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発明の名称 耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
発行国 日本国特許庁(JP)
公報種別 公開特許公報(A)
公開番号 特開2007−77510(P2007−77510A)
公開日 平成19年3月29日(2007.3.29)
出願番号 特願2006−310324(P2006−310324)
出願日 平成18年11月16日(2006.11.16)
代理人 【識別番号】100099944
【弁理士】
【氏名又は名称】高山 宏志
発明者 中島 勝己 / 二塚 貴之 / 松岡 才二
要約 課題
自動車内外板パネルなどに適用可能な、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。

解決手段
化学成分が質量%で、C:0.005%以上0.04%未満、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.08%以下、S:0.03%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.01%以下で、残部が実質的に鉄からなり、組織が平均粒径4〜15μmのフェライトと体積率10%未満の第2相から構成され、この第2相の内80%以上が粒界に析出し、更に粒界に析出した第2相の内80%以上がマルテンサイト粒子であり、これら粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接2粒子間の平均間隔Lが、前記フェライトの平均粒径dに対して次の不等式を満たすことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
特許請求の範囲
【請求項1】
化学成分が質量%で、C:0.005%以上0.04%未満、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.08%以下、S:0.03%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.01%以下で、残部が実質的に鉄からなり、組織が平均粒径4〜15μmのフェライトと体積率10%未満の第2相から構成され、この第2相の内80%以上が粒界に析出し、更に粒界に析出した第2相の内80%以上がマルテンサイト粒子であり、これら粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接2粒子間の平均間隔Lが、前記フェライトの平均粒径dに対して次の不等式を満たすことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
0.79d<L<3.1d
【請求項2】
請求項1記載の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板において、化学成分としてさらに、Cr:1%以下、Mo:1%以下、V:0.5%以下、B:0.0002〜0.003%、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下の内1種以上を含有することを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
【請求項3】
めっき表面にさらに有機被膜を有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
【請求項4】
請求項1または請求項2記載の化学成分を有する鋼を、Ar点以上の終了温度で熱間圧延を行い、圧延後2秒以内に冷却を開始して70℃/s以上の冷却速度で650℃以下まで冷却し、その後500℃以上で巻取り、冷間圧延および溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、組織を請求項1記載の組織に制御することを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項5】
溶融亜鉛めっき処理は、めっき前の加熱を均熱温度Ac〜(Ac+80℃)かつ均熱温度まで100℃以内の温度域では5℃/s以下の昇温速度で鋼板を加熱し、その後めっき浴浸漬まで冷却速度3〜15℃/sの1次冷却を行い、溶融亜鉛めっきを施した後、あるいはその後合金化処理を施した後に3℃/s以上の冷却速度で2次冷却を行うことを特徴とする請求項4に記載の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項6】
めっき表面にさらに有機被膜処理を施すことを特徴とする請求項4または請求項5に記載の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
発明の詳細な説明
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車内外板パネルなどに適用可能な、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、環境問題等を背景として、高強度鋼板の適用による自動車の軽量化が推進されている。この動きは、自動車の足回り部品に止まらず内外板パネルにも波及し、例えば、サイドパネルに390MPa、440MPa級の高強度鋼板を適用した車種も出始めている。
【0003】
自動車用内外板パネル材は、優れたプレス成形性、耐デント性、耐面ひずみ性、耐二次加工脆性、表面性状、および耐時効性などの性能が要求される。このように、非常に多くのしかも高レベルの要求性能を満足させる必要があり、材料供給側にとって最も開発が難しい鋼板である。
【0004】
自動車メーカは、合併、連携等を進めながら、今まさにグローバル展開の最中である。そのため、パネル適用材についても、世界各地に供給する必要性がますます高まるものと考えられる。その場合、船便による輸送中に高温に曝されて時効劣化することが予想される。従って、パネル適用材については、優れた時効性を有することが極めて重要となる。
【0005】
従来、自動車用内外板パネル材としては、主にIF(Interstitial-
Free)鋼が適用されてきた。これは、IF鋼が高いr値を有し、優れた深絞り性を示すと共に、固溶元素(固溶C、N)が無いことから、非時効性を具備するためである。しかしながら、焼付硬化性(Bake-
Hardening)性を持たないことから、パネル材にとって最も重要な特性の一つである耐デント性が不十分である。
【0006】
IF鋼の高強度化については、例えば、特許文献1には、Ti、Nb、Bを複合添加した極低炭素鋼を、Si、Mn等の固溶強化元素により強化した加工用高強度冷延鋼板が提案されている。この場合は、Si、P添加量に対してMn添加量の最適化を図ることにより、引張強度で45〜50kgf/mmを確保しながら高いr値を得ている。
【0007】
一方、IF鋼の深絞り性を維持した上で優れた耐デント性を付与するために、焼付硬化型の高強度鋼板が開発されてきた。これは、固溶強化元素により耐デント性を改善すると共に、固溶C、Nを鋼中に残存させることにより焼付硬化性を持たせるという考え方によるものである。
【0008】
このような焼付硬化鋼板の高強度化については、例えば、特許文献2に、高塗装焼付硬化性(BH性)を有するTi含有極低炭素高強度冷延鋼板が提案されている。これは、Mn、Crを積極的に添加すると共に、Si、P量を制御することにより、引張強度で35〜50kgf/mmで良好なr値と伸びが得られるというものである。
【0009】
また、複合組織型の亜鉛めっき鋼板の例として、特許文献3には、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)鋼板の製造方法が提案されている。この鋼板は、低炭素鋼でSi、Mn、Pを含有する鋼を、熱延後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している。
【特許文献1】特開平7−216452号公報
【特許文献2】特開平5−78784号公報
【特許文献3】特開2002−30347号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
しかしながら、上記の従来技術には次のような問題がある。例えば、特許文献1に記載の技術は、結局のところ、IF鋼をベースとして固溶強化元素により強度を増加させているにすぎず、めっき品質等は期待できない。この場合、r値改善のためMn量を抑制している分、強度確保のため多量のSi、Pを添加する必要があり、表面性状、めっき品質、さらには耐二次加工脆性に著しい悪影響を及ぼす。
【0011】
さらにこの場合、表面性状等に加えて、IF鋼に起因する耐デント性の不足(BH性無し)の問題があり、自動車用内外板パネル用亜鉛めっき鋼板として実用化することは、所詮不可能である。また、高r値化を指向するだけでは、張出し成形主体の自動車用内外板パネル材としては、2軸領域での降伏強度の観点からむしろ不利になる。
【0012】
特許文献2に記載の技術は、焼付硬化性は有するものの、結局のところTi添加の極低炭素鋼をベースとして固溶強化元素により強度を増加させているにすぎない。焼付硬化鋼板のため耐デント性は付与しやすいが、焼付硬化性の原理により、高い耐デント性を得るには、耐時効性を犠牲にしなければならない。このような材質設計による限り、耐デント性と耐時効性を両立させることは不可能である。
【0013】
さらにここでも、固溶強化元素により表面性状、めっき品質の低下が避けられず、近年特に表面要求性能の厳しい自動車用内外板パネル材としては、最早適用することはできない。また、前述の通り、単なる高r値化だけでは、特に耐デント性を要求される張出し成形主体の自動車用内外板パネル材としては不適当である。
【0014】
特許文献3に記載の技術は、その実施例に開示されているように、基本的には低炭素鋼でCが高め(表1:0.05〜0.18%C)であり、高強度鋼である。これは、本発明が目的とする自動車内外板パネル用の低強度のDP鋼とは、対象が全く異なる。また、溶融亜鉛めっきについては、通常の連続溶融亜鉛メッキライン相当の熱処理条件であり、均熱温度以外記載されておらず、特に組織制御の観点からは触れられていない。
【0015】
本発明は、上述の問題を解決し、自動車内外板パネルなどに適用可能な、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0016】
上記課題を解決するために、本発明は、化学成分が質量%で、C:0.005%以上0.04%未満、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.08%以下、S:0.03%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.01%以下で、残部が実質的に鉄からなり、組織が平均粒径4〜15μmのフェライトと体積率10%未満の第2相から構成され、この第2相の内80%以上が粒界に析出し、更に粒界に析出した第2相の内80%以上がマルテンサイト粒子であり、これら粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接2粒子間の平均間隔Lが、前記フェライトの平均粒径dに対して次の不等式を満たすことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板を提供する。
0.79d<L<3.1d (1)
【0017】
上記亜鉛めっき鋼板において、化学成分としてさらに、Cr:1%以下、Mo:1%以下、V:0.5%以下、B:0.0002〜0.003%、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下の内1種以上を含有することもできる。また、めっき表面にさらに有機被膜を有するようにすることもできる。
【0018】
本発明は、従来技術では不可能であった、高強度高延性と優れた耐時効性とを同時に具備した亜鉛めっき鋼板を製造するため、従来とは全く異なる新たな視点から自動車内外板パネル適用材の開発に取組み、鋭意検討した結果なされた。特に、電子顕微鏡レベルのミクロ組織に着目して精緻な実験を行い、検討を重ねることにより、主にフェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織とすると共に、その分布状況が重要であることを突き止めた。
【0019】
すなわち、上記のように、フェライトとマルテンサイトの体積率、およびマルテンサイトの生成サイト、分布形態、さらに分布間隔が極めて重要であり、これらを所定の範囲内に制御することにより、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板が得られることを明らかにした。
【0020】
さらに、このような自動車内外板パネルに適した優れた特性を有する亜鉛めっき鋼板を製造するには、化学成分バランスと熱延後の冷却条件の組合せ、焼鈍条件の精密な制御が必須であることを見出した。これらの知見に基づき、上述のミクロ組織を達成するための化学成分および製造条件の最適値を初めて明確化した。以下、本発明の個々の構成について説明する。
【0021】
C:0.005%以上0.04%未満
Cは、鋼の引張強度を確保するために必要な元素であり、一定量含有させる必要がある。しかし、C量が0.04%以上の場合、成形性が低下し、本発明が主な対象とする自動車用鋼板として不適であり、さらに溶接性の観点からも好ましくない。一方、一定体積率のマルテンサイト相を形成させるためには、他の元素の含有量にもよるが、少なくとも0.005%以上必要である。従って、C量を0.005%以上0.04%未満の範囲内とする。
【0022】
なお、成形性の観点からは、C量を0.035%未満とすることがさらに望ましい。また、マルテンサイト相をさらに安定して形成させ、本発明の目的である耐時効性をさらに向上させるには、C量を0.01%以上とすることが望ましい。
【0023】
Si:0.5%以下
Siは強度確保およびマルテンサイト相を安定して得るために有効な元素である。しかし、Siを0.5%を超えて添加すると、めっき密着性および表面性状を著しく劣化させる。従って、Si量を0.5%以下とする。なおSi量は、めっき密着性および表面性状をさらに改善するには0.25%以下、さらに高いめっき品質を得るには0.1%以下、とすることが望ましい。
【0024】
Mn:0.5〜3.0%
Mnは、鋼中のSをMnSとして析出させてスラブの熱間割れを防止するのに有効な元素である。本発明では、マルテンサイト相を形成させるため、焼入性を向上させるMnを0.5%以上添加する。しかし、Mn量が3.0%を超えると、スラブコストの著しい上昇を招くだけでなく、加工性も劣化する。従って、Mn量を0.5〜3.0%の範囲内とする。なお、マルテンサイト相を安定して得るには、Mnを1%以上添加することが望ましい。一方、コスト、加工性の観点からは、Mn量を2.5%未満とすることが望ましい。
【0025】
P:0.08%以下
Pは、鋼の高強度化に非常に有効な元素である。本発明においては、従来の極低炭素鋼をベースとしたパネル用鋼板に比べ、固溶C残存により高い耐二次加工脆性を維持できるので、比較的高めのP添加を許容することができる。しかし、Pは、0.08%を超えて添加するとプレス成形後の耐二次加工脆性を劣化させ、亜鉛めっき後の合金化処理性の低下を引き起こす。従って、P量を0.08%以下とする。なお、耐二次加工脆性および合金化反応の観点からは、P量を0.05%以下とすることが望ましい。
【0026】
S:0.03%以下
Sは、熱間加工性を低下させ、スラブの熱間割れ感受性を高めるので少ない方がよい。S量が0.03%を超えると、微細なMnSの析出により加工性が劣化する。従って、S量を0.03%以下とする。なお、加工性の観点からは、S量をさらに0.015%以下とすることが望ましい。
【0027】
Al:0.01〜0.1%
Alは、鋼の脱酸に寄与すると共に、鋼中の不要な固溶Nを窒化物として固定する役割がある。この効果は、Al量が0.01%未満では十分ではなく、一方、Al量が0.1%を超えても添加量に見合う効果は得られない。従って、Al量を0.01〜0.1%の範囲内とする。
【0028】
N:0.01%以下
Nは、時効性の観点から固溶状態で残存させることはできないので、少ない方がよい。N量が0.01%を超えると、過剰な窒化物の生成により延性および靭性が劣化する。従って、N量を0.01%以下とする。
【0029】
Cr、Mo: 添加する場合、それぞれ1%以下
Cr、Moは、焼入性を向上させ、マルテンサイト相を安定して得るのに有効な元素であり、また、溶接における熱影響部(HAZ)の軟化抑制にも効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかし、Cr、Moの添加量がそれぞれ
1%を超えると、HAZの硬度上昇が大きくなりすぎる。従って、Cr、Moを添加する場合は、それぞれ1%以下とする。
【0030】
V: 添加する場合、0.5%以下
Vは、溶接熱影響部(HAZ)の軟化抑制に効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかし、Vの添加量が0.5%を超えると、HAZの硬度上昇が大きくなりすぎる。従って、Vを添加する場合は0.5%以下とする。
【0031】
B: 添加する場合、0.0002〜0.003%
Bは、焼入性向上に有効な元素であり、低温変態相を安定して生成させるために必要に応じて添加することができる。その効果を得るためには0.0002%以上とするが、0.003%を超えても、コストに見合う効果が得られない。従って、Bを添加する場合は0.0002〜0.003%の範囲内とする。
【0032】
Ti、Nb: 添加する場合、それぞれ0.1%以下
Ti、Nbは、窒化物を形成してNを固定化する。Alに代わりTi、NbでNを固定化することにより、成形性の向上が期待できるので必要に応じて添加することができる。但し、それぞれ0.1%を超えて添加しても、コストに見合う効果が得られない。従って、Ti、Nbを添加する場合はそれぞれ0.1%%以下とする。但し、Ti、NbをNの固定化に必要な量より過剰に添加すると、Ti、Nbが炭化物を形成し、固溶Cが減少するため低温変態相(マルテンサイト)を安定して生成させるのが困難となる。従って、Ti、Nbの添加量は、Nの固定化に必要な量(例えば、Nに対するTi+Nbの化学当量より過剰とならないことが好ましい。
【0033】
組織:フェライト+マルテンサイト
前述のように、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板は、従来のIF鋼あるいは焼付硬化型鋼をベースとして高強度化を図る手法では得ることは困難である。そのためにはまず、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼とする必要がある。さらに詳細な検討の結果、マルテンサイトのフェライトに対する分散状況を、適切に制御することが重要である。その詳細について、以下に説明する。
【0034】
フェライト粒径:4〜15μm
フェライト粒径の制御は特に重要である。フェライト粒径が4μm未満の場合、後述のマルテンサイト粒子がたとえ発明範囲内であっても、耐面ひずみ性の劣化を招くと共に、自動車内外板パネルの成形に必要な延性が得られない。これより、フェライト粒径を4μm以上、好ましくは5μm以上とする。一方、フェライト粒径が15μmを超えた場合、プレス成形の際に肌荒れなどを引き起こし、表面性状を劣化させるので好ましくない。従って、フェライト粒径dを4〜15μmの範囲内、好ましくは5〜15μmの範囲内とする。
【0035】
第2相体積率:10%未満
本発明で言う第2相とはマルテンサイトの他、ベイナイト、残留オーステナイトを指す。第2相の体積率が10%以上になると、本発明が対象とする自動車内外板パネル用鋼板として、十分なプレス成形性を有しない。従って、第2相体積率を10%未満とする。なお、成形性の観点からは、さらに第2相体積率を8%未満とすることが望ましい。
【0036】
第2相の析出サイト:フェライト粒界析出が80%以上
第2相の析出サイトは、本発明において非常に重要である。フェライト粒内に析出した第2相は、延性の低下をもたらし、粒内析出の比率が20%を超えるとこの傾向が顕著となる。これより、本発明が目的とする優れた強度と延性のバランスを得るには、第2相のうち体積分率で80%以上がフェライト粒界を占めることが必要である。なお、強度−延性バランスの観点からは、さらにフェライト粒界析出の比率が90%以上であることが望ましい。
【0037】
マルテンサイトの比率:粒界に析出した第2相の内80%以上
フェライト粒界に析出したマルテンサイトは、フェライト粒内析出の場合、あるいは粒界析出でもマルテンサイト以外の第2相に比べて、降伏伸びYPElを消失させるのに非常に有効であることを見出した。特に、粒界に析出した第2相の内マルテンサイトの比率が80%以上の場合、この効果が顕著となる。本発明において優れた耐時効性とは、30℃×6ヶ月に相当する促進時効(100℃×10hr)試験後に、YPElが現れないことと定義する。なお、耐時効性の観点からは、さらにマルテンサイトの比率が90%以上であることが望ましい。
【0038】
マルテンサイト粒子の平均間隔L:0.79d<L<3.1d (d:フェライト粒径)
フェライト粒界上のマルテンサイト粒子の分布状況は、耐時効性に大きな影響を及ぼす。マルテンサイト粒子は、その生成時に隣接フェライト内の界面近傍に、多数の転位を形成する。これらの可動転位が塑性変形時に比較的低応力で動くことにより、降伏点伸びYPElが現出することなく変形が進行する。この時、フェライト粒界上のマルテンサイト粒子が、少なすぎ又は分布が不均一であると、YPElが現出する。一方、マルテンサイト粒子が多すぎると、成形性を損なう。
【0039】
このように、マルテンサイト粒子をフェライト粒界上に所定の間隔で均一に分布させることが、優れた耐時効性を有し、かつパネル成形に適した高レベルの成形性を得るために最も重要である。フェライト粒界上のマルテンサイト粒子の分布状況を表す指標として、マルテンサイト粒子の平均間隔Lを用いると、本発明の目的が達成される条件は、後述の実施例より次の不等式(1)の範囲内となる。
0.79d<L<3.1d (1)
ここで、dはフェライト粒径を表す。
【0040】
この平均間隔Lが3.1d以上になると、フェライト粒に対するフェライト粒界上のマルテンサイト粒子の数が不足し、耐時効性が劣化する。一方、平均間隔Lが0.79d以下となると、マルテンサイト粒子の数が過剰となり、成形性が劣化する。なお、耐時効性の観点からはL<2.4dとすることが好ましく、成形性の観点からは1.0d<Lとすることが好ましい。
【0041】
なお、この式(1)は隣接マルテンサイト粒子間の間隔の平均値Lで表されているが、マルテンサイト粒子ができるだけ均一に分布していることが耐時効性および成形性の両方にとって望ましい。従って、個々のマルテンサイト粒子間隔についても、できるだけ式(1)を満たし、個々の粒子間隔の内70%以上が式(1)を満たすことが望ましい(ここでは、Lを個々のマルテンサイト粒子間隔にとる)。さらに耐時効性および成形性を向上させるには、マルテンサイト粒子間隔の内80%以上が式(1)を満たすことが望ましい。
【0042】
上述の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板を得ることが可能な製造方法の発明は、次のようになる。その発明は、上述の発明の化学成分を有する鋼に、Ar点以上の終了温度で熱間圧延を行い、圧延後2秒以内に冷却を開始して70℃/s以上の冷却速度で650℃以下まで冷却し、その後500℃以上で巻取り、冷間圧延および溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、組織を前述の発明の組織に制御することを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【0043】
ここでさらに、溶融亜鉛めっき処理は、めっき前の加熱を均熱温度Ac〜(Ac+80℃)かつ均熱温度まで100℃以内の温度域では5℃/s以下の昇温速度で鋼板を加熱し、その後めっき浴浸漬まで冷却速度3〜15℃/sの1次冷却を行い、溶融亜鉛めっきを施した後、あるいはその後合金化処理を施した後に3℃/s以上の冷却速度で2次冷却を行うことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法とすることもできる。
【0044】
この製造方法は、前述の高強度高延性亜鉛めっき鋼板を得ることが可能な製造条件について、詳細に検討した結果なされたものであり、高度に組織制御された本発明の鋼板を得るための必須条件である。以下、詳細について説明する。
【0045】
熱間圧延の終了温度:Ar点以上
熱間圧延においては、終了温度が低いほど圧延後のフェライト相の生成が促進され、組織が細粒化する。しかし、熱間圧延の終了温度がAr点未満に低下すると、バンド組織が形成され、焼鈍後に組織制御されたフェライトとマルテンサイトが得られなくなる。従って、熱間圧延の終了温度をAr点以上とする。
【0046】
熱間圧延後の冷却は、本発明の組織制御において重要なポイントである。本発明は、自動車用材料として最も高性能を要求される内外板パネル適用材として、前述のように高度に組織制御された複合組織とする。そのためには、まずバンド組織の形成を可能な限り防止する必要がある。
【0047】
熱延段階で形成されたバンド組織は、その後の溶融亜鉛めっき処理の際の熱処理(焼鈍)では解消されず、マルテンサイトの分布も微細かつ均一に分散させることが不可能となる。鋭意検討の結果、バンド組織の形成は、熱間圧延後の冷却条件、とりわけ、急冷開始時間、冷却速度、および急冷終了温度を制御することにより、抑制することが可能なことを見出した。次にこれらの冷却条件について説明する。
【0048】
急冷開始時間:圧延後2秒以内
熱間圧延後の急冷開始までの時間が2秒を超えると、高温でフェライト生成が開始するため、組織が粗大化する。従って、圧延後2秒以内に急冷を開始する。さらに熱延板組織の均一化を図るには、圧延後1.5秒以内に急冷を開始することが望ましい。
【0049】
冷却速度: 70℃/s以上
急冷の冷却速度が70℃/s未満であると、フェライトが合金元素の偏析に対応して析出する。合金元素の偏析は圧延により層状となっており、初析フェライトとパーライトが層状に生成し、バンド組織となる。従って、熱間圧延後の冷却速度を70℃/s以上とする。バンド組織抑制の観点からは、冷却速度を好ましくは100℃/s以上、さらには120℃/s超とすることが望ましい。
【0050】
急冷終了温度:650℃以下
熱間圧延後の急速冷却(急冷)は巻取温度まで行ってもよいが、巻取温度制御のために少し高めの温度で急冷を終了することもできる。この急速冷却終了温度が650℃を超えると、その後の冷却中も高温のため前述と同様バンド組織となる。従って、急速冷却終了温度は650℃以下とする。なお、その後の冷却は、巻取温度の制御のための冷却であり、冷却速度、冷却方法(空冷、水冷)については特に制限はない。
【0051】
巻取温度:500℃以上
巻取温度の管理は特に重要である。巻取温度が500℃未満の場合、熱延板の組織はベイナイト主体となりやすく、冷圧、焼鈍後の再結晶集合組織が発達せず、r値の向上を阻害する。従って、巻取温度を500℃以上、好ましくは550℃以上とする。
【0052】
得られた熱延板は、酸洗後、冷間圧延を行ってから、めっき処理を施す。めっき方法については、本発明の組織を得る上で熱処理条件が重要である。熱処理条件としては、めっき前の加熱(焼鈍)の昇温速度、均熱温度、1次冷却(焼鈍後、めっき前)の冷却速度、2次冷却(めっき後)の冷却速度の制御を行う。次にこれらの熱処理条件について説明する。
【0053】
昇温速度:均熱温度まで100℃以内の温度域では5℃/s以下
めっき前の加熱(焼鈍)の昇温速度は、本発明の組織を得る上で非常に重要な熱処理条件である。均熱温度まで100℃以内の温度域(均熱温度−100℃〜均熱温度)で昇温速度が5℃/sを超えると、再結晶が十分進行しない内にAc変態点を超えることになる。そのため、均熱段階で、再結晶と第2相析出(オーステナイト生成)が競合し、最終的に本発明の目的とするフェライト粒界にマルテンサイトを析出させることができなくなる。また、望ましいフェライト粒径も得られない。
【0054】
以上より、均熱温度まで100℃以内の温度域では、昇温速度を5℃/s以下とする。また、昇温速度を3℃/s以下とするとさらに効果的である。なお、この温度域より低温側では、5℃/s以下の徐加熱とする必要はなく、急速加熱とすることが可能である。
【0055】
均熱温度: Ac〜(Ac+80℃)
焼鈍の均熱温度は、フェライトと第2相からなる組織を得るため、適切な温度に加熱(均熱)する必要がある。均熱温度がAc変態点未満では、オーステナイト相が生成せず、マルテンサイトを得ることができない。一方、焼鈍温度がAc+80℃を超えると、オーステナイト相が増加して粗大化し、第2相への元素濃化が促進されず、微細なマルテンサイトが得られなくなる。従って、均熱温度をAc〜(Ac+80℃)の範囲内とする。
【0056】
さらに、本発明の目標とする高延性および耐時効性の観点からは、均熱温度をAc+20〜Ac+60℃の範囲内とすることが望ましい。また、均熱時間については、好ましいフェライト粒径を得ると共にオーステナイト相への元素濃化を促進する観点から、20秒以上確保することが望ましい。
【0057】
1次冷却の冷却条件:冷却速度3〜15℃/s
均熱後のめっき浸漬までの1次冷却においては、冷却過程でオーステナイトがパーライトに分解するのを防止するため、冷却速度を3℃/s以上とする。化学成分にもよるが、より好ましくは5℃/s以上とする。一方、冷却速度が15℃/s以上になると、第2相への元素濃化が抑制され、マルテンサイトが安定して生成されにくくなる。従って、1次冷却における冷却速度は3〜15℃/sの範囲内とする。
【0058】
2次冷却の冷却速度:3℃/s以上
めっき浸漬後又は合金化処理後の2次冷却の冷却速度は、マルテンサイトを安定して得るため、Ms点以下の温度まで3℃/s
以上の冷却速度で冷却する必要がある。2次冷却の冷却速度は、化学成分にもよるが、5℃/s以上が好ましく、さらに安定してマルテンサイトを得るには、7℃/s以上とすることが望ましい。また、少なくともMs点以下の温度まで、この冷却速度を確保することが望ましい。
【0059】
このようにして製造しためっき鋼板は、伸張率0.2〜1.5%程度の調質圧延を施して降伏点伸びを消去する。また、めっき表面にさらに有機被膜処理を施してもよい。
【発明の効果】
【0060】
本発明は、特定の範囲内に化学成分を限定し、熱延条件および焼鈍条件を精緻に制御して最終的なミクロ組織を正確に造り込むことにより、高強度を確保した上で、優れた耐時効性、成形性を始めとする自動車用内外板パネル適用材としての要求性能を総て具備した亜鉛めっき鋼板の製造を可能とする。
【発明を実施するための最良の形態】
【0061】
発明の実施に当たっては、上記の化学成分を有する鋼のスラブを、通常の薄鋼板の製造方法により、加熱炉で加熱後圧延あるいは連続鋳造ままで直接圧延する。
冷間圧延においては、冷圧率を通常の操業範囲内の50〜85%とすればよいが、より安定して本発明のフェライト粒径を得るには、冷圧率を80%以下とすることが望ましい。
【実施例1】
【0062】
図1は、本発明の化学成分を有する鋼板について、最終的な組織を製造条件により種々変化させ、得られた組織と耐時効性、成形性の関係を整理して示した図である。組織については、走査型電子顕微鏡を用いて、フェライトの平均粒径dと粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接2粒子間の平均間隔Lを求めた。具体的には、倍率2000倍で10視野撮影し、画像処理によりd、Lの測定を行った。なお、Lは粒界に沿った長さを測定した。
【0063】
耐時効性については、前述のように30℃×6ヶ月に相当する促進時効(100℃×10hr)試験後に、YPElが現れない試料をOKとした。なお、30℃×9ヶ月に相当する促進時効試験(100℃×15hr)も実施した。成形性については、160mmφの球頭ポンチによる張出し試験を行い、限界張出し高さを測定して評価した。限界張出し高さは、材料の延性のみならずn値、さらにはr値(Δrも含む)の影響も受け、パネル材としての成形性を総合的に評価する特性値と言える。また、この試験の際、肌荒れ発生の有無についても評価した。
【0064】
以上の結果について、図1では、耐時効性、成形性、耐肌荒れ性の総てについてOKとなった試料を○、◎印で示し、1つでもNGとなった(OKでなかった)試料を×印で示している。この内、◎印は特に優れた特性を示した試料を示す。なお、耐時効性で特に優れた特性(◎印)とは、上記30℃×9ヶ月に相当する促進時効試験でもYPElが現れないこととした。
【実施例2】
【0065】
表1に示す化学成分を有する鋼を溶解後、連続鋳造によりスラブを製造した。鋼番No.1〜10は本発明鋼、鋼番No.11〜14は、それぞれC量、Si量、Mn量、P量が上限値を上回る比較鋼である。
【0066】
【表1】


【0067】
これらの鋼のスラブを1200℃に加熱後、Ar変態点以上の圧延終了温度で熱間圧延を行い、その後の冷却条件(急冷開始時間、冷却速度、急冷終了温度)と巻取温度を変化させて熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗し、冷圧率70%の冷間圧延を行い、板厚0.8mmの冷延鋼板を製造した。
【0068】
冷延鋼板を溶融亜鉛めっきラインに通板し、めっき処理および合金化処理を施した。この際、昇温速度、均熱温度、1次冷却(焼鈍後、めっき前)と2次冷却(めっき後)の冷却速度を変化させて処理を行った。めっき後の鋼板には、調質圧延を施し(圧下率0.2〜1.5%)、降伏点伸びを消去した。以上の製造条件を表2に示す。
【0069】
【表2】


【0070】
得られた亜鉛めっき鋼板については、走査型電子顕微鏡によりミクロ組織を撮影し、画像処理により詳細に解析した。解析項目は、フェライトの平均粒径、第2相体積率、第2相のうち粒界析出の割合、割合、および粒界析出したマルテンサイト粒子間の平均間隔である。
【0071】
また、これら供試材については、引張試験をJIS5号試験片をC方向に採取して行った。さらに、張出し性と耐時効性についても、実施例1と同じ条件で行った。以上の調査結果を表2に併せて示す。ここで、耐時効性、成形性についてOKとなった試料を○、◎印で示し、NGとなった(OKでなかった)試料を×印で示している。この内、◎印は、実施例1と同様、特に優れた特性を示した試料を示す。
【0072】
表2に示すように、本発明の化学成分範囲内にあり(本発明鋼)、かつ本発明のミクロ組織を有する供試材(本発明例No.1〜3、7〜8、13〜20)は、優れた張出し性と耐時効性を同時に満足している。
【0073】
比較例No.4〜6は、めっき処理の際の連続焼鈍条件が本発明範囲外のため、フェライト粒径又はマルテンサイト粒子間の平均間隔も本発明の範囲に入らず、張出し性又は耐時効性が目標に達していない。
【0074】
比較例No.9〜12は、熱延後の冷却条件又は巻取条件が本発明範囲外のため、マルテンサイト粒子間の平均間隔、粒界析出の割合のいずれか又は双方が本発明の範囲に入らず、張出し性、耐時効性のいずれか又は双方が目標に達していない。
【0075】
さらに、比較例No.21〜24は、化学成分が本発明範囲外(比較鋼)であり(No.22は均熱温度も本発明範囲外)、本発明の規定するミクロ組織が得られず、張出し性、耐時効性のいずれか又は双方が目標に達していない。
【産業上の利用可能性】
【0076】
本発明の亜鉛めっき鋼板は、自動車用のみならず、家庭用電化製品など広い分野で活用できる。
【図面の簡単な説明】
【0077】
【図1】本発明の化学成分を有する鋼板における組織と耐時効性、成形性の関係を示す図。




 

 


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