JP2007182625A - 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Fe−Zn合金めっき層を少なくとも素地鋼板の片面に有し、前記めっき層の表面からめっき層深さ方向に300Å以上の厚みで、Al(原子%)/Zn(原子%)≧0.10である領域が存在するものであり、用いる素地鋼板としては、所定の化学成分組成を満たし、鋼中組織が、フェライトおよび/またはベイニティックフェライトの母相組織と、残留オーステナイトの第2相組織とを含む複合組織鋼板が例示される。
【選択図】なし
Description
−0.0030×Tga+2.42≦Cγ≦−0.0030×Tga+2.72…(1)
但し、450≦Tga≦550であり、式中、Tgaは合金化温度(℃)、Cγは合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイトの炭素濃度(%)を夫々示す。
−0.0030×Tga+2.42≦Cγ≦−0.0030×Tga+2.72…(1)
但し、450≦Tga≦550
Tga=450℃の場合、1.07%≦Cγ≦1.37%
Tga=475℃の場合、0.995%≦Cγ≦1.295%
Tga=500℃の場合、0.92%≦Cγ≦1.22%
Tga=550℃の場合、0.77%≦Cγ≦1.07%
Cは、鋼板の強度(引張強度TS)を550MPa以上に確保するために必要な元素であり、また鋼板の残留γの生成を促進すると共に、その安定性にも影響を及ぼす元素である。これらの効果を発揮させるためには、C含有量は0.05%以上であることが好ましく、より好ましくは0.07%以上である。しかしながら、C含有量が過剰になると溶接性が低下するので、0.3%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.25%以下である。
Siは、固溶強化能が大きく、また延性を低下させずに強度を高めることができる元素である。また、オーステナイトへのC濃縮を促進させ、室温でオーステナイトを残留させて優れた強度−延性バランスを確保するのにも有効である。このような効果を十分に発揮させるには、Si含有量は0.5%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.7%以上である。しかしながら、Si含有量が過剰になると、強度が高くなりすぎて圧延負荷が増大し、しかも熱間圧延の際にはSiスケールを発生して鋼板の表面性状も悪化させるので、3.0%以下とすることが好ましく、より好ましくは2.5%以下である。
Alは、脱酸のために少なくとも0.005%以上含有させることが好ましい。また、Siと同様に、オーステナイトへのC濃縮を促進させて室温でオーステナイトを残留させ、優れた強度−延性バランスを確保するのに有効な元素であり、このような効果を発揮させる観点からも、0.005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.01%以上含有させるのが良い。一方、Al含有量が過剰になると、残留γ量確保の効果が飽和するだけでなく、鋼板の脆化やコストアップを招くため、2.5%以下とすることが好ましく、より好ましくは2.0%以下である。
上記のように、SiおよびAlは、いずれも残留オーステナイトの生成に必要な元素であるが、残留γを十分に確保して優れた加工性を安定して発揮させるためには、SiとAlを合計で0.6%以上含有させることが好ましく、より好ましくは1.0%以上である。しかしながら、SiとAlの合計含有量が過剰になっても、残留γの生成効果は飽和するだけでなく、延性の低下や鋼の脆化を招くため、合計量は3.5%以下とすべきであり、より好ましくは3.0%以下にするのが良い。
Mnは、鋼板の強度確保のために有効な元素であり、また残留γの生成を促進して加工性を高めるのにも有効な元素である。こうした、効果を発揮させるためには、0.5%以上含有させることが好ましく、より好ましくは1.0%以上である。しかしながら、3.5%を超えて過剰に含有させると、延性や溶接性が劣化することになる。より好ましくは3.0%以下とするのが良い。
Pは、過剰に含有されると、溶接性が劣化するので、0.03%以下に抑制することが好ましい。
Sは、過剰に含有されると、硫化物系介在物が増大して鋼板の強度が劣化するため、0.01%以下に抑制することが好ましい。
Nは、鋼中に窒化物を析出させて鋼を強化する元素であるが、Nが過剰に存在すると、窒化物が多量に析出し、却って延性の劣化を引き起こす恐れがある。従ってNは0.01%以下であることが好ましい。
Oは、過剰に含有されると、介在物が増大して延性の劣化を引き起こす恐れがある。従ってOは0.01%以下であることが好ましい。
CrおよびMoは、固溶強化元素であり、鋼板の高強度化を図るのに有効に作用する。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト高となる。従って、CrおよびMoは、いずれも1.0%以下(より好ましくは0.5%以下)とするのが良い。
Ti,NbおよびVは、いずれも鋼中に炭化物や窒化物等の析出物を形成して鋼を強化する元素でもある。特にTiは、結晶粒を微細化して降伏強度を高めるのにも有効に作用する。しかしTiを過剰に含有させると、炭化物が粒界上に多く析出し、局所伸びが低下する。従ってTiは0.2%以下、好ましくは0.15%以下、より好ましくは0.13%以下とする。
CuとNiは、いずれも固溶強化元素であり、鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、鋼板の耐食性も向上させる元素である。しかしCuを3.0%、Niを3.0%を超えて含有してもその効果は飽和し、コスト高となる。従ってCuは3.0%以下であることが好ましく、より好ましくは2.5%以下、更に好ましくは2.0%以下である。Niは3.0%以下であることが好ましく、より好ましくは2.5%以下、更に好ましくは2.0%以下である。CuとNiは、夫々単独で、或いは併用して含有してもよい。
Bは、焼入れ性を高める元素であり、鋼板の強度を向上させる。またMoと併せて含有させることにより圧延後の加速冷却時における焼入れ性が制御されて、鋼板の強度−靭性バランスを最適化する。しかし過剰に含有すると鋼板の靭性が劣化するため、Bは0.01%以下であることが好ましい。より好ましくは0.005%以下である。Bの下限は特に限定されないが、好ましくは0.0005%以上含有させることが好ましい。
Caは、鋼中硫化物の形態を球状化して、加工性を向上させる元素である。しかし0.01%を超えて含有しても効果が飽和し、経済的に無駄である。従ってCaは0.01%以下であることが好ましく、より好ましくは0.005%以下である。Caの下限は特に限定されないが、好ましくは0.0005%以上であってもよい。
フェライト(ポリゴナルフェライトのこと)およびベイニティックフェライト(BF)は、鋼板の強度を高めるだけでなく、伸び特性の向上にも寄与している。BFとは、転位密度(初期転位密度)の高い下部組織(ラス状組織は、有していても、有していなくても良い)を意味し、転位密度がないか或いは極めて少ない下部組織を有するFと相違している。BFは、Fに比べ転位密度が高いため、高強度を容易に達成できると共に、伸び特性や伸びフランジ性も高いという特徴を有している。上記母相組織のうち、フェライトは延性確保に寄与する組織であり、ベイニティックフェライトは強度に寄与する組織であり、強度と延性の観点からこれら組織を適切な体積比率に保つことが推奨される。こうした観点から、フェライト、ベイニティックフェライトは、夫々90体積%以下の範囲とすることが好ましい。本発明では、上記の組織が単独で存在していてもよいし、混合組織となっていてもよい。
残留γは、鋼板の全伸び、更には疲労特性を向上させる組織である。この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率(体積率)で5%以上存在することが好ましい。より好ましくは7%以上である。しかし残留γが多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するだけでなく、残留オーステナイト中の炭素濃度が低下して加工性も低下するので、その上限は25%程度とするのが好ましい。残留γ中の炭素濃度は、加工変形中の該残留オーステナイトの歪誘起変態に伴う延性向上に大きく影響する。そのため、その平均濃度は0.3%以上であることが好ましく、より好ましくは0.5%以上である。尚、残留γ量は、後記するように、飽和磁化測定法によって測定することができる。
1.合金化溶融亜鉛めっき鋼板(GA鋼板)の製造
CGLにて、以下に示す条件、および表1に示す酸化炉(OF)の鋼板温度でGA鋼板を製造した。
厚さ:1.2mm
化学成分組成;Si:0.3または1.0質量%、C:0.08質量%、Mn:2.0質量%、P:0.010質量%、S:0.003質量%、Al:0.04質量%、残部:Feおよび不可避不純物
直火火炎バーナー設置タイプ
空燃比(r1):0.95
滞留時間:28秒
直火火炎バーナー設置タイプ
空燃比(r2):1.30
滞留時間:6秒
雰囲気:N2−15体積%H2
鋼板温度:800〜850℃
滞留時間:50秒
浴組成:Zn−0.10質量%Al(Al:有効濃度)
浴温:460℃
侵入鋼板温度:460℃
滞留時間:3.8秒
直火加熱タイプ
合金化炉温度:850〜1000℃
滞留時間:20秒
前記のようにして得られたGA鋼板について、以下のものを評価した。結果を表1に示す。
ESCA(X線電子分光法)により、めっき層表面から50Å/分の速度でArイオンエッチングしながら、50Å間隔でAlおよびZnの原子割合を測定し、Al(原子%)/Zn(原子%)≧0.10である領域の厚さを測定した。
めっき層表層が、δ1相またはζ相のいずれであるかを、SEM(走査型電子顕微鏡)により、めっき層を断面観察して判断した。
めっき層中にSi系酸化物が存在するか否かを、EPMA(電子線マイクロアナリシス)により、めっき層を断面観察して判断した。
めっき層中のFeおよびSi量を、めっき層を塩酸で溶解させて、ICP(誘導結合高周波プラズマ発光分光分析)により定量した。
GA鋼板を、以下の条件でビード付きU曲げビード成形し、成形品の側壁外側にテープ剥離試験を行った。次いで剥離しためっき層を塩酸に溶解させて、ICPによりめっき剥離量を定量し、以下の基準で評価した。
(i)成形条件
プレスの種類:クランクプレス
供試GAの大きさ:幅40mm×長さ250mm
金型:ビードr:5mm(半丸ビード)、パンチ肩半径:5mm、ダイ肩半径:5mm、成形高さ:65mm
(ii)評価基準
めっき剥離量: 4g/m2未満:◎
4g/m2以上10g/m2未満:○
10g/m2以上15g/m2未満:△
15g/m2以上 :×
この実施例では、合金化温度に応じて、合金化前のCγが前記(1)式を満足するように制御すれば、合金化温度に応じた最大級の強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを説明する。
CGLにて、以下に示す条件、および下記表3に示す酸化炉(OF)の鋼板温度でGAを製造した。
直火火炎バーナー設置タイプ
空燃比(r1):0.95
滞留時間:40秒
直火火炎バーナー設置タイプ
空燃比(r2):1.30
滞留時間:8秒
雰囲気:N2−15体積%H2
鋼板温度:800〜900℃
滞留時間:67秒
オーステンパ処理温度;350〜450℃
(この温度範囲までの平均冷却速度:15℃/秒)
オーステンパ処理時間:45秒
浴組成:Zn−0.10質量%Al(Al:有効濃度)
浴温:460℃
侵入鋼板温度:460℃
滞留時間:5.1秒
直火加熱タイプ
合金化炉温度:450〜550℃
滞留時間:27秒
各鋼板の板厚(1/4)位置をナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡(SEM)にて倍率:3000倍で観察し、フェライトおよび/またはベイニティックフェライト、第二相(残留オーステナイトやマルテンサイト)を下記に従い区別して体積率を求めた。
上記のようにして得られた供試材の板厚1/4位置における残留オーステナイト中のCγを、X線回折により測定した格子定数から求めた。詳細な測定方法は、例えば、ISIJ Int.Vol.33,(1993),No.7,P.776に記載されている。
GA鋼板の溶融亜鉛めっき層が合金化できているかどうかを目視で判断した。具体的には、表面に溶融亜鉛によるギラツキが残っている場合を合金化できていない(×)と判断し、表面がくすんでおり、ギラツキが無くなっている場合を合金化できている(○)と判断した。
上記のGI鋼板またはGA鋼板からJIS Z2201の5号試験片を切り出し、引張試験(歪速度:10mm/秒)を行って引張強さ(TS)および伸び(EL)を測定した。
2 無酸化炉(NOF)
3 酸化炉(OF)
4 還元炉(RF)
5 冷却装置
6 溶融亜鉛めっき装置(めっき浴)
S 鋼板
P 溶融亜鉛めっき鋼板
Claims (11)
- Fe−Zn合金めっき層を少なくとも素地鋼板の片面に有し、
前記めっき層の表面からめっき層深さ方向に300Å以上の厚みで、Al(原子%)/Zn(原子%)≧0.10である領域が存在することを特徴とする耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - めっき層が、Si系酸化物を含み、且つSiを0.1質量%以上含むものである請求項1に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 素地鋼板中のSi含有量が0.3〜3.0%(「質量%」の意味、鋼板の化学成分組成について、以下同じ)である請求項1または2に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、C:0.05〜0.3%、Si:0.5〜3.0%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.03%以下(0%を含まない)、S:0.01%以下(0%を含まない)、Al:0.005〜2.5%を夫々含有すると共に、Si+Al:0.6〜3.5%を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼中組織は、フェライトおよび/またはベイニティックフェライトの母相組織と、残留オーステナイトの第2相組織とを含む複合組織鋼板である請求項1〜3のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、更に他の元素として、Cr:1%以下(0%を含まない)および/またはMo:1%以下(0%を含まない)を含有するものである請求項4に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ti:0.2%以下(0%を含まない)、Nb:0.2%以下(0%を含まない)およびV:0.3%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる1種以上を含有するものである請求項4または5に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、更に他の元素として、Cu:3%以下(0%を含まない)および/またはNi:3%以下(0%を含まない)を含有するものである請求項4〜6のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、更に他の元素として、B:0.01%以下(0%を含まない)を含有するものである請求項4〜7のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、更に他の元素として、Ca:0.01%以下(0%を含まない)を含有するものである請求項4〜8のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 素地鋼板の鋼中組織が、フェライト:90体積%以下、ベイニティックフェライト:90体積%以下であり、フェライトおよび/またはベイニティックフェライトの合計量が70体積%以上であり、且つ残留オーステナイトが5体積%以上の複合組織を有する請求項4〜9のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項4〜10のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに当り、合金化温度(Tga)に応じて、合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイトの炭素濃度(Cγ)が下記(1)式を満足するように制御することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
−0.0030×Tga+2.42≦Cγ≦−0.0030×Tga+2.72…(1)
但し、450≦Tga≦550であり、式中、Tgaは合金化温度(℃)、Cγは合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイトの炭素濃度(%)を夫々示す。
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