JP6668323B2 - 溶融亜鉛系コーティングを有する高強度高成形性帯鋼 - Google Patents

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Description

本発明は、高強度および高成形性を有する帯鋼であって、自動車産業において使用されるような溶融亜鉛系コーティング（hot dipped zinc based coating）が設けられた帯鋼、ならびに、その製造方法に関する。
強度および成形性についてバランスがとれた特性を有する帯鋼が、当技術分野において知られている。それでもなお、それらの単独の特性および／またはそれらの特性のバランスが改善された鋼種の探索および開発が進行中である。
本発明は、９６０〜１１００ＭＰａの範囲の引張強度、少なくとも５００ＭＰａの降伏強度、および、少なくとも１２％の一様伸びを一組のバランスがとれた特性として有する帯鋼に関する。そのような一組のバランスがとれた特性を有する帯鋼は、他の特性を損なうことなく、例えば自動車産業において、重量軽減化を実現する可能性を有する。
同等の特性のバランスがとれている帯鋼が知られており、連続ライン上で生産可能であるが、それらの帯鋼は電気防食（galvanic protection）を有しない。したがって、これらの帯鋼の適用性は、そのような電気防食を必要としない用途、例えば自動車用途におけるシートおよび内装部品に限定される。これらの用途の多数にとっては、強度特性および成形性特性は充分である。
ホワイトボディの自動車用途用の複雑な成形部品は薄肉化（down gauging）できるようにするために（超）高強度での向上した（冷間）成形性を必要とする。薄肉化による軽量化は増加する環境法令の要望を満たすために重要である。加えて、これらのホワイトボディ用途の許容可能な耐用年数を確保するために電気防食が必要である。
現在のところ成形性、強度および電気防食についてのこれらの要求事項を満たす製品は、複数の区分けされた工程段階を含んでなる製造過程において製造される。最初のステップで帯鋼は連続焼鈍ライン上で連続焼鈍される。その後、そうして生産された帯鋼は従来の電気亜鉛めっき技術を用いる別のステップにおいてライン外でめっきされる。しかしながら、高強度および超高強度帯鋼の電気亜鉛めっきは、電気めっき中の水素イオンの遊離および水素イオンによるその帯鋼の帯電によって引き起こされる水素脆化に起因する遅れ破壊という避けがたいリスクを有する。
水素脆化のリスクを回避するＰＶＤのような代替的低温めっき技術は大量の鋼材商品の商業生産について実証されずにいる。したがって、溶融亜鉛めっきが今でも電気亜鉛めっきおよび代替的低温めっき技術よりも好ましい。
最近、溶融亜鉛めっき処理され得るようにいわゆる「リッチな」化学的性質を有する鋼組成が製造可能であることが示された。しかしながら、これらの組成物には炉内雰囲気の注意深く、且つ、正確な制御を介した加熱処理中の表面酸化状態の注意深い管理が必要とされ、それは適切な制御処理設備への高資本投資を必要とする。そのような製造ラインは他の鋼材の製造にも使用されることが典型的である。したがって、問題の生産ラインの製品群全体の工程の成果が影響を受ける。前記のリッチな化学製品は大量商業生産物と比較して少量でしか生産されないので資本投資は不利である。冶金学の視点からもリッチな化学的性質を有するこれらの鋼組成物は、反応しやすい元素の内部酸化の促進が表面近くの領域に脆い酸化物の形成を引き起こす可能性があり、結果として展延性の喪失、曲げ性のような特性の低下、および表面品質の劣化を生じる可能性があり、最終的にはこれらの鋼材を使用することができる用途の数または種類の減少を引き起こす可能性があるという欠点に悩まされる。
亜鉛めっきでは基材または亜鉛浴のどちらかへの希土類元素の添加によって液体亜鉛の濡れ性が改善することが知られている。これらの希土類元素は高価であり、ますます供給不足になっている。
焼鈍ステップとＨＤＧステップの分離は追加費用を必要とし、事業計画実施上の複雑さを高める。また、ＨＤＧ処理のために適切な温度まで再加熱することで帯鋼特性の許容不可能な低下が引き起こされることが多い。
本発明は、９６０〜１１００ＭＰａの範囲の高い強度とともに、少なくとも５００ＭＰａの降伏強度および少なくとも１２％の一様伸び（uniform elongation）によって表される高い成形性を有し、且つ、鋼基材および／または亜鉛浴の組成についての前述の欠点を有しない、焼鈍ステップおよびめっきステップを別個の処理ラインに分けることについての前述の欠点を有しない、または、それらの欠点を少なくともより少ない程度にしか有しない単一の製造ラインを用いる連続工程において加えられ得る密着性連続的電気防食層を有する帯鋼を提供することを目的とする。
本発明の第１の態様によれば、溶融亜鉛系コーティングを有する帯鋼であって、重量％で、下記組成：
Ｃ：０．１７〜０．２４
Ｍｎ：１．８〜２．５
Ｓｉ：０．６５〜１．２５
Ａｌ：０．３以下
場合により、Ｎｂ：０．１以下および／またはＶ：０．３以下および／またはＴｉ：０．１５以下および／またはＣｒ：０．５以下および／またはＭｏ：０．３以下
残部：鉄および不可避的不純物
を有し、
Ｓｉ／Ｍｎ比が０．５以下かつＳｉ／Ｃ比が３．０以上であり、
重量％で、ＭＥ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏで表されるＭｎ当量ＭＥが３．５以下であり、
体積％で、
フェライト：０〜４０
ベイナイト：２０〜７０
マルテンサイト：７〜３０
残留オーステナイト：５〜２０
パーライト：２以下
セメンタイト：１以下
を含むミクロ組織を有し、
９６０〜１１００ＭＰａの範囲の引張強度、少なくとも５００ＭＰａの降伏強度、および、少なくとも１２％の一様伸びを有する、前記帯鋼が提供される。
上で規定された組成およびミクロ組織を有するとともに、亜鉛系コーティング（zinc based coating）を有する帯鋼は、帯鋼のバランスがとれた機械的特性および電気防食層（galvanic protection layer）に関する上記目的を満たし、それには、焼鈍ステップ、炉内雰囲気および制御設備に関して生産ラインを徹底的に改変する必要が無く、亜鉛めっき（ガルバナイジング）技術を徹底的に改変する必要が無く、且つ、基材および／または亜鉛浴の組成中にほとんど入手可能ではない元素を導入する必要が無いことがわかっている。
本発明の第２の態様によれば、溶融亜鉛でコーティングされた高強度帯鋼の連続製造方法であって、下記ステップ：
１）重量％で、下記組成：
Ｃ：０．１７〜０．２４
Ｍｎ：１．８〜２．５
Ｓｉ：０．６５−１．２５
Ａｌ：０．３以下
場合により、Ｎｂ：０．１以下および／またはＶ：０．３以下および／またはＴｉ：０．１５以下および／またはＣｒ：０．５以下および／またはＭｏ：０．３以下
残部：鉄および不可避的不純物
を有し、
Ｓｉ／Ｍｎ比が０．５以下かつＳｉ／Ｃ比が３．０以上であり、
重量％で、ＭＥ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏで表されるＭｎ当量ＭＥが３．５以下である帯鋼を準備するステップ、
２）（Ａｃ３＋２０）〜（Ａｃ３−３０）の範囲の温度Ｔ１（℃）まで前記帯鋼を加熱して完全オーステナイトミクロ組織または部分オーステナイトミクロ組織を形成するステップ、
３）６２０〜６８０℃の範囲の温度Ｔ２まで２〜４℃／秒の範囲の冷却速度で前記帯鋼を徐冷するステップ、
４）（Ｍｓ−２０）〜（Ｍｓ＋１００）の範囲の温度Ｔ３（℃）まで２５〜５０℃／秒の範囲の冷却速度で前記帯鋼を急冷するステップ、
５）３０〜２２０秒の時間にわたって４２０〜５５０℃の範囲の固定温度または徐冷温度Ｔ４で前記帯鋼を保持するステップ、
６）亜鉛浴中で前記帯鋼を溶融めっきして亜鉛系コーティングを有する前記帯鋼を提供するステップ、
７）３００℃より低い温度まで少なくとも５℃／秒の冷却速度で前記コーティングされた帯鋼を冷却するステップ
を含んでなる、前記方法が提供される。
本発明は、典型的な（従来の）焼鈍ラインの冷却能力に対して変態挙動のバランスを取ること、および、加熱浸漬時の表面への必須元素の拡散速度を制御すること、および、次に亜鉛浴に入る前の有害な表面酸化状態の発生を遅らせることなどのために、前記鋼組成の合金含量の調和を必要とする。基本的に前記のミクロ組織および表面酸化制御は組成によって、言い換えると化学元素の相対含量および絶対含量のバランスを取ることによって達成される。したがって、本組成の化学元素は従来の鋼の中に利用されている周知の元素である。
機械的特性に関し、９６０〜１１００ＭＰａの引張強度によって上記の薄肉化と軽量化の可能性が提供される。調質圧延前の少なくとも５００ＭＰａの降伏強度によって成形後の最終部品における強度差が最小になり、許容可能なレベルのスプリングバックがもたらされ、展延性と伸張エッジ延性（stretched edge ductility）の間に実用的な妥結点がもたらされる。
本帯鋼の組成に関して次の詳細を提示する。
炭素：０．１７〜０．２４重量％。炭素は強度を与え、且つ、残留オーステナイトの安定化を可能にするように働く。炭素含量は上流加工性およびスポット溶接性を考慮して０．１８〜０．２２重量％であることが好ましい。最適の特性のためには、この範囲内において０．２０重量％以上のＣ含量がより好ましい。この範囲未満では、所望の割合のオーステナイトの安定化を可能にするには遊離炭素レベルが不充分である場合があり得る。結果として、所望のレベルの展延性および／または一様伸びが達成されない場合があり得る。この範囲を超えると従来の製造ライン上での加工性および末端使用者での製造性が悪化する。とりわけ溶接性が問題になる。
マンガン：１．８〜２．５０重量％。炭素のようにマンガンは強度増加機能を有する。マンガンは、最終的な特性の実現にとって重要である等温第５ステップ中の停止冷却時に微細で均質なベイナイト相が容易に形成されるようにフェライト形成の妨害と変態温度の抑制に関しても重要である。２．５０重量％という上限を超えると、この組成を有する帯鋼の濡れ性が低下する。１．８重量％という下限未満のＭｎ含量では、強度および変態挙動が悪化する。炭素含量とマンガン含量が高すぎるときにはスポット溶接性が低下する場合があり得る。
ケイ素：０．６５〜１．２５重量％。Ｍｎと同様に、ケイ素は充分な強度と適切な変態挙動を確実にする。加えて、Ｓｉはセメンタイト中で非常に低いその溶解性のため、そうでなければオーステナイトの安定化のために必要な炭素を消費してしまうことになる炭化物形成を抑制する。炭化物形成は展延性および機械的完全性にも影響することになる。このことを考慮すると、本発明におけるＳｉ／Ｃ比は３．０超、好ましくは、処理条件、とりわけ後に議論される冷却条件を考慮して４．０超である。Ｓｉは炭化物形成の抑制およびオーステナイト安定化の促進と共に濡れ性を考慮して０．８〜１．２重量％の範囲にあることが好ましい。
Ｓｉ／Ｍｎ比は、表面へのＳｉの拡散速度を制御し、それによって密着性酸化物の形成速度を許容可能な最小限度に維持し、結果として液体亜鉛の濡れ性および高レベルの密着を確実にすることを考慮して０．５未満である。そのＳｉ／Ｍｎ比は一次冷却時のパーライトや粗い炭化物のような望まれない変態生成物の生成を許容可能な最小値に維持することにも寄与する。その結果、引張延性、伸張エッジ延性および曲げ性のような機械的特性は前記比率に従うケイ素とマンガンとの間のバランスから利益を得る。
アルミニウム：０．３重量％以下。Ａｌの主要な機能は鋳造前の液体鋼から酸化を除去することである。さらに、停止冷却時の変態温度と変態カイネティクスを調節するために少量のＡｌが使用され得る。Ａｌは炭化物形成を抑制し、それによって遊離炭素を介したオーステナイトの安定化を促進することができるが、多量のＡｌは望ましくない。Ｓｉとは逆にＡｌは強度増加に対して有意な効果を持たない。高レベルのＡｌはフェライトからオーステナイトへの変態温度範囲を従来の設備と適合しないレベルにまで上昇させることになる場合もあり得る。
所望により前記鋼組成の中に次の元素のうちの１種類以上が含まれてもよい：０．１重量％以下のＮｂ（費用、回収／再結晶化の望ましくない遅れ、および熱間圧延機中での高圧延荷重を考慮して０．０１〜０．０４が好ましい）、０．３重量％以下のＶ、および／または、０．１５重量％以下のＴｉ。これらの元素は熱間圧延中間製品および最終製品におけるミクロ組織を精密化するために使用され得る。それらの元素は強度増加効果も有する。それらの元素は伸張エッジ延性および曲げ性のような特性に応じた用途最適化に対して正に貢献できるものも有する。
他の任意の元素は、強度を考慮して、０．５重量％以下のＣｒおよび／または０．３重量％以下のＭｏである。マンガン含量（％）、クロム含量、および２倍のモリブデン含量の合計として計算されるマンガン当量（ＭＥ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋２×Ｍｏ）は、３．５以下、好ましくは３以下に維持される必要がある。
最終的帯鋼の複雑なミクロ組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、ならびに、所望により少量のパーライトおよびセメンタイトを上記した範囲で含んでなる。フェライトは変態区間内のフェライトまたは新規（再変態）フェライトであり得、成形可能で加工硬化性の基材の提供に必須である。降伏強度の増加が目的とされる場合において焼鈍温度からの徐冷時に形成されるある割合の再変態フェライトが望ましい。ベイナイトは強度を与えるばかりではなく、ベイナイトの形成はオーステナイト保持の前提条件でもある。ケイ素の存在下でのベイナイトの変態によって炭素のオーステナイト相への分配が引き起こされ、外界温度で（準）安定相の形成を許すオーステナイト相での炭素レベルの濃縮が可能になる。ベイナイトは、微小規模の歪みの局在化をあまり引き起こさず、結果として複相鋼に関する破壊耐性を改善するという利点も強度増加相としてマルテンサイトよりも有する。マルテンサイトは焼鈍の最終冷却時に形成され、且つ、最終プレス部品における安定なネックフリー変形および歪みの均一性の達成にとって望ましい降伏点伸びの抑制およびｎ値（加工硬化性要素）の増加を引き起こす。最終的帯鋼における新規マルテンサイトの７体積％という下限はその帯鋼に引張応答をもたらし、そうして従来の複相鋼と同等のプレス挙動をもたらす。本発明による帯鋼はその強度を適切な割合のベイナイトフェライトとマルテンサイトによる相強度増加から得る。準安定残留オーステナイト画分は強度特性と展延性特性のバランスがとれた組合せを確実にする。残留オーステナイトは部分的にはＴＲＩＰ効果を介して展延性を増加させ、それは観察された一様伸びの増加として現れる。最終的特性は複雑なミクロ組織の様々な相と相との間の相互作用にも左右される。ここで低レベルの炭化物と炭化物相、およびフェライトとベイナイトフェライトの両方の存在がそれぞれオーステナイトの安定化に寄与するが、機械的完全性の改善および初期のボイド形成と破壊の抑制によって展延性の増加にも直接的に寄与する。
好ましくはそのミクロ組織は、体積％で、
変態区間内フェライト：最大で３０（この上限を超えると最終的ミクロ組織は充分なベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含まず、したがって強度が低すぎることになる。）、
再変態フェライト：最大で４０（この上限を超えると最終的ミクロ組織は充分なベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含まず、したがって強度が低すぎることになる。）、
ベイナイト：２０〜７０（その下限未満では不充分なオーステナイト安定化が存在することになる。その上限を超えると不充分なマルテンサイトが存在し、したがって強度が低すぎることになる。）、
マルテンサイト：７〜３０（この下限未満ではＤＰ引張応答（引っ張られたときのＤＰ鋼のような加工硬化）が不充分である。その上限を超えると強度が高すぎることになる。）、
残留オーステナイト：５〜２０（５体積％未満では所望のレベルの展延性および／または一様伸びが達成されないことになる。その上限は組成によって決まる。）
を含んでなる。
本帯鋼は亜鉛系コーティングを有する。有利には、その亜鉛系コーティングは、溶融亜鉛コーティング（galvanised coating）または合金化溶融亜鉛コーティング（galvannealed coating）である。その亜鉛系コーティングは合金元素としてＡｌを含有するＺｎ合金を含んでなり得る。好ましい亜鉛浴組成は０．１０〜０．３５重量％のＡｌを含み、残部は亜鉛および不可避的不純物である。主要合金元素としてＭｇとＡｌを含んでなる別の好ましい亜鉛浴は、０．５〜３．８重量％のＡｌ、０．５〜３．０重量％のＭｇ、所望により０．２％以下の１種類以上のその他の元素を含み、残部が亜鉛および不可避的不純物である組成を有する。その他の元素は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＺｒまたはＢｉである。
本発明による連続方法では、第１ステップにおいて、上述した組成および所望の帯鋼寸法を有する鋼材が後続の焼鈍ステップおよび溶融亜鉛めっきステップのための中間製品として提供される。その組成物がスラブに調製および鋳造されることが適切である。その後、熱間圧延ステップおよび冷間圧延ステップを用いてその鋳造スラブを加工して所望のサイズの帯鋼を獲得し、その帯鋼を後続のステップにおいて規定される加熱処理および溶融めっき処理にかける。その第１ステップは、有利には、薄スラブ鋳造および直接シート圧延を含み、そのステップは、液体酸化ケイ素形成の形成を抑制するために再加熱することが無い。そのような液体酸化ケイ素は、圧延荷重に悪影響を与えるものであり、実現可能な幅および厚みの組合せに関して限定的な寸法ウィンドウを生じることになる。これらの酸化物は、表面汚染問題を引き起こす場合もあり得る。薄スラブ鋳造および直接シート圧延は、液体酸化ケイ素によって引き起こされる問題に悩まされることが無く、より広い寸法ウィンドウを生じ、表面状態と酸洗性を改善する。しかしながら、ステップ１において再加熱が用いられる場合、液体酸化ケイ素の形成を制限するために、有利には、１１５０〜１２７０℃の限定的な温度範囲で従来のウォーキングビーム式およびプッシャー式のオーブンを使用することができる。後続の冷間圧延にとって適切である最終的寸法まで前記スラブの熱間圧延を５〜７台のスタンドの中で実施することが典型的である。仕上げ圧延は８００℃を超える、有利には８５０℃を超える完全オーステナイト状態で実施されることが典型的である。熱間圧延ステップからの帯鋼は、基本的にオーステナイトの状態で巻き取られる硬質製品への変態を回避するために、例えば５８０℃以上の巻取り温度で巻き取られてよい。すなわち、ランアウトテーブル上で１０秒後にわずかに数パーセントの変態しか起こっていない。後続の冷間圧延の前に熱間圧延帯鋼が酸洗される。本発明による加熱処理ステップとめっきステップ（ステップ２とそれ以後のステップ）の対象となる帯鋼製品を得るために冷間圧延が実施される。熱間圧延ステップと冷間圧延ステップの機能は充分な均一性、ミクロ組織の改良、表面状態の改良および寸法ウィンドウの改良を提供することである。鋳造だけがこれらの所望の特徴を提供する場合、熱間圧延および／または冷間圧延は省かれる可能性がある。
第２ステップにおいて、前記帯鋼は、完全オーステナイトミクロ組織または部分オーステナイトミクロ組織を形成するために（Ａｃ３＋２０）〜（Ａｃ３−３０）の範囲の温度Ｔ１（℃）まで加熱される。次に、そうして加熱された帯鋼が２〜４℃／秒の範囲の冷却速度で６２０〜６８０℃の範囲の温度Ｔ２まで徐々に冷却され、その後に２５〜５０℃／秒の範囲の冷却速度で（Ｍｓ−２０）〜（Ｍｓ＋１００）の範囲の温度Ｔ３（℃）まで急速に冷却される。次のステップにおいて、その帯鋼は３０〜２００秒の時間にわたって４２０〜５５０℃の範囲の固定温度または徐冷温度Ｔ４で保持される。この５番目のステップの間に温度Ｔ４は放熱損失、変態潜熱の発生またはそれらの両方に起因して変化し得る。±２０℃の温度変化が許容される。Ｔ４は４４０〜４８０℃の範囲にあることが好ましい。実際には、従来の生産ラインを使用して本発明による方法が実施される場合、等温保持時間は８０秒以下であることが好ましく、それによって溶融亜鉛めっきを考慮した通常の生産スケジュールに相当し、且つ、それに適合するライン速度が可能になり、且つ、生産設備の設計容量を充分に活用することが可能になる。Ｔ３がＴ４よりも低い場合、このステップはＴ３からＴ４への再加熱を必要とする可能性がある。次のステップはめっきステップであり、そのステップではそのように加熱処理された帯鋼が亜鉛浴中で溶融めっきされ、それによってその帯鋼の露出表面全体に対して全体的な亜鉛系コーティングを加える。その浴温は例えば４２０〜４４０℃の範囲であることが典型的である。有利なことに、その亜鉛浴に入れるときの帯鋼の温度は、その浴温よりも３０℃を超えて高くない。溶融めっき後にそのめっき済み帯鋼は少なくとも５℃／秒の冷却速度で３００℃未満に冷却される。外界温度への冷却は強制冷却または無制御自然冷却であり得る。
使用目的から生じる特定の要求事項に応じて引張特性を微調整し、外観と表面の粗さを改変するために調質圧延処理を焼鈍済み亜鉛めっき帯鋼に実施してもよい。
実験を実施し、得られた帯鋼を検査した。組成、および機械的特性に関するデータと同様に加熱処理ステップに関するデータも表１に記載されている。
真空オーブンの中で５０ｋｇの装入量を有する実験用溶融物を調製し、２５ｋｇの鋳塊を鋳造した。それらの鋳造ブロックを再加熱し、それらに荒仕上げを行い、熱間ストリップミル圧延および巻取りシミュレーションにかけ、その後で１ｍｍの厚さまで冷間圧延した。機械的特性の決定のために実験用連続焼鈍シミュレーターを使用して帯鋼試料を焼鈍した。亜鉛めっき特性の検査のために試料を炉の中で焼鈍し、レスカ社の溶融めっきシミュレーターを使用して溶融金属浴の中でそれらの試料を溶融亜鉛めっきした。
ＩＳＯ ６８９２に準じる方法で油圧サーボ式検査機を使用して引張特性を決定した。
コニカルポンチから離れた上面にバリ取りする打ち抜き穴を有する試料に対してＩＳＯ １６６３０に記載されている検査方法を用いて打ち抜き穴広げ検査を実施した。
元素を表示されている量（質量％）で含む中間製品として帯鋼（６００ｍｍ×１１０ｍｍ×１ｍｍの寸法を有する）を調製した。その後、実験用連続焼鈍シミュレーターの中で次のスキームに従ってその帯鋼を焼鈍した。まず、完全オーステナイトミクロ組織が得られるようにその中間帯鋼を温度Ｔ１まで加熱した。その後、その帯鋼を３℃／秒の冷却速度で温度Ｔ２まで冷却し、続いて３２℃／秒の冷却速度で温度Ｔ３までさらに冷却した。次にその帯鋼を５３秒間にわたってこの場合はＴ３と同じである温度Ｔ４で保持した。その後、その帯鋼を４６５℃の温度にし、この温度で１２秒間にわたって保持して溶融亜鉛めっきステップをシミュレートした。その帯鋼を６℃／秒の速度で３００℃まで冷却した。その後、その帯鋼を１１℃／秒の速度で約４０℃までさらに放冷し、最後にその帯鋼を取り出した。
溶融亜鉛めっきのために布を使用して２００ｍｍ×１２０ｍｍ×１ｍｍの寸法を有する試料をきれいにし、続いてアセトン中で１０分間にわたって超音波洗浄し、最後にアセトンを含む布を使用してきれいにした。そのようにきれいにした試料を上記の焼鈍サイクルに従って焼鈍し、レスカ社の溶融めっきシミュレーターの中で溶融亜鉛めっきした。上に述べたように加熱処理された４７０℃の温度を有する帯鋼を４６５℃の温度を有する亜鉛浴の中で溶融亜鉛めっきした。その亜鉛浴の組成は０．２重量％のＡｌであり、残部は亜鉛であった。めっき厚は約１０マイクロメートルであった。亜鉛浴中での浸漬時間は２〜３秒であった。
第一面上に隅肉サイズ内で存在する無めっき点の数とサイズによって外観を定性的に評価した。
適合版のＢＭＷテストＡＡ−０５０９を用いて亜鉛密着性を評価した。各実験用めっき試料について、３０×２００ｍｍの帯鋼に一筋のＢｅｔａｍｉｔｅ １４９６Ｖ接着剤を広げた。その筋は１５０ｍｍの最小ライン長および１０ｍｍの最小幅および約５ｍｍの厚みを有していた。その後、そのＢｅｔａｍｉｔｅ接着剤を１７５±３℃の炉内で３０分の期間にわたって硬化した。曲げ加工装置ＨＢＭ ＵＢ７を使用して上部にＢｅｔａｍｉｔｅを有する検査試料を９０±５°まで曲げた。そのコーティングの密着性を視覚的に評価した。
追加のミクロ組織データを作成するために加えられた２００〜３００ｇの鋳塊を利用して小規模実験経路で追加実験を実施した。これらの小規模鋳塊を同様に熱間圧延シミュレーションおよび冷間圧延シミュレーションの対象とした。表２は使用された合金のリストを重要な変態温度と共に示している。最終列はこれらの合金が発明例であるのか、または比較例であるのかを表示している。
表３は表２において言及された多数の合金について様々な例の処理と特性の組合せを示している。多数の合金について、本発明の方法の特徴の範囲にある処理パラメーターも範囲外にある処理パラメーターもある。表３はＲｐおよびＲｍのような製品特性も示しており、それらの特性は本発明に従うときと従わないときがある。右手の列は合金が処理と製品特性に関して発明例であるのか、または比較例であるのかを再び示している。
表２に従う多数の発明例が表４に示されており、それらの例について本発明の方法の特徴の範囲にある処理変数も範囲外にある処理変数もある。これらの例についてミクロ組織が決定される。表４は、処理パラメーターが本発明によって提供される範囲にあるときに右手の列に表示されているようにそれらの例が発明例であることを明確に示している。
幾つかの起源、すなわち本格的生産硬質試料、２５ｋｇの実験経路に由来する冷間圧延実験用原材料、およびまた、小規模実験用鋳造に由来する冷間圧延原材料に由来する冷間圧延帯鋼を使用してミクロ組織データを得た。参照文献１において得られたｂｃｃ格子とｆｃｃ格子の熱収縮についての非線形方程式を使用して膨張率測定データに適用される、梃子の原理（線形混合則）により、そのデータから相の体積分率を評価した。Ｔ１がＡｃ３よりも高い完全オーステナイト化の後の冷却について、変態が起こらない高温域における熱収縮測定値はｆｃｃ格子について参照文献１において主唱されている表現によって単純に記載され得る。Ｔ１がＡｃ３よりも低い部分オーステナイト化の後の冷却について、高温域における熱収縮測定値は混合則に応じて個々の相成分の熱膨張率（ＣＴＥ）によって決定される。したがって、参照文献１において開発された表現を用いる膨張データ分析により、相変態が起こらないことを条件として所与の温域におけるｂｃｃ相とｆｃｃ相の体積分率の決定が可能になる。冷却時の変態の開始は高温域における熱膨張によって規定される直線からの膨張率測定データの第１偏差によって特定される。
高温膨張率測定データの分析後に参照文献２において考察されているアプローチを用いて焼鈍熱膨張計試料中の残留オーステナイト（ＲＡ）の体積分率を決定した。この分率は室温での膨張と総ｂｃｃ相分率との間の関係を明示した。その後、梃子の原理を適用することでｂｃｃ相の分率をＴ１と室温との間の温度の関数として定量することができた。次に分率曲線の決定後にベイナイトとマルテンサイトの変態開始温度についての知識を使用してある特定の温域において形成されたｂｃｃ相の分率をフェライト、ベイナイトまたはマルテンサイトに割り当てることができた。参照文献３において主唱されている経験的な式を使用してこれらの開始温度を推定した。
表５は表２の多数の合金についてその鋼がコーティング基準に合致しているか示している。それらの鋼板は表示されているように予備酸化されているか、または予備酸化されていない。その組成のＭｎ含量とＳｉ含量が表２からコピーされており、同様にＳｉ／Ｍｎ比がコピーされている。別の列にコーティング基準が表示されている。濡れ性評価は相対的であり、市販のＡＨＳＳ基準物との視覚的比較によって達成される。密着性は適合型ＢＭＷテストＡＡ−０５０９に従って決定される。別の列に合金がめっき性に関して発明例であるか、または比較例であるのかが表示されており、右手の列になぜこれが当てはまるのかコメントが提示されている。
参照文献１：S.M.C. Van Bohemen, Scr. Mater. 69 (2013) 315-318.
参照文献２：S.M.C. Van Bohemen, Scr. Mater. 75 (2014) 22-25.
参照文献３：S.M.C. van Bohemen, Mater. Sci. and Technol. 28 (2012) 487-495.
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Claims (15)

  1. 溶融亜鉛系コーティングを有する帯鋼であって、重量％で、下記組成：
    Ｃ：０．１７〜０．２４
    Ｍｎ：１．８〜２．５
    Ｓｉ：０．６５〜１．２５
    Ａｌ：０．３以下
    場合により、Ｎｂ：０．１以下および／またはＶ：０．３以下および／またはＴｉ：０．１５以下および／またはＣｒ：０．５以下および／またはＭｏ：０．３以下
    残部：鉄および不可避的不純物
    を有し、
    Ｓｉ／Ｍｎ比が０．５以下かつＳｉ／Ｃ比が３．０以上であり、
    重量％で、ＭＥ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏで表されるＭｎ当量ＭＥが３．５以下であり、
    体積％で、
    フェライト：０〜４０
    ベイナイト：２０〜７０
    マルテンサイト：７〜３０
    残留オーステナイト：５〜２０
    パーライト：２以下
    セメンタイト：１以下
    を含むミクロ組織を有し、
    ９６０〜１１００ＭＰａの範囲の引張強度、少なくとも５００ＭＰａの降伏強度、および、少なくとも１２％の一様伸びを有する、前記帯鋼。
  2. Ｃが０．１８〜０．２２である、請求項１に記載の帯鋼。
  3. Ｃが０．２０〜０．２２である、請求項１に記載の帯鋼。
  4. Ｓｉが０．８〜１．２である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の帯鋼。
  5. Ｓｉ／Ｃ比が４．０以上である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の帯鋼。
  6. 前記亜鉛系コーティングが、溶融亜鉛コーティングまたは合金化溶融亜鉛コーティングである、請求項１〜５のいずれか一項に記載の帯鋼。
  7. 前記亜鉛系コーティングが、０．５〜３．８重量％のＡｌ、０．５〜３．０重量％のＭｇ、場合によりＰｂ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＺｒおよびＢｉからなる群より選択される０．２重量％以下の１種類以上の追加の元素を含み、残部が亜鉛および不可避的不純物であるコーティングである、請求項１〜５のいずれか一項に記載の帯鋼。
  8. Ｎｂの量が０．０１〜０．０４％である、請求項１〜７のいずれか一項に記載の帯鋼。
  9. 請求項１に記載の帯鋼の連続製造方法であって、下記ステップ：
    １）重量％で、下記組成：
    Ｃ：０．１７〜０．２４
    Ｍｎ：１．８〜２．５
    Ｓｉ：０．６５〜１．２５
    Ａｌ：０．３以下
    場合により、Ｎｂ：０．１以下および／またはＶ：０．３以下および／またはＴｉ：０．１５以下および／またはＣｒ：０．５以下および／またはＭｏ：０．３以下
    残部：鉄および不可避的不純物
    を有し、
    Ｓｉ／Ｍｎ比が０．５以下かつＳｉ／Ｃ比が３．０以上であり、
    重量％で、ＭＥ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏで表されるＭｎ当量ＭＥが３．５以下である帯鋼を準備するステップ、
    ２）（Ａｃ３＋２０）〜（Ａｃ３−３０）の範囲の温度Ｔ１（℃）まで前記帯鋼を加熱して完全オーステナイトミクロ組織または部分オーステナイトミクロ組織を形成するステップ、
    ３）６２０〜６８０℃の範囲の温度Ｔ２まで２〜４℃／秒の範囲の冷却速度で前記帯鋼を徐冷するステップ、
    ４）（Ｍｓ−２０）〜（Ｍｓ＋１００）の範囲の温度Ｔ３（℃）まで２５〜５０℃／秒の範囲の冷却速度で前記帯鋼を急冷するステップ、
    ５）３０〜２２０秒の時間ｔにわたって４２０〜５５０℃の範囲の固定温度または徐冷温度Ｔ４で前記帯鋼を保持するステップ、
    ６）亜鉛浴中で前記帯鋼を溶融めっきして亜鉛系コーティングを有する前記帯鋼を提供するステップ、
    ７）３００℃より低い温度まで少なくとも５℃／秒の冷却速度で前記コーティングされた帯鋼を冷却するステップ、
    ８）ステップ７）で得られた前記コーティングされた帯鋼が、９６０〜１１００ＭＰａの範囲の引張強度、少なくとも５００ＭＰａの降伏強度、および、少なくとも１２％の一様伸びを有する場合を除き、ステップ７）で得られた前記コーティングされた帯鋼に対して調質圧延処理を実施し、ステップ７）で得られた前記コーティングされた帯鋼の引張強度を９６０〜１１００ＭＰａに、降伏強度を少なくとも５００ＭＰａに、および、一様伸びを少なくとも１２％に調整するステップ
    を含んでなる、前記方法。
  10. 前記固定温度または徐冷温度Ｔ４が４４０〜４８０℃の範囲にある、請求項９に記載の方法。
  11. ステップ５）において前記固定温度または徐冷温度Ｔ４が温度Ｔ４ ａ 〜温度Ｔ４ ｂ の範囲であり、温度Ｔ４ ｂ と温度Ｔ４ ａ との差が４０℃である、請求項９または１０に記載の方法。
  12. ステップ５）において前記時間ｔが３０〜８０秒の範囲である、請求項９〜１１のいずれか一項に記載の方法。
  13. ステップ６）において前記亜鉛浴に入れるときの前記帯鋼の温度が浴温よりも３０℃を超えて高くない、請求項９〜１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 前記亜鉛浴が０．１０〜０．３５重量％のＡｌを含み、残部が亜鉛および不可避的不純物である、請求項９〜１３のいずれか一項に記載の方法。
  15. 前記亜鉛浴が重量％で０．５〜３．８のＡｌ、０．５〜３．０のＭｇ、不可避的不純物を含み、残部が亜鉛である、請求項９〜１３のいずれか一項に記載の方法。
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