JP2006097063A - 高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 溶融めっき時のパーライト変態を抑制し、降伏比が低く強度，耐食性に優れた高強度溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板を製造する。
【解決手段】 C：0.05〜0.20％，Si：1.5％以下，Mn：1.0〜2.5％，P：0.05％以下，S：0.01質量％以下のスラブを熱間圧延することにより製造された熱延鋼帯、或いは熱間圧延に続いて酸洗，冷間圧延することにより製造された冷延鋼帯をめっき原板に使用する。還元焼鈍炉でAc₁〜Ac₃の温度域に加熱した後、冷却速度：3〜10℃／秒で650℃まで、更に冷却速度：10℃／秒以上で440℃まで冷却し、次いで浴温：440℃以下の溶融Zn-Al-Mg合金めっき浴にめっき原板を導入し、引き上げることにより、平均結晶粒径：15μm以下のフェライトと体積率：5〜45％のマルテンサイトの複合組織に調質され、降伏比の低い高強度溶融Zn-Al-Mg合金めっき鋼板が製造される。
【選択図】 図２

Description

本発明は、過酷なプレス成形に耐えうる延性を示し、強度，耐食性にも優れた高強度溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板を製造する方法に関する。

自動車の構造部材，足回り部材，保安部材等には、燃費や安全性の向上を狙って高強度鋼板が使用されるようになってきている。この種の用途では、プレス成形の複雑化に対応して張出し成形，伸びフランジ成形等の加工性に優れていることに加え、強度，耐食性も良好なことが素材の高強度鋼板に要求される。なかでも、フェライト及びマルテンサイトの複合組織鋼は、析出強化型等の他の高強度鋼板に比較して降伏比が低いため、プレス成形後のスプリングバックが小さく、形状凍結性に優れている。

冷延鋼板に代えて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を使用することにより耐食性が向上することは高強度鋼板でも同様であり、高強度鋼板をめっき原板とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板の車体への適用も進められている。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、浴温：４５０〜４７０℃の溶融亜鉛めっき浴にめっき原板を浸漬し引き上げた後、５００〜５５０℃で合金化処理することにより製造される。ところが、溶融亜鉛めっき浴への浸漬及び合金化処理中にパーライト変態が進行しやすく、パーライト変態によってマルテンサイト量が減少する傾向にある。その結果、複合組織鋼をめっき原板に使用する場合、降伏比の上昇，強度の低下を引き起こしやすい。

Ｃｒ，Ｍｏ等の焼入れ強化元素を添加することによりパーライト変態を抑え、降伏比の上昇，強度の低下を防止することが知られているが（非特許文献１，２）、Ｃｒ，Ｍｏの添加は鋼材コストの上昇を招く。比較的安価な焼入れ強化元素にＭｎがあるが、Ｍｎを多量添加しためっき原板では鋼板表面にＭｎが濃縮してめっき性を低下させ、不めっき等の欠陥がめっき層に発生しやすくなる。
川鉄技報31 (1999) 3, p.181-184 神戸製鋼技報Vol.51, No.3 (2002), p.10

本発明は、合金化処理が不要な溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板の製造条件を活用することにより、溶融めっき時に加熱されてもパーライト変態に起因する降伏比の上昇，強度の低下がなく、単純なＣ-Ｓｉ-Ｍｎ系のめっき原板を使用した場合でも降伏比が低い高強度溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板を製造することを目的とする。

本発明では、Ｃ：０.０５〜０.２０質量％，Ｓｉ：１.５質量％以下，Ｍｎ：１.０〜２.５質量％，Ｐ：０.０５質量％以下，Ｓ：０.０１質量％以下，Ｆｅ：実質的に残部の組成をもつスラブを熱間圧延することにより製造された熱延鋼帯、或いは熱間圧延に続いて酸洗，冷間圧延することにより製造された冷延鋼帯をめっき原板に使用する。

めっき原板を連続溶融めっきラインに通板し、還元焼鈍炉でＡc₁〜Ａc₃の温度域に加熱した後、冷却速度：３〜１０℃／秒で６５０℃まで、更に冷却速度：１０℃／秒以上で４４０℃まで冷却する熱処理を施す。次いで、浴温：４４０℃以下の溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき浴にめっき原板を導入し、引き上げることにより、好ましくは平均結晶粒径：１５μｍ以下のフェライトと体積率：５〜４５％のマルテンサイトの複合組織に調質され、降伏比の上昇が抑制された高強度溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板が製造される。

実施の形態

通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造工程では、図１のヒートパターンに沿ってめっき原板が加熱される。すなわち、温度域：Ａc₁〜Ａc₃ので還元焼鈍で溶体化，表面活性化されためっき原板は、浴温：４５０〜４７０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬される。次いで、溶融亜鉛めっき浴から引き上げられためっき原板に付着している溶融めっき金属の付着量を調整し、５００〜５５０℃の温度域で合金化処理される。図１のヒートパターンではパーライト変態が避けられず、結果として降伏比が上昇して鋼板の形状凍結性が低下する。

これに対し、溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板製造工程では、図２のヒートパターンに沿ってめっき原板が加熱される。図２のヒートパターンは、めっき温度が４００〜４４０℃と低く、５００〜５５０℃の合金化処理を要しない点で図１のヒートパターンと異なっており、パーライト変態が生成し難い或いはパーライト変態を遅延させるヒートパターンといえる。
本発明では、図２のヒートパターンがもつ長所を活用すべく、溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板に及ぼす熱履歴の影響を種々調査・検討した。その結果、還元加熱からめっき浴導入までの冷却条件を適正に管理することにより、単純なＣ-Ｓｉ-Ｍｎ系のめっき原板を使用しても、フェライト，マルテンサイト量が適正な複合組織をもち、降伏比が低い高強度溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板が得られることを解明した。

以下、本発明で使用するめっき原板に含まれる合金成分，含有量，製造条件等を説明する。
〔合金成分〕
・Ｃ：０.０５〜０.２０質量％
強度向上に有効な合金成分であり、０.０５質量％以上で強度改善効果がみられる。しかし、過剰添加は溶接性，延性を低下させるので、０.２０質量％を上限とした。好ましくは、０.０８〜０.１５質量％の範囲でＣ含有量が選定される。
・Ｓｉ：１.５質量％以下
固溶強化によって鋼材の強度を上昇させる合金成分であり、０.０５質量％以上でＳｉの添加効果が顕著になる。しかし、過剰量のＳｉが含まれるとめっき性に有害なＳｉ濃化層が鋼材表面に生じるので、Ｓｉ含有量の上限を１.５質量％とした。好ましくは、Ｓｉ含有量を０.０５〜０.５質量％の範囲で選定する。

・Ｍｎ：１.０〜２.５質量％
固溶強化によって鋼材を高強度化すると共に、オーステナイトを安定化させ、マルテンサイト等の低温変態相の生成を促進させる合金成分である。このような作用は１.０質量％以上のＭｎでみられるが、過剰量のＭｎが含まれると加工性，めっき性が低下するので、上限を２.５質量％とした。好ましくは、１.５〜２.５質量％の範囲でＭｎ含有量が選定される。
・Ｐ：０.０５質量％以下
固溶強化によって鋼材を高強度化する成分であるが、過剰に含まれると粒界偏析して加工性を低下させるので、０.０５質量％以下（好ましくは、０.０２質量％以下）にＰ含有量を規制した。

・Ｓ：０.０１質量％以下
加工性に有害な硫化物を生成する成分であるため、可能な限りＳ含有量を下げることが好ましい。本成分系では０.０１質量％以下にＳ含有量を規制したが、過酷な加工条件が想定される用途ではＳ含有量を０.００５質量％以下に下げることが好ましい。
脱酸剤としてＡｌを添加することも可能であるが、過剰量のＡｌ添加はプレス成形性に悪影響を及ぼすので、Ａｌを添加する場合には０.０６質量％以下（好ましくは０.０１〜０.０５質量％）の範囲でＡｌ含有量を選定する。

〔熱処理〕
めっき原板は、溶融めっきに先立って還元雰囲気で還元焼鈍されることにより、マトリックスに析出している炭化物等を固溶させると共に表面を活性化する。
・還元焼鈍：Ａc₁〜Ａc₃
還元焼鈍では、炭化物等の析出物をマトリックスに完全に固溶させ最終的にマルテンサイトを第二相として得るため、焼鈍温度をＡc₁〜Ａc₃の温度域（具体的には７５０〜８５０℃，好ましくは７８０〜８２０℃）に設定する。Ａc₁に達しない焼鈍温度では、オーステナイト化が不十分なため、十分量のマルテンサイトを得難い。逆にＡc₃を超える加熱温度では、オーステナイトのＣ濃度が低下し、パーライトが生成しやすくなる。

・６５０℃までの冷却速度：３〜１０℃／秒
溶体化処理されためっき原板は、必要量のマルテンサイトを確保し且つ十分なフェライト変態を進行させるため、冷却速度：３〜１０℃／秒（好ましくは、５〜１０℃／秒）で６５０℃まで冷却される。３℃／秒に達しない緩冷ではマルテンサイト量が少なく、１０℃／秒を超える急冷ではフェライト変態が十分に進行しない。
・４４０℃までの冷却速度：１０℃／秒以上
６５０℃→４４０℃の冷却過程は、パーライト変態の進展に支配的な影響を及ぼす。当該温度域を冷却速度：１０℃／秒以上（好ましくは、１５〜２０℃／秒）で冷却することにより、パーライト変態が抑えられる。逆に１０℃／秒に達しない緩冷ではパーライト変態が起こり、最終的に得られるマルテンサイト量が減少するため、降伏比の上昇，強度の低下が避けられない。

〔溶融めっき〕
パーライト変態は、溶融めっき浴への浸漬でめっき原板が受ける熱履歴によっても生じうる。たとえば、従来の合金化溶融亜鉛めっきでは浴温が４５０〜４７０℃と高いため、パーライト変態が生じやすい環境である。他方、溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっきは、合金化溶融亜鉛めっきに比較して浴温の低い溶融亜鉛めっき浴を使用しているので、パーライト変態が生じがたい。

溶融亜鉛めっき浴は、たとえばＡｌ：４〜１０質量％，Ｍｇ：１〜４質量％，Ｚｎ：実質的に残部の組成をもち、必要に応じてＴｉ：０.００２〜０.２質量％，Ｂ：：０.００１〜０.１質量％を添加することにより調製される。浴温は、４４０℃以下，好ましくは４００〜４２０℃の範囲に管理される。

〔溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板の組織〕
溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき浴への浸漬・引上げ時の熱履歴によってもパーライト変態することなく、好ましくは平均結晶粒径：１５μｍ以下のフェライトと体積率：５〜４５％のマルテンサイトの複合組織に調質されている。該複合組織は、溶融亜鉛めっき前後でほとんど変わることがないので、溶融亜鉛めっきに先立つ熱処理で作りこむことが可能である。

マルテンサイトの体積率が５〜４５％（好ましくは、１０〜４０％）の範囲にあるため、降伏比が低く、５９０ＭＰａ以上の高強度を示す。強度は、マルテンサイト量の増加に応じて上昇し、５体積％以上でマルテンサイトの効果がみられる。しかし、過剰なマルテンサイト量では成形性が低下するので、上限を４５体積％とした。フェライト粒の微細化も高強度化に有効であり、平均結晶粒径：１５μｍ以下でフェライト粒微細化の効果がみられる。

表１の組成をもつスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上げ温度：８８０℃，巻取り温度：６００℃で板厚：２.４ｍｍまで熱間圧延した。熱延鋼帯を酸洗した後、圧下率：５０％で板厚：１.２ｍｍまで冷間圧延した。

各冷延鋼帯に表２に示す条件下の熱処理を施した後、溶融めっき浴（Ａｌ：６質量％，Ｍｇ：３質量％，Ｚｎ：残部）に導入し、片面当りめっき付着量：５０ｇ／ｍｍ²の溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板を製造した。また、比較のため鋼種Ａ，Ｂをめっき原板に使用し、８００℃で３０秒焼鈍した後、６５０℃まで７℃／秒で、４６０℃まで１３℃／秒で冷却し、浴温：４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、引上げ後に５３０℃×１０秒の合金化処理を施すことにより合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。

製造された各溶融めっき鋼板について、コイルの両端から幅／４の個所で圧延方向に直交する方向に沿って試験片を切り出し、室温引張試験に供した。室温引張試験では、JIS Z2201の５号試験片を用い、JIS Z2241に準じて引張り特性を調査した。
また、各めっき鋼板の下地鋼を顕微鏡観察し、フェライト粒径，マルテンサイト体積率を求めた。フェライト粒径は切断法で算出し、マルテンサイト体積率は画像解析により算出した。

表３の調査結果にみられるように、成分・組成，熱処理共に本発明で規定した条件を満足する試験No.１，２，４，５は、フェライト粒径が１５μｍ以下でマルテンサイト量が５〜４５体積％の範囲にある複合組織をもち、室温での引張強さが５９０ＭＰａと高いにも拘わらず０.６５以下の低い降伏比を示した。高強度で降伏比が低いことから、プレス加工，ロール成形等で複雑な製品形状に加工できることが判る。

他方、６５０〜４４０℃の温度域を緩冷した試験No.３はマルテンサイト量が不足し、焼鈍温度がＡc₁〜Ａc₃を外れる低すぎる試験No.６，７はフェライト粒が大きく成長し、Ｃ量が不足する鋼材Ｅをめっき原板に用いた試験No.８はマルテンサイト量が不足し、何れも降伏比の低下，５９０ＭＰａ以上の高強度化が達成されなかった。試験No.１，２と同じ鋼材Ａ，Ｂをめっき原板に使用した場合でも、合金化処理された試験No.９，１０では、パーライト変態したためマルテンサイト量が大幅に低減しており、試験No.１，２に比較して降伏比が上昇し強度が低下していた。

この対比から明らかなように、Ｃ-Ｓｉ-Ｍｎ系のめっき原板を溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっきする際に、還元焼鈍工程から溶融亜鉛めっき浴に導入するまでの熱管理を適正化することにより、パーライト変態を抑えたフェライト,マルテンサイトの複合組織に調整され、降伏比が低い高強度溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板が得られることが確認された。

以上に説明したように、溶融めっき後に合金化処理工程を含まない溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっきの特性を活用し、溶融めっき浴に導入されるめっき原板の熱処理を適正管理することにより、単純なＣ-Ｓｉ-Ｍｎ系のめっき原板を使用した場合でも降伏比が低く、５９０ＭＰａ以上に高強度化された溶融めっき鋼板が得られる。しかも、高耐食性を呈するＺｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき層が形成されているので、過酷な条件下でも高精度の製品形状に加工でき、強度，耐食性に優れた素材として重宝される。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造工程のヒートパターン 溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板製造工程のヒートパターン

Claims (2)

1. Ｃ：０.０５〜０.２０質量％，Ｓｉ：１.５質量％以下，Ｍｎ：１.０〜２.５質量％，Ｐ：０.０５質量％以下，Ｓ：０.０１質量％以下，Ｆｅ：実質的に残部の組成をもつスラブを熱間圧延した後、或いは熱間圧延に続いて酸洗，冷間圧延した後、連続溶融めっきラインに通板し、
   連続溶融めっきラインの還元焼鈍炉でＡc₁〜Ａc₃の温度域に加熱した後、冷却速度：３〜１０℃／秒で６５０℃まで、更に冷却速度：１０℃／秒以上で４４０℃まで冷却する熱処理を施し、
   次いで、浴温：４４０℃以下の溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき浴に導入することを特徴とする高強度溶融Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法。
2. 還元焼鈍炉の熱処理で平均結晶粒径：１５μｍ以下のフェライトと体積率：５〜４５％のマルテンサイトの複合組織に鋼帯が調質される請求項１記載の製造方法。

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