JP3951537B2 - 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車の構造部材、足回り部材や機械構造部品など、高強度で、部材形状にするため必要とされる過酷なプレス成形に耐え得る高延性、さらに耐食性が要求される用途に適した、熱延鋼板を下地とする加工性に優れた二相組織型の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費向上や衝突安全性向上を目的として、車体構造部材や足回り部材には高張力熱延鋼板が要求されており、高強度化が以前より必要とされている。加えて近年、車体構造部材や足回り部材等に使用される熱延鋼板は張出し成形を主体とする過酷な成形を受けるため、優れたプレス成形性、特に良好な延性を有することが求められ、フェライト＋マルテンサイトのミクロ組織を基本とする二相組織型熱延鋼板が開発されてきた。
【０００３】
更に、二相組織型熱延鋼板に溶融亜鉛めっきした鋼板は良好な延性と耐食性を兼ね備えた鋼板として要望され、特開昭５６−１４２８２１号公報等が開示されている。本特許では、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｍｎ＋Ｃｒ：１．０〜２．５％を基本成分として含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼板を、めっき前加熱温度、めっき浴に至るまでの冷却速度、合金化温度、合金化後の冷却速度を詳細に規定した連続式溶融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬ）により二相組織とすることを特徴としている。
【０００４】
すなわち、めっき前加熱の工程でフェライト相およびオーステナイト相の二相とした後、オーステナイト相をＣＧＬにおける焼入れによりマルテンサイト相とし二相組織の鋼板としている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＣＧＬにおいて焼入れ性を確保するためには鋼組成として合金元素を添加またはＣＧＬのライン速度を速くしなければならず、前者は鋼材コストの上昇、後者は大多数のＣＧＬでは亜鉛付着量制御の安定性確保と合金化の反応速度の制約から決まるライン速度では、焼入れ性が確保できないという問題を生じる。本発明は高価な合金元素を用いず、またＣＧＬの設備上の制約を受けず加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法およびその鋼板を提供する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、ＣＧＬのライン速度が比較的遅い場合であっても、焼入れ性に優れ、フェライト及びマルテンサイトを主体とする二相組織の得られる成分組成について検討を行った。その結果、適正量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等を含み、かつＣｒとＶの複合添加により、ライン速度の制約が大幅に緩和されることを見出した。本発明は上記知見を基に更に検討を加えてなされたものである。本発明の要旨は、次の通りである。
【０００７】
１． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトおよびマルテンサイトからなる組織、またはフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトからなる組織を有することを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
【０００８】
２． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきをすることを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【０００９】
３． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきし、更に合金化処理をすること特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の成分限定理由、ミクロ組織限定理由、熱延条件および溶融亜鉛めっき条件について説明する。
【００１１】
１．成分組成
Ｃ：０．０４％以上、０．１２％以下
Ｃはマルテンサイトを生成させ、目標とする強度を確保するため必須であり、０．０４％以上を必要とする。一方、０．１２％を超えると加工性が劣化するので、０．０４％以上、０．１２％以下とする。
【００１２】
Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは含有量が多くなると溶融亜鉛めっきにおけるめっきが難しく、０．１％を超えるとめっきの付着性が悪化するので、０．１％以下とする。
【００１３】
Ｍｎ：１．０％以上、２．０％以下
Ｍｎは組織形成に対し、有利に作用し、固溶強化により強度を向上させるため添加する。必要強度を確保するため、１．０％以上添加するが、２．０％を超えるとプレス成形性等の加工性が劣化するため、１．０％以上、２．０％以下とする。
【００１４】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは溶接性、プレス成形性を悪化させる不純物元素であり、０．０５％以下に制限する。但し、経済的に許される範囲で極力低減することが望ましい。
【００１５】
Ｓ：０．００５％以下
ＳはＭｎとＡ系介在物を作り、プレス成形性を低下させる不純物元素であり、０．００５％以下に制限する。但し、経済的に許される範囲で極力低減することが望ましい。
【００１６】
Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．２％以下
本発明では鋼の焼入れ性をＣｒ，Ｖの複合添加により向上させることを特徴とする。ＣＧＬにおいて二相組織型の鋼板に焼入れを可能とするライン速度の制約を大幅に緩和するため、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上を、複合添加する。
【００１７】
一方、これらの元素を多量に添加しても、その効果が飽和し、製造コストが上昇するため、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．２％以下とする。尚、ＣｒまたはＶの一方のみを単独に添加した場合は十分な焼入れ性を確保することはできない。
【００１８】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％
ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素として必須であるが、０．１０％を超える範囲ではその効果が飽和し、かつＡｌ系介在物が増加し、プレス成形性が悪化するので０．１０％以下とする。
【００１９】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは多量に含まれると延性を劣化させるため、０．０１％以下とする。
【００２０】
２．ミクロ組織
本発明では、必要な強度及び良好な延性を確保するため鋼のミクロ組織をフェライトとマルテンサイト主体の組織を有するものとする。本組織においては、その作用効果を損なわない範囲で更にベイナイトを含むことができる。
【００２１】
３．熱延条件
次に、熱延条件について説明する。本発明では熱延後の溶融亜鉛めっき工程においてフェライトとオーステナイトの二相を分離し、焼入れ処理を行う。熱延工程では、溶融亜鉛めっき工程において所望の組織が得られるように、仕上圧延における仕上温度と巻取温度を規定する。
【００２２】
仕上温度：Ａｒ3変態点以上
仕上温度がＡｒ3変態点未満になるとα＋γ二相域の圧延となるため混粒組織となり、ＣＧＬ通板後においても解消されず延性が低下するので、仕上温度はＡｒ3変態点以上とする。
【００２３】
巻取温度：７００℃以下
巻取温度が７００℃超えになると、冷却過程で析出する炭化物が粗大化し、めっき前に必要となる炭化物の溶け込みに長時間を要するようになる。そのため、ＣＧＬにおけるライン速度を低下させなければならず、鋼板の焼入れ処理に不利になると共に、生産効率を低下させる。従って、巻取温度を７００℃以下とする。この傾向は冷間圧延せずにＣＧＬに装入した場合、強くなる。
【００２４】
尚、熱間圧延は、通常の造塊法、連続鋳造により製造したスラブを用いる方法か、又は加熱炉を経由しない直接熱間圧延による方法でよく、特に限定しない。スラブの加熱温度は、スケール生成による重量ロスが適正で、粗圧延、仕上圧延が可能で、更に仕上圧延温度としてＡｒ3変態点以上を確保できれば良く、特に限定しない。また、粗圧延後の半製品を雰囲気炉や高周波加熱等で仕上圧延前に加熱してもよい。
【００２５】
４．溶融亜鉛めっき条件
前述したように、本発明では、溶融亜鉛めっき工程で、必要な強度と加工性を備えた二相組織に調整する。そのため、めっき前加熱条件を規定する。
【００２６】
めっき前加熱条件：加熱温度をＡｃ1点以上、Ａｃ3点以下、保持時間５秒〜１０分
めっき前加熱の段階で、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点以下に加熱し、二相分離させ、めっき後またはめっき後合金化処理する場合は合金化温度以降の冷却において、焼入れし、フェライトとマルテンサイト主体の組織とする。二相分離を十分に行うためには保持時間は最低５秒あればよく、これ以上であれば組織制御の点では問題ないが、あまり長くなると生産効率が落ちるので１０分以内とする。
【００２７】
ＣＧＬでは、熱サイクルの厳密な制御が難しく、所望とする特性が得られるようミクロ組織を制御することは通常困難である。しかし、本発明ではＣｒ，Ｖの複合添加により、めっき前加熱温度の規定を除いて、ＣＧＬの製造条件を特に限定する必要はなく、めっき後またはめっき後合金化処理する場合は合金化温度以降の冷却速度が３．５〜９．３℃／Ｓと小さい場合であっても、フェライトとマルテンサイト主体の組織を得ることが可能である。
【００２８】
尚、溶融亜鉛めっきの品質を更に安定したものとする場合、熱間圧延後、溶融亜鉛めっき前に酸洗することが好ましい。また、溶融亜鉛めっき後、合金化処理することも可能である。
【００２９】
【実施例】
[実施例１]
表１に示す成分組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でスラブとした。表１で表示しない残部はＦｅ及び不可避不純物とする。鋼種Ａ及びＢはＣｒとＶが複合添加された鋼で本発明範囲内の組成となっている。鋼種ＣはＣｒとＶの両者が添加されず、鋼種Ｄ〜ＦはＣｒまたはＶの一方のみが添加されており、本発明範囲外の組成となっている。
【００３０】
次いで、Ａｒ3点以上の８６０℃で板厚２．０ｍｍに仕上圧延後、５００℃で巻き取り、酸洗後、ＣＧＬにて８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面４５ｇ／ｍ2の目付け量で溶融亜鉛めっきし、次いで５５０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なった。この際、１コイル毎にコイルＨｅａｄからＥｎｄにかけてラインスピードを上げた。
【００３１】
ＣＧＬ通板後のコイルより、ライン速度３０，８０，１６５ｍｐｍに相当する部分からサンプル採取し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏強さ（ＹＳ），引張強さ（ＴＳ），降伏比（ＹＲ），伸び（Ｅｌ）を求め、ミクロ組織の観察を行った。表２に結果を示す。尚、合金化温度（５５０℃）からＭｓ点までの冷却速度はライン速度に応じて決まり，表中に冷却速度として示す。
【００３２】
本発明例Ａ１〜Ｂ３は、ＣｒとＶが複合添加されている鋼種Ａによる実施例で、ＣＧＬのライン速度によらずフェライトとマルテンサイト主体の二相組織が得られ、必要な強度が確保された上で良好な延性を有している。これに対し、比較例Ｃ１〜Ｆ３は、ＣｒとＶが複合添加されていない本発明範囲外の鋼種による実施例で、鋼種Ｃ，Ｄ，Ｅの場合、ＣＧＬのライン速度が１６５ｍｐｍの場合の実施例となるＤ３，Ｅ３を除いて、焼入れ性が不足して、フェライトとマルテンサイト主体の二相組織が得られず、強度と延性が不足する。
【００３３】
鋼種Ｆはいずれのライン速度でも二相組織に準ずる組織となり、強度も５９０ＭＰａ以上が確保されているが、Ｃｒ単独添加系で多量のＣｒを添加するため製造コストが高い。尚、ライン速度の１６５ｍｐｍは操業上の限界に近く、合金化の不良率が高く好ましくない。
【００３４】
図１は表２に示す条件で製造した鋼板のマルテンサイト体積分率に及ぼす鋼中のＣｒ＋Ｖ量の影響を示すもので、ＣｒとＶの複合添加系の場合、ライン速度によらず安定して７％以上のマルテンサイト体積分率が得られているのに対し、ＣｒまたはＶの単独添加系の場合、ライン速度が１６５ｍｐｍでのみ３％以上のマルテンサイト体積分率が得られ、ＣｒとＶの複合添加が有効なことは明らかである。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
[実施例２]
表３に示すＣｒとＶを複合添加した本発明の化学成分を有する鋼種Ｇ（表示しない残部はＦｅ及び不可避不純物とする。）を転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとした後、仕上温度をＡｒ3点以上の８６０℃、巻取温度（ＣＴ）を４００〜７５０℃として熱間圧延を行い、板厚２．０ｍｍの鋼帯とした。酸洗後、ＣＧＬにより８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面４５ｇ／ｍ2の目付け量で亜鉛めっきし、その後、５５０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なった。
【００３８】
この際、１コイル毎にコイルＨｅａｄからＥｎｄにかけてライン速度を上げた。ＣＧＬ通板後のコイルより、ライン速度３０，８０，１６０ｍｐｍのいずれかに相当する部分よりサンプル採取し、ＪＩＳ５号引張試験およびミクロ組織の観察を行った。表４に結果を示す。尚、各部分の合金化温度（５５０℃）からＭｓ点までの冷却速度はライン速度に応じて決まり，表中に冷却速度として示す。
【００３９】
本発明例１〜５は、巻取温度が７００℃以下であるため、いずれのライン速度でもフェライトおよびマルテンサイトの二相組織が得られて適正な強度と良好な延性を有する。比較例６〜８は、巻取温度が７５０℃と高く、本発明範囲外となっている。巻取温度が７５０℃と高温の場合、炭化物は熱間圧延巻取り以降に粗大炭化物として析出し、ＣＧＬのめっき前加熱によっても十分に溶解しない。比較例７，８では、フェライトおよびマルテンサイト以外に、一部主としてセメンタイトからなる炭化物が含まれるため、強度が適正でも強度―延性バランスが不十分である。比較例６は、ライン速度が３０ｍｐｍと小さいので、炭化物の溶け込みは十分であるが、生産効率が低く、好ましくない。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、５９０ＭＰａ以上の引張強さと良好な加工性を有する二相組織型の熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板を生産性良く製造可能で、自動車の軽量化など産業上極めて有用な効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｒ＋Ｖ量がマルテンサイト体積分率に及ぼす影響を示す図。
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車の構造部材、足回り部材や機械構造部品など、高強度で、部材形状にするため必要とされる過酷なプレス成形に耐え得る高延性、さらに耐食性が要求される用途に適した、熱延鋼板を下地とする加工性に優れた二相組織型の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費向上や衝突安全性向上を目的として、車体構造部材や足回り部材には高張力熱延鋼板が要求されており、高強度化が以前より必要とされている。加えて近年、車体構造部材や足回り部材等に使用される熱延鋼板は張出し成形を主体とする過酷な成形を受けるため、優れたプレス成形性、特に良好な延性を有することが求められ、フェライト＋マルテンサイトのミクロ組織を基本とする二相組織型熱延鋼板が開発されてきた。
【０００３】
更に、二相組織型熱延鋼板に溶融亜鉛めっきした鋼板は良好な延性と耐食性を兼ね備えた鋼板として要望され、特開昭５６−１４２８２１号公報等が開示されている。本特許では、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｍｎ＋Ｃｒ：１．０〜２．５％を基本成分として含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼板を、めっき前加熱温度、めっき浴に至るまでの冷却速度、合金化温度、合金化後の冷却速度を詳細に規定した連続式溶融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬ）により二相組織とすることを特徴としている。
【０００４】
すなわち、めっき前加熱の工程でフェライト相およびオーステナイト相の二相とした後、オーステナイト相をＣＧＬにおける焼入れによりマルテンサイト相とし二相組織の鋼板としている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＣＧＬにおいて焼入れ性を確保するためには鋼組成として合金元素を添加またはＣＧＬのライン速度を速くしなければならず、前者は鋼材コストの上昇、後者は大多数のＣＧＬでは亜鉛付着量制御の安定性確保と合金化の反応速度の制約から決まるライン速度では、焼入れ性が確保できないという問題を生じる。本発明は高価な合金元素を用いず、またＣＧＬの設備上の制約を受けず加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法およびその鋼板を提供する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、ＣＧＬのライン速度が比較的遅い場合であっても、焼入れ性に優れ、フェライト及びマルテンサイトを主体とする二相組織の得られる成分組成について検討を行った。その結果、適正量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等を含み、かつＣｒとＶの複合添加により、ライン速度の制約が大幅に緩和されることを見出した。本発明は上記知見を基に更に検討を加えてなされたものである。本発明の要旨は、次の通りである。
【０００７】
１． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトおよびマルテンサイトからなる組織、またはフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトからなる組織を有することを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
【０００８】
２． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきをすることを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【０００９】
３． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきし、更に合金化処理をすること特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の成分限定理由、ミクロ組織限定理由、熱延条件および溶融亜鉛めっき条件について説明する。
【００１１】
１．成分組成
Ｃ：０．０４％以上、０．１２％以下
Ｃはマルテンサイトを生成させ、目標とする強度を確保するため必須であり、０．０４％以上を必要とする。一方、０．１２％を超えると加工性が劣化するので、０．０４％以上、０．１２％以下とする。
【００１２】
Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは含有量が多くなると溶融亜鉛めっきにおけるめっきが難しく、０．１％を超えるとめっきの付着性が悪化するので、０．１％以下とする。
【００１３】
Ｍｎ：１．０％以上、２．０％以下
Ｍｎは組織形成に対し、有利に作用し、固溶強化により強度を向上させるため添加する。必要強度を確保するため、１．０％以上添加するが、２．０％を超えるとプレス成形性等の加工性が劣化するため、１．０％以上、２．０％以下とする。
【００１４】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは溶接性、プレス成形性を悪化させる不純物元素であり、０．０５％以下に制限する。但し、経済的に許される範囲で極力低減することが望ましい。
【００１５】
Ｓ：０．００５％以下
ＳはＭｎとＡ系介在物を作り、プレス成形性を低下させる不純物元素であり、０．００５％以下に制限する。但し、経済的に許される範囲で極力低減することが望ましい。
【００１６】
Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．２％以下
本発明では鋼の焼入れ性をＣｒ，Ｖの複合添加により向上させることを特徴とする。ＣＧＬにおいて二相組織型の鋼板に焼入れを可能とするライン速度の制約を大幅に緩和するため、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上を、複合添加する。
【００１７】
一方、これらの元素を多量に添加しても、その効果が飽和し、製造コストが上昇するため、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．２％以下とする。尚、ＣｒまたはＶの一方のみを単独に添加した場合は十分な焼入れ性を確保することはできない。
【００１８】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％
ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素として必須であるが、０．１０％を超える範囲ではその効果が飽和し、かつＡｌ系介在物が増加し、プレス成形性が悪化するので０．１０％以下とする。
【００１９】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは多量に含まれると延性を劣化させるため、０．０１％以下とする。
【００２０】
２．ミクロ組織
本発明では、必要な強度及び良好な延性を確保するため鋼のミクロ組織をフェライトとマルテンサイト主体の組織を有するものとする。本組織においては、その作用効果を損なわない範囲で更にベイナイトを含むことができる。
【００２１】
３．熱延条件
次に、熱延条件について説明する。本発明では熱延後の溶融亜鉛めっき工程においてフェライトとオーステナイトの二相を分離し、焼入れ処理を行う。熱延工程では、溶融亜鉛めっき工程において所望の組織が得られるように、仕上圧延における仕上温度と巻取温度を規定する。
【００２２】
仕上温度：Ａｒ3変態点以上
仕上温度がＡｒ3変態点未満になるとα＋γ二相域の圧延となるため混粒組織となり、ＣＧＬ通板後においても解消されず延性が低下するので、仕上温度はＡｒ3変態点以上とする。
【００２３】
巻取温度：７００℃以下
巻取温度が７００℃超えになると、冷却過程で析出する炭化物が粗大化し、めっき前に必要となる炭化物の溶け込みに長時間を要するようになる。そのため、ＣＧＬにおけるライン速度を低下させなければならず、鋼板の焼入れ処理に不利になると共に、生産効率を低下させる。従って、巻取温度を７００℃以下とする。この傾向は冷間圧延せずにＣＧＬに装入した場合、強くなる。
【００２４】
尚、熱間圧延は、通常の造塊法、連続鋳造により製造したスラブを用いる方法か、又は加熱炉を経由しない直接熱間圧延による方法でよく、特に限定しない。スラブの加熱温度は、スケール生成による重量ロスが適正で、粗圧延、仕上圧延が可能で、更に仕上圧延温度としてＡｒ3変態点以上を確保できれば良く、特に限定しない。また、粗圧延後の半製品を雰囲気炉や高周波加熱等で仕上圧延前に加熱してもよい。
【００２５】
４．溶融亜鉛めっき条件
前述したように、本発明では、溶融亜鉛めっき工程で、必要な強度と加工性を備えた二相組織に調整する。そのため、めっき前加熱条件を規定する。
【００２６】
めっき前加熱条件：加熱温度をＡｃ1点以上、Ａｃ3点以下、保持時間５秒〜１０分
めっき前加熱の段階で、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点以下に加熱し、二相分離させ、めっき後またはめっき後合金化処理する場合は合金化温度以降の冷却において、焼入れし、フェライトとマルテンサイト主体の組織とする。二相分離を十分に行うためには保持時間は最低５秒あればよく、これ以上であれば組織制御の点では問題ないが、あまり長くなると生産効率が落ちるので１０分以内とする。
【００２７】
ＣＧＬでは、熱サイクルの厳密な制御が難しく、所望とする特性が得られるようミクロ組織を制御することは通常困難である。しかし、本発明ではＣｒ，Ｖの複合添加により、めっき前加熱温度の規定を除いて、ＣＧＬの製造条件を特に限定する必要はなく、めっき後またはめっき後合金化処理する場合は合金化温度以降の冷却速度が３．５〜９．３℃／Ｓと小さい場合であっても、フェライトとマルテンサイト主体の組織を得ることが可能である。
【００２８】
尚、溶融亜鉛めっきの品質を更に安定したものとする場合、熱間圧延後、溶融亜鉛めっき前に酸洗することが好ましい。また、溶融亜鉛めっき後、合金化処理することも可能である。
【００２９】
【実施例】
[実施例１]
表１に示す成分組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でスラブとした。表１で表示しない残部はＦｅ及び不可避不純物とする。鋼種Ａ及びＢはＣｒとＶが複合添加された鋼で本発明範囲内の組成となっている。鋼種ＣはＣｒとＶの両者が添加されず、鋼種Ｄ〜ＦはＣｒまたはＶの一方のみが添加されており、本発明範囲外の組成となっている。
【００３０】
次いで、Ａｒ3点以上の８６０℃で板厚２．０ｍｍに仕上圧延後、５００℃で巻き取り、酸洗後、ＣＧＬにて８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面４５ｇ／ｍ2の目付け量で溶融亜鉛めっきし、次いで５５０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なった。この際、１コイル毎にコイルＨｅａｄからＥｎｄにかけてラインスピードを上げた。
【００３１】
ＣＧＬ通板後のコイルより、ライン速度３０，８０，１６５ｍｐｍに相当する部分からサンプル採取し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏強さ（ＹＳ），引張強さ（ＴＳ），降伏比（ＹＲ），伸び（Ｅｌ）を求め、ミクロ組織の観察を行った。表２に結果を示す。尚、合金化温度（５５０℃）からＭｓ点までの冷却速度はライン速度に応じて決まり，表中に冷却速度として示す。
【００３２】
本発明例Ａ１〜Ｂ３は、ＣｒとＶが複合添加されている鋼種Ａによる実施例で、ＣＧＬのライン速度によらずフェライトとマルテンサイト主体の二相組織が得られ、必要な強度が確保された上で良好な延性を有している。これに対し、比較例Ｃ１〜Ｆ３は、ＣｒとＶが複合添加されていない本発明範囲外の鋼種による実施例で、鋼種Ｃ，Ｄ，Ｅの場合、ＣＧＬのライン速度が１６５ｍｐｍの場合の実施例となるＤ３，Ｅ３を除いて、焼入れ性が不足して、フェライトとマルテンサイト主体の二相組織が得られず、強度と延性が不足する。
【００３３】
鋼種Ｆはいずれのライン速度でも二相組織に準ずる組織となり、強度も５９０ＭＰａ以上が確保されているが、Ｃｒ単独添加系で多量のＣｒを添加するため製造コストが高い。尚、ライン速度の１６５ｍｐｍは操業上の限界に近く、合金化の不良率が高く好ましくない。
【００３４】
図１は表２に示す条件で製造した鋼板のマルテンサイト体積分率に及ぼす鋼中のＣｒ＋Ｖ量の影響を示すもので、ＣｒとＶの複合添加系の場合、ライン速度によらず安定して７％以上のマルテンサイト体積分率が得られているのに対し、ＣｒまたはＶの単独添加系の場合、ライン速度が１６５ｍｐｍでのみ３％以上のマルテンサイト体積分率が得られ、ＣｒとＶの複合添加が有効なことは明らかである。
【００３５】
【表１】
【表２】
[実施例２]
表３に示すＣｒとＶを複合添加した本発明の化学成分を有する鋼種Ｇ（表示しない残部はＦｅ及び不可避不純物とする。）を転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとした後、仕上温度をＡｒ3点以上の８６０℃、巻取温度（ＣＴ）を４００〜７５０℃として熱間圧延を行い、板厚２．０ｍｍの鋼帯とした。酸洗後、ＣＧＬにより８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面４５ｇ／ｍ2の目付け量で亜鉛めっきし、その後、５５０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なった。
【００３８】
この際、１コイル毎にコイルＨｅａｄからＥｎｄにかけてライン速度を上げた。ＣＧＬ通板後のコイルより、ライン速度３０，８０，１６０ｍｐｍのいずれかに相当する部分よりサンプル採取し、ＪＩＳ５号引張試験およびミクロ組織の観察を行った。表４に結果を示す。尚、各部分の合金化温度（５５０℃）からＭｓ点までの冷却速度はライン速度に応じて決まり，表中に冷却速度として示す。
【００３９】
本発明例１〜５は、巻取温度が７００℃以下であるため、いずれのライン速度でもフェライトおよびマルテンサイトの二相組織が得られて適正な強度と良好な延性を有する。比較例６〜８は、巻取温度が７５０℃と高く、本発明範囲外となっている。巻取温度が７５０℃と高温の場合、炭化物は熱間圧延巻取り以降に粗大炭化物として析出し、ＣＧＬのめっき前加熱によっても十分に溶解しない。比較例７，８では、フェライトおよびマルテンサイト以外に、一部主としてセメンタイトからなる炭化物が含まれるため、強度が適正でも強度―延性バランスが不十分である。比較例６は、ライン速度が３０ｍｐｍと小さいので、炭化物の溶け込みは十分であるが、生産効率が低く、好ましくない。
【００４０】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、５９０ＭＰａ以上の引張強さと良好な加工性を有する二相組織型の熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板を生産性良く製造可能で、自動車の軽量化など産業上極めて有用な効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｒ＋Ｖ量がマルテンサイト体積分率に及ぼす影響を示す図。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトおよびマルテンサイトからなる組織、またはフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトからなる組織を有することを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきをすることを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきし、更に合金化処理をすること特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
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