JPWO2013047812A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
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Abstract
鋼板が主要成分を含有し、該鋼板が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの合計を40%以上、残留オーステナイトを8%以上〜60%以下、且つフェライトを40%未満含有し、残不可避的組織より成る高強度溶融亜鉛めっき鋼板。該溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面に、FeおよびAlおよびZnおよび不可避的不純物からなる金属間化合物を、平均厚みで0.1μm以上2μm以下有し、且つ、その金属間化合物の結晶粒径が0.01μm以上1μm以下である。前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さRaが0.1μm以上、2.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、300μm以下とする。高強度鋼板を基材にとし、割れや破断を抑制出来る成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。
Description
本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板に関する。更に詳しくは、本発明は、高強度(例えば、引っ張り強度が980MPa以上)を容易に実現可能であり、成形性に優れ、自動車分野、及び家電分野、建材分野等の部材として好適に使用可能な、高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
従来より、溶融亜鉛めっき鋼板は自動車分野を中心に使用されているが、基材に高強度(例えば、引っ張り強度が980MPa以上)の高強度鋼板を用いた溶融亜鉛めっき鋼板においては、曲げ加工などの強加工をする場合に、特に下地鋼板に割れが発生しやすく、さらにその部分への応力集中によって破断に至ることが多く認められた。
このような観点から、例えば特許文献1では、焼鈍雰囲気制御によって、めっき浴浸漬前の鋼板表面のSi濃化量をある値以下にすることが提示されている。しかしながら、このような焼鈍雰囲気制御自体が困難であった。
また、特許文献2には、Si+Alが0.7%以上を満足し、鋼板組織として、下部ベイナイトおよび全マルテンサイトの合計量の鋼板組織全体に対する面積率が10%以上90%以下、残留オーステナイト量が5%以上50%以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が5%以上である高強度鋼板が記載されている。特許文献3には、ミクロ組織が、面積率で20〜75%のフェライト、5〜25%の残留オーステナイトを含有し、前記フェライトの平均結晶粒径が10μm以下である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献4には、鋼板表面に鋼板側からΓ相、Γ1相とδ1相の混在層、δ1相またはδ1相とζ相が順次形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、Γ相の平均厚さが1.5μm以下、Γ1相とδ1相の混在層の平均厚さがΓ相の平均厚さの2倍未満、Γ1結晶の平均アスペクト比(断面観察による長辺と短辺の比)が2以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
更に、特許文献5には、合金化溶融亜鉛めっき層が質量%で、Fe:10〜15%およびAl:0.20〜0.45%を含有し、残部がZnおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が20MPa以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献6には、20〜100g/m2のめつき付着量を片面又は両面に有し、めつき層の平均Fe含有率が8〜16%であり、めつき層中のΓ相の厚さが0.2〜1.5μmであることを特徴とする耐衝撃密着性にすぐれる合金化溶融亜鉛めつき鋼板が記載されている。特許文献7には、亜鉛めっき皮膜が、素地鋼板側からFe−Al系合金層、Fe−Zn系合金層および亜鉛めっき層がこの順で存在し、Fe−Al系合金層中のAl含有量が10mg/m2以上300mg/m2以下、前記Fe−Zn系合金層の厚みが亜鉛めっき皮膜厚みの1/2以下である溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献8には、めっき皮膜/地鉄界面に接している鉄−亜鉛合金結晶が、界面1μm当たり5.5個以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
しかしながら、高強度(例えば、引っ張り強度が980MPa以上)の高強度鋼板について、その効果が十分な溶融亜鉛めっき鋼板は知られていない。
このような観点から、例えば特許文献1では、焼鈍雰囲気制御によって、めっき浴浸漬前の鋼板表面のSi濃化量をある値以下にすることが提示されている。しかしながら、このような焼鈍雰囲気制御自体が困難であった。
また、特許文献2には、Si+Alが0.7%以上を満足し、鋼板組織として、下部ベイナイトおよび全マルテンサイトの合計量の鋼板組織全体に対する面積率が10%以上90%以下、残留オーステナイト量が5%以上50%以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が5%以上である高強度鋼板が記載されている。特許文献3には、ミクロ組織が、面積率で20〜75%のフェライト、5〜25%の残留オーステナイトを含有し、前記フェライトの平均結晶粒径が10μm以下である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献4には、鋼板表面に鋼板側からΓ相、Γ1相とδ1相の混在層、δ1相またはδ1相とζ相が順次形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、Γ相の平均厚さが1.5μm以下、Γ1相とδ1相の混在層の平均厚さがΓ相の平均厚さの2倍未満、Γ1結晶の平均アスペクト比(断面観察による長辺と短辺の比)が2以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
更に、特許文献5には、合金化溶融亜鉛めっき層が質量%で、Fe:10〜15%およびAl:0.20〜0.45%を含有し、残部がZnおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が20MPa以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献6には、20〜100g/m2のめつき付着量を片面又は両面に有し、めつき層の平均Fe含有率が8〜16%であり、めつき層中のΓ相の厚さが0.2〜1.5μmであることを特徴とする耐衝撃密着性にすぐれる合金化溶融亜鉛めつき鋼板が記載されている。特許文献7には、亜鉛めっき皮膜が、素地鋼板側からFe−Al系合金層、Fe−Zn系合金層および亜鉛めっき層がこの順で存在し、Fe−Al系合金層中のAl含有量が10mg/m2以上300mg/m2以下、前記Fe−Zn系合金層の厚みが亜鉛めっき皮膜厚みの1/2以下である溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献8には、めっき皮膜/地鉄界面に接している鉄−亜鉛合金結晶が、界面1μm当たり5.5個以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
しかしながら、高強度(例えば、引っ張り強度が980MPa以上)の高強度鋼板について、その効果が十分な溶融亜鉛めっき鋼板は知られていない。
本発明の目的は、高強度(例えば、引っ張り強度が980MPa以上)の高強度鋼板を基材とした溶融亜鉛めっき鋼板において、割れや破断を効果的に抑制することが可能な、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
本発明者らは、鋭意検討の結果、溶融亜鉛めっき層と下地鋼板界面に、主に、FeおよびAlおよびZnからなる金属間化合物を所定範囲の厚さに析出させ、さらに前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の鋼板表面のRaとRSmを所定の範囲に制御することにより、強加工時の鋼板の割れや破断を抑制し、成形性を向上出来ることを見出した。
すなわち、本発明は、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。本発明は、例えば、以下の態様を含むことができる。
すなわち、本発明は、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。本発明は、例えば、以下の態様を含むことができる。
〔1〕 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの合計を40%以上とし、残留オーステナイトを8%以上60%以下含有し、且つフェライトを40%未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板であり、
該溶融亜鉛めっき鋼板が、前記溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面に、FeおよびAlおよびZnおよび不可避的不純物からなる金属間化合物の層を有し、金属間化合物の層の平均厚みが0.1μm以上2μm以下で、且つ、その金属間化合物の結晶粒径が0.01μm以上1μm以下であり、且つ、
前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さRaが0.1μm以上、2.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、300μm以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
〔2〕 さらに、鋼中に質量%で、
Cr:0.05%以上、1.0%以下、
Ni:0.05%以上、1.0%以下、
Cu:0.05%以上、1.0%以下、
Nb:0.005%以上、0.3%以下、
Ti:0.005%以上、0.3%以下、
V:0.005%以上、0.5%以下、
B:0.0001%以上、0.01%以下、
Ca:0.0005%以上、0.04%以下、
Mg:0.0005%以上、0.04%以下、
La:0.0005%以上、0.04%以下、
Ce:0.0005%以上、0.04%以下、
Y:0.0005%以上、0.04%以下、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする〔1〕に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
〔3〕 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材を1100〜1300℃に加熱し、仕上げ圧延温度がAr3温度以上で熱間圧延処理を施し;
前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度700℃以下で巻き取り、冷間圧延し;
前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度750℃〜900℃で焼鈍し;
前記焼鈍後の鋼板を、500〜750℃の範囲における冷却速度が3〜200℃/秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後350〜500℃で10〜1000秒で保持し;
めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、溶融亜鉛めっき浴温度より40℃低い温度から、溶融亜鉛めっき浴温度より50℃高い温度までの温度範囲で、前記鋼板を、水素分圧PH2、水蒸気分圧PH2Oの比の対数log(PH2O/PH2)の値が−5以上−2以下、窒素含有量が95質量%以上の窒素雰囲気中で、Al濃度WAl、Fe濃度WFeが質量%で下記関係式(1)、(2)を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬処理し、
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
前記冷間圧延時の最終スタンドのロール表面において、その算術平均粗さRaが0.1μm以上、8.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、1200μm以下であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ここに、Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)であり、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moは、それぞれの成分の含有量(質量%)を示し、含有していない場合は0とする。
〔4〕 前記冷間圧延時の最終スタンドの1つ前段のロール表面において、その算術平均粗さRaが0.1μm以上、8.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、1200μm以下である〔3〕に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの合計を40%以上とし、残留オーステナイトを8%以上60%以下含有し、且つフェライトを40%未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板であり、
該溶融亜鉛めっき鋼板が、前記溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面に、FeおよびAlおよびZnおよび不可避的不純物からなる金属間化合物の層を有し、金属間化合物の層の平均厚みが0.1μm以上2μm以下で、且つ、その金属間化合物の結晶粒径が0.01μm以上1μm以下であり、且つ、
前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さRaが0.1μm以上、2.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、300μm以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
〔2〕 さらに、鋼中に質量%で、
Cr:0.05%以上、1.0%以下、
Ni:0.05%以上、1.0%以下、
Cu:0.05%以上、1.0%以下、
Nb:0.005%以上、0.3%以下、
Ti:0.005%以上、0.3%以下、
V:0.005%以上、0.5%以下、
B:0.0001%以上、0.01%以下、
Ca:0.0005%以上、0.04%以下、
Mg:0.0005%以上、0.04%以下、
La:0.0005%以上、0.04%以下、
Ce:0.0005%以上、0.04%以下、
Y:0.0005%以上、0.04%以下、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする〔1〕に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
〔3〕 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材を1100〜1300℃に加熱し、仕上げ圧延温度がAr3温度以上で熱間圧延処理を施し;
前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度700℃以下で巻き取り、冷間圧延し;
前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度750℃〜900℃で焼鈍し;
前記焼鈍後の鋼板を、500〜750℃の範囲における冷却速度が3〜200℃/秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後350〜500℃で10〜1000秒で保持し;
めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、溶融亜鉛めっき浴温度より40℃低い温度から、溶融亜鉛めっき浴温度より50℃高い温度までの温度範囲で、前記鋼板を、水素分圧PH2、水蒸気分圧PH2Oの比の対数log(PH2O/PH2)の値が−5以上−2以下、窒素含有量が95質量%以上の窒素雰囲気中で、Al濃度WAl、Fe濃度WFeが質量%で下記関係式(1)、(2)を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬処理し、
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
前記冷間圧延時の最終スタンドのロール表面において、その算術平均粗さRaが0.1μm以上、8.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、1200μm以下であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ここに、Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)であり、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moは、それぞれの成分の含有量(質量%)を示し、含有していない場合は0とする。
〔4〕 前記冷間圧延時の最終スタンドの1つ前段のロール表面において、その算術平均粗さRaが0.1μm以上、8.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、1200μm以下である〔3〕に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、その製造も比較的容易で安定的に実施できる。このため、特に、近年の軽量化を目指す自動車用の鋼板として最適に使用可能であり、産業上の価値は極めて大きい。
以下、順に本発明を説明する。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、%は質量%を意味する。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、%は質量%を意味する。
C:Cは、鋼板の強度を上昇できる元素である。しかしながら、0.1%未満であると980MPa以上の引張強度と加工性を両立することが難しくなる。一方、0.40%超となるとスポット溶接性の確保が困難となる。このため、その範囲を0.1〜0.40%以下とする。C含有量は、0.12〜0.3%であることが好ましく、0.13〜0.28%であることが更に好ましい。
Si:Siは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。また、セメンタイトの析出を抑制することから、残留オーステナイトの安定化に寄与することから添加は必須である。0.01%未満では高強度化の効果が小さく、また0.5%を超えると加工性が低下する。従って、Si含有量は0.01〜0.5%の範囲とする。Si含有量は、0.05〜0.45%であることが好ましく、0.15〜0.42%であることが更に好ましい。
Mn:Mnは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、1.0%未満であると980MPa以上の引張強度を得ることが困難である。逆に多いとP、Sとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、3.0%を上限とする。従って、Mn含有量は1.0〜3.0%の範囲とする。Mn含有量は、2.0〜2.7%であることが好ましく、2.03〜2.6%。であることが更に好ましい。
O:Oは、酸化物を形成し、伸び、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Oが0.006%を超えると、この傾向が顕著となることから、O含有量の上限を0.006%とする。すなわち、Oは不純物として0.006%以下に制限する。O含有量は、0.004%以下であることが好ましく、0.003%以下であることが更に好ましい。O含有量を0.0001%未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これが実質的な下限である。
P:Pは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。0.04%を超えると溶接部の脆化が顕著となり、また成形性も劣化させるため、その適正範囲を0.04%以下とする。すなわち、Pは不純物として0.04%以下に制限する。P含有量は、0.03%以下であることが好ましく、0.025%以下であることが更に好ましい。Pの下限値は特に定めないが、0.0001%未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
S:Sは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を0.01%以下とする。すなわち、Sは不純物として0.01%以下に制限する。S含有量は、0.006%以下であることが好ましく、0.005%以下であることが更に好ましい。Sの下限値は特に定めないが、0.0001%未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、SはMnと結びついて粗大なMnSを形成して、曲げ性や穴拡げ性等の成形性を劣化させるため、出来るだけ少なくする必要がある。
Al:Alは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。0.1%未満ではその効果が不十分である。一方、過剰な添加はAl系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Al添加の上限を3.0%とする。Al含有量は、0.2〜1.5%であることが好ましく、0.3〜1.0%であることが更に好ましい。
N:Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Nが0.01%を超えると、この傾向が顕著となることから、N含有量の範囲を0.01%以下とする。N含有量は、0.007%以下であることが好ましく、0.005%以下であることが更に好ましい。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから、N含有量は少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、N含有量を0.0005%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
Cr:Crは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかしながら、0.05%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.05%とする。逆に、1.0%超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を1.0%とする。Cr含有量は、0.6%以下であることが好ましく、0.5%以下であることが更に好ましい。
Ni:Niは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。加えて、溶融めっきの濡れ性の向上や反応の促進をもたらすことから、Niを添加しても良い。しかしながら、0.05%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.05%とする。逆に、1.0%超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を1.0%とする。Ni含有量は、0.7%以下であることが好ましく、0.6%以下であることが更に好ましい。
Cu:Cuは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。加えて、溶融めっきの濡れ性の向上や反応の促進をもたらすことからCuを添加しても良い。しかしながら、0.05%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.05%とする。逆に、1%超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を1.0%とした。Cu含有量は、0.6%以下であることが好ましく、0.5%%以下であることが更に好ましい。
Nb:Nbは、強化元素である。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て、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が0.005%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.005%とする。0.3%超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を0.3%とする。Nb含有量は、0.25%以下であることが好ましく、0.20%以下であることが更に好ましい。
Ti:Tiは、強化元素である。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て、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が0.005%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.005%とする。0.3%超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を0.3%とする。Ti含有量は、0.25%以下であることが好ましく、0.20%以下であることが更に好ましい。
V:Vは、強化元素である。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て、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が0.005%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.005%とする。0.5%超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を0.5%とする。V含有量は、0.45%以下であることが好ましく、0.3%以下であることが更に好ましい。
Bは、0.0001%以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が0.01%を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を0.01%とする。
Ca、Mg、REMから選ばれる1種または2種以上を合計で0.0005〜0.04%添加できる。Ca、MgおよびREMは脱酸に用いる元素であり、1種または2種以上を合計で0.0005%以上含有することが好ましい。REMとは、Rare Earth Metalである。しかしながら、Ca、MgおよびREMの含有量が合計で0.04%を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で0.0005〜0.04%とする。なお、本発明において、REM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。不可避不純物として、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発明の効果は発揮される。ただし、金属LaやCeを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
次に、鋼材の組織について説明する。
本鋼板では、ベイナイトとマルテンサイトの合計を40%以上含む必要がある。ベイナイトとマルテンサイトは伸びと強度を確保させるために必要である。体積分率で40%未満であればその効果に乏しいことから、下限値を40%とする。
本鋼板では、ベイナイトとマルテンサイトの合計を40%以上含む必要がある。ベイナイトとマルテンサイトは伸びと強度を確保させるために必要である。体積分率で40%未満であればその効果に乏しいことから、下限値を40%とする。
また、体積分率8%以上60%以下の残留オーステナイトを含む必要がある。残留オーステナイトを含むことで、高強度化と更なる延性の向上が同時に達成される。体積分率が8%未満では、その効果が得難いことから、その下限を8%未満とする。上限を60%以下としたのは、60%超とすると、ベイナイトもしくはマルテンサイトの体積分率が40%未満となり十分な伸びと強度を確保出来ないためである。残留オーステナイトの体積分率は、9〜40%が好ましく、10〜30%が更に好ましい。
また、フェライトは40%未満とする必要がある。フェライトは延性を向上させるが、40%以上では強度を確保できない。フェライトの形態としてはポリゴナルフェライトの他に、アシキュラーフェライトを含んでも良い。
また、本発明における「残不可避的組織」とはパーライト組織を指す。
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、パーライトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開59−219473号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、1000倍の光学顕微鏡観察及び1000〜100000倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。各20視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。
次に溶融亜鉛めっき層の構造について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面には、FeおよびAlおよびZnおよび不可避的不純物からなる金属間化合物を、平均厚みで0.1μm以上2μm以下有する。更に、その金属間化合物の結晶粒径が0.01μm以上1μm以下で、且つ、前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さRaが0.1μm以上、2.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、300μm以下である。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面には、FeおよびAlおよびZnおよび不可避的不純物からなる金属間化合物を、平均厚みで0.1μm以上2μm以下有する。更に、その金属間化合物の結晶粒径が0.01μm以上1μm以下で、且つ、前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さRaが0.1μm以上、2.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、300μm以下である。
上記のFeおよびAlおよびZnおよび不可避的不純物からなる金属間化合物は、下地鋼板の破断抑制に必要である。この理由は必ずしも明確ではないが、本発明者の知見によれば、曲げ加工時にこの金属間化合物が微細に分散して割れることで、下地鋼板の割れ部における応力集中を防ぐ効果があると推定される。
図1に示すように、この金属間化合物の厚みが0.1μm未満ではその効果に乏しく、2μm超ではこの金属間化合物自体の割れが微細には生じず、局部的に割れが発生するため応力集中を緩和出来なくなる。このため、この金属間化合物の厚みは0.1μm以上、2μm以下とする。該厚みの好ましい範囲は、0.2μm以上1.5μm以下、より好ましくは、0.4μm以上1μm以下である。
また、同様に図1から、この金属間化合物の平均結晶粒径は0.01μm以上1μm以下である必要がある。平均結晶粒径が1μmを超える場合は、金属間化合物に微細に割れが入らずに、局部的に亀裂が入り、その部分に応力集中し易くなる。粒径は小さければ小さい方が好ましいが、0.01μm未満ではもはやその効果は飽和するだけでなく、厚み0.1μm以上を確保するための製造負荷が大きくなる。従って、この金属間化合物の平均結晶粒径は0.01μm以上1μm以下とする。平均結晶粒径の好ましい範囲は0.01μm以上、0.8μm以下、より好ましい範囲は、0.01μm以上0.5μm以下である。
図1に示すように、この金属間化合物の厚みが0.1μm未満ではその効果に乏しく、2μm超ではこの金属間化合物自体の割れが微細には生じず、局部的に割れが発生するため応力集中を緩和出来なくなる。このため、この金属間化合物の厚みは0.1μm以上、2μm以下とする。該厚みの好ましい範囲は、0.2μm以上1.5μm以下、より好ましくは、0.4μm以上1μm以下である。
また、同様に図1から、この金属間化合物の平均結晶粒径は0.01μm以上1μm以下である必要がある。平均結晶粒径が1μmを超える場合は、金属間化合物に微細に割れが入らずに、局部的に亀裂が入り、その部分に応力集中し易くなる。粒径は小さければ小さい方が好ましいが、0.01μm未満ではもはやその効果は飽和するだけでなく、厚み0.1μm以上を確保するための製造負荷が大きくなる。従って、この金属間化合物の平均結晶粒径は0.01μm以上1μm以下とする。平均結晶粒径の好ましい範囲は0.01μm以上、0.8μm以下、より好ましい範囲は、0.01μm以上0.5μm以下である。
この金属間化合物の厚みの測定方法については、種々の方法があるが、例えば顕微鏡断面試験法(JIS H 8501)が挙げられる。これは、試料の断面を埋め込み研磨した後、必要に応じて腐食液でエッチングし、研磨面を光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡(SEM)、電子線マイクロアナライザー(EPMA)等で分析し厚みを求める方法である。
本発明ではテクノビット4002(株式会社マルトー社製)に埋め込み、#240、#320、#400、#600、#800、#1000の研磨紙(JIS R 6001)で順に研磨した後、研磨面をEPMAでめっき層から下地鋼板の深さ5μmまでを、めっき層と下地鋼板の界面に垂直に線分析し厚みを求めた。
ただし、ここで言う厚みとは、互いに1mm以上離れた任意の10箇所の位置の金属間化合物の厚みをそれぞれ求め、求めた厚みを平均した値を意味する。また金属間化合物は、Fe、Zn、及びFe−Zn合金相のζ相(FeZn13),δ1相(FeZn7),Γ1相(Fe5Zn21),Γ相(Fe3Zn10)とは、組成、構造が異なるため、EPMAやX線回折法(XRD)、透過型電子顕微鏡(TEM)などで分析し、金属間化合物を同定することが出来る。
本発明においては、TEMで分析することで各合金相の種類を同定した(例えば、Hong,M.N., and Saka,H.;1998,Proc. 4th Intern. Conf. On Zn and Zn Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech‘98,p.248や、Kato,T., Hong,M.H., Nunome,K., Sasaki,K., Kuroda,K., and Saka,H.;1998,Thin Solid Films,319,132に記載のものと同様の分析である)。よって、このTEMによる分析方法の詳細に関しては、必要に応じて、これらの文献を参照することができる。
本発明ではテクノビット4002(株式会社マルトー社製)に埋め込み、#240、#320、#400、#600、#800、#1000の研磨紙(JIS R 6001)で順に研磨した後、研磨面をEPMAでめっき層から下地鋼板の深さ5μmまでを、めっき層と下地鋼板の界面に垂直に線分析し厚みを求めた。
ただし、ここで言う厚みとは、互いに1mm以上離れた任意の10箇所の位置の金属間化合物の厚みをそれぞれ求め、求めた厚みを平均した値を意味する。また金属間化合物は、Fe、Zn、及びFe−Zn合金相のζ相(FeZn13),δ1相(FeZn7),Γ1相(Fe5Zn21),Γ相(Fe3Zn10)とは、組成、構造が異なるため、EPMAやX線回折法(XRD)、透過型電子顕微鏡(TEM)などで分析し、金属間化合物を同定することが出来る。
本発明においては、TEMで分析することで各合金相の種類を同定した(例えば、Hong,M.N., and Saka,H.;1998,Proc. 4th Intern. Conf. On Zn and Zn Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech‘98,p.248や、Kato,T., Hong,M.H., Nunome,K., Sasaki,K., Kuroda,K., and Saka,H.;1998,Thin Solid Films,319,132に記載のものと同様の分析である)。よって、このTEMによる分析方法の詳細に関しては、必要に応じて、これらの文献を参照することができる。
また、この金属間化合物の結晶粒径は種々の方法で測定出来るが、本発明では以下の方法で測定した。まず本発明の鋼板を発煙硝酸に浸漬すること溶融亜鉛めっき層を溶解除去したサンプルを作製する。浸漬する時間はめっき層の厚みによって異なるが、溶解中はめっき層の腐食反応によって気泡が発生するが、溶解の終了とともに気泡は発生しなくなる。そのため、気泡が消失した時間で浸漬を止める。金属間化合物は発煙硝酸では溶解され難いため、めっき層を溶解除去したサンプルの表面をSEMで50,000倍で観察することで残存する金属間化合物の結晶粒径を測定した。ただしここで言う金属間化合物の結晶粒径とは、SEMの観察視野における任意の金属間化合物の結晶粒10個について、結晶粒の直径(結晶粒が多角形の場合は結晶粒を含む最小の円を仮定した場合の円の直径)をそれぞれ求め、その直径の平均値を意味する。
また、溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面は、ある程度の粗さを有することが必要である。この理由は、下地鋼板表面が平滑に近い場合は、金属間化合物の下地鋼板表面へのアンカー効果が不十分で、加工時に金属間化合物が剥離しやすく、下地鋼板の破断抑制に何ら効果を持たなくなるからである。その効果が発揮されるのは、図2に示すように下地鋼板表面の算術平均粗さRaが0.1μm以上である。一方、Raが2μmを超える場合は、逆にその凹凸によって応力集中箇所が生まれるため、破断しやすくなる。従って、Raは0.1μm以上、2.0μm以下とする。好ましくは、Raは、0.2μm以上1.0μm以下である。
本発明においては、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmも、ある範囲内とする必要がある。図2に示すようにRSmが300μm超では平滑に近くなりアンカー効果が不十分となる。RSmは小さければ小さいほど好ましいが、5μm未満ではもはやその効果は飽和し、ただ徒に製造コストを増大させるだけであるため、RSmの範囲は5μm以上300μm以下とする。RSmの好ましい範囲は、10μm以上200μm以下である。
なお、ここで言うRa、RSmとは、それぞれJIS B 0601で定義される算術平均粗さ、粗さ曲線要素の平均長さの意味である。
これらの測定においては、まず溶融亜鉛めっき鋼板をインヒビター入りの塩酸で、めっき層を除去し、下地鋼板表面を露出させた後、鋼板表面の粗さを測定した。例えば本発明では、5%塩酸水溶液にインヒビターであるイビット700A(朝日化学工業株式会社製)を0.02%添加した溶液に、溶融亜鉛めっき鋼板を浸漬し、下地鋼板表面を露出させた。
浸漬する時間はめっき層の厚みによって異なるが、溶解中はめっき層の腐食反応によって気泡が発生するが、溶解の終了とともに気泡は発生しなくなる。そのため、気泡が消失した時間で浸漬を止める。下地鋼板表面はインヒビターの作用で溶解され難いため、上記の方法により、下地鋼板表面が露出されたサンプルを得ることができる。続いてその表面をハンディサーフE−40A(株式会社東京精密製)で、評価長さ4mm、カットオフ値0.8mmの条件にてRa、RSmを測定した。
これらの測定においては、まず溶融亜鉛めっき鋼板をインヒビター入りの塩酸で、めっき層を除去し、下地鋼板表面を露出させた後、鋼板表面の粗さを測定した。例えば本発明では、5%塩酸水溶液にインヒビターであるイビット700A(朝日化学工業株式会社製)を0.02%添加した溶液に、溶融亜鉛めっき鋼板を浸漬し、下地鋼板表面を露出させた。
浸漬する時間はめっき層の厚みによって異なるが、溶解中はめっき層の腐食反応によって気泡が発生するが、溶解の終了とともに気泡は発生しなくなる。そのため、気泡が消失した時間で浸漬を止める。下地鋼板表面はインヒビターの作用で溶解され難いため、上記の方法により、下地鋼板表面が露出されたサンプルを得ることができる。続いてその表面をハンディサーフE−40A(株式会社東京精密製)で、評価長さ4mm、カットオフ値0.8mmの条件にてRa、RSmを測定した。
次に、本発明の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。本発明において、熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の2次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
熱延スラブ加熱温度は、特に定めることなく、本発明の効果は発揮される。加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は1300℃未満とすることが望ましい。また、過度に低温で加熱すると仕上げ圧延温度をAr3温度以上とすることが困難となることから、下限温度を1100℃とすることが望ましい。
仕上げ圧延温度は、オーステナイト+フェライトの2相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ar3温度以上が望ましい。なお、Ar3温度は、次の式により計算する。
Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)
Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)
圧延後の冷却については特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンをとっても本発明の効果を得ることができる。
本発明において、巻き取り温度は700℃以下にする必要がある。700℃を超えると熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の材質異方性が大きくなる。焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる。また、700℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
熱延後の鋼板は、通常、酸洗処理にて表面のスケールを除去する。一回の酸洗でも良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗した熱延鋼板は、通常、冷間圧延をする。圧下率は40%以上、80%以下が好ましい。圧下率が40%未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、また、最終製品の延性が劣悪となる。一方、80%を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となる。
圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果を発揮させることができる。ただし、冷間圧延後の鋼板表面は、算術平均粗さRaが0.1μm以上、2.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、300μm以下としておく必要ある。このためには、冷間圧延の最終スタンドのロール表面に、算術平均粗さRaが0.1μm以上、8.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、1200μm以下となるような加工をしておくことが好ましい。なお、最終スタンドの1つ前段のロールも、同じ範囲のRa、RSmとしておくと一層好ましい。
圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果を発揮させることができる。ただし、冷間圧延後の鋼板表面は、算術平均粗さRaが0.1μm以上、2.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、300μm以下としておく必要ある。このためには、冷間圧延の最終スタンドのロール表面に、算術平均粗さRaが0.1μm以上、8.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、1200μm以下となるような加工をしておくことが好ましい。なお、最終スタンドの1つ前段のロールも、同じ範囲のRa、RSmとしておくと一層好ましい。
本発明においては、冷間圧延した鋼板は、通常、連続焼鈍めっきラインで焼鈍およびめっきをする。通板する際の加熱速度は、特に定めることなく本発明の効果を発揮させることができる。しかしながら、0.5℃/秒未満の加熱速度は、生産性が大きく損なわれることから好ましくなく、一方、100℃超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくない。
本発明において、最高加熱温度(焼鈍温度)は、750℃以上、900℃以下とする必要がある。最高加熱温度が750℃未満になると、熱延時に形成した炭化物が再固溶するのに時間がかかりすぎてしまい炭化物、あるいは、その一部が残存することから、980MPa以上の強度が確保し難い。このことから、750℃が最高加熱温度の下限である。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を900℃とする。
この温度域における熱処理時間は特に限定しないが、炭化物の溶解のために、10秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が600秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果を発揮させることができる。
上記焼鈍終了後、めっき浴浸漬温度まで冷却する。最高加熱温度から750℃までの平均冷却速度は、0.1℃/秒以上、200℃/秒以下とすることが望ましい。冷却速度が、0.1℃/秒未満とすることは、生産性が大きく損なわれることから望ましくない。過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を200℃/秒とすることが好ましい。
本発明において、500℃以上、750℃以下の範囲における冷却速度は、3℃/秒以上、200℃/秒以下とする必要がある。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態し、8%以上のオーステナイト体積率の確保が困難となることから、下限を3℃/秒以上とした。冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を200℃/秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。
本発明においては、上記工程の後、350℃以上、500℃以下の範囲において、10秒以上、1000秒以下の範囲で保持することで、ベイナイト変態を起こさせ、残留オーステナイトを安定化する。保持温度の上限を500℃とするのは、この温度以下でベイナイト変態が起こるためである。尚、350℃未満の温度での保持は、ベイナイト変態に長時間を要することから、設備が過大となり、生産性に劣る。このことから、保持温度は、350℃以上、500℃以下の範囲とする必要がある。下限を10秒としたのは、10秒未満の保持では、ベイナイト変態の進行が十分でなく、残留オーステナイトを安定化することができず、優れた成形性を得ることが出来ない。一方、1000秒を超える保持は、生産性が低下することから好ましくない。なお、保持とは、等温保持のみを指すのではなく、この温度域での除冷や加熱も含む。
めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より40℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より50℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。浴浸漬板温度が(溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるだけでなく、本発明の必須用件である、Fe、Al、Znからなる金属間化合物を生成することが困難となることから、下限を(溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃とする。但し、浸漬前の板温度が(溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を(溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が(溶融亜鉛めっき浴温度+50)℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。好ましい範囲は、下限が(溶融亜鉛めっき浴温度−20)℃、上限が(溶融亜鉛めっき浴温度+30℃)、より好ましい範囲は、下限が(溶融亜鉛めっき浴温度−10)℃、上限が(溶融亜鉛めっき浴温度+20)℃である。
また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Alを添加しておく必要がある。Alを添加することで、本発明の必須用件である、Fe、Al、Znからなる金属間化合物を生成することが可能となる。めっき浴には、Fe、Mg、Mn、Si、Crなどを含有しても構わない。
鋼板をめっき浴浸漬時の雰囲気は、水素分圧PH2、水蒸気分圧PH2Oの対数log(PH2O/PH2)の値が、−5以上−2以下、窒素含有量が95体積%以上の窒素雰囲気である。log(PH2O/PH2)の値が−5未満では、経済上好ましくないことに加え、鋼板表面やめっき浴表面の反応性が高くなり、めっき層と鋼板界面に脆いZn−Fe合金相が厚く生成し、加工時のめっき密着性が劣るためである。一方、log(PH2O/PH2)の値が−2超ではめっき浴面にZnの酸化物が形成され、Fe、Al、Znからなる金属間化合物が十分に生成しないため、本発明のめっきが得られないことに加え、めっきが鋼板に付着せず不めっきを生じてしまう。窒素含有量が95体積%未満では、雰囲気中の水蒸気と水素の割合が多くなり、経済上及び安全上好ましくない。雰囲気中に水素の割合が多くなると、鋼板が脆化し延性が低下するため好ましくない。ここで言う、鋼板をめっき浴浸漬時の雰囲気とは、鋼板をめっき浴に浸漬する時間を基点として、少なくともめっき浴に浸漬される10s以上前の間の炉内の雰囲気を意味し、最大で連続焼鈍めっきラインの焼鈍からめっき浴に浸漬する間の雰囲気全体を意味する。
めっき層の特性を制御するため、めっき浴のAl濃度WAl、Fe濃度WFeは質量%で下記関係式(1)および(2)を満足する溶融亜鉛めっき浴である。
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
WFeが0.01%未満では、めっき層と鋼板界面に脆いZn−Fe合金相が厚く生成し、加工時のめっき密着性が劣るためである。WFeが0.05%超では、Fe、Al、Znからなる金属間化合物が厚く生成し、金属間化合物自体に割れが入り易くなることに加え、めっき浴にFe2Al5のトップドロスが形成されて押し疵や不めっき等が発生しめっき後の外観を低下させる。
(WAl−WFe)を0.07%以上、0.30%以下にする理由は、(WAl−WFe)が0.07%未満ではめっき層と鋼板界面に脆いZn−Fe合金相が厚く生成し、加工時のめっき密着性が劣るためである。一方、(WAl−WFe)が0.30%超では、Fe、Al、Znからなる金属間化合物が厚く生成し、金属間化合物自体に割れが入り易くなる。
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
WFeが0.01%未満では、めっき層と鋼板界面に脆いZn−Fe合金相が厚く生成し、加工時のめっき密着性が劣るためである。WFeが0.05%超では、Fe、Al、Znからなる金属間化合物が厚く生成し、金属間化合物自体に割れが入り易くなることに加え、めっき浴にFe2Al5のトップドロスが形成されて押し疵や不めっき等が発生しめっき後の外観を低下させる。
(WAl−WFe)を0.07%以上、0.30%以下にする理由は、(WAl−WFe)が0.07%未満ではめっき層と鋼板界面に脆いZn−Fe合金相が厚く生成し、加工時のめっき密着性が劣るためである。一方、(WAl−WFe)が0.30%超では、Fe、Al、Znからなる金属間化合物が厚く生成し、金属間化合物自体に割れが入り易くなる。
本発明の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表1に示す成分を有するスラブを、1200℃に加熱し、水冷帯にて水冷の後、表2に示す温度で巻き取った。熱延板の厚みは、2〜4.5mmの範囲とした。
熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が1.2mmとなるように、所定の冷延率で冷延を行い、冷延板とした。最終スタンドのロールおよび該最終スタンドの1つ前段のロールの表面のRa、RSmを表2に示す。
その後、これらの冷延板に表2に示す条件で連続溶融亜鉛めっき設備で、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。焼鈍温度から500〜750℃までを表2の冷却速度で冷却し、その後、350℃〜500℃の温度範囲で5〜300秒保持を行った後、所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、その後室温まで冷却し、0.4%の圧下率でスキンパス圧延を行った。亜鉛めっきの目付け量は、両面とも、片面当たり45g/m2とした。
表1に示す成分を有するスラブを、1200℃に加熱し、水冷帯にて水冷の後、表2に示す温度で巻き取った。熱延板の厚みは、2〜4.5mmの範囲とした。
熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が1.2mmとなるように、所定の冷延率で冷延を行い、冷延板とした。最終スタンドのロールおよび該最終スタンドの1つ前段のロールの表面のRa、RSmを表2に示す。
その後、これらの冷延板に表2に示す条件で連続溶融亜鉛めっき設備で、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。焼鈍温度から500〜750℃までを表2の冷却速度で冷却し、その後、350℃〜500℃の温度範囲で5〜300秒保持を行った後、所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、その後室温まで冷却し、0.4%の圧下率でスキンパス圧延を行った。亜鉛めっきの目付け量は、両面とも、片面当たり45g/m2とした。
引張試験は、1.2mm厚の板から圧延方向に直角方向及び平行にJIS5号試験片を採取し、引張特性を評価した。得られた伸びの値から、圧延方向に平行な方向に引張り試験を行った場合の伸び(L-El)と、垂直な方向に引張り試験を行った場合の伸び(C-El)の差(ΔEl)を算出した。
各5本 引張試験を行ない各値の平均値を求め、その平均値から引っ張り強度(TS)を算出した。なお、材質の異方性が大きい鋼板に関しては、伸びの値がばらつく傾向にあった。
成形性は、任意の位置、方向で40×100mmに切断した鋼板を、120度に折り曲げ(曲げ半径R=3mm)加工した後、曲げ加工部の凸側表面を、200μm×200μmの領域について走査型電子顕微鏡で互いに異なる場所で10箇所観察し、該10箇所の内、何箇所で割れが観察されたか数えた上で、下記の基準で評価した。「○」、「□」および「△」を実施例とし、「×」を比較例とした。
○:割れ0箇所(合格)
□:割れ1〜2箇所あり(合格)
△:割れ3〜5箇所あり(合格)
×:割れ6箇所〜10箇所(不合格)
各5本 引張試験を行ない各値の平均値を求め、その平均値から引っ張り強度(TS)を算出した。なお、材質の異方性が大きい鋼板に関しては、伸びの値がばらつく傾向にあった。
成形性は、任意の位置、方向で40×100mmに切断した鋼板を、120度に折り曲げ(曲げ半径R=3mm)加工した後、曲げ加工部の凸側表面を、200μm×200μmの領域について走査型電子顕微鏡で互いに異なる場所で10箇所観察し、該10箇所の内、何箇所で割れが観察されたか数えた上で、下記の基準で評価した。「○」、「□」および「△」を実施例とし、「×」を比較例とした。
○:割れ0箇所(合格)
□:割れ1〜2箇所あり(合格)
△:割れ3〜5箇所あり(合格)
×:割れ6箇所〜10箇所(不合格)
本発明によれば、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。該亜鉛めっき鋼板は、その製造も比較的容易で安定的に実施できる。このため、特に、近年の軽量化を目指す自動車用の鋼板として、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は最適に使用可能であり、産業上の価値は極めて大きい。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの合計を40%以上とし、残留オーステナイトを8%以上60%以下含有し、且つフェライトを40%未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板であり、
該溶融亜鉛めっき鋼板が、前記溶融亜鉛めっき層と下地鋼板との界面に、FeおよびAlおよびZnおよび不可避的不純物からなる金属間化合物の層を有し、金属間化合物の層の平均厚みが0.1μm以上2μm以下で、且つ、その金属間化合物の結晶粒径が0.01μm以上1μm以下であり、且つ、
前記溶融亜鉛めっき層を除去した後の下地鋼板表面の算術平均粗さRaが0.1μm以上、2.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、300μm以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - さらに、鋼中に質量%で、
Cr:0.05%以上、1.0%以下、
Ni:0.05%以上、1.0%以下、
Cu:0.05%以上、1.0%以下、
Nb:0.005%以上、0.3%以下、
Ti:0.005%以上、0.3%以下、
V:0.005%以上、0.5%以下、
B:0.0001%以上、0.01%以下、
Ca:0.0005%以上、0.04%以下、
Mg:0.0005%以上、0.04%以下、
La:0.0005%以上、0.04%以下、
Ce:0.0005%以上、0.04%以下、
Y:0.0005%以上、0.04%以下、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または1aに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材を1100〜1300℃に加熱し、仕上げ圧延温度がAr3温度以上で熱間圧延処理を施し;
前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度700℃以下で巻き取り、冷間圧延し;
前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度750℃〜900℃で焼鈍し;
前記焼鈍後の鋼板を、500〜750℃の範囲における冷却速度が3〜200℃/秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後350〜500℃で10〜1000秒で保持し;
めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、溶融亜鉛めっき浴温度より40℃低い温度から、溶融亜鉛めっき浴温度より50℃高い温度までの温度範囲で、前記鋼板を、水素分圧PH2、水蒸気分圧PH2Oの比の対数log(PH2O/PH2)の値が−5以上−2以下、窒素含有量が95質量%以上の窒素雰囲気中で、Al濃度WAl、Fe濃度WFeが質量%で下記関係式(1)、(2)を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬処理し、
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
前記冷間圧延時の最終スタンドのロール表面において、その算術平均粗さRaが0.1μm以上、8.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、1200μm以下であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ここに、Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)であり、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moは、それぞれの成分の含有量(質量%)を示し、含有していない場合は0とする。 - 前記冷間圧延時の最終スタンドの1つ前段のロール表面において、その算術平均粗さRaが0.1μm以上、8.0μm以下、且つ、粗さ曲線における輪郭曲線要素の平均長さRSmが5μm以上、1200μm以下である請求項3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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