JP4528184B2

JP4528184B2 - 加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP4528184B2
Application number: JP2005101738A
Authority: JP
Inventors: 純治土師; 薫川崎
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-03-31
Filing date: 2005-03-31
Publication date: 2010-08-18
Anticipated expiration: 2025-03-31
Also published as: JP2006283071A

Description

本発明は、加工用の合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法に関するものである。

自動車等に使用する高強度鋼板においては、地球環境問題に端を発する燃費向上の有力手段である車体軽量化と衝突時の乗員保護を目的とした衝突安全性の確保の両立を主な背景として、その要求は高まっている。しかし、高強度鋼板とはいえ、優れた加工性が要求され、強度と加工性を両立させる鋼板が必要とされている。加工性のうち、延性の向上はもちろんのこと低降伏比化も重要である。降伏比とは鋼板の引張強さ（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＰ）の割合、ＹＰ／ＴＳであり、これを下げることにより、高強度化で悪化する形状凍結性の改善、プレス荷重の低減、しわ発生の抑制などを図ることができる。

良好な伸びが必要とされる用途に供される高強度鋼板として、従来、フェライトとマルテンサイトにより構成されるＤｕａｌＰｈａｓｅ鋼（以下ＤＰ鋼と称す）があり、自動車用などに広く使用されている。このＤＰ鋼は、固溶強化型鋼板や析出強化型鋼板より優れた強度−延性バランスを示すと共に、降伏比が低いという特徴をもっている。

また、自動車においては、適用部位により高い耐食性が要求される。そのような用途では、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が好適である。したがって、自動車の軽量化及び衝突安全性の向上をより一層促進するには、耐食性に優れ、しかも延性に優れ、低い降伏比を有する合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板が必要不可欠な素材となっている。

合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、通常、ゼンジマー法や無酸化炉方式で製造されるが、焼鈍設備とメッキ設備が連続化されており、焼鈍後の冷却はメッキ温度にて中断され、工程を通じた冷却速度も必然的に小さくなる。よって、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトをメッキ後の鋼板中に含有させることは難しい。また、上記ＤＰ鋼においては、延性向上のためにＳｉが添加されるが、Ｓｉ含有量が高いと鋼板表面にＳｉが表面に濃縮し酸化するため、溶融メッキ時に不メッキが発生し易い。

一方、特許文献１及び２において、Ｓｉ添加高強度鋼板につき、Ｎｉプレメッキ後、４３０〜５００℃まで急速加熱し、亜鉛メッキ後に合金化処理を行うという合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法が記載されている。この方法の場合、原板として既に材質を造り込んでいる冷延−連続焼鈍プロセスで製造した冷延鋼板を使用することが可能であり、最高到達温度が５５０℃程度であることから、原板の加工性をあまり損なわずに合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することができると考えられる。また、Ｎｉプレメッキなどの処理により、Ｓｉ含有量が高くても不メッキが生じにくい。しかし、実際に冷延−連続焼鈍プロセスで製造されたＤＰ鋼の冷延鋼板を用い、特許文献１及び２の方法を用いて合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造したところ、原板に対して降伏比の大幅な上昇及び延性の低下がみられた。
特許第２５２６３２０号公報特許第２５２６３２２号公報

本発明では、ＤＰ鋼の冷延鋼板を原板としてＮｉプレメッキ法による合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造するに当たり、原板の加工性をあまり損なわずに製造する方法の提供を課題とする。

本発明者らは、上記のように、ＤＰ鋼の冷延鋼板を原板としてＮｉプレメッキ法による合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した際に、原板の加工性が大きく損なわれる原因を検討した結果、冷延鋼板に施されている調質圧延が原因であることを見出した。通常、ＤＰ鋼の冷延鋼板には、降伏比低減及び形状矯正のため、伸び率０．２〜０．６％程度の調質圧延がかけられている。しかし、この調質圧延をかけたまま、Ｎｉプレメッキ法による合金化溶融亜鉛メッキプロセスを通した場合、その熱処理により原板の加工性が大きく損なわれるのである。更に、調質圧延をかけなければ、原板の加工性をあまり損なうことなく製造可能なことを見出し、本発明を完成した。本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、その要旨は次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｓｉ：０．３〜１．８％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片を熱延、酸洗、冷延後、７５０〜９００℃にて焼鈍し、６００〜７００℃から３５０℃以下まで５０〜１００℃／秒で冷却し、酸洗後、途中の調質圧延をかけることなく、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅをプレメッキし、５℃／秒以上で４３０〜５００℃まで加熱後亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、４６０〜５５０℃で５〜４０秒の合金化加熱処理を行い、最終の調質圧延を０．２〜１％の伸び率でかけることを特徴とする加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法。

本発明の製造方法によれば、延性が良好で低降伏比の合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を提供することが可能であり、自動車用などとしての用途は広く、産業上のメリットは大きい。

先ず、本発明が対象とする鋼板の成分及び成分範囲を限定した理由を述べる。基本的には、一般的なＤＰ鋼の冷延鋼板の成分となっている。なお、以下、組成における質量％は単に％と記す。

Ｃは、硬化元素であり、マルテンサイトの生成に効果がある。しかし、０．０５％未満では所望の高強度化が得られず、０．２０％を超えると溶接性の劣化を招く。したがって、Ｃ量を０．０５〜０．２０％とした。

Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化すると共に、焼き入れ性を上げてマルテンサイトの生成を促進する。このような作用を発揮するには１．０％以上必要である。また、３．０％を超えても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。したがって、Ｍｎ量を１．０〜３．０％とした。

Ｓｉはフェライト安定化元素であり、セメンタイトの析出を阻害し、オーステナイト中にＣを濃化させることで、残留オーステナイトの生成を促進する。残留オーステナイトは歪誘起促進変態の効果により延性を向上させる。よって、ＳｉはＤＰ鋼の延性向上に有効な元素である。このような作用は０．３％以上で認められる。一方、１．８％を超えるとマルテンサイトの生成を阻害すると共に、メッキ性が顕著に劣化する。したがって、Ｓｉ量を０．３〜１．８％とした。

Ｐは、不純物として不可避的に含有され伸びに悪影響を与えるので、上限を０．０５％とした。

Ｓは、多くなると熱間脆性の原因となり、また、加工性を劣化させるので、その上限を０．０３％とした。

Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され鋼中に含有されｓｏｌ．Ａｌで０．００５％以上必要である。また、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素であり、量を増やしてＳｉの代わりに活用することも可能である。しかし、ｓｏｌ．Ａｌで１％を超えると鋼板中に介在物が多くなりすぎて延性を劣化させる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌで０．００５〜１．０％とした。

Ｎは不可避的不純物として含有されるが、Ｎ量が多いと加工性の劣化を招くので、上限を０．０１％とする。

次に、本発明による合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法について詳細に説明する。
溶鋼は通常の高炉法で溶製されたものの他、電炉法のようにスクラップを多量に使用したものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。スラブは一旦冷却してから、熱延前の加熱炉で加熱しても良いし、冷却途中で高温まま加熱炉に入れる、所謂ＨＣＲやＤＲでも良い。

熱延は、上記成分系の冷延鋼板における通常の製造条件にて実施される。粗圧延後に粗バーを巻き取って保持するコイルボックスを使用しても良い。更に巻き取った粗バーを巻き戻す際に先行する粗バーと接合して圧延する、いわゆる熱延連続化プロセスでも良い。

酸洗、冷延についても、上記成分系の冷延鋼板における通常の製造条件にて実施される。冷延後の連続焼鈍プロセスでは、まず、７５０〜９００℃にて焼鈍し、フェライトを再結晶させると共に、オーステナイトを生成させる。７５０℃未満では、十分に再結晶が生じず加工性の劣化をまねく。また、９００℃を超えると異常粒成長により表面性状が劣化する。その際の保持時間は、３０〜２００秒程度が望ましい。次に、３５０℃以下まで５０℃／秒以上で急冷される。これにより、マルテンサイトが生成される。３５０℃超までの冷却や５０℃／秒未満の冷却では、十分にマルテンサイトが生成されず、強度低下や加工性劣化を招く。望ましくは、３００℃以下まで冷却すべきである。また、急冷開始温度については、６００〜７００℃程度が望ましい。その急冷後は、そのまま室温まで冷却しても良いし、冷却終了温度近傍で数分保持してから室温まで冷却しても良い。連続焼鈍時に生成したスケールを除去するため、この段階で再度酸洗する必要がある。

連続焼鈍の後の調質圧延は、本発明で最も重要なポイントである。図１に示すように、調質圧延の伸び率が０、つまり全くかけなければ降伏比の上昇は少ない。しかし、伸び率が０．１％以上、つまり少しでも調質圧延をかけると降伏比が大幅に上昇する。伸びの低下についても同様の傾向がある。よって、この中間段階での調質圧延はかけてはならない。上記の現象は、調質圧延により鋼板中に生じた可動転位へ、メッキプロセス中に固溶Ｃや固溶Ｎが固着して転位を動きにくくする歪時効現象によるものと推定される。ＤＰ鋼の場合、軟質のフェライト相中に硬質のマルテンサイトが点在しているため、フェライトとマルテンサイトの界面で可動転位が生じ易く、上記の現象が顕著に生じるものと考えられる。

亜鉛メッキプロセスにおいては、まず、メッキ密着性を確保するため、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅ合金をプレメッキする。メッキ量としては０．２〜２ｇ／ｍ^２程度が望ましい。プレメッキの方法は電気メッキ、浸浸メッキ、スプレーメッキの何れでもよい。その後、メッキするために５℃／秒以上で４３０〜５００℃まで加熱する。５℃／秒未満の昇温速度では、固溶Ｃや固溶Ｎが動きやすく加工性の劣化を招く。望ましくは３０℃／秒以上で昇温することにより劣化は更に抑制される。また、４３０℃未満ではメッキ時に不メッキを生じ易く、５００℃を超えると加工部の耐赤錆性が劣化する。次に、亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、４６０℃〜５５０℃で５〜４０秒の合金化加熱処理を行う。４６０℃未満または５秒未満では合金化が十分に生じない。また、５５０℃を超えて加熱したり、４０秒を超えて加熱すると、加工性の劣化が大きくなる。

亜鉛メッキプロセスの後は、最終的な形状矯正及び降伏点伸びの消失のために最終の調質圧延を行う。伸び率０．２％未満では効果が十分でなく、伸び率１％を超えると降伏比の上昇代が大きい。よって、伸び率を０．２〜１％とした。

以上のような熱延の後の各工程、酸洗、冷延、連続焼鈍、調質圧延（中間）、プレメッキ、亜鉛メッキプロセス（合金化処理含む）、調質圧延（最終）は各々独立した工程であってもかまわないし、部分的に連続している工程でもかまわない。生産効率から考えれば、全て連続化していることが理想である。

表１に示した成分組成を有する２５０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを、実機連続熱延ラインにおいて、１２００℃に再加熱後、粗圧延し、８５０℃で仕上圧延を終了して板厚３．０ｍｍとし、６００℃にて巻き取りコイルとした。この熱延コイルを酸洗−冷延−連続焼鈍−調質圧延まで連続した実機ラインで冷延鋼板とした。板厚１．６ｍｍまで冷延し、８２０℃で９０秒焼鈍後、６５０℃まで２℃／秒、６５０℃から２５０℃まで１００℃／秒で冷却し、２５０〜２００℃にて３６０秒保持した後、室温まで冷却後酸洗し、調質圧延はかけずにサンプル採取した。このサンプルを以後、ラボで処理した。調質圧延はかけないか、１％以下の伸び率でかけた。その後、鋼板片面当たり、０．５ｇ／ｍ^２のＮｉプレメッキを行い、３０℃／秒で４７０℃まで加熱後、亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、５００℃で１０秒の合金化加熱処理を行い、最終の調質圧延を０．４％の伸び率でかけた。その鋼板の材質をＪＩＳ５号引張試験片での引張試験にて調査した。その結果を表２に示す。また、比較のため、中間段階での冷延鋼板ままでの材質も表２中に示した。なお、メッキ密着性やパウダリング性などメッキ品質に関しては、全て問題なかった。

表２に示したように、本発明例では、冷延鋼板ままに対する降伏比の上昇および強度×伸び（ＴＳ×ＥＬ）の低下を最小限に抑えることが可能である。それに対し、比較例では降伏比の上昇および強度×伸びの低下が大きい。

中間の調質圧延の伸び率を除いて本発明の範囲内で製造した各種メッキ鋼板と途中段階での冷延鋼板とで、降伏比の上昇代（メッキ鋼板の降伏比−冷延鋼板の伸び）を測定し、その平均値を中間の調質圧延の伸び率に対してプロットしたグラフ。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｓｉ：０．３〜１．８％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片を熱延、酸洗、冷延後、７５０〜９００℃にて焼鈍し、６００〜７００℃から３５０℃以下まで５０〜１００℃／秒で冷却し、酸洗後、途中の調質圧延をかけることなく、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅをプレメッキし、５℃／秒以上で４３０〜５００℃まで加熱後亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、４６０〜５５０℃で５〜４０秒の合金化加熱処理を行い、最終の調質圧延を０．２〜１％の伸び率でかけることを特徴とする加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法。