JPWO2017164139A1 - 高強度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
Description
[1]成分組成は、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.1%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.10%以下、S:0.030%以下、Al:0.10%以下、N:0.010%以下を含有し、Ti、Nb、Vの1種または2種以上を(1)式を満足する範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
組織は、面積率で、フェライトが80%以上、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計が1〜20%であり、
フェライトの平均粒径が10.0μm以下、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径が3.0μm以下であり、
フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が0.3以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
0.008%≦12×(Ti/48+Nb/93+V/51)≦0.05% ・・・(1)
但し、Ti、Nb、V:各元素の含有量(質量%)を表す。含まれない元素の場合は、式中の元素の含有量を0として計算する。
[2]前記成分組成に加えて、質量%で、B:0.0005〜0.0030%を含有する[1]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[3]前記成分組成に加えて、質量%で、Mo、Ta、Wの1種または2種以上をそれぞれ0.005〜0.10%含有する[1]または[2]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[4]前記成分組成に加えて、質量%で、Cr、Ni、Cuの1種または2種以上をそれぞれ0.01〜0.5%含有する[1]〜[3]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[5]前記成分組成に加えて、質量%で、Ca、REMの1種または2種をそれぞれ0.0005〜0.01%含有する[1]〜[4]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[6]前記成分組成に加えて、質量%で、Sb:0.005〜0.030%を含有する[1]〜[5]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[7][1]〜[6]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、鋳造後、直送圧延し、または1150℃以上に再加熱し、
次いで、粗圧延と、1000℃以下での累積圧下率を0.7以上、最終パスの圧下率を0.10〜0.25、仕上圧延終了温度を820〜950℃とする仕上圧延からなる熱間圧延を行い、
前記仕上圧延終了後2s以内に、650℃まで平均冷却速度30℃/s以上とする冷却を行い、
次いで、巻取温度400〜620℃で巻取って熱延鋼板とした後、
次いで、前記熱延鋼板を酸洗した後、均熱温度を700〜880℃、均熱時間を10〜300sとする焼鈍を行い、
次いで、前記均熱温度から500℃までの温度域の平均冷却速度5〜20℃/sとする冷却を行い、
次いで、溶融亜鉛めっき処理を行う高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[8]さらに、前記溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行う[7]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[9]前記溶融亜鉛めっき処理、前記合金化処理のいずれかの処理後、板厚減少率0.1〜3.0%の加工を施す[7]または[8]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
CはTi、Nb、Vと微細炭化物を形成し、フェライトの強度を上昇させることで高強度化に寄与する。これとともに、フェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトからなる第2相との硬度差を小さくすることで、打ち抜き時のボイドの発生を抑制することもできる。さらに、Cはベイナイトやマルテンサイトの生成を促進することで、降伏比を小さくし、曲げ加工時の歪の集中を分散させることができる。このような効果を得るためには、C含有量を0.05%以上とする必要がある。好ましくは0.07%以上である。一方、多量のCはベイナイトやマルテンサイトの面積率を大きくしたり、ベイナイトやマルテンサイトの硬度を大きくしたりする。これにより、打ち抜き時のボイドの発生を促進するだけでなく、セメンタイトの増加を招き、靭性を大きく低下させるとともに、溶接性を低下させる。したがって、C含有量を0.15%以下とする必要がある。好ましくは0.13%以下、より好ましくは0.11%以下である。
Siは鋼板の表面にSiの酸化物を生成するため、不めっきなどの表面不良を発生させてしまう。そのため、Si含有量を0.1%以下とする必要がある。好ましくは0.05%以下、より好ましくは0.03%以下である。下限はとくに規定しないが、不純物として混入する0.005%が好ましい。
Mnは、フェライト変態の開始時期を遅らせてフェライトの粒成長を抑制することで、細粒化に効果がある。また、Mnは固溶強化により高強度化に寄与することもできる。さらに、有害な鋼中SをMnSとして無害化する作用も有する。このような効果を得るためには、Mn含有量を1.0%以上とする必要がある。好ましくは1.2%以上である。一方、多量のMnはスラブ割れを引き起こすとともにフェライト変態を抑制し、ベイナイトやマルテンサイトの面積率を過剰に大きくしてしまう。したがって、Mn含有量を2.0%以下とする必要がある。好ましくは1.5%以下である。
Pは溶接性を低下させる作用を有するとともに、粒界に偏析して鋼板の延性、曲げ性および靭性を劣化させる。そのため、P含有量を0.10%以下とする必要がある。好ましくは0.05%以下、より好ましくは0.03%以下、さらに好ましくは0.01%以下である。ただし、必要以上にPを低減させることは製造コストの増大を招くので、Pの下限は0.001%が好ましい。
Sは溶接性を低下させる作用を有するとともに、熱間圧延での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、Sは鋼板の強度向上にほとんど寄与しない。さらに、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、鋼板の延性、曲げ性および伸びフランジ性を低下させる。これらの問題はS含有量が0.030%を超えると顕著となるため、極力低減することが望ましい。したがって、S含有量を0.030%以下とする必要がある。好ましくは0.010%以下、より好ましくは0.003%以下、さらに好ましくは0.001%以下である。ただし、必要以上にSを低減させることは、製造コストの増大を招くので、Sの下限は0.0001%が好ましい。
Alを多く添加すると、鋼板の靭性および溶接性が大きく低下してしまう。さらに、鋼板の表面にAlの酸化物が生成しやすくなるため、不めっきなどの不良が生じやすくなる。したがってAl含有量を0.10%以下とする必要がある。好ましくは0.06%以下である。下限は特に規定しないが、Alキルド鋼として0.01%以上含まれても問題ない。
NはTi、Nb、Vと高温で粗大な窒化物を形成する。しかし、粗大な窒化物は鋼板の強度にあまり寄与しないことから、Ti、Nb、V添加による高強度化の効果を小さくするだけでなく、鋼板の靭性の低下も招いてしまう。さらにNを多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れが発生する危険性が高まる。したがって、N含有量を0.010%以下とする必要がある。好ましくは0.005%以下、より好ましくは0.003%以下、さらに好ましくは0.002%以下である。ただし、必要以上にNを低減させることは製造コストの増大に直結するので、Nの下限は0.0001%が好ましい。
0.008%≦12×(Ti/48+Nb/93+V/51)≦0.05% ・・・(1)
但し、Ti、Nb、V:各元素の含有量(質量%)を表す。含まれない元素の場合は、式中の元素の含有量を0として計算する。
Ti、Nb、VはCと微細な炭化物を形成し、結晶粒の細粒化と鋼板の高強度化に寄与するとともに、フェライト相を硬くし、フェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトとの硬度差を小さくする。これにより、打ち抜き時の亀裂の発生を抑制し、曲げ加工時の部材の曲げ性を改善することに寄与する。Ti、Nb、Vの1種または2種以上の含有量が上記(1)式で0.008%未満の場合は、結晶粒微細化の作用は少なく、フェライト粒径が大きくなる。よって、このような作用を得るためには、Ti、Nb、Vの1種または2種以上を上記(1)式が0.008%以上となるように含有させる必要がある。好ましくは0.01%以上である。一方、Ti、Nb、Vの1種または2種以上を上記(1)式が0.05%を超えて多量に含有させても、鋼板の高強度化や打ち抜き部材の曲げ性への効果はあまり大きくならない反面、微細析出物が多量に析出し靭性が低下してしまう。また、フェライトが細粒化するため、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が大きくなってしまう。そのためTi、Nb、Vの含有量は上記(1)式が0.05%以下となるようにする必要がある。好ましくは0.03%以下、より好ましくは0.02%以下である。なお、Ti、Nb、Vの好適な含有量は、それぞれTi:0.01〜0.20%、Nb:0.01〜0.20%、V:0.01〜0.20%である。さらに好ましくは、Ti:0.03〜0.15%、Nb:0.03〜0.15%、V:0.03〜0.15%である。
Bは粒界に偏析し、フェライト変態を遅らせることにより強度上昇に寄与することができる。また、Bは組織の細粒化にも作用することで打ち抜き部材の曲げ性向上にも寄与することができる。このような効果を得るため、Bを含有させる場合には0.0005%以上の含有量とする。好ましくは0.0010%以上である。一方、多量のBは熱間圧延時の圧延荷重を上昇させてしまうことから、Bを含有させる場合には0.0030%以下の含有量とすることが好ましい。より好ましくは0.0020%以下である。
Mo、Ta、Wは微細析出物を形成することで鋼板の高強度化および打ち抜き部材の曲げ性改善に寄与することができる。このような効果を得るため、Mo、Ta、Wを含有させる場合には、Mo、Ta、Wのうちの1種または2種以上の含有量をそれぞれ0.005%以上とする。より好ましくは0.010%以上である。一方、多量にMo、Ta、Wを含有させても効果が飽和するだけでなく、微細析出物が多量に析出し鋼板の靭性、打ち抜き後の曲げ性が低下することから、Mo、Ta、Wを含有させる場合には、Mo、Ta、Wのうちの1種または2種以上の含有量をそれぞれ0.10%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.050%以下である。
Cr、Ni、Cuは鋼板の組織を細粒化するとともに固溶強化元素として作用することで鋼板の高強度化と打ち抜き部材の曲げ性の向上に寄与することができる。このような効果を得るため、Cr、Ni、Cuを含有させる場合には、Cr、Ni、Cuのうちの1種または2種以上の含有量をそれぞれ0.01%以上とする。より好ましくは0.02%以上である。一方、多量にCr、Ni、Cuを含有させても効果が飽和するだけでなく製造コストの上昇を招くことから、Cr、Ni、Cuを含有させる場合には、Cr、Ni、Cuのうちの1種または2種以上をそれぞれ0.5%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.3%以下である。
Ca、REMは硫化物の形態を制御することで鋼板の延性、靭性、曲げ性および伸びフランジ性を向上させることができる。このような効果を得るため、Ca、REMを含有させる場合には、Ca、REMの1種または2種の含有量をそれぞれ0.0005%以上とする。より好ましくは0.0010%以上である。一方、多量に含有させても効果が飽和するだけでなく製造コストの上昇を招くことから、Ca、REMを含有させる場合には、Ca、REMの1種または2種の含有量をそれぞれ0.01%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0050%以下である。
Sbは熱間圧延時において鋼板の表面に偏析することから、スラブの窒化を防止することで粗大な窒化物の形成を抑制し、靭性を向上させることができる。このような効果を得るため、Sbを含有させる場合には、Sbを0.005%以上の含有量とする。より好ましくは0.008%以上である。一方、多量にSbを含有させると製造コストの上昇を招くことから、Sbを含有させる場合は、Sbを0.030%以下の含有量とすることが好ましい。より好ましくは0.020%以下である。
フェライトは延性、曲げ性に優れることから、本発明では、フェライトを面積率で80%以上とする。好ましくは90%以上、より好ましくは95%以上である。なお、フェライトの面積率は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、製造条件、特に冷却時の冷却速度と巻取温度を制御することにより、フェライトの面積率を80%以上とすることができる。
ベイナイト相およびマルテンサイト相を生成させることで、降伏比を下げることができる。これにより、曲げ加工時には歪を分散させることができ、曲げ性が向上する。そのため、ベイナイト相およびマルテンサイト相の面積率は合計で、1%以上とする。好ましくは3%以上である。一方、ベイナイト相およびマルテンサイト相の面積率が大きくなると、成形性が低下するだけでなく、打ち抜き時の亀裂発生が促進され、打ち抜き部材の曲げ性が低下する。そのため、ベイナイト相およびマルテンサイト相の面積率は合計で、20%以下とする。好ましくは15%以下、より好ましくは10%以下である。なお、本発明において、ベイナイトおよびマルテンサイトはどちらか単独でもいいし、ベイナイトおよびマルテンサイトの複合でもよい。なお、ベイナイトおよびマルテンサイトの各面積率は、それぞれ後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、製造条件、特に冷却時の冷却速度を制御することにより、ベイナイト相およびマルテンサイト相の合計の面積率を1〜20%とすることができる。
フェライトの粒径が大きいと、打ち抜き時に応力が集中することで亀裂が発生し、部材の曲げ性が低下してしまう。そのため、フェライトの平均粒径は10.0μm以下とする。好ましくは7.0μm以下、より好ましくは5.0μm以下である。なお、フェライトの平均粒径は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、フェライトの平均粒径は、製造条件、特に熱間圧延時の累積圧下率や仕上圧延終了温度等により、制御することができる。
ベイナイトおよびマルテンサイトの粒径が大きいと、打ち抜き時に応力が集中することで亀裂が発生し、部材の曲げ性が低下してしまう。そのため、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径は3.0μm以下とする。好ましくは2.0μm以下、より好ましくは1.0μm以下である。なお、本発明において、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相は、ベイナイトおよびマルテンサイトはどちらか単独でもいいし、ベイナイトおよびマルテンサイトの複合でもよい。なお、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径は、製造条件、特に熱間圧延時の累積圧下率や仕上圧延終了温度等により、制御することができる。
フェライトの粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の粒径が大きいと、打ち抜き時にベイナイトおよびマルテンサイトのまわりに応力が集中し、そこに亀裂が発生する。これにより、打ち抜き部材の曲げ性が劣化してしまう。そのため、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比は0.3以下とする。好ましくは0.2以下、より好ましくは0.1以下である。なお、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比は、後述する実施例に記載の方法にて求めることができる。また、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比は、製造条件の制御により制御することができる。
Ti、Nb、Vを微細に析出させるためには、熱間圧延開始前にこれらの元素を鋼中に固溶させる必要がある。そのため、鋳造後のスラブは高温のまま熱間圧延機の入り側に搬送して、熱間圧延を行う(直送圧延)ことが好ましい。しかし、一旦、鋳造後のスラブが温片や冷片となり、Ti、Nb、Vが析出物として析出してしまった場合は、Ti、Nb、Vを再固溶させるためにスラブを1150℃以上に再加熱したのち粗圧延を開始する必要がある。スラブ加熱温度が低いとTi、Nb、Vの再固溶が阻害され、粗大な炭化物のまま残るため、微細な炭化物の生成が抑制されてしまう。1150℃以上での保持時間は特に規定しないが、好ましくは10分以上、より好ましくは30分以上である。操業負荷の観点から上限は150分以下が好ましい。また、再加熱温度は好ましくは1200℃以上である。操業負荷の観点から上限は1300℃以下が好ましい。
仕上げ圧延での1000℃以下の累積圧下率:0.7以上
仕上げ圧延において、低い温度での圧下率を大きくすることで、熱延鋼板の粒径を小さくできる。これにより、焼鈍後の鋼板の粒径も小さくすることができる。そのため、1000℃以下での圧下率は累積で0.7以上とする。好ましくは1.0以上、より好ましくは1.3以上、さらに好ましくは1.6以上である。上限は特に規定しないが、2.0が好ましい。なお、累積圧下率は、仕上げ圧延において、1000℃以下となる各圧延機での圧下率をそれぞれ加算して合計したものとする。圧延機での圧下率とは、以下の(2)式で表せる真歪の値をいう。圧延機での圧下率の合計とは、各圧延機の上記真歪の値をそれぞれ加算して得られる値をいう。
真歪=-ln(1-(t0-t1)/t0)・・・・(2)
なお、ここで、t0:圧延機入側の板厚(mm)、t1:圧延機出側の板厚(mm)を示す。
最終パスの圧下率が小さくなると、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成が促進されることで、熱延鋼板のフェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が大きくなる。これにより、焼鈍後もその比が大きいままとなってしまう。したがって、最終パスの圧下率は0.10以上とする。好ましくは0.13以上である。一方、最終パスの圧下率が大きくなると、特にフェライト粒径が小さくなることで、熱延鋼板のフェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が大きくなる。これにより、焼鈍後の鋼板でもその比が大きいままとなってしまう。したがって、最終パスの圧下率は0.25以下とする。好ましくは0.22以下である。なお、上記最終パスは、上述の仕上げ圧延での1000℃以下での累積圧下率0.7以上に含まれていてもよい。
仕上圧延の終了温度が低くなると、熱間圧延中にフェライト変態がおこり、熱延板のフェライト粒径が大きくなる。これにより、焼鈍後のフェライト粒径も大きくなってしまう。そのため、仕上圧延の終了温度は820℃以上とする。好ましくは850℃以上、より好ましくは880℃以上である。一方、仕上圧延の終了温度が高くなると、粒成長が促進され、熱延鋼板のフェライト粒径が大きくなる。これにより、焼鈍後の鋼板のフェライト粒径も大きくなってしまう。そのため、仕上圧延の終了温度は950℃以下とする。好ましくは930℃以下である。
仕上圧延終了後の冷却開始時間:2s以内
仕上圧延終了後から冷却(例えば、水冷)開始までの時間が長いと、熱間圧延中に導入された歪が回復し、熱延鋼板の結晶粒径が大きくなることで、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、仕上げ圧延終了後の水冷開始時間は2s以内とする必要がある。
冷却開始から650℃までの冷却速度が小さいと、フェライト変態が高温で起こり、熱延鋼板の結晶粒径が大きくなることで、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、冷却開始から650℃までの平均冷却速度は30℃/s以上とする。好ましくは50℃/s以上、さらに好ましくは80℃/s以上である。上限は特に規定しないが、温度制御の観点から200℃/sが好ましい。
巻取温度:400〜620℃
巻取温度が高いと、フェライト変態が促進することで熱延鋼板のフェライト粒が大きくなり、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、巻取温度は620℃以下とする。好ましくは600℃以下である。一方、巻取温度が低いと、マルテンサイトとなって粒径が大きくなるため、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、巻取温度は400℃以上とする。好ましくは450℃以上、より好ましくは500℃以上である。
以上により得られた熱延鋼板に対して、酸洗を行う。酸洗の方法は特に限定しない。塩酸酸洗や硫酸酸洗が挙げられる。酸洗によって、鋼板表面のスケールが除去される。また、溶融亜鉛めっき処理を行った場合のめっき密着性が良好となる。
均熱温度:700〜880℃
酸洗後に、均熱温度700〜880℃の焼鈍を行う。均熱温度が低いと、熱延鋼板の歪が回復されず、曲げ性が悪くなるだけでなく不めっきが発生してしまう。そのため、均熱温度は700℃以上とする。一方、均熱温度が高いと、均熱中に粒成長が進み、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、均熱温度は880℃以下とする。好ましくは850℃以下である。
均熱時間が短いと、熱延鋼板の歪が回復されず、曲げ性が悪くなるだけでなく操業の安定性が悪くなる。そのため、均熱時間は10s以上とする。好ましくは30s以上である。一方、均熱時間が長いと、均熱中に粒成長が進み、冷却後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、均熱時間は300s以下とする。好ましくは150s以下、より好ましくは100s以下である。なお、ここでの均熱時間とは、均熱温度、すなわち700〜880℃の温度域での鋼板通過時間を意味する。
焼鈍終了後500℃までの平均冷却速度:5〜20℃/s
焼鈍後の冷却速度が小さいと、粒成長が進むことから、焼鈍終了から500℃まで、すなわち均熱温度から500℃までの温度域の平均冷却速度を5℃/s以上とする。好ましくは10℃/s以上である。一方、焼鈍後の冷却速度が大きいと、ベイナイトやマルテンサイトの変態が促進され、フェライトの面積率が小さくなってしまう。そのため、焼鈍終了後から500℃までの平均冷却速度は20℃/s以下とする。好ましくは16℃/s以下である。
めっき浴温度:420〜500℃
焼鈍後、めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を行う。溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴温度は420〜500℃が好ましい。めっき浴温度が420℃未満では亜鉛が溶融しない。一方、500℃超えではめっきの合金化が過剰に進んでしまう。
溶融亜鉛めっき処理後、460〜600℃で再加熱をおこない、前記再加熱温度で1s以上保持することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることができる。再加熱温度が460℃未満の場合は、合金化が不十分である。一方、600℃超えの場合は合金化が過剰に進んでしまう。また、保持時間が1s未満の場合は合金化が不十分である。なお、再加熱温度とは鋼板表面の温度とする。
以上により得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に、軽加工を加えることで可動転位を増やし、打ち抜き時の応力集中を抑制することで打ち抜き部材の曲げ性を向上させることができる。この効果を得るためには、0.1%以上の板厚減少率で軽加工を行うことが好ましい。より好ましくは0.5%以上、さらに好ましくは1.0%以上である。一方、板厚減少率が大きくなると、転位の増加により曲げ性が低下することから、軽加工を行う場合には板厚減少率を3.0%以下とすることが好ましい。より好ましくは2.0%以下、さらに好ましくは1.5%以下である。ここで、軽加工としては、圧延ロールによる圧下を鋼板に加えることでもよいし、鋼板に張力を与える引張りによる加工でもよい。さらに、圧延と引張りの複合加工でもよい。
圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡(SEM)にて板厚1/4部を中心とし倍率1000倍として100μm×100μm領域の写真を3枚撮影し、そのSEM写真を画像処理することにより求めた。
圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚1/4部を中心とし100μm×100μm領域を測定ステップ0.1μmでEBSD測定を3箇所おこない、方位差15°以上を粒界として求めた。各々の組織の面積を円換算して直径を求め、それらの直径の平均値を平均粒径とした。
引張り試験は圧延直角方向を長手としてJIS5号引張り試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠して引張り試験を行い、降伏強度(YP)、引張強度(TS)、全伸び(El)を求めた。試験は2回行い、それぞれの平均値をその鋼板の機械特性値とした。そして、TS:550MPa以上であれば高強度であると判断した。
圧延直角方向を長手方向として35mm×100mmの板をクリアランス20%で打ち抜いた後、バリがある面を曲げの内側として、90°のV曲げ試験をおこなった。押し込み時の荷重は5〜10トン、押し込み速度は50mm/minとした。そして、打ち抜き面近傍のV曲げ頂点部に割れが発生しないV曲げポンチ先端の最小半径を求めた。割れの判定は板面頂点部を目視で確認することで行った。3回試験を行い、3回とも割れが認められなかった場合に割れ無しとして、割れが発生しない(割れ無し)ポンチ先端の最小半径を臨界曲げ半径とした。そして、臨界曲げ半径(mm)と表3の板厚(mm)より(臨界曲げ半径/板厚)を求め、この値が2.0以下であれば、曲げ加工性に優れると判断した。
以上により得られた結果を表3に示す。
Claims (9)
- 成分組成は、質量%で、C:0.05〜0.15%、
Si:0.1%以下、
Mn:1.0〜2.0%、
P:0.10%以下、
S:0.030%以下、
Al:0.10%以下、
N:0.010%以下を含有し、
Ti、Nb、Vの1種または2種以上を(1)式を満足する範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
組織は、面積率で、フェライトが80%以上、
ベイナイトおよびマルテンサイトの合計が1〜20%であり、
フェライトの平均粒径が10.0μm以下、
ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径が3.0μm以下であり、
フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が0.3以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
0.008%≦12×(Ti/48+Nb/93+V/51)≦0.05% ・・・(1)
但し、Ti、Nb、V:各元素の含有量(質量%)を表す。含まれない元素の場合は、式中の元素の含有量を0として計算する。 - 前記成分組成に加えて、質量%で、B:0.0005〜0.0030%を含有する請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量%で、Mo、Ta、Wの1種または2種以上をそれぞれ0.005〜0.10%含有する請求項1または2に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量%で、Cr、Ni、Cuの1種または2種以上をそれぞれ0.01〜0.5%含有する請求項1〜3のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量%で、Ca、REMの1種または2種をそれぞれ0.0005〜0.01%含有する請求項1〜4のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量%で、Sb:0.005〜0.030%を含有する請求項1〜5のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1〜6のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、鋳造後、直送圧延し、または1150℃以上に再加熱し、
次いで、粗圧延と、1000℃以下での累積圧下率を0.7以上、最終パスの圧下率を0.10〜0.25、仕上圧延終了温度を820〜950℃とする仕上圧延からなる熱間圧延を行い、
前記仕上圧延終了後2s以内に、650℃まで平均冷却速度30℃/s以上とする冷却を行い、
次いで、巻取温度400〜620℃で巻取って熱延鋼板とした後、
次いで、前記熱延鋼板を酸洗した後、均熱温度を700〜880℃、均熱時間を10〜300sとする焼鈍を行い、
次いで、前記均熱温度から500℃までの温度域の平均冷却速度5〜20℃/sとする冷却を行い、
次いで、溶融亜鉛めっき処理を行う高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - さらに、前記溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行う請求項7に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっき処理、前記合金化処理のいずれかの処理後、板厚減少率0.1〜3.0%の加工を施す請求項7または8に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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