JP3911972B2

JP3911972B2 - 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法

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Publication number: JP3911972B2
Application number: JP2000216316A
Authority: JP
Inventors: 康伸長滝; 正井上; 貞則今田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-07-17
Filing date: 2000-07-17
Publication date: 2007-05-09
Anticipated expiration: 2020-07-17
Also published as: JP2002030347A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の構造用部品などに適用される、優れた延性を付与することが可能な高強度溶融亜鉛メッキ（めっき）鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
引張強度が440MPaを超える高強度溶融亜鉛メッキ鋼板は、その優れた防錆性と高い耐力を利点とし、とくに自動車の構造用部品などに広く適用されている。このため、自動車用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に係る発明が多く開示されている。
【０００３】
高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、その用途や要求特性に応じて、析出強化、固溶強化やマルテンサイト、ベイナイトといった低温変態相を利用した変態組織強化など、様々の成分系や組織で製造されている。
一般に、延性を向上させるには、鋼成分においてはSiを添加したり、あるいは組織においてはフェライト＋マルテンサイトに制御するなどの手法が用いられる。
【０００４】
例えば、特開平7-54051号公報には、延性、伸びフランジ性に優れた高強度溶融Znめっき鋼板を得る方法が提案されている。この技術は、1.0〜2.0%Mn-Nb添加鋼（更にTi添加）のスラブを素材とし、1000〜850℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延した後、600℃までを40℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、600℃以下を30℃/sec以下の平均冷却速度で冷却し、550〜400℃の温度範囲で巻き取り、次いで溶融Znめっきを施すというものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、溶融亜鉛めっき鋼板ではめっき密着性の観点から延性向上に有効なSi添加量に大きな制約があり、延性向上には限界が生じる。また、高降伏比が必要な用途では、延性面で有利なフェライト＋マルテンサイト鋼は適用できず、延性面で不利な析出強化によるフェライト＋パーライト鋼が使用されている。すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板については、これらの制約を受けずに延性向上を図る手段は見出されていないのが実状である。
【０００６】
本発明は、上記の問題を解決し、優れた延性を付与することが可能な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題は、次の発明により解決される。その発明は、mass%で、C:0.01〜0.3%,Si:0.7%以下,Mn:1〜3%,P:0.08%以下,S:0.01%以下, sol.Al: 0.08%以下,N: 0.007%以下を含有し、残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼を、Ar₃点以上で仕上げ熱延し、2.5秒以内に平均冷却速度100℃/sec以上の急速冷却を開始し、700℃以下500℃超えの温度まで冷却した後巻き取り、その後、酸洗あるいはさらに冷間圧延して、連続溶融亜鉛めっきを行うとともに720℃以上で焼鈍することを特徴とする高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【０００８】
本発明は、上記問題点を鑑み、溶融亜鉛めっき後の延性を向上させるため、鋼成分以外でいかに製造条件で制御すべきかを課題として検討する中でなされた。特に、上記課題を解決するため、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性に及ぼす熱延条件や溶融亜鉛めっき時の熱サイクルの影響について鋭意検討された。この結果、熱延板段階においてパーライトが層状に分布したいわゆるバンド状組織の形成を抑制して、組織を均一微細化し、しかも、パーライト粒内のフェライトとセメンタイトの層状組織を微細とすること（パーライトのラメラ間隔の微細化）が、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性の向上に有効であることが明らかとなった。
【０００９】
以上の技術は、化学成分の制御に加え、熱延ラインでは仕上げ圧延後の冷却パターンの制御が必要であり、以下に、それぞれの限定理由を説明する。
まず、成分限定理由について述べる。
【００１０】
C:0.01%〜0.3%
Cは、所望の強度を確保するために必須の元素であり、440MPa以上の強度を得るためには0.01%以上とする必要がある。一方0.03%を超える多量の添加を行うと、熱延板でのパーライト分率が増加して、仕上げ熱延後の大冷却を活用しても、層状組織の低減が十分でなくなる。
【００１１】
Si:0.7%以下
Siは、鋼の延性を向上させるために有効な元素であるが、添加量が多くなると亜鉛メッキの密着性や表面外観が著しく劣化するので、上限を0.7%に規定する。
【００１２】
Mn:1〜3%
MnはC同様、所望の強度を確保するために必須の元素である。所望の強度を得るため1%が下限として必要であるが、過剰に添加するとCの過剰添加と同様、仕上げ熱延後の大冷却を活用しても、層状組織の低減が十分でなくなる。このため、上限を3%に規定する。
【００１３】
P:0.08%以下
Pは、固溶強化能の大きい元素で、高強度鋼板の製造には必須の元素であるが、添加量が多くなるとSi同様、めっき品質が劣化するので、上限を0.08%に規定する。
【００１４】
S:0.01%以下
Sは不純物であり、含有量が高いと鋼中の介在物が増加して、加工性が劣化する。このため上限を0.01%に規定する。
【００１５】
sol.Al: 0.08%以下
sol.Alは、通常の鋼に含有される量であれば本発明の効果を損なわず、0.08%以下であれば良い。
【００１６】
N: 0.007%以下
Nは、通常の鋼に含有される量であれば本発明の効果を損なわず、0.007%以下であれば良い。
【００１７】
その他、本発明では、さらにNb,Ti:0.005〜0.5%,B:0.0002〜0.005%から選ばれる1種または2種以上、あるいはさらに、V,Cr,Mo:0.01〜1%から選ばれる1種または2種以上を含有する鋼を用いることができる。
【００１８】
Nb,Ti: 1種以上それぞれ0.005〜0.5%
Nb,Tiは組織の微細化や析出強化により高強度化する目的で添加する。それぞれの下限は所望の効果が得られる最低限量であり、また、上限は、これ以上添加しても効果が飽和するばかりか、延性が劣化するため規定した。
【００１９】
B:0.0002〜0.005%
Bはフェライトの析出抑制により低温変態相体積率を向上させて高強度化する目的で添加する。下限は所望の効果が得られる最低限量であり、また、上限は、これ以上添加しても効果が飽和するばかりか、延性が劣化するため規定した。
【００２０】
V,Cr,Mo: 1種以上それぞれ0.01〜1%
V,Cr,Moは、鋼の焼き入れ性を向上させて高強度化する目的で添加するが、それぞれの下限は所望の効果が得られる最低限量であり、また、上限は、これ以上添加しても効果が飽和するため規定した。
なお、Nb,Tiの1種以上とV,Cr,Moの1種以上とを、ともに添加しても良い。
【００２１】
次に、本発明における製造条件の限定理由に関して説明する。
本発明の製造法においては、仕上げ熱延後の冷却速度を100℃/secを超える冷却速度とする。これは検討の結果、後述のようにこの冷却速度域において、明瞭な延性向上効果があることが明らかとなったことによる。冷却速度の下限の100℃/secは、これ以下では所望の効果が得られなくなるため規定されている。
【００２２】
この大冷却（急速冷却）は、500℃超え700℃以下の温度範囲で停止させる必要がある。これは、極端に低い500℃以下の温度まで急速冷却すると、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織が形成され、これを連続溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍すると、針状のフェライトが形成され、延性が劣化することを防止するためである。
【００２３】
また、急速冷却の停止温度が700℃を超える（700℃より高い）と、Cの拡散速度が十分大きいためバンド状になりやすく、バンド組織の抑制が十分でない。あるいは、パーライトが高温で生成するためパーライトの層状組織の微細化が十分でなく、やはり、所望の効果が得られなくなってしまう。従って、100℃/sec を超える大冷却は、500℃超え700℃以下の温度範囲で停止させることに規定する。
【００２４】
また、熱延終了後の急冷開始までの時間が極端に長くなると、粒成長により組織が粗大化するばかりか、粗大なパーライトの析出も開始してしまうので、できるだけ短いほうが本発明の効果を得やすく、熱延終了後は2.5秒以内に100℃/secを超える急冷を開始する必要がある。
【００２５】
ただし、圧延終了後、極端に短い時間で急速冷却を開始すると、圧延組織が完全に再結晶しない状態となり、組織が不均一になりやすくなる。その結果、コイル長手方向と幅方向の材質のバラツキが大きくなる傾向があるため、急冷開始は熱延終了後0.5秒を超えることが好ましい。
【００２６】
熱延仕上げ温度は、加工組織が残留して延性が劣化しなようにAr₃点以上とする。
【００２７】
以上のように熱延条件を制御した後、酸洗後、あるいは、さらに冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍とめっきを行うが、焼鈍温度は720℃以上として、熱延段階で形成されたコロニーの大きなパーライトあるいは冷延過程で粉砕されたパーライトの再固溶を促進させる必要がある。このように焼鈍温度を制御することで、パーライトやセメンタイトにより強化する場合や、さらに析出強化で強化する場合においては、コロニーの大きなパーライトや粉砕されたパーライトの消失により、延性が向上する。
【００２８】
また、ベイナイトやマルテンサイトなど低温変態相で強化する場合においては、パーライトの再固溶が促進されることで、焼鈍時にパーライトの溶け残りもなく、逆変態オーステナイトが安定して得られるため、延性が向上する。
【００２９】
実施例でも示すが、後者のような低温変態相で強化する場合において、このような延性向上効果は、やや大きい。これは、前者における、コロニーの大きなパーライトや粉砕されたパーライトの消失による延性向上効果よりも、後者における、パーライトの溶け残り解消による延性向上効果のほうが大きいためと考えられる。
【００３０】
焼鈍後、亜鉛めっきされるが、このあとさらに合金化されても、本発明の効果は損なわれない。
【００３１】
【発明の実施の形態】
発明の実施に当たっては、通常の製鋼プロセスにより化学成分を上述の範囲内に調節し、熱延条件、とりわけ仕上圧延終了後の冷却条件を制御して熱延鋼板を製造する。その後は、溶融亜鉛めっきを行うことで、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。その他とくに言及していないが、造塊あるいは連続鋳造によるスラブ製造法や、熱延での粗熱延バー接続による連続熱延、また、熱延過程でのインダクションヒーターを利用した200℃以内の昇温などは、本発明の効果に対して影響を及ぼさない。
【００３２】
本発明の製造法においては、仕上げ熱延後の冷却速度が最も重要となる。これまで開示されている特許では、例えば特開平7-54051におけるように高々100℃/secまでの冷却速度の検討であり、延性に及ぼす冷却速度の影響が明確になっていなかった。発明の検討に用いた、最大1000℃/secの大冷却が可能な実験設備を用いた結果、100℃/secを超える冷却速度域において、明瞭な延性向上効果があることが突き止められた。
【００３３】
この延性向上効果が得られる理由については、次のように考えられる。上述したように、100℃/secを超える大冷却速度を仕上げ熱延後の鋼帯に適用することで、熱延板段階においてパーライトが層状に分布したいわゆるバンド状組織の形成を抑制して、組織を均一微細化することができる。これに加えて、パーライト粒内のフェライトとセメンタイトの層状組織が微細化するため、その後の連続溶融亜鉛めっきでの均熱時において、熱延段階で形成されたコロニーの大きなパーライトあるいは冷延過程で粉砕されたパーライトの再固溶が促進される。その結果、塑性変形を受けた時のクラックの起点が少なくなるため、延性が向上するものと考えられる。
【００３４】
なお、急速冷却後は、そのまま冷却を停止して巻き取っても、あるいは、さらに、通常の30℃/sec以下の冷却速度で所定の温度に制御して巻き取ってもかまわない。
【００３５】
また、化学成分については、材質上の観点から次のようにすると良い。
【００３６】
まずCについては、強度確保のし易さからは0.05％以上、延性の観点からは0.2％以下とすることが好ましい。Mnについては、低温変態相を利用しない場合は2%以下でよい。また、Nb,Tiについては、延性の観点からは0.1％以下とすることが好ましい。
【００３７】
また、冷却速度については、延性向上効果を確実に確保するため下限を110℃/secとすることが好ましい。
【００３８】
【実施例】
以下に本発明による効果を具体的に示す。
まず、表1に成分を示す本発明成分鋼A〜Eを溶製した後、圧延素材とした。これらを表2に示す熱延条件で熱延鋼帯とし、酸洗し、あるいは一部は冷延率62%で冷間圧延して、焼鈍下地を準備した。
【００３９】
【表１】

【００４０】
【表２】

【００４１】
続いて、実験室の熱処理シミュレーターにて、連続溶融亜鉛メッキライン相当の熱処理条件で焼鈍した。表３に、この熱処理条件を連続溶融亜鉛メッキ条件として、主な圧延条件（表２に同じ）と共に示す。これらの鋼板の組織と、圧延方向と直角に試験片どりしたJIS5号試験片を用いた引張強度(TS)と延性(El)を、表３に併せて記載した。
【００４２】
【表３】

【００４３】
図１は、鋼AとBの延性に及ぼす、熱延終了後の一次冷却速度の影響を示す。この図より、本発明が開示する一次冷却速度の範囲に制御することで、延性が向上していることがわかる。とくに急冷開始時間を0.5秒を超えて2.5秒以内に制御することで、上記の効果は顕著となる。また、前述したとおり、フェライト＋マルテンサイト鋼である鋼Aでは、フェライト＋パーライト（＋セメンタイト）組織をベースに析出強化により強化した鋼Bに対して、延性向上しろが1％程度大きいことがわかる。
【００４４】
【発明の効果】
本発明は、化学成分の制御に加え、熱延ラインでは仕上げ圧延後の冷却パターンの制御により、熱延板段階においていわゆるバンド状組織の形成を抑制して、組織を均一微細化している。その結果、本発明によれば、鋼成分や組織の制約によらず、延性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼板が得られるので、工業的価値は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】延性に及ぼす熱延終了後の一次冷却速度の影響を示す図。

Claims

mass%で、C:0.01〜0.3%,Si:0.7%以下,Mn:1〜3%,P:0.08%以下,S:0.01%以下, sol.Al: 0.08%以下,N: 0.007%以下を含有し、残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼を、Ar₃点以上で仕上げ熱延し、2.5秒以内に平均冷却速度100℃/sec以上の急速冷却を開始し、700℃以下500℃超えの温度まで冷却した後巻き取り、その後、酸洗あるいはさらに冷間圧延して、連続溶融亜鉛めっきを行うとともに720℃以上で焼鈍することを特徴とする高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
請求項1記載の高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法において、鋼をその記載に代えて、mass%で、C:0.01〜0.3%,Si:0.7%以下,Mn:1〜3%,P:0.08%以下,S:0.01%以下, sol.Al: 0.08%以下,N: 0.007%以下を含有するとともに、Nb,Ti:0.005〜0.5%,B:0.0002〜0.005%のうち1種以上を含有し、残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼としたことを特徴とする高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
請求項1記載の高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法において、鋼をその記載に代えて、mass%で、C:0.01〜0.3%,Si:0.7%以下,Mn:1〜3%,P:0.08%以下,S:0.01%以下, sol.Al: 0.08%以下,N: 0.007%以下を含有するとともに、V,Cr,Mo:0.01〜1%のうち1種以上を含有し、残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼としたことを特徴とする高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
請求項1記載の高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法において、鋼をその記載に代えて、mass%で、C:0.01〜0.3%,Si:0.7%以下,Mn:1〜3%,P:0.08%以下,S:0.01%以下, sol.Al: 0.08%以下,N: 0.007%以下を含有するとともに、Nb,Ti:0.005〜0.5%,B:0.0002〜0.005%のうち1種以上を含有し、かつ、V,Cr,Mo:0.01〜1%のうち1種以上を含有し、残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼としたことを特徴とする高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
熱間圧延終了後、0.5秒を超えて2.5秒以内に急速冷却を開始することを特徴とする請求項１ないし請求項４記載の高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。