JP2003105493A - 耐食性と延性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
耐食性と延性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法Info
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Abstract
き鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量%で、C :0.0001〜0.3
%、Si:0.1〜3.0%、Mn:0.01〜3%、
Al:0.001〜4%、Mo:0.001〜1%、
P:0.0001〜0.3%、S:0.0001〜0.
1%、を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼
板の表面に、質量%で、Al:0.001〜4%、M
o:0.0001〜1%、Si:0.0001〜0.1
%、Fe:20%未満、を含有し、残部がZn及び不可
避不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板
であって、質量%で、めっき層中Fe含有率をX、めっ
き層中Si含有率をY、めっき層中Mo含有率をZとす
ると、X,Y,Zが(1)式を満たすことを特徴とする
耐食性と延性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛系めっき
鋼板。 X/10−(Y+Z)+1≧0 ・・・(1)
Description
自動車などに適する耐食性と延性に優れたSi含有高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板及
びその製造方法に関する。
て施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用さ
れている。その製造法としては、連続ラインに於いて、
脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、H2 及びN2
を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷
却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱して
Fe−Zn合金相を生成させた後に冷却、というゼンジ
マー法があり、鋼板の処理に多用されている。
非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちにH2 及びN2 を
含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行われ
る場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化ア
ンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっ
き浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行われ
ている。
中には溶融亜鉛の脱酸のために少量のAlが添加されて
いる。ゼンジマー法においてZnめっき浴は質量%で
0.1%程度のAlを含有している。この浴中のAlは
Feとの親和力がFe−Znよりも強いため、鋼がめっ
き浴に浸漬した際、鋼表面にFe−Al合金相すなわち
Alの濃化層が生成し、Fe−Znの反応を抑制するこ
とが知られている。Alの濃化層が存在するために、得
られためっき層中のAl含有率は通常、めっき浴中のA
l含有率より高くなる。
目的とした車体軽量化の観点から、延性の高い高強度鋼
板の需要が高まりつつある。安価な強化法として鋼中へ
のSi添加が行われ、特に高延性高強度鋼板には1質量
%以上含有する場合もある。
iの含有率が、質量%で0.1%を超えると、通常のA
lを含有しためっき浴を用いたゼンジマー法ではめっき
濡れ性が大きく低下し、不めっきが発生するため、使用
環境によっては不めっき部分の耐食性が問題となる。ま
た、加工部のめっき密着性についても、めっき剥離部分
が不めっき部同様、使用環境によっては剥離部の耐食性
が問題となる。
る手段として、特開平3−28359号公報、特開平3
−64437号公報等に見られるように、特定のめっき
を付与することでめっき性の改善を行っているが、この
方法では、溶融めっきライン焼鈍炉前段に新たにめっき
設備を設けるか、もしくは、あらかじめ電気めっきライ
ンにおいてめっき処理を行わなければならず、大幅なコ
ストアップとなるという問題点がある。また、これらの
発明では、加工時のめっき剥離部の耐食性を改善し得る
ものではない。
解決し、不めっきが抑制され、耐食性と延性に優れたSi
含有高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および溶融亜鉛め
っき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とす
る。
行った結果、めっき層に特定の元素を適正濃度含有させ
ることおよびそれと鋼板の成分と組み合わせることで、
高強度鋼板の溶融亜鉛めっき濡れ性および合金化めっき
に於ける合金化促進を見いだすとともに、めっき剥離時
の耐食性が確保できることも併せて見出した。この効果
は、めっき層中のFe, SiおよびMo量を制御することで出
現する。すなわち、質量%で、めっき層中Fe含有率を
X、めっき層中Si含有率をY、めっき層中Mo含有率
をZとすると、X、Y、Zが下記(1)式 X/10−(Y+Z)+1≧0 ・・・(1) を満たすことで達成される。耐食性向上の理由の詳細は
不明であるが、めっき層自体の耐食性向上にはめっき層
中に含有されるMoが効果的と考えられ、剥離部近傍の
耐食性向上にはめっき中および鋼中のSiがめっきの腐
食生成物である塩基性塩化亜鉛を安定化し、腐食生成物
による下地鋼板の保護作用が向上するためであると推定
される。
もので、その要旨とするところは以下の通りである。 〔1〕 質量%で、C :0.0001〜0.3%、S
i:0.1〜3.0%、Mn:0.01〜3%、Al:
0.001〜4%Mo:0.001〜1%、P:0.0
001〜0.3%、S:0.0001〜0.1%、を含
有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼板の表面
に、質量%で、Al:0.001〜4%、Mo:0.0
001〜1%、Si:0.0001〜0.1%、Fe:
20%未満、を含有し、残部がZn及び不可避不純物か
らなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
質量%で、めっき層中Fe含有率をX、めっき層中Si
含有率をY、めっき層中Mo含有率をZとすると、X,
Y,Zが(1)式を満たすことを特徴とする耐食性と延
性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
01〜3%Ni:0.001〜3%の1種または2種を
含有することを特徴とする〔1〕記載の耐食性と延性に
優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 〔3〕 めっき層が、さらに質量%で、Ca:0.00
1〜0.1%、Mg:0.001〜3%、W:0.00
1〜0.1%、Zr:0.001〜0.1%、Cs:
0.001〜0.1%、Rb:0.001〜0.1%、
K:0.001〜0.1%、Ag:0.001〜5%、
Na:0.001〜0.05%、Cd:0.001〜3
%、Cu:0.001〜3%、Co:0.001〜1
%、La:0.001〜0.1%、Tl:0.001〜
8%、Nd:0.001〜0.1%、Y:0.001〜
0.1%、In:0.001〜5%、Be:0.001
〜0.1%、Cr:0.001〜0.05%、Pb:
0.001〜1%、Hf:0.001〜0.1%、T
c:0.001〜0.1%、Ti:0.001〜0.1
%、Ge:0.001〜5%、Ta:0.001〜0.
1%、V:0.001〜0.2%、B:0.001〜
0.1%、の1種または2種以上を含有することを特徴
とする〔1〕または〔2〕に記載の耐食性と延性に優れ
たSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 〔4〕 鋼が、さらに質量%で、Cr:0.001〜2
5%、Ni:0.001〜10%、Cu:0.001〜
5%、Co:0.001〜5%、W:0.001〜5
%、の1種または2種以上を含有することを特徴とする
〔1〕〜〔3〕の何れか1項に記載の耐食性と延性に優
れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 〔5〕 鋼が、さらに質量%で、Nb、Ti、V、Z
r、Hf、Taの1種または2種以上を合計で0.00
1〜1%含有することを特徴とする〔1〕〜〔4〕のい
ずれか1項に記載の耐食性と延性に優れたSi含有高強
度溶融亜鉛めっき鋼板。 〔6〕 鋼が、さらに質量%で、B:0.0001〜
0.1%を含有することを特徴とする〔1〕〜〔5〕の
いずれか1項に記載の耐食性と延性に優れたSi含有高
強度溶融亜鉛めっき鋼。 〔7〕 鋼が、さらに質量%で、Y、Rem、Ca、M
g、Ceの1種又は2種以上を0.0001〜1%含有
することを特徴とする〔1〕〜〔6〕のいずれか1項に
記載の耐食性と延性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛め
っき鋼板。 〔8〕 鋼のミクロ組織が、体積分率で50〜97%の
フェライト相又はフェライト相とベイナイト相を主相と
し、残部はマルテンサイト相、残留オーステナイト相の
一方もしくは両方を、体積分率で合計3〜50%含む複
合組織であることを特徴とするとする〔1〕〜〔7〕の
いずれか1項に記載の耐食性と延性に優れたSi含有高
強度溶融亜鉛めっき鋼板。
のフェライトを主相とし、その平均粒径が20μm以下
であり、第2相として体積分率で3〜30%のオーステ
ナイト及び/またはマルテンサイトからなり、第2相の
平均粒径が10μm以下であることを特徴とする〔1〕
〜〔8〕のいずれか1項に記載の耐食性と延性に優れた
Si含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 〔10〕 鋼板の第2相がオーステナイトであり、鋼中
の炭素量:C(質量%)、鋼中のMn量:Mn(質量
%)、オーステナイトの体積率:Vγ(%)、フェライ
ト及びベイナイトの体積率:Vα(%)が(2)式を満
たすことを特徴とする〔1〕〜
載の耐食性と延性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板。
%のフェライトを主相とし、その平均粒径が20μm以
下であり、第2相として体積分率で3〜30%のオース
テナイト及び/またはマルテンサイトを含有し、それら
の平均粒径が10μm以下であり、さらに体積分率で2
〜47%のベイナイトからなることを特徴とする〔1〕
〜〔10〕の何れか1項に記載の耐食性と延性に優れた
Si含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 〔12〕 〔1〕〜〔11〕の何れか1項に記載の高強
度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、請求項
1、4〜7の何れか1項に記載の鋼板の成分からなる鋳
造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に1180
〜1250℃に再度加熱し、880〜1100℃で熱延
を終了させた後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その
後、0.1×(Ac3 −Ac1 )+Ac1 (℃)以上A
c3 +50(℃)以下の温度域で10秒〜30分焼鈍し
た後に、0.1〜10℃/秒の冷却速度で650〜70
0℃の温度域に冷却し、引き続いて0.1〜100℃/
秒の冷却速度でめっき浴温度−50℃〜めっき浴温度+
50(℃)にまで冷却した後めっき浴に浸漬し、浸漬時
間を含めて、めっき浴温度−50℃〜めっき浴温度+5
0(℃)の温度域に2〜200秒保持した後、室温まで
冷却することを特徴とする耐食性と延性に優れたSi含
有高強度溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。 〔13〕 めっき浴浸漬および保持処理後に、合金化処
理を400〜550℃の温度域で行い、室温まで冷却す
ることを特徴とする〔12〕に記載の耐食性と延性に優
れたSi含有高強度溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
1〜0.3%、Si:0.1〜3.0%、Mn:0.0
1〜3%、Al:0.001〜4%、Mo:0.001
〜1%、P:0.0001〜0.3%、S:0.000
1〜0.1%、を含有し、残部Fe及び不可避不純物か
らなる鋼板を焼鈍し、温度450〜470℃のZnめっ
き浴に3秒間浸漬を行い、さらに一部試料については5
00〜550℃で10〜60秒加熱を行った。その後、
めっき鋼板表面の欠陥発生率に基づき耐食試験前の外観
を5段階評価した。また、耐食試験は、めっき後試料表
面にカッターナイフで長さ1cmのキズをつけて、乾・湿
繰り返しのサイクル試験を100サイクルまでおこな
い、再度外観評価をした。また、機械的性質を引張り試
験にて合わせて評価した。その結果、鋼板の表面に、質
量%で、Al:0.001〜4%、Mo:0.0001
〜1%、Si:0.0001〜0.1%、Fe:20%
未満、を含有し、残部がZn及び不可避不純物からなる
めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量%
で、めっき層中Fe含有率をX、めっき層中Si含有率
をY、めっき層中Mo含有率をZとすると、X,Y,Z
が(1)式を満たすことで、 X/10−(Y+Z)+1≧0 ・・・(1) 腐食試験前後で外観欠陥や発錆がほとんど生じない評点
5〜4を得ることがわかった。
めっきの発生状態および傷や模様の欠陥発生状態や腐食
性生物形態を目視にて評価した。評価指標は以下の通り
である。 評点5:不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆はほと
んど無し(面積率で0.1%以下) 評点4:不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は微小
(面積率で0.1%超3%以下) 評点3:不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は小
(面積率で3%超50%未満) 評点2:不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は多数
(面積率で50%超) 評点1:めっき濡れずまたは、腐食試験後、前面錆。
ないが、耐食性の観点から片面付着量で5g/m2 以上
であることが望ましい。本発明の溶融Znめっき鋼板上
に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すこ
とや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩
処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、
本発明を逸脱するものではない。
の範囲としたのは、0.001%未満では、ドロス発生
が顕著で良好な外観が得られないこと、4%を超えてA
lを添加すると合金化反応を著しく抑制してしまい、合
金化溶融亜鉛めっき層を形成することが困難となるため
である。
%の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑
制され、良好な外観のめっきが得られるためうえ、耐食
性を向上できるためである。Mo量が上限の1質量%を
越えるとMoを含有するドロスの生成により、めっき外
観が著しく低下する。
質量%としたのは、不めっきが抑制され、良好な外観の
めっきが得られることに加えて、耐食性が向上するため
である。一方、上限を越えるとそれぞれの元素を含有す
るドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。
る改善には、めっき層中にMnおよび/またはNiをM
n:0.0001〜3質量%、Ni:0.001〜3質
量%とした。この範囲において不めっきが発生せず、良
好な外観のめっきが得られるためである。Mn量および
Ni量が上限の3質量%を超えるとめっき浴中にてZn
化合物が析出し、めっき層中に取り込まれることで外観
が著しく低下したり、ドロスの発生が顕著となり、これ
も外観を損ねる原因となる。
r、Cs、Rb、K、Ag、Na、Cd、Cu、Co、
La、Tl、Nd、Y、In、Be、Cr、Pb、H
f、Tc、Ti、Ge、Ta、V、Bの1種または2種
以上を含有することで、不めっきが抑制されることおよ
び合金化が促進させることを見出した。
0.001〜3%、W量を0.001〜0.1質量%、
Zr量を0.001〜0.1質量%、Cs量を0.00
1〜0.1質量%、Rb量を0.001〜0.1質量
%、K量を0.001〜0.1質量%、Ag量を0.0
01〜5質量%、Na量を0.001〜0.05質量
%、Cd量を0.001〜3質量%、Cu量を0.00
1〜3質量%、Co量を0.001〜1質量%、La量
を0.001〜0.1質量%、Tl量を0.001〜8
質量%、Nd量を0.001〜0.1質量%、Y量を
0.001〜0.1質量%、In量を0.001〜5質
量%、Be量を0.001〜0.1質量%、Cr量を
0.001〜0.05質量%、Pb量を0.001〜1
質量%、Hf量を0.001〜0.1質量%、Tc量を
0.001〜0.1質量%、Ti量を0.001〜0.
1質量%、Ge量を0.001〜5質量%、Ta量を
0.001〜0.1質量%、V量を0.001〜0.2
質量%、B量を0.001〜0.1質量%の範囲内とし
たのは、それぞれこの範囲において不めっきが抑制さ
れ、良好な外観のめっきが得られるためである。各元素
量が上限を越えるとそれぞれの元素を含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。
り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板を得ることができる。前記(1)に係る
発明ではめっき層のFe量が20質量%を超えるとめっ
き層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・
脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因とな
る。一方、スポット溶接性を良好にするためにはFe量
を5質量%以上とすることが好ましい。したがって、合
金化処理を行う場合のめっき層中Fe量の範囲は5〜2
0質量%とする。
のFe量が5質量%未満でも、合金化により得られる塗
装性やスポット溶接性などの効果以外の効果である耐食
性と延性や加工性等は良好である。
について述べる。
0.0001質量%とした。また、特に残留オーステナ
イトを充分な量と安定性を確保するのに必要な不可欠な
添加元素である。一方では、溶接性を保持可能な上限と
して0.3質量%とした。
ため0.1%以上とし、また、過剰添加はフェライトの
硬化につながり延性を劣化させるうえ、溶接性も劣化さ
せることから3.0%以下とした。
は、0.01質量%以上で強化効果が現れること、3質
量%を上限としたのは、これを上回る添加は伸びに悪影
響を及ぼすためである。
のは、低Siであるがゆえに脱酸の目的で0.001質量
%以上とした。また、強度延性バランスを向上させたり
めっきの合金化挙動を促進させる効果を有する。一方、
過剰添加は溶接性やめっき濡れ性、製造性に悪影響を及
ぼすため4%を上限とした。
に悪影響を及ぼすパーライトや炭化物析出を抑制するた
めに0.001%以上添加する。一方で、過剰添加は残
留オーステナイトの生成や安定化およびフェライトを硬
化させることから延性低下を伴うため1%を上限とし
た。
としたのは、0.0001質量%以上で強化効果が現れ
ることや極低化は経済的にも不利であることからこれを
下限とした。また、0.3質量%を上限としたのは、こ
れを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製
造性に悪影響を及ぼすためである。
としたのは、極低化は経済的にも不利であることから、
0.0001質量%を下限とし、また、0.1質量%を
上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や
鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
さらなる向上を目的としてCr、Ni、Cu、Co,W
の1種または2種以上を含有できる。
したのは、0.001質量%以上で強化効果が現れるこ
と、25質量%を上限としたのは、これを超える量の添
加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
したのは、0.001%以上で強化効果が現れること、
10質量%を上限としたのは、これを超える量の添加で
は、加工性に悪影響を及ぼすためである。
たのは、0.001質量%以上で強化効果が現れるこ
と、25質量%を上限としたのは、これを超える量の添
加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
たのは、0.001質量%以上で強化効果が現れるこ
と、5質量%を上限としたのは、これを超える量の添加
では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
のは、0.001質量%以上で強化効果が現れること、
5質量%を上限としたのは、これを超える量の添加で
は、加工性に悪影響を及ぼすためである。
さらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるN
b,Ti,V,Zr,Hf,Taの1種または2種以上
を含有できる。
たは炭窒化物を形成して、鋼板の強化のは極めて有効で
あるため、必要に応じて1種または2種以上を合計で
0.001質量%以上の添加とした。一方で、延性劣化
や残留オーステナイト中へのCの濃化を阻害することか
ら、1種又は2種以上の合計添加量の上限として1質量
%とした。
は、0.0001%以上の添加で粒界の強化や鋼材の高
強度化に有効ではあるが、その添加量が0.1質量%を
超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に
鋼板強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限を
0.1質量%とした。
の濡れ性を劣化させるSi系の内部粒界酸化相生成を抑
制する目的で添加する。Si系の酸化物のように粒界酸
化物が形成するのではなく、比較的微細な酸化物を分散
して形成させることができる。これらの元素群中から1
種または2種以上の元素をあわせて0.0001%以上
の添加とした。また一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工
性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため
1質量%を上限とした。
いて述べる。加工性を十分に確保するためには主組織を
体積分率で50%以上、好ましくは70%以上のフェラ
イト相とするのが望ましいが、高強度化を考慮するとベ
イナイト相を含んでも良い。また、高強度と高延性を両
立させるため、残留オーステナイト相および/またはマ
ルテンサイト相を含む複合組織とする。高強度と高延性
のために、残留オーステナイト相とマルテンサイト相
は、体積率で合計3%以上とした。体積率が合計50%
を超えると脆化傾向を示すため、50%以下が望まし
い。
るが強度低下に結びつくため、上限はベイナイト相を含
有しない場合は体積分率で97%,ベイナイト相を含有
する場合は体積分率で95%とする。また、高強度と高
延性を両立させるため、残留オーステナイト及び/又は
マルテンサイトを含む複合組織とする。高強度と高延性
のために、残留オーステナイト相及び/又はマルテンサ
イトは、体積分率で合計3%以上とした。体積分率が合
計30%を超えると脆化傾向を示すため、これを上限と
した。
イトの平均粒径を20μm以下とし、第2相であるオー
ステナイト及び/又はマルテンサイトの平均粒径を10
μm以下と規定する。またここで、第2相をオーステナ
イト及び/又はマルテンサイトとし、主相であるフェラ
イトの平均粒径に対して0.7以下の比率を確保するこ
とが望ましい。一方、第2相であるオーステナイト及び
/又はマルテンサイトの平均粒径はフェライトの平均粒
径の0.01倍未満とすることは実製造上困難であるた
め、0.01倍以上であることが好ましい。
性のバランスを良好にするためには、鋼板の第2相がオ
ーステナイトである場合に鋼中の炭素量:C、鋼中のM
n量:Mn、オーステナイトの体積率:Vγ、フェライ
ト及びベイナイトの体積率:Vαとしたき(2)式を満
たすこととした。
れ、かつめっき密着性も良好な鋼板が得られる。
について説明すると次のとおりである。ベイナイト相は
体積分率で2%以上含有することにより高強度化に役立
つ上、オーステナイト相と共存するとオーステナイトの
安定化に寄与して結果として高n値化に役立つ。また、
この相は基本的に微細であり、高加工時のめっき密着性
にも寄与する。特に第2相がオーステナイトの場合に
は、ベイナイトの体積分率を2%以上とすると、さらに
めっき密着性と延性のバランスが向上する。一方で、過
多に生成すると延性低下を招く事からベイナイト相は体
積分率で47%以下とする。
炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の1又は2種以上を含
有する場合も本発明の鋼板の範疇であるが、これらの1
種又は2種以上は体積分率で1%以下であることが好ま
しい。なお、上記ミクロ組織の、フェライト、ベイナイ
ト、オーステナイト、マルテンサイトおよび残部組織の
同定、存在位置の観察および平均粒径(平均円相当径)と
占積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭59−2
19473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と直角な断面を腐食して500倍〜
1000倍の光学顕微鏡観察により定量化が可能であ
る。ここで、マルテンサイトの粒径測定は光学顕微鏡を
用いた場合困難なことがある。この場合には、走査型電
子顕微鏡を用いてマルテンサイトのブロック境界、パケ
ット境界またはそれらの集合を観察・粒径測定して平均
円相当径を求めることとする。
察以上した結果に基づいて、JISにより求めた値と定
義する。
っき鋼板の製造方法について以下説明する。
する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ま
まもしくは一旦冷却した後1180℃以上に再加熱して
均一なスケールを鋼片表面に形成させてデスケール性を
高める。一方、1250℃超の加熱が局部的な異常酸化
を促進させてしまうことからこれを加熱温度の上限とし
た。また、過剰な内部酸化生成を抑制する目的から熱延
は880℃以上で終了することとし、その後酸洗し、冷
延後焼鈍することで最終製品とする。この時、熱延完了
温度は鋼の化学成分によって決まるAr3 変態温度以上
で行うのが一般的であるが、Ar3 から10℃程度低温
までであれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。一
方、酸化スケールの多量生成を避けるために、熱延完了
温度は1100℃以下とする。
よって決まるベイナイト変態開始温度以上とすること
で、冷延時の荷重を必要以上に高めることが避けられる
が、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、
鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な
鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率は、
最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、40%以
上であれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。
成分によって決まる温度Ac1 及びAc3 温度(例えば
「鉄鋼材料学」:W. C. Leslie著、幸田成
康監訳、丸善P273)で、表現される0.1×(Ac
3 −Ac1 )+Ac1 (℃)未満の場合には、焼鈍温度
で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼
板中に残留オーステナイト相またはマルテンサイト相を
残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とし
た。また、焼鈍温度がAc3 +50(℃)を超えても何
ら鋼板の特性を改善することがでず製造コストの上昇を
まねくために、焼鈍温度の上限をAc3 +50(℃)と
した。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオー
ステナイトの確保のために10秒以上が必要である。し
かし、30分超では、効果が飽和するばかりでなくコス
トの上昇を招くのでこれを上限とした。
フェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイ
ト相中にCを濃化させてオーステナイトの安定化をはか
るのに重要である。この冷却速度が0.1℃/秒未満に
することは、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速
度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じ
るために、この冷却速度の下限を0.1℃/秒とした。
一方、冷却速度が10℃/秒超の場合にはフェライト変
態が十分に起こらず、最終的な鋼板中の残留オーステナ
イト相確保が困難となったり、マルテンサイト相などの
硬質相が多量になってしまうため、これを上限とした。
と、冷却中にパーライトが生成したり充分なフェライト
が生成しないことからこれを下限とした。しかしなが
ら、冷却が700℃超までもフェライト変態の進行が十
分ではないのでこれを上限とした。
冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起こら
ないような冷却速度として最低0.1℃/秒以上が必要
となる。但しこの冷却速度を100℃/秒超にすること
は設備能力上困難であることから、0.1〜100℃/
秒を冷却速度の範囲とした。
度−50℃よりも低いと操業上大きな問題となり、めっ
き浴温度+50(℃)を超えると炭化物析出が短時間で
生じるため得られる残留オーステナイトやマルテンサイ
トの量が確保できなくなる。このため、2次冷却の停止
温度をめっき浴温度−50℃以上めっき浴温度+50
(℃)とした。鋼板中に残留しているオーステナイト相
を室温で安定にするためには、その一部をベイナイト相
へ変態させる事でオーステナイト中の炭素濃度を更に高
めることが必須である。合金化処理を併せてベイナイト
変態を短時間で進行させるため、めっき温度−50℃か
らめっき温度+50℃の温度域で浸漬時間を含めて2〜
200秒保持することとした。めっき温度−50℃未満
ではベイナイト変態が起こりにくく、めっき温度+50
℃を超えると炭化物が生じて十分な残留オーステナイト
相を残すことが困難となる。
オーステナイト相の場合とは異なりベイナイト変態を生
じさせる必要がない。一方では、炭化物やパーライト相
の生成は残留オーステナイト相と同様、抑制する必要が
あるため、2次冷却後の十分な合金化処理を行うため4
00〜550℃の温度域で合金化処理することとする。
説明する。
〜1250℃に加熱し、880〜1100℃で熱延を完
了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開
始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して1.0
mm厚とした。
にしたがってAc1 とAc3 変態温度を計算により求め
た。
9.1×Si%、 Ac3 =910−203×(C%)1/2+44.7×S
i%+31.5×Mo%−30×Mn%−11×Cr%
+400×Al% これらのAc1 およびAc3 変態温度から計算される焼
鈍温度に10%H2 −N2 雰囲気中で昇温・保定したの
ち、0.1〜10℃/秒の冷却速度で650〜700℃
温度域に冷却し、引き続いて0.1〜20℃/秒の冷却
速度でめっき浴温度にまで冷却し、浴組成を種々変化さ
せた460〜470℃の亜鉛めっき浴に3秒間浸漬する
ことでめっきを行った。
合金化処理として、めっき後の鋼板を400〜550℃
の温度域で15秒〜20分保持し、めっき層中のFe含
有率が質量%で5〜20%となるよう調節した。めっき
表面外観のドロス巻き込み状況の目視観察および不めっ
き部面積の測定によりめっき外観を評価した。作製した
めっきはめっき層をインヒビターを含有した5%塩酸溶
液で溶解し化学分析に供し組成を求め表2に示した。
点が耐食試験前後ですべて5〜4で、かつ強度・伸びバ
ランスにも優れる。一方、本発明の範囲を満たさない比
較例は、いずれも外観評点が低く、強度・伸びバランス
に劣る。また、本願発明の請求項の範囲で製造した鋼板
は、ミクロ組織も上述した組織になっており外観及び強
度・伸びバランスに優れている。
食性に極めて優れ、加工性が良好であり、建材、家電製
品、自動車車体用途等に極めて有効である。
Claims (13)
- 【請求項1】 質量%で、 C :0.0001〜0.3%、 Si:0.1〜3.0%、 Mn:0.01〜3%、 Al:0.001〜4%、 Mo:0.001〜1%、 P:0.0001〜0.3%、 S:0.0001〜0.1%、 を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼板の表
面に、質量%で、 Al:0.001〜4%、 Mo:0.0001〜1%、 Si:0.0001〜0.1%、 Fe:20%未満、 を含有し、残部がZn及び不可避不純物からなるめっき
層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量%で、め
っき層中Fe含有率をX、めっき層中Si含有率をY、
めっき層中Mo含有率をZとすると、X,Y,Zが
(1)式を満たすことを特徴とする耐食性と延性に優れ
たSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 X/10−(Y+Z)+1≧0 ・・・(1) - 【請求項2】 めっき層が、さらに質量%で、 Mn:0.0001〜3%、 Ni:0.001〜3%、 の1種または2種を含有することを特徴とする請求項1
記載の耐食性と延性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛め
っき鋼板。 - 【請求項3】 めっき層が、さらに質量%で、 Ca:0.001〜0.1%、 Mg:0.001〜3%、 W:0.001〜0.1%、 Zr:0.001〜0.1%、 Cs:0.001〜0.1%、 Rb:0.001〜0.1%、 K:0.001〜0.1%、 Ag:0.001〜5%、 Na:0.001〜0.05%、 Cd:0.001〜3%、 Cu:0.001〜3%、 Co:0.001〜1%、 La:0.001〜0.1%、 Tl:0.001〜8%、 Nd:0.001〜0.1%、 Y:0.001〜0.1%、 In:0.001〜5%、 Be:0.001〜0.1%、 Cr:0.001〜0.05%、 Pb:0.001〜1%、 Hf:0.001〜0.1%、 Tc:0.001〜0.1%、 Ti:0.001〜0.1%、 Ge:0.001〜5%、 Ta:0.001〜0.1%、 V:0.001〜0.2%、 B:0.001〜0.1%、 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2に記載の耐食性と延性に優れたSi含有高
強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項4】 鋼が、さらに質量%で、 Cr:0.001〜25%、 Ni:0.001〜10%、 Cu:0.001〜5%、 Co:0.001〜5%、 W:0.001〜5%、 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1〜3の何れか1項に記載の耐食性と延性に優れたSi
含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項5】 鋼が、さらに質量%で、Nb、Ti、
V、Zr、Hf、Taの1種または2種以上を合計で
0.001〜1%含有することを特徴とする請求項1〜
4のいずれか1項に記載の耐食性と延性に優れたSi含
有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項6】 鋼が、さらに質量%で、B:0.000
1〜0.1%を含有することを特徴とする請求項1〜5
のいずれか1項に記載の耐食性と延性に優れたSi含有
高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項7】 鋼が、さらに質量%で、Y、Rem、C
a、Mg、Ceの1種又は2種以上を0.0001〜1
%含有することを特徴とする請求項1〜6のいずれか1
項に記載の耐食性と延性に優れたSi含有高強度溶融亜
鉛めっき鋼板。 - 【請求項8】 鋼のミクロ組織が、体積分率で50〜9
7%のフェライト相又はフェライト相とベイナイト相を
主相とし、残部はマルテンサイト相、残留オーステナイ
ト相の一方もしくは両方を、体積分率で合計3〜50%
含む複合組織であることを特徴とするとする請求項1〜
7のいずれか1項に記載の耐食性と延性に優れたSi含
有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項9】 鋼板のミクロ組織が、体積分率で70〜
97%のフェライトを主相とし、その平均粒径が20μ
m以下であり、第2相として体積分率で3〜30%のオ
ーステナイト及び/またはマルテンサイトからなり、第
2相の平均粒径が10μm以下であることを特徴とする
請求項1〜8のいずれか1項に記載の耐食性と延性に優
れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項10】 鋼板の第2相がオーステナイトであ
り、鋼中の炭素量:C(質量%)、鋼中のMn量:Mn
(質量%)、オーステナイトの体積率:Vγ(%)、フ
ェライト及びベイナイトの体積率:Vα(%)が(2)
式を満たすことを特徴とする請求項1〜9の何れか1項
に記載の耐食性と延性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛
めっき鋼板。 (Vγ+Vα)/ Vγ×C+Mn/8 ≧ 2.000 ・・・(2) - 【請求項11】 鋼板のミクロ組織が、体積分率で50
〜95%のフェライトを主相とし、その平均粒径が20
μm以下であり、第2相として体積分率で3〜30%の
オーステナイト及び/またはマルテンサイトを含有し、
それらの平均粒径が10μm以下であり、さらに体積分
率で2〜47%のベイナイトからなることを特徴とする
請求項1〜10の何れか1項に記載の耐食性と延性に優
れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項12】 請求項1〜11の何れか1項に記載の
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、請
求項1、4〜7の何れか1項に記載の鋼板の成分からな
る鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に11
80〜1250℃に再度加熱し、880〜1100℃で
熱延を終了させた後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、
その後、0.1×(Ac3 −Ac1 )+Ac1 (℃)以
上Ac 3 +50(℃)以下の温度域で10秒〜30分焼
鈍した後に、0.1〜10℃/秒の冷却速度で650〜
700℃の温度域に冷却し、引き続いて0.1〜100
℃/秒の冷却速度でめっき浴温度−50℃〜めっき浴温
度+50(℃)にまで冷却した後めっき浴に浸漬し、浸
漬時間を含めて、めっき浴温度−50℃〜めっき浴温度
+50(℃)の温度域に2〜200秒保持した後、室温
まで冷却することを特徴とする耐食性と延性に優れたS
i含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項13】 めっき浴浸漬および保持処理後に、合
金化処理を400〜550℃の温度域で行い、室温まで
冷却することを特徴とする請求項12記載の耐食性と延
性に優れたSi含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
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