JP2007262459A - プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高張力鋼板をめっき原板に使用しているにも拘わらずプレス成形性の良好な合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供する。
【解決手段】Si，Mnを強化元素とする高張力鋼板をめっき原板に使用し、合金化処理時の加熱によりめっき原板から亜鉛めっき層にSi，Mnを拡散させ、Si：0.005〜1.0質量％，Mn：0.005〜1.0質量％，Fe：7〜15質量％を含む組成の合金化溶融亜鉛めっき層を形成する。Si，Mn濃度の適正管理により、優れた耐パウダリング性，耐フレーキング性，プレス成形性を合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板に付与する。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車の車体や家電製品の筐体等に使用されるプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法に関する。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性，塗装性，塗装後耐食性，溶接性に優れているので家電製品，自動車車体内、種々の分野で防錆鋼板として汎用されている。なかでも、自動車車体では地球環境保護の観点から車体軽量化による燃費の低減や、乗員保護のための衝突安全性向上を重視し、高張力鋼板をめっき原板に用いた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が使用され始めている(特許文献１，２)。
特開2001-295017号公報 特開2004-315960号公報

合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、目的とする強度レベル，延性に合わせてＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ等の強化元素を添加した高張力鋼板をめっき原板に使用し、溶融亜鉛めっきラインで製造している。具体的には、熱延された高張力鋼板を酸洗まま，或いは酸洗後に所定板厚に冷間圧延し、溶融めっきラインに付設された焼鈍炉内のＨ₂-Ｎ₂雰囲気中で焼鈍し、溶融亜鉛めっきした後、バーナ加熱方式や高周波誘導加熱方式の合金化炉で加熱合金化処理している。

加熱合金化処理により、Ｆｅ-Ｚｎ金属間化合物であるζ相(ＦｅＺｎ₁₃)，δ₁相(ＦｅＺｎ₇)，Γ₁相(Ｆｅ₅Ｚｎ₂₁)，Γ相(Ｆｅ₃Ｚｎ₁₀)が表層側からめっき層に順次生成する。車体用途では、プレス成形で所定形状に加工された部材として使用されるので、プレス成形性に優れていることが重要である。しかし、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、プレス成形性に劣り、５９０〜９８０Ｎ／ｍｍ²級の高張力を活用できない現状にある。

プレス成形性に劣ることは、合金化溶融亜鉛めっき層特有の層構造にある。すなわち、めっき層表層に比較的軟質のζ相が厚く残存すると、めっき層表面の摺動抵抗が大きくなり、プレス成形時にめっき層が鱗片状に剥離するフレーキング現象や板破断が発生しやすくなる。摺動抵抗の増加は、スプリングバックが大きくなることをも意味し、形状凍結性にとっても好ましくない。
しかし、合金化度を大きくしてζ相を消失させると、硬質で脆いΓ相が成長し、プレス成形時にめっき層が粉状に剥離するパウダリング現象が発生しやすくなる。剥離しためっき層が金型に堆積すると、金型やめっき層を損傷させる原因となる。

このようなことから、プレス成形性の改善には、ζ相，Γ相を少なくしてδ₁相+Γ₁相型のめっき層構造にする必要がある。しかし、合金化度を小さくするとΓ相の生成・成長は抑制されるがζ相が残存しやすく，合金化度を大きくするとζ相は消失するがΓ相が成長するので、δ₁相+Γ₁相型への構造制御が困難であった。しかも、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は高面圧下でプレス成形されるためフレーキング現象やパウダリング現象が発生しやすく、Ａｌキルド鋼，極低炭素Ｔｉ添加ＩＦ鋼等をめっき原板とする高加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と比較してプレス成形性が著しく低い。

本発明者等は、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板のプレス成形性に及ぼすめっき原板，めっき層の影響を種々調査・検討した。その結果、高張力鋼板に強化材として添加されたＳｉ，Ｍｎを合金化処理時に高張力鋼板(めっき原板)からめっき層に拡散させ、めっき層のＳｉ又はＭｎ濃度を適正管理するとき、高張力鋼板としての特性や耐フレーキング性を損なうことなく、優れたプレス成形性を合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板に付与できることを見出した。
本発明は、Ｓｉ，Ｍｎ拡散がプレス成形性を改善する知見をベースとし、合金化処理で適正量のＳｉ及び／又はＭｎをめっき層に含ませることにより、高張力鋼板としての機械的特性を維持しながら、複雑形状にプレス加工できる合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供することを目的とする。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、高張力鋼板をめっき原板とし、Ｓｉ：０.００５〜１.０質量％及び／又はＭｎ：０.００５〜１.０質量％，Ｆｅ：７〜１５質量％，残部が不純物を除きＺｎの合金化溶融亜鉛めっき層が鋼板表面に設けられている。
Ｓｉ，Ｍｎは下地のめっき原板から拡散してきた成分であり、固溶状態で合金化溶融亜鉛めっき層に含まれる。

めっき原板に使用される高張力鋼板としては、強化元素としてＳｉ：０.００５〜２.０質量％及び／又はＭｎ：０.０５〜３.０質量％を含み、Ｓｉ，Ｍｎ以外にＣ：０.０４〜０.２５質量％，Ｐ：０.０２質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ａｌ：０.００５〜０.１質量％，残部が不純物を除きＦｅの基本組成を有する。
めっき原板として使用される高張力鋼板に片面当り付着量：０.５〜１５ｇ／ｍ²でＦｅ系プレめっきした後、連続溶融めっき設備に送り込んでガス還元焼鈍，溶融亜鉛めっき浴への浸漬，合金化処理を施すことにより製造される。合金化処理では、４５０〜５５０℃で５〜３０秒間加熱した後、冷却速度：５〜１５℃／秒で冷却することが好ましい。

発明の効果及び実施の形態

本発明の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、Ｓｉ：０.００５〜１.０質量％，Ｍｎ：０.００５〜１.０質量％の何れか又は両者を含む合金化溶融亜鉛めっき層を有している。Ｓｉ，Ｍｎは、めっき層の摺動抵抗を低下させ、耐パウダリング性の低下なく耐フレーキング性を改善する。耐フレーキング性の改善にＳｉ，Ｍｎが有効な理由は明確ではないが、侵入型固溶元素であるＳｉ，Ｍｎがめっき層に固溶されるとめっき層表層のζ相やδ₁相が硬質化する結果、摺動抵抗が小さくなるものと推察される。

プレス成形性の向上は、めっき層に含まれるＳｉ及び／又はＭｎ量をＳｉ：０.００５〜１.０質量％の範囲にするとき顕著になる。Ｓｉ，Ｍｎの何れか一方を単独で、或いは両者を複合してめっき層に含ませても良い。複合する場合でも、Ｓｉ，Ｍｎの合計含有量を０.００５〜１.０質量％の範囲に調節する。０.００５質量％未満ではプレス成形性改善効果が小さく、逆に１.０質量％を超えても増量に見合ったプレス成形性の改善効果がみられない。

Ｓｉ，Ｍｎ含有量は、溶融めっきに先立つＦｅ系プレめっきの付着量や合金化処理時の加熱温度，加熱時間等で制御できる。
めっき層にＳｉ，Ｍｎを含ませる方法として、Ｓｉ，Ｍｎを添加した溶融亜鉛めっき浴の使用も考えられるが、易酸化性元素であるＳｉ，Ｍｎが含まれると溶融亜鉛めっき浴にドロスが発生しやすくなり浴の管理に支障をきたす。この点、めっき原板に強化元素として含まれているＳｉ，Ｍｎを合金化処理時にめっき層にＦｅと共に拡散させると、高強度化，プレス成形性の双方を満足する合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板となる。

耐パウダリング性，耐フレーキング性の改善には、前述したようにζ相，Γ相の低減が必要であるので、めっき層のＦｅ濃度を７〜１５質量％に調整している。７質量％未満のＦｅ濃度では、軟質のζ相の残存量が増加して摺動抵抗が大きくなる。逆に１５質量％を超えるＦｅ濃度では、硬質のΓ相が成長して耐パウダリング性が劣化する。

めっき原板のＳｉ含有量は０.００５〜２.０質量％，Ｍｎ含有量は０.０５〜３.０質量％に規制される。Ｓｉ，Ｍｎの含有量規制により、めっき層に含まれるＳｉ，Ｍｎを０.００５〜１.０質量％の範囲に収めることができる。めっき原板のＳｉ，Ｍｎが不足すると、めっき層のＳｉ，Ｍｎ含有量が０.００５質量％に達しなくなる。逆に過剰量のＳｉ，Ｍｎがめっき原板に含まれると、Ｆｅ系プレめっきを施してもガス還元焼鈍時に選択酸化が進行して鋼板表面にＳｉ，Ｍｎが濃化し、不めっき，合金化反応の遅延等の原因となる。Ｓｉ：０.００５〜２.０質量％，Ｍｎ：０.０５〜３.０質量％の範囲で、目標とするめっき層のＳｉ，Ｍｎ含有量，強度レベルに応じてめっき原板のＳｉ，Ｍｎ含有量が定められる。

めっき原板は、Ｓｉ，Ｍｎの他に目的に応じてＣ，Ｐ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂ等を含むことができる。たとえば、高強度化のため０.０４〜０.２５質量％のＣ，０.０２質量％以下のＰ，高強度化及び穴拡げ性向上のため０.２質量％以下のＴｉ，０.２質量％以下のＮｂ，スポット溶接性向上のため０.１５質量％以下のＣｕ，焼入れ性向上による高強度化のため１.０質量％以下のＭｏ，０.５質量％以下のＶ，０.０１質量％以下のＢの一種又は二種以上を添加しても良い。

めっき原板をＦｅ系プレめっきすると、鋼板表面にＳｉ，Ｍｎが過度に濃化することがなくなり、めっき性，合金化処理性が改善される。Ｆｅ系プレめっきは、Ｓｉ，Ｍｎの濃化を適正管理する上で０.５ｇ／ｍ²以上の片面当り付着量が必要である。しかし、１５ｇ／ｍ²を超える過度の付着量では、めっき層に対するＳｉ，Ｍｎ供給源となるＳｉ，Ｍｎ濃化層が鋼板表面に生成しがたくなる。Ｆｅ系プレめっきの付着量は、目標とするめっき層のＳｉ，Ｍｎ濃度及びめっき原板のＳｉ，Ｍｎ濃度に応じて片面当り０.５〜１５ｇ／ｍ²の範囲選定される。

Ｆｅ系プレめっきには、純Ｆｅ，Ｆｅ-Ｂ，Ｆｅ-Ｃ，Ｆｅ-Ｐ，Ｆｅ-Ｎ，Ｆｅ-Ｏ等のプレめっきを使用できる。Ｆｅ系プレめっき層に含まれる微量のＢ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏ等は、プレめっきの付き回り性を改善する効果を奏する。Ｆｅ系プレめっき層は電気めっき法で形成されるが、片面当り付着量：０.５〜１５ｇ／ｍ²が得られる限り電気めっき液の種類，浴組成，めっき条件等には制約がない。また、溶融めっきラインの前に電気プレめっき設備を付設し、Ｆｅ系プレめっきと溶融亜鉛めっきとを連続化すると生産性，コスト的に有利となる。

電気プレめっき設備を付設した溶融めっきラインでは、次のように合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が製造される。
強化元素としてＳｉ，Ｍｎを添加した高張力鋼板(めっき原板)をＦｅ系プレめっきした後、加熱炉に装入し７５０〜８５０℃で４５〜２００秒間ガス還元焼鈍する。焼鈍時にＳｉ，Ｍｎが鋼板表面に濃化するが、Ｆｅ系プレめっき層が設けられているのでＳｉ，Ｍｎの過剰濃化が抑えられ、めっき性が維持される。

焼鈍されためっき原板を溶融亜鉛めっき浴に導入し、溶融亜鉛めっき浴から引き上げためっき原板にワイピングガスを吹き付けめっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっき浴には、過度の合金化を抑制するためＡｌ：０.１〜０.２質量％を添加した浴温：４５０〜４６０℃のめっき浴が好ましい。めっき付着量は、特に限定されるものではないが、要求される耐食性レベルを考慮し片面当りのめっき付着量を３０〜９０ｇ／ｍ²の範囲で調整される。

めっき付着量が調整されためっき鋼板は合金化炉に送り込まれ合金化処理される。合金化処理時の加熱により、Ｓｉ，Ｍｎがめっき原板からめっき層にＦｅと拡散する。合金化処理条件は、η-Ｚｎ相が消失してΓ相が過度に成長しない条件として合金化温度：４５０〜５５０℃，合金化時間：５〜３０秒が好適である。また、加熱後の冷却過程でΓ相の成長を抑制するため、合金化処理温度から５〜１５℃／秒で冷却することが好ましい。

表１の組成を有する高張力鋼を溶製し、熱延，酸洗，冷延工程を経て板厚：１.２ｍｍ，幅：１０００ｍｍの高張力鋼板を製造した。鋼種Ａ，Ｂはそのままで溶融めっきラインに通板し、鋼種Ｃ〜Ｆは表２のＦｅ系プレめっきを施した後で溶融めっきラインに通板した。そして、表３，４の条件で合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造した。

高張力鋼板(めっき原板)に形成された合金化溶融亜鉛めっき層は、下地鋼から拡散したＳｉ，Ｍｎを含んでおり、表５に示すようにＦｅ系プレめっき層の付着量でＳｉ，Ｍｎ量を制御できた。
試験No.１〜１８(本発明例)では、ζ相，δ₁相，Γ₁相主体の合金化溶融亜鉛めっき層が形成されており、Γ相は生成しておらず、或いは生成していても１μｍ以下と極めて薄かった。因みに、合金化溶融亜鉛めっき層の断面をSEM観察したところ、試験No.１(図１)ではΓ相が極めて薄く、試験No.9(図２)ではΓ相が検出されなかった。
他方、試験No.２０，２１，２４(比較例)では、Ｆｅ濃度が過剰に高くΓ相が１μｍ以上に厚く成長していた。たとえば、試験No.２０の合金化溶融亜鉛めっき層では、Γ相が厚く成長した断面構造(図３)が観察された。

各合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の幅方向中央部から試験片を切り出し、引張試験で機械特性を調査した。また、平板摺動試験で得られた動摩擦係数から耐フレーキング性を評価し、９０度曲げ試験で耐パウダリング性を評価した。
引張試験では、圧延方向に沿って採取したJIS Z2241 ５号試験片を引張試験し、機械強度，伸びを測定した。

平板摺動試験では、幅：３０ｍｍ，長さ：３００ｍｍの試験片に防錆油を塗布し、肩半径：２ｍｍの金型を加圧力Ｐ：４.９ｋＮで押し付け、金型に挟み込まれた試験片を速度：２００ｍｍ／分で引き抜き、引抜きに要した力を測定した。引抜き力Ｆを式μ＝Ｆ／２Ｐに代入し、動摩擦係数μを算出した。動摩擦係数μが０.２以下で、めっき層の摺動抵抗が小さいほど耐フレーキング性に優れているといえる。

９０度曲げ試験では、幅：２０ｍｍ，長さ：５０ｍｍの試験片を試験面を内側にして半径：５ｍｍで９０度曲げし、曲げ部内側にセロハン粘着テープを貼り付けた後、引き剥がした。そして、セロハン粘着テープに付着しためっき層を目視観察し、次の基準で耐パウダリング性を評価した。
評価点１：曲げ試験だけで多量のめっき層が粉状に剥離
〃 ２：セロハン粘着テープに多量のめっき層が付着
〃 ３：セロハン粘着テープに中程度のめっき層が付着
〃 ４：セロハン粘着テープに少量のめっき層が付着
〃 ５：セロハン粘着テープにめっき層が付着せず

表６の調査結果にみられるように、めっき層のＳｉ，Ｍｎ濃度が本発明で規定した範囲にある試験No.１〜１８は、動摩擦係数μ≦０.２で摺動抵抗が小さく耐フレーキング性に優れており、耐パウダリング性も良好であった。また、引張強さ，０.２％耐力と伸びとのバランスが良好で、高張力鋼板としての特性が損なわれていないことを確認できた。

これに対し、試験No.１９，２２は亜鉛めっき層のＳｉ，Ｍｎ濃度が不足しており、動摩擦係数μが０.２以上となって耐フレーキング性に劣っていた。逆にＳｉ，Ｍｎが亜鉛めっき層に濃化しすぎた試験No.２０，２１，２３，２４では、パウダリング評価点が２以下となり耐パウダリング性に劣っていた。なお、試験No.２５は、Ｆｅ系プレめっき付着量が０.１ｇ／ｍ²と少なく不めっきが発生したため、合金化処理しなかった。

試験No.１(本発明例)の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板で、Γ相が極めて薄い合金化溶融亜鉛めっき層を示すSEM像 試験No.９(本発明例)の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板で、Γ相が検出されない合金化溶融亜鉛めっき層を示すSEM像 試験No.２０(比較例)の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板で、Γ相が厚く成長した合金化溶融亜鉛めっき層を示すSEM像

Claims (3)

1. Ｓｉ：０.００５〜１.０質量％及び／又はＭｎ：０.００５〜１.０質量％，Ｆｅ：７〜１５質量％，残部が不純物を除きＺｎの組成をもつ合金化溶融亜鉛めっき層が高張力鋼板の表面に設けられていることを特徴とするプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
2. 高張力鋼板がＣ：０.０４〜０.２５質量％，Ｐ：０.０２質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ａｌ：０.００５〜０.１質量％，残部が不純物を除きＦｅの基本組成を有し、強化元素としてＳｉ：０.００５〜２.０質量％及び／又はＭｎ：０.０５〜３.０質量％を含んでいる請求項１記載の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
3. 強化元素としてＳｉ：０.００５〜２.０質量％及び／又はＭｎ：０.０５〜３.０質量％を含む高張力鋼板をめっき原板として用意し、
   めっき原板に片面当り付着量：０.５〜１５ｇ／ｍ²のＦｅ系プレめっきを施した後、
   ガス還元焼鈍して溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、該溶融亜鉛めっき浴から引き上げた鋼帯に４５０〜５５０℃で５〜３０秒間加熱した後、冷却速度：５〜１５℃／秒で冷却する合金化処理を施し、亜鉛めっき層中のＳｉ及び／又はＭｎ濃度が０.００５〜１.０質量％の範囲になるまで下地鋼から亜鉛めっき層にＳｉ及び／又はＭｎを拡散させることを特徴とするプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。