JP6390712B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
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Description
本願は、2014年11月5日に、日本に出願された特願2014−225612号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
これらのような問題から、苛酷な曲げ加工などを施して使用される高強度鋼板としては、母材鋼板に対するめっき層の密着性が優れた溶融亜鉛めっき層を備えためっき鋼板が強く望まれている。
特許文献12には、Si−Mn−Al含有母材の溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、侵入材温を制御し、亜鉛めっきと母材鋼板の界面合金層における断面面積率を規定することで、めっき密着性とスポット溶接性を向上させる技術が開示されている。
特許文献12に記載の鋼板では、Si−Mn酸化物がめっき密着性に悪影響することが述べられている。ところが、Si−Mn酸化物をめっき開始までに低減させる技術は特許文献12には開示されていない。また、特許文献12では、侵入材温を浴温より高くする(めっき浴のAlにもよるが最低でも浴温プラス4℃、最高で浴温プラス28℃高くする)ため、浴温の安定性、ひいては、製品の特性の均一性に課題を残している。
(1)本発明の一態様に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と前記母材鋼板の少なくと も一方の表面に形成された溶融亜鉛めっき層とからなり、前記母材鋼板は、質量%で、
C :0.040〜0.280%、
Si:0.05〜2.00%、
Mn:0.50〜3.50%、
P :0.0001〜0.1000%、
S :0.0001〜0.0100%、
Al:0.001〜1.500%、
N :0.0001〜0.0100%、
O :0.0001〜0.0100%、
残部がFeおよび不純物からなる化学成分を有し、
前記母材鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲において、体積分率で、40%以上97%以下のフェライト相と、ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相のうち1種以上からなる硬質組織を合計で3%以上とを有し、残留オーステナイト相が体積分率で0〜8%、パーライト相と長径1μm以上の粗大セメンタイト相との合計が体積分率で0〜8%であり、前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板の界面から鋼板方向深さ20μmまでの表層範囲において、残留オーステナイトの体積分率が0〜3%であり、前記表層範囲における前記硬質組織の体積分率V1と、鋼板表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲における前記硬質組織の体積分率V2との比であるV1/V2を0.10以上0.90以下の範囲に制限したミクロ組織を有し、前記溶融亜鉛めっき層は、Fe含有量が0%超〜5%であり、Al含有量が0%超〜1.0%であり、ζ相からなる柱状晶を含み、前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面(A)のうち前記ζ相と母材鋼板との界面(A*)の占める割合((A*/A)×100)が20%以上であり、前記ζ相と母材鋼板との界面(A*)のうち、長径0.2μm以上の粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板とのなす界面(A**)の割合((A**/A*) ×100)が、50%以下であり、前記母材鋼板において前記界面側に微細化層が形成され、前記微細化層の平均厚さが0.1〜5.0μm、前記微細化層におけるフェライト相の平均粒径が0.1〜3.0μmであり、前記微細化層中にSiおよびMnの1種または2種以上の酸化物が含有され、前記酸化物の最大径が0.01〜0.4μmである溶融亜鉛めっき鋼板。
Ti:0.001〜0.150%、
Nb:0.001〜0.100%、
V :0.001〜0.300%、
のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する上記(1)に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
Cr:0.01〜2.00%、
Ni:0.01〜2.00%、
Cu:0.01〜2.00%、
Mo:0.01〜2.00%、
B :0.0001〜0.0100%、
W :0.01〜2.00%、
のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する上記(1)または(2)に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.0100%含有する上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
なお、母材鋼板の板厚は0.6mm以上、5.0mm未満であることが適切である。母材鋼板の板厚が0.6mm未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない。また、母材鋼板の板厚が5.0mm以上であると、製造過程における冷却の制御が困難となり、所定のミクロ組織が得られずに成形性が劣化することがある。
Cは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Cの含有量が0.280%を超えると、スポット溶接性が劣化するため、C含有量は0.280%以下とする。なお、スポット溶接性の観点から、Cの含有量は0.250%以下であることが好ましく、0.220%以下であることがより好ましい。一方、Cの含有量が0.040%未満であると、強度が低下し、十分な引張最大強度を確保することが困難となるため、C含有量は0.040%以上とする。なお、強度をより一層高めるためには、Cの含有量は0.055%以上であることが好ましく、0.070%以上であることがより好ましい。
Siは、母材鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。
しかしながら、Siは鋼材を脆化させる元素でもあり、含有量が2.00%を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。このため、Siの含有量は2.00%以下とする。さらに、Siは焼鈍工程において母材鋼板の表面に酸化物を形成し、めっきの密着性を著しく損なう。この観点から、Siの含有量は1.500%以下であることが好ましく、1.200%以下であることがより好ましい。一方、Siの含有量が0.05%未満では、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程において、粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度および成形性が劣化するため、Siの含有量は0.05%以上とする。
なお、鉄系炭化物の生成を抑制する観点から、Siの含有量は0.10%以上であることが好ましく、0.25%以上がより好ましい。
Mnは、母材鋼板の焼入れ性を高めることで強度を高めるために添加される。しかしながら、Mnの含有量が3.50%を超えると、母材鋼板の板厚中央部に粗大なMn濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。そのため、Mnの含有量は3.50%以下とする。また、Mnの含有量が増大すると溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性も劣化する。このことから、Mnの含有量は3.00%以下であることが好ましく、2.80%以下であることがより好ましい。一方、Mnの含有量が0.50%未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、充分に高い引張最大強度を確保することが難しくなる。したがって、Mnの含有量は0.50%以上とする必要がある。溶融亜鉛めっき鋼板の強度をより高めるためには、Mnの含有量は0.80%以上であることが好ましく、1.00%以上であることがより好ましい。
Pは、鋼材を脆化させる元素であり、さらにPの含有量が0.1000%を超えると、鋳造したスラブが割れたり、圧延中にスラブが割れたりするなどのトラブルが起こりやすくなるため、Pの含有量は0.1000%以下とする。また、Pはスポット溶接によって生じる溶融部を脆化させる元素でもあり、充分な溶接継手強度を得るためには、Pの含有量は0.0400%以下とすることが好ましく、0.0200%以下とすることが更に好ましい。一方、Pの含有量を0.0001%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、Pの含有量は、0.0001%を下限値とし、0.0010%以上とすることが好ましい。
Sは、Mnと結びついて粗大なMnSを形成し、延性、穴拡げ性(伸びフランジ性)および曲げ性といった成形性を低下させる元素であるため、Sの含有量を0.0100%以下とする。またSは、スポット溶接性を劣化させる元素でもある。このため、Sの含有量は0.0060%以下とすることが好ましく、0.0035%以下とすることがより好ましい。一方、Sの含有量を0.0001%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴う。このため、Sの含有量は、0.0001%を下限値とし、0.0005%以上とすることが好ましく、0.0010%以上とすることがより好ましい。
Alは、鋼材を脆化させる元素である。Alの含有量が1.500%を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなるため、Alの含有量は1.500%以下とする。また、Alの含有量が増えるとスポット溶接性が悪化するため、Alの含有量は1.200%以下とすることがより好ましく、1.000%以下とすることがさらに好ましい。一方、Alの含有量の下限は特に定めずとも本実施形態の効果は発揮される。ところが、Alは原料中に微量に存在する不純物であり、その含有量を0.001%未満とするには製造コストの大幅な増加が伴う。このため、Al含有量は0.001%以上とする。またAlは脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果を、より十分に得るためには、Alの含有量は0.010%以上とすることがより好ましい。
Nは、粗大な窒化物を形成し、延性、穴拡げ性(伸びフランジ性)および曲げ性といった成形性を劣化させる元素であることから、その添加量を抑える必要がある。Nの含有量が0.0100%を超えると、成形性の劣化が顕著となることから、N含有量の上限を0.0100%とする。またNの過剰な添加は、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量は少ない方が良い。これらの観点から、N含有量は0.0070%以下であることが好ましく、0.0050%以下であることがより好ましい。一方、Nの含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Nの含有量を0.0001%未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、N含有量の下限は0.0001%以上とする。N含有量は0.0003%以上であることが好ましく、0.0005%以上であることがより好ましい。
Oは、酸化物を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板の延性、穴拡げ性(伸びフランジ性)および曲げ性といった成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Oの含有量が0.0100%を超えると、成形性の劣化が顕著となることから、O含有量の上限を0.0100%とした。
さらにOの含有量は0.0050%以下であることが好ましく、0.0030%以下であることがより好ましい。Oの含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Oの含有量を0.0001%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、0.0001%を下限とする。O含有量は0.0003%以上であることが好ましく、0.0005%以上であることがより好ましい。
Tiは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Tiの含有量が0.150%を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Tiの含有量は0.150%以下であることが好ましい。また、成形性の観点から、Tiの含有量は0.080%以下であることがより好ましい。一方、Tiの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ti添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Tiの含有量は0.001%以上であることが好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板のより一層の高強度化のためには、Tiの含有量は0.010%以上であることがより好ましい。
Nbは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Nbの含有量が0.100%を超えると、炭窒化物の析出が多くなって溶融亜鉛めっき鋼板の成形性が劣化するため、Nbの含有量は0.100%以下であることがより好ましい。成形性の観点から、Nbの含有量は0.060%以下であることがより好ましい。一方、Nbの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Nb添加による強度上昇効果を十分に得るには、Nbの含有量は0.001%以上であることが好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板のより一層の高強度化のためには、Nbの含有量は0.005%以上であることがより好ましい。
Vは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Vの含有量が0.300%を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化する。このため、Vの含有量は0.300%以下であることが好ましく、0.200%以下であることがさらに好ましい。一方、Vの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮される。Vの添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Vの含有量は0.001%以上であることが好ましく、0.010%以上であることがさらに好ましい。
Crは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて添加してもよい。しかし、Crの含有量が2.00%を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Crの含有量は2.00%以下とすることが好ましく、1.20%以下であることがさらに好ましい。一方、Crの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Cr添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Crの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがさらに好ましい。
Niは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて添加してもよい。しかし、Niの含有量が2.00%を超えると、溶接性が損なわれることから、Niの含有量は2.00%以下とすることが好ましく、1.20%以下であることがさらに好ましい。一方、Niの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Ni添加による高強度化の効果を十分に得るには、Niの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがさらに好ましい。
Cuは、微細な粒子として鋼中に存在することにより溶融亜鉛めっき鋼板の強度を高める元素であり、Cおよび/又はMnの一部に替えて添加することができる。しかし、Cuの含有量が2.00%を超えると、溶接性が損なわれることから、Cuの含有量は2.00%以下とすることが好ましく、1.20%以下であることがさらに好ましい。一方、Cuの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Cu添加による溶融亜鉛めっき鋼板高強度化の効果を十分に得るには、Cuの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがさらに好ましい。
Moは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて添加してもよい。しかし、Moの含有量が2.00%を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Moの含有量は2.00%以下とすることが好ましく、1.20%以下であることがさらに好ましい。一方、Moの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Mo添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Moの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.05%以上であることがさらに好ましい。
Bは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて添加してもよい。しかし、Bの含有量が0.0100%を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Bの含有量は0.0100%以下とすることが好ましい。生産性の観点からは、Bの含有量は0.0050%以下であることがより好ましい。一方、Bの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Bの添加による高強度化の効果を十分に得るには、Bの含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。さらなる溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化のためには、Bの含有量が0.0005%以上であることがより好ましい。
Wは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて添加してもよい。しかし、Wの含有量が2.00%を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Wの含有量は2.00%以下が好ましく、1.20%以下であることがさらに好ましい。一方、Wの含有量の下限は、特に定めることなく本実施形態の効果は発揮されるが、Wによる高強度化を十分に得るためには、Wの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがさらに好ましい。
なお、REMとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明の実施形態において、REMやCeはミッシュメタルにて添加されることが多く、LaやCeの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不純物として、これらLaやCe以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本実施形態の効果は発揮される。また、金属LaやCeを添加したとしても本実施形態の効果は発揮される。
本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板におけるミクロ組織は、母材鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲において、フェライト相(以下、フェライトという)が体積分率で40%以上、97%以下であり、ベイナイト相(以下、ベイナイトという)とベイニティックフェライト相(以下、ベイニティックフェライトという)とフレッシュマルテンサイト相(以下、フレッシュマルテンサイトという)と焼戻しマルテンサイト相(以下、焼戻しマルテンサイトという)のうち1種以上からなる硬質組織の合計が体積分率で3%以上であり、残留オーステナイト相(以下、残留オーステナイトという)が体積分率で0〜8%(0%を含む)であり、パーライト相(以下、パーライトという)と粗大セメンタイト相(以下、セメンタイトという)との合計が体積分率で0〜8%(0%を含む)であるものである。
フェライトは優れた延性を有する組織である。しかし、フェライトは軟質であることから低強度であるため、フェライトの体積分率を97%超とすると十分な引張最大強度の溶融亜鉛めっき鋼板を得られない。このため、フェライトの体積分率は97%以下とする。溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、フェライトの体積分率は92%以下とすることが好ましく、85%以下とすることがより好ましい。
更に、引張最大強度が950MPaを超える溶融亜鉛めっき鋼板を得るには、フェライトの体積分率を80%以下とすることがさらに好ましく、さらには70%以下とすることが好ましい。一方、フェライトの体積分率が40%未満では十分な延性が得られないため、フェライトの体積分率を40%以上とする。フェライトの体積分率を45%以上とすることが好ましく、50%以上であることがさらに好ましい。
残留オーステナイトは溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスを高める組織である。一方、残留オーステナイトは変形に伴って硬質なマルテンサイトに変態し、破壊の起点として働くため、伸びフランジ性が劣化することから、残留オーステナイトの体積分率の上限を8%とする。溶融亜鉛めっき鋼板の成形性の観点から、残留オーステナイトの体積分率は小さいことが好ましく、5%以下とすることが好ましく、0〜3%(0%を含む)とすることが更に好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板の残留オーステナイトの体積分率は小さいほど好ましく、0%でも構わない。
溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、ベイナイトとベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトのうち1種以上からなる硬質組織の体積分率を合計で3%以上とする必要がある。溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、硬質組織の体積分率は7%以上とすることが好ましく、15%以上とすることがさらに好ましい。一方、硬質組織の体積分率を過度に高めると溶融亜鉛めっき鋼板の延性が劣化することから、硬質組織の体積分率を60%以下に制限する。この観点から、硬質組織の体積分率は55%以下とすることが好ましく、50%以下であることが更に好ましい。
ベイニティックフェライトおよび/またはベイナイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の強度と成形性のバランスに優れた組織であり、体積分率で60%以下のベイニティックフェライトおよび/またはベイナイトが鋼板組織に含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよび/またはベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から5%以上含まれることがより好ましく、10%以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよび/またはベイナイトの体積分率が60%を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
焼戻しマルテンサイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で60%以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は5%以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が60%を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
フレッシュマルテンサイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で30%以下含まれていることが好ましい。特に穴拡げ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を20%以下とすることがより好ましく、10%以下とすることが更に好ましい。
本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび/または粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、溶融亜鉛鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび/または粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび/または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で8%以下する。なお、パーライトおよび/または粗大なセメンタイトの合計は5%以下であることが好ましい。
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と母材鋼板の界面近傍にある残留オーステナイトは、変形に伴い硬質なマルテンサイトへと変態し、溶融亜鉛めっき鋼板の表面近傍に大きなひずみが加わる曲げ変形に際して破壊の起点として働くことから、曲げ性および耐疲労特性の劣化に寄与する組織である。この観点から、めっき層と母材鋼板の界面を起点とする鋼板方向深さ20μmまでの表層範囲においては、残留オーステナイトの体積分率を0〜3%(0%を含む)と制限する必要がある。なお、当該表層範囲における残留オーステナイトの体積分率は低いほど好ましく、0%でも構わない。
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と母材鋼板(地鉄)の界面近傍にある硬質組織は、溶融亜鉛めっき鋼板の表層部における強度を高め、疲労限強度を大きく向上させ、耐疲労特性の改善に寄与する組織である。この観点から、めっき層と地鉄の界面を起点とする鋼板方向深さ20μmまでの表層範囲における硬質組織の体積分率を「V1」、鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲における合計体積分率を「V2」とした場合、これらの比であるV1/V2を0.10以上として、溶融亜鉛めっき鋼板の表層部における強度を十分に高める必要がある。なお、耐疲労特性を十分に向上するには、V1/V2は0.20以上であることが好ましく、0.30以上であることがより好ましく、0.40以上であることがさらに好ましい。一方、めっき層と地鉄の界面を起点とする鋼板方向深さ20μmまでの表層範囲における硬質組織の分率をある程度抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板表面近傍の強度を下げて局所的な延性を向上することにより、曲げ性を改善されることも可能である。この観点から、良好な曲げ性を得るため、V1/V2は0.90以下とし、0.85以下とすることが好ましく、0.80以下とすることがより好ましい。
まず、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、母材鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲、または、めっき層と地鉄との界面を起点とする鋼板方向深さ20μmまでの範囲のそれぞれにおいて、測定ステップを0.15μm以下とし、合計で10000μm2以上の領域において結晶方位を測定する。そして、各測定点がBCC(体心立方構造)の鉄あるいはFCC(面心立方構造)の鉄のいずれであるかを判定し、FCC鉄と判定される点を残留オーステナイトとし、残留オーステナイトの面積分率を測定し、それをもって体積分率とすることができる。
なお、十分に広い領域を測定すると面積分率は体積分率と等価となるため、前述の場合は合計で10000μm2以上の領域において結晶方位を測定することで残留オーステナイトの面積分率を体積分率とすることができる。
微細化層とは、母材鋼板の最表層に存在し、微細化層を構成するフェライト相の平均粒径が、母材鋼板において微細化層より下層側におけるフェライト相の平均粒径の1/2以下となっている領域である。微細化層におけるフェライト相の平均粒径が、その下層におけるフェライト相の平均粒径の1/2超となる境界を、微細化層とその下層との境界と定義する。
微細化層は、母材鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面に直接接する。微細化層の平均厚さは0.1〜5.0μmである。微細化層内におけるフェライト相の平均粒径は0.1〜3.0μmである。微細化層中に、SiおよびMnの1種または2種以上の酸化物を含有し、酸化物の最大径が0.01〜0.4μmである。
微細化層中に含有するSiおよびMnの1種または2種以上の酸化物の最大径が0.01μm以上であると、微細化層を形成するとともに、ζ相の生成が十分に促進されためっき層を形成できる。また、上記の酸化物の最大径が0.4μm以下であると、めっき層の過度な合金化を抑制しながら形成できる。したがって、微細化層を形成するとともに、めっき層中のFe含有量が過度に大きいことによるめっき密着性の低下を防止できる。上記の酸化物の最大径は、0.2μm以下であることが好ましい。
試料の観察面をFIB(Focused Ion Beam)加工して薄膜試料を作製する。その後、薄膜試料をFE−TEM(Field Emission Transmission Electr on Microscopy)を用いて30000倍で観察する。各薄膜試料について5視野観察し、全視野で計測された酸化物の直径の最大値を、当該薄膜試料における酸化物の最大径とする。
本発明の実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されてなるものである。
本発明の実施形態においては、溶融亜鉛めっき層は、Fe含有量が0%超〜5.0%であり、Al含有量が0%超〜1.0%である。さらに、溶融亜鉛めっき層はAg、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REMの1種または2種以上を含有、あるいは混入するものであってもよい。このように、溶融亜鉛めっき層が、上記の元素の1種または2種以上を含有、あるいは混入するものであっても、本実施形態の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
また、溶融亜鉛めっき層はζ相からなる柱状晶を含み、めっき層と地鉄との全界面のうち20%以上がζ相に被覆されていることを特徴とする。すなわち、溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面(A)のうち前記ζ相と母材鋼板との界面(A*)の占める割合((A*/A)×100)が20%以上となる。
さらに、母材鋼板の片面における溶融亜鉛めっき層の付着量は10g/m2以上、100g/m2以下である。
溶融亜鉛めっき層におけるFe含有量が高まるとめっき密着性が劣化することから、Fe含有量を0%超〜5.0%とする必要がある。めっき密着性を更に高めるため、めっき層中のFe含有量は4.0%以下とすることが好ましく、3%以下とすることが更に好ましい。めっき層中のFe含有量の下限は特に設けないが、0.5%未満では密着性を改善するために必要なζ相が十分に得られないことがあるため、めっき層中のFe含有量は0.5%以上とすることが好ましく、1.0%以上とすることが更に好ましい。
溶融亜鉛めっき層におけるAl含有量が高まるとめっき密着性が劣化することから、Al含有量を0%超〜1.0%とする必要がある。めっき密着性を更に高めるため、めっき層中のAl含有量は0.8%以下とすることが好ましく、0.5%以下とすることが更に好ましい。めっき層中のAl含有量の下限は特に設けないが、0.01%未満とするためにはめっき浴中のAl濃度を極端に下げる必要があり、その結果、めっき層の合金化が過度に進むことでめっき層中のFe含有量が増えてめっき密着性が劣化することから、めっき層中のAl含有量は0.01%以上とすることが好ましい。この観点から、めっき層中のAl含有量は0.05%以上とすることが好ましい。
図1に、本実施形態に係る、溶融亜鉛めっき鋼板の断面拡大写真を示す。図1に示すとおり、本実施形態の溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板(地鉄)の表面に被覆されているめっき層であり、FeとZnの合金であるζ相(FeZn13)からなる柱状晶を含む。特に、本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板において、溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全ての界面(A)のうち、ζ相が母材鋼板と接している界面(A*)の割合((A*/A)×100)が20%以上であることを特徴とする。これにより、剥離の起点として働きうるSiおよび/またはMnを含む長径0.2μm以上の粗大な酸化物が、母材鋼板表面からζ相内部に取り込まれ、これによって粗大な酸化物が破壊の起点として働きづらくなり、めっき層の密着性が向上する。この観点から、ζ相と地鉄の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に対して占める割合は25%以上であることが好ましく、30%以上であることがより好ましい。なお、ζ相と母材鋼板の界面がめっき層と地鉄との全ての界面に占める割合の上限は特に定めず、100%であっても構わない。
本実施形態におけるζ相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に占める割合は以下の要領で求めることができる。
すなわち、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を鏡面研磨し、まず、電界放射型走査型電子顕微鏡(FE−SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)を用い、観察した界面の長さの合計Lが200μm以上となるまで観察する。前記Lを観察した視野と同じ視野において、柱状を呈する結晶粒はζ相またはδ1相とみなし、ζ相およびδ1相と母材鋼板の界面の長さの合計L1を測定する。続いて、前記L1を観察した視野と同じ視野において、FE−SEMを用いたEBSD(Electron Bach−Scattering Diffraction)法による高分解能結晶方位解析を行い、δ1相の同定を行い、δ1相と母材鋼板の界面の長さの合計L2を求める。(L1−L2)/Lをもってζ相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に占める割合とみなす。
同様に、L2/Lをもってδ1相と母材鋼板の界面がめっき層と母材鋼板との全ての界面に占める割合とみなす。
なお、ζ相とδ1相の分離は上記EBSD法以外の方法により行っても構わない。例えば、電界放射型電子プローブ微小分析器(FE−EPMA:Field Emission Electron Probe MicroAnalyser)により、めっき層中のZn元素マッピングを行い、Zn量の違いからζ相とδ1相の判別を行っても構わない。
長径0.2μm以上の粗大酸化物の有無は、前述の方法で断面SEM観察を行い、撮影された酸化物の長径を測定することにより判別できる。
溶融亜鉛めっき層の母材鋼板片面への付着量が少ないと十分な耐食性が得られないことから、めっき層の母材鋼板片面への付着量は10g/m2以上とする。耐食性の観点から、付着量は20g/m2以上が好ましく、30g/m2以上がより好ましい。一方、めっき層の付着量が多いと、スポット溶接を行った際の電極損耗が激しくなり、連続して溶接を行った際に溶融ナゲット径の減少や溶接継手強度の劣化が起こる。このため、めっき層の付着量を100g/m2以下とする。連続溶接性の観点から、付着量は93g/m2以下であることが好ましく、85g/m2以下であることがより好ましい。
次に、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記化学成分を有するスラブを、1080℃以上に加熱し、圧延完了温度を850〜980℃の範囲内とする熱間圧延を施し熱延鋼板とし、その後コイルとして巻き取る工程であり、熱間圧延後から300℃までの冷却過程における熱延鋼板の温度を後述する式(1)を満たすよう制御する熱延工程と、熱延工程に次いで酸洗した後、合計の圧下率を85%以下とする冷間圧延を行う冷延工程と、冷延工程後の鋼板を、600〜750℃間の平均加熱速度を1.0℃/s以上、最高加熱温度を(Ac1+25)℃以上Ac3℃以下、かつ750℃以上の温度域内として加熱し、次いで、760〜700℃間の平均冷却速度を0.1〜5.0℃/s、650℃〜500℃間の平均冷却速度を1.0℃/s以上として冷却する焼鈍工程と、焼鈍工程の後、めっき浴温度を450〜470℃、めっき浴進入時の鋼板温度を440〜480℃、めっき浴中における有効Al量を0.050〜0.180質量%とするめっき条件で鋼板をめっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してめっき層を形成するめっき工程と、めっき工程後に、350℃までの冷却過程が後述する式(2)を満たす冷却工程と、鋼板をさらに100℃以下まで冷却した後に直径50〜800mmのロールを用いて合計2回以上の曲げ−曲げ戻し変形を行う加工工程と、を備える。
以下、各製造工程について詳細に説明する。
鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分(組成)を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。
熱延工程において、鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度を1080℃以上とすることが好ましい。より好ましくは、スラブの加熱温度を1150℃以上とする。一方、スラブの加熱温度の上限は特に定めないが、1300℃を超えて加熱するには多量のエネルギーを投入する必要があり製造コストの大幅な増加を招くことから、1300℃以下とすることが好ましい。
熱延鋼板の巻取り温度は450℃以上650℃以下とすることが好ましい。これは、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトおよび/または長径が1μm以上の粗大セメンタイトを分散して生成させ、冷間圧延により導入されるひずみを局在化させるためである。これにより、焼鈍工程においてさまざまな結晶方位のオーステナイトに逆変態させることで、焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒を微細化できる。巻取り温度が450℃未満であると、パーライトおよび/または粗大セメンタイトが生成しない場合があり、好ましくない。一方、巻取り温度が650℃を超えると、パーライトとフェライトがそれぞれ圧延方向に長い帯状に生成する。これにより、フェライト部分から冷間圧延および焼鈍後に生成する母材鋼板の有効結晶粒が圧延方向に伸長した粗大なものとなる傾向にあり、好ましくない。
母材鋼板の温度制御は、仕上げ圧延完了から300℃に至るまでの区間のうち、母材鋼板表面において鉄のBCC相が安定となる温度Ae3*以下となる範囲において行う。これは、鉄のBCC相からの脱炭が、高温における安定相であるFCC相からの脱炭に比べて早く進むためである。なお本実施形態においては、母材鋼板温度が300℃よりも低い温度範囲では、酸素の拡散速度が十分に遅く、脱炭の進行速度についても脱炭挙動に影響しないと見なせるため、熱延工程における母材鋼板の温度制御の温度範囲は300℃に至るまでの区間とする。
なお、Ae3*は次の式を用いて求めることができる。
なお、式(1)における各項について、t[秒]は仕上げ圧延完了からの経過時間であり、t1[秒]は仕上げ圧延完了からAe3*温度に至るまでの経過時間であり、t2[秒]は仕上げ圧延完了からコイルに巻取るまでの経過時間であり、t3[秒]は仕上げ圧延完了から鋼板温度が300℃に至るまでの経過時間である。また、T(t)[℃]は鋼板温度であり、WSi[質量%]およびWMn[質量%]はそれぞれ鋼板全体におけるSi、Mnの各元素の平均含有量である。さらに、α、β、γ、δの各項は定数項であり、それぞれ8.35×108、2.20×104、1.73×1010、2.64×104である。
次に、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。
冷間圧延では、圧下率の合計が85%を超えると、母材鋼板の延性が失われ、冷間圧延中に母材鋼板が破断する危険性が高まるため、圧下率の合計を85%以下とする。この観点から、圧下率の合計は75%以下とすることが好ましく、70%以下とすることが更に好ましい。冷間圧延工程における圧下率の合計の下限は特に定めないが、0.05%未満では母材鋼板の形状が不均質となり、めっきが均一に付着せず、外観が損なわれるため、0.05%以上とすることが好ましく、0.10%以上とすることが更に好ましい。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。
本発明の実施形態においては、冷延鋼板に焼鈍を施す。本発明の実施形態においては、予熱帯と還元帯とめっき帯とを有する連続焼鈍めっきラインを用い、焼鈍工程を行いながら予熱帯と還元帯とを通過させ、めっき帯に到着するまでに焼鈍工程を終了し、めっき帯においてめっき工程を行うことが好ましい。
まず、予熱バーナーに用いる空気と燃料ガスの混合ガスの条件として、空気比:0.7〜1.2とされた予熱帯において、400〜800℃の鋼板温度に加熱しながら通板させる。
これにより鋼板表層部に酸化物を生成させる。なお、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比である。
次いで、H2OとH2との分圧比P(H2O)/P(H2):0.0001〜2.0とされた還元帯において750℃以上まで加熱することにより、予熱帯において生成させた酸化物を還元した後に冷却を行う方法とすることができる。そして、焼鈍工程の後のめっき工程は、めっき浴温度:450〜470℃、めっき浴進入時の鋼板温度:440〜480℃、めっき浴中における有効Al量:0.05〜0.18質量%の条件で鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬する条件で、溶融亜鉛めっきを施す方法とすることができる。
「空気比」とは、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比であり、下記の式で示される。
「空気比」=[単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積(m3)]/[単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積(m3)]}
本実施形態では、予熱帯を通過する母材鋼板に前記の条件で予熱を行うことで、母材鋼板の表層に0.01〜5.0μmのFe酸化被膜を形成する。鋼板表層部に生成されたFe酸化被膜(酸化物)は、還元帯において還元され、めっき密着性に優れた表面となる。
鋼板表層部に上記の空気比が1.2を超えて大きすぎる場合には、鋼板表層部に過剰なFe酸化被膜が生成され、還元後の脱炭層が肥大化する。
また、酸化被膜は、還元帯において還元され、めっき密着性に優れた表面となるが、上記空気比が0.7未満と小さすぎる場合には、所定の酸化物が得られない。また、予熱帯を通過する際の鋼板温度が400℃未満であると、十分な酸化被膜を形成することができない。一方、予熱帯を通板させる鋼板温度が800℃を超える高温では、過度に酸化被膜が成長するため、脱炭層の厚さを所定の範囲に収めることが困難となる。したがって、予熱帯を通板させる鋼板温度は800℃以下とし、750℃以下とすることがより好ましい。
まず、フェライトの生成を十分に進めるため、760℃から700℃までの間の平均冷却速度を規定する。760℃から700℃までの平均冷却速度が5.0℃/秒を超えると、フェライトの生成が十分に進まない場合があるため、平均冷却速度を5.0℃/秒以下とする。フェライトの生成を十分に進めるためには、平均冷却速度は3.5℃/秒以下とすることが好ましく、2.5℃/秒以下とすることがより好ましい。一方、760℃から700℃までの平均冷却速度が0.3℃/秒未満では多量のパーライトが生成する場合があるため、平均冷却速度を0.3℃/秒以上とする。パーライトの生成を避けるためには、平均冷却速度を0.5℃/秒以上とすることが好ましく、0.7℃/秒以上とすることがより好ましい。
Ms点[℃]=541−474C/(1−VF)−15Si−35Mn−17Cr−17Ni+19Al
なお、製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本実施形態においてMs点を決定するにあたっては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率VFとしている。
なお、めっき前冷却工程後に、ベイナイト変態処理とマルテンサイト変態処理の両者を行う場合、施行順についてはベイナイト変態処理とマルテンサイト変態処理を行うこととする。
次に、このようにして得られた母材鋼板をめっき浴に浸漬する。めっき浴は、亜鉛を主体とし、めっき浴中の全Al量から全Fe量を引いた値である有効Al量が0.050〜0.180質量%である組成を有するめっき浴中の有効Al量が0.050%を下回ると、めっき層中へのFeの侵入が過度に進み、めっき密着性が損なわれるため、0.050%以上とする必要がある。この観点から、めっき浴中の有効Al量は0.065%以上であることが好ましく、0.070%以上であることが更に好ましい。一方、浴中の有効Al量が0.180%を超えると、母材鋼板とめっき層の境界にAl系の酸化物が生成し、同境界におけるFeおよびZn原子の移動が阻害され、ζ相の生成が抑制され、めっき密着性が著しく損なわれる。この観点から、めっき浴中の有効Al量は0.180%以下とする必要があり、0.150%以下とすることが好ましく、0.135%以下とすることが更に好ましい。
必要な浸漬時間はめっき浴のAl量によって異なるが、3秒以上必要であり、このましくは5秒以上、よりこのましくは10秒以上、さらには20秒以上がこのましい。
鋼板をめっき浴に浸漬した後、室温に至るまでのめっき後冷却工程において、下記式(2)を満たすように冷却処理を制御することにより、めっき層中に適量のζ相が得られる。なお、T(t)[℃]は鋼板温度であり、t[秒]は鋼板がめっき浴から出た時点を起点とする経過時間であり、t4[秒]は鋼板がめっき浴から出た時点を起点として鋼板温度が350℃に至るまでの経過時間であり、W* Al[質量%]はめっき浴中の有効Al量である。また、ε、θおよびμは定数項であり、それぞれ、2.62×107、9.13×103、1.0×10−1である。
前記式(2)の値が0.40以上であると、ζ相の生成が十分に促進されて、溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面(A)のうち前記ζ相と母材鋼板との界面(A*)の占める割合((A*/A)×100)が20%以上となる。また、上記式(2)の値が0.40以上であると、ζ相と母材鋼板との界面(A*)のうち粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板との成す界面(A**)の割合((A**/A*)×100)が50%以下となる。
めっき密着性をより高めるには、上記式(2)の値を0.50以上となるよう冷却処理を施すことが好ましく、0.60以上とすることが更に好ましい。一方、冷却処理における上記式(2)の値が過度に大きくなると、めっき層の合金化が進み、めっき層中のFe含有量が過度に大きくなり、めっき密着性が損なわれる。この観点から、上記式(2)の値を2.20以下となるよう冷却処理を制御する必要がある。めっき密着性を高めるため、冷却処理は上記式(2)の値を2.00以下となるように制御することが好ましく、1.80以下となるように制御することが更に好ましい。
一方、一般的な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に見られるように、めっき浴に浸漬した後に急冷を施すと、上記式(2)の値が著しく小さくなる。その結果、十分なζ相が得られず、めっき密着性が劣化する。上記式(2)の値を所定の範囲に留めるためには、例えば、めっき浴から取り出した後に一定時間の等温保持処理を行い、その後に急冷しても構わない。
また、上記式(2)の値が所定の範囲に留まるならば、その他の任意の温度制御を行っても構わない。つまり、上記式(2)の値が本実施形態の範囲内となる温度制御であれば、いかなる冷却制御形態を採用してもよい。例えば、上記等温保持処理後に急冷する冷却形態でもよく、また略一定速の緩冷却を行う冷却形態でもよい。
次に、鋼板温度を100℃以下まで冷却した後、母材鋼板表層の残留オーステナイトを減少させるため、めっき鋼板に曲げ−曲げ戻し変形を施す。曲げは直径が50〜800mmのロールを用いて施すことができる。ロール径が50mm未満では、曲げ変形によって母材鋼板表層に多量のひずみが導入されるため、鋼板の成形性が損なわれる。また、ロール径が800mm超では母材鋼板表層におけるひずみ量が小さく、残留オーステナイトが十分に減少しない。曲げ−曲げ戻し変形は、母材鋼板の表裏各面における残留オーステナイトを減少させるため、表裏各面を曲げ外側とする変形を、それぞれ1回以上施す必要があるため、合計で2回以上の曲げ−曲げ戻し変形を施す必要がある。これによって、母材鋼板の表裏両面における残留オーステナイトを所定の範囲に収めることができる。
例えば、本発明の実施形態においては、上述した方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および/またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
リン酸化物および/またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した亜鉛めっき層を保護することができる。
その後、熱延鋼板に酸洗を施して、表7〜表10に示す条件(圧下率)の冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。
次に、表15〜表18に示す条件(有効Al量、めっき浴温度、鋼板の侵入温度)で亜鉛めっき浴に浸漬し、表19〜表22に示す条件(式(2)、冷却速度3(350〜250℃の温度域での平均冷却速度)、ベイナイト変態処理2の条件(処理温度、処理時間)、再加熱処理条件(処理温度、処理時間))でめっき後冷却処理を施した。次に、表19〜表22に示す条件(ロール径、加工回数)で曲げ−曲げ戻し加工を施し、さらに、表19〜表22に示す条件(圧下率)で冷間圧延を施し、実験例1〜200の溶融亜鉛めっき鋼板を得た(ただし、一部の実験例においては、実験を中断したものもある)。
なお、表中の「マルテンサイト」とはフレッシュマルテンサイトを示し、表中のミクロ組織のうち「その他」とは、パーライトおよび/または粗大なセメンタイトを示している。また、「硬質相」とは、ベイナイトとベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトのうち1種以上からなる硬質組織である。
なお、表中の「酸化物の存在するζ結晶粒の占有率」とは、粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と地鉄との界面の、ζ相と地鉄との全界面に対する割合を示している。
また、溶融亜鉛めっき鋼板をイオンミリング加工しFE−SEMで加速電圧5kVで倍率5000倍のBSE像を撮影した。このBSE像では酸化物およびζ相粒界が黒く見える。めっき層/母材鋼板界面長さのうち、ζ相が生成している長さ、および酸化物を含むζ相が生成している長さを写真より読み取って酸化物の存在するζ結晶粒の占有率とした。
図2に示す如く実施例1の母材鋼板の表層には結晶粒を微細とした微細化層が形成されていた。また、微細化層のめっき層側の界面にSi−Mn内部酸化物が生成されていることを確認できた。
以上説明の溶融亜鉛めっき鋼板の各試料について、ミクロ組織観察結果、およびめっき層の組成等の構成について表23〜表34に示す。
穴拡げ試験は、JIS Z 2256に記載の方法で行った。成形性のうち、延性Elおよび穴拡げ性λは、引張最大強度TSに伴って変化するが、下記式(4)を満たす場合に強度、延性および穴拡げ性を良好とする。
TS1.5×El×λ0.5 ≧ 2.5×106 ・・・(4)
溶融亜鉛めっき鋼板を50×90mmに切断し、1R−90°V字金型プレスで成型体を使用した。谷部においてテープ剥離を実施した。曲げ加工部上に巾24mmのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ90mmの部分を目視で判断した。評価基準は以下の通りとした。
○剥離が加工部面積に対して5%未満
×剥離が加工部面積に対して5%超
実験例191はCの含有量が大きく、スポット溶接性が劣化した例である。また、マルテンサイトの分率が大きくなり、耐疲労特性、延性、穴拡げ性および曲げ性が劣位であった。
実験例193はSiの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した例である。
実験例195はMnの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した例である。
実験例197はSの含有量が大きく、多量の粗大硫化物が生成したため、延性、穴拡げ性、曲げ性、スポット溶接性および耐疲労特性が劣化した例である。
実験例51、115、168は、熱間圧延工程において、式(1)の値が大きく、表層における脱炭が過度に進み、硬質相の分率(V1/V2)が小さくなり、十分な耐疲労特性が得られなかった例である。
実験例68は、焼鈍工程において、最高加熱温度(TM)がAc3温度よりも高く、1/4厚におけるフェライト相の体積分率が小さくなり、延性および曲げ性が劣化した例である。
実験例186は、焼鈍工程において、最高加熱温度(TM)が(Ac1+20)℃よりも低く、粗大な鉄系炭化物が溶け残り、延性および穴拡げ性が劣化した例である。
実験例14は、焼鈍工程の加熱工程において、予熱帯の空気比が大きく、表層における脱炭が過度に進行したため、硬質相の分率(V1/V2)が小さくなり、耐疲労特性が劣化した例である。
実験例201は、焼鈍工程の加熱工程において、還元帯における水蒸気分圧P(H2O)と水素分圧P(H2)の比、P(H2O)/P(H2)が大きく、表層の微細化層が過度に厚くなり、めっき層の合金化が過度に進行したため、めっき密着性が劣化した例である。
実験例76は、焼鈍工程の加熱工程において、還元帯における水蒸気分圧P(H2O)と水素分圧P(H2)の比、P(H2O)/P(H2)が特に大きく、表層における脱炭が過度に進行したため、硬質相の分率(V1/V2)が小さくなり、耐疲労特性が劣化した例である。
実験例49は、焼鈍工程の冷却工程において、760〜700℃間の平均冷却速度(冷却速度1)が大きく、1/4厚におけるフェライト相の体積分率が小さくなり、十分な延性が得られなかった例である。
実験例139は、焼鈍工程の冷却工程において、650〜500℃間の平均冷却速度(冷却速度2)が小さく、多量のパーライトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した例である。
実験例150は、めっき工程において、めっき浴中の有効Al量が大きく、めっき層中のAl量が大きくなるとともに、めっき層と地鉄の界面においてζ相と地鉄の界面が占める割合が低下し、曲げ性およびめっき密着性が損なわれた例である。
実験例183は、めっき工程において、式(2)の値が大きく、めっき層中のFe量が大きくなり、めっき密着性が損なわれた例である。
実験例136は、めっき工程において、めっき浴浸漬後の窒素を主体とする混合ガスの吹き付け圧が大きく、めっき層の付着量が小さくなり、十分な耐食性が得られなかった例である。
実験例3、36、45、67、90、103、105、109、144、151、164、184は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理1を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
実験例177は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理1を施した例であるが、処理時間が長かったため、パーライトおよび粗大セメンタイトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した。
実験例165は、めっき後冷却工程において、ベイナイト変態処理2を施した例であるが、処理温度が高かったため、多量の残留オーステナイトが生成し、曲げ性が損なわれた例である。
実験例59は、加工工程の曲げ−曲げ戻し加工工程において、加工に用いたロールの直径が大きく、鋼板表層部に十分にひずみが導入されなかったため、鋼板表層部に多量の残留オーステナイトが存在し、曲げ性が劣化した例である。
Claims (5)
- 母材鋼板と前記母材鋼板の少なくとも一方の表面に形成された溶融亜鉛めっき層とからなり、
前記母材鋼板は、質量%で、
C :0.040〜0.280%、
Si:0.05〜2.00%、
Mn:0.50〜3.50%、
P :0.0001〜0.1000%、
S :0.0001〜0.0100%、
Al:0.001〜1.500%、
N :0.0001〜0.0100%、
O :0.0001〜0.0100%、
残部がFeおよび不純物からなる化学成分を有し、
前記母材鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲において、体積分率で、
40%以上97%以下のフェライト相と、
ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相のうち1種以上からなる硬質組織を合計で3%以上とを有し、
残留オーステナイト相が体積分率で0〜8%、
パーライト相と長径1μm以上の粗大セメンタイト相との合計が体積分率で0〜8%であり、
前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板の界面から鋼板方向深さ20μmまでの表層範囲において、
残留オーステナイトの体積分率が0〜3%であり、前記表層範囲における前記硬質組織の体積分率V1と、鋼板表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲における前記硬質組織の体積分率V2との比であるV1/V2を0.10以上0.90以下の範 囲としたミクロ組織を有し、
前記溶融亜鉛めっき層のFe含有量が0%超〜5%であり、Al含有量が0%超〜1.0%であり、前記溶融亜鉛めっき層にζ相からなる柱状晶を含み、
前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との全界面(A)のうち前記ζ相と母材鋼板との界面(A*)の占める割合((A*/A)×100)が20%以上であり、
前記ζ相と母材鋼板との界面(A*)のうち、長径0.2μm以上の粗大な酸化物が存在するζ結晶粒と母材鋼板とのなす界面(A**)の割合((A**/A*) ×100)が、50%以下であり、
前記母材鋼板において前記界面側に微細化層が形成され、前記微細化層の平均厚さが0.1〜5.0μm、前記微細化層におけるフェライト相の平均粒径が0.1〜3.0μmであり、前記微細化層中にSiおよびMnの1種または2種以上の酸化物が含有され、前記酸化物の最大径が 0.01〜0.4μmである溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、質量%で、
Ti:0.001〜0.150%、
Nb:0.001〜0.100%、
V :0.001〜0.300%、
のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する請求項1に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、質量%で、
Cr:0.01〜2.00%、
Ni:0.01〜2.00%、
Cu:0.01〜2.00%、
Mo:0.01〜2.00%、
B :0.0001〜0.0100%、
W :0.01〜2.00%、
のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する請求項1または2に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、質量%で、
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0 .0100%含有する請求項1〜3のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記溶融亜鉛めっき層について、前記母材鋼板の片面におけるめっき付着量が10g/ m2以上、100g/m2以下である請求項1〜4のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
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