JP2023534861A - 溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法、鋼板および車両用部品 - Google Patents
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Abstract
本発明は、高Si、Mn含有量の母材鋼板に対する熱処理ステップ、溶融メッキステップおよび合金化処理ステップを含み、熱処理ステップが、第一加熱段階と均熱段階を含み、第一加熱段階の第一加熱雰囲気が、0.01-0.5%の体積分率のO2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、均熱段階の均熱雰囲気が、0.5%以上の体積分率のH2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、第一加熱雰囲気と均熱雰囲気の露点≧-20℃とする、溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を提供する。本発明はさらに溶融亜鉛メッキ鋼板および車両用部品を提供する。本発明は、熱処理雰囲気の制御により、Si、Mn合金元素が鋼板表面、および酸化鉄とマトリックス鋼板の界面、還元鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積を抑制し、溶融亜鉛メッキ鋼板が高Si、Mn含有量の鋼板を母材とする時では、合金化処理ステップの後に、十分なメッキ層Fe含有量および高破断伸び率が両立できる。
Description
本発明は、金属加工方法およびその製品に関し、特に、溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法、鋼板および車両用部品に関する。
近年、溶融亜鉛メッキ鋼板は、自動車、家電、建築材などの領域での需要が大きく増加する。その製造方法は、鋼板に対し、還元性焼鈍、溶融メッキ、合金化処理を順次に行うことである。還元性焼鈍段階では、鋼板における個別の酸化点を還元し、そして鋼板において高温時にオーステナイト構造を形成させ、焼鈍終了後に一部のオーステナイト(つまり残留オーステナイト)を保たせることで、鋼板の破断伸び率を高める。溶融メッキ段階では、鋼板上において純亜鉛メッキ層を形成させる。合金化処理段階では、メッキ層におけるZnと鋼板におけるFeを相互に拡散させ、メッキ層に十分のFe含有量を獲得させることで、亜鉛鉄合金メッキ層を形成させる。溶融亜鉛メッキ鋼板は、合金化処理の後、脱落しにくいメッキ層によって優れた耐錆性を獲得するため、広く応用されている。
現在、溶融亜鉛メッキ鋼板の引張強度を高めるために、高Si、Mn含有量の鋼板を溶融亜鉛メッキ鋼板の母材とする方法が提案されたが、Si、Mn合金元素は、還元性焼鈍加工過程において連続酸化物の形式で鋼板の表面で蓄積し、亜鉛と鉄の拡散を阻害し、合金化速度に影響を与える。合金化温度、時間が変わらない限り、合金化後の鋼板メッキ層Fe含有量が不足する。メッキ層Fe含有量を保つために合金化温度を高めたり、合金化時間を伸ばすと、残留オーステナイトの安定性が破壊され、溶融亜鉛メッキ鋼板組織中における残留オーステナイトの相比例が低減するため、溶融亜鉛メッキ鋼板の破断伸び率が低減する。
特許文献CN101809182Bは、以下のステップを含む、溶融亜鉛メッキ層焼鈍の鋼シート材の製造方法を開示した:-鋼シート材を酸化させ、鋼シート材の表面上に鉄酸化物層を形成させ、そして下記の群より選ばれる少なくとも一つ酸化物からなる内部酸化物を形成させる:Si酸化物、Mn酸化物、Al酸化物、SiとMnを含む複合酸化物、SiとAlを含む複合酸化物、AlとMnを含む複合酸化物、およびSi、MnとAlを含む複合酸化物;該当酸化された鋼シート材を還元させることで、鉄酸化物層を還元させる;-該当還元された鋼シート材に対し溶融亜鉛メッキを行い、亜鉛系メッキ鋼シート材を形成させる;該当の亜鉛系メッキ鋼シート材に対し合金化処理を施し、亜鉛メッキ層焼鈍の鋼シート材を形成させる。この鋼シート材のメッキ層Fe含有量が不足し、あるいは鋼シート材の破断伸び率が低すぎる。
以上により、従来技術では、溶融亜鉛メッキ鋼板において、高Si、Mn含有量の鋼板を母材にする時、合金化処理の後に、十分のメッキ層Fe含有量と高破断伸び率を両立させにくいという問題がある。
従来の方法で形成された鉄酸化物層は、Si、Mn合金元素が鋼板表面での蓄積を抑制することには一定の作用があるが、このような方法では新しい問題が生じることが、発明者によって見出した。すなわち、鉄酸化物層と還元鉄層は、それぞれマトリックス鋼板と界面を形成し、Si、Mn合金元素によって形成された内部酸化物が、鉄酸化物層とマトリックス鋼板の界面、および還元鉄層とマトリックス鋼板の界面で蓄積する。合金化過程において、亜鉛鉄の拡散範囲は、鋼板表面のみならず、還元鉄層とマトリックス鋼板の界面も含むため、合金化速度が影響され、鋼シート材のメッキ層Fe含有量が不足し、あるいは鋼シート材の破断伸び率が低すぎることに繋がる。
上記の問題を考慮する上、本発明の目的は、Si、Mn合金元素が鋼板表面での蓄積のみならず、Si、Mn合金元素が酸化鉄とマトリックス鋼板の界面、および還元鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積も抑制できるため、溶融亜鉛メッキ鋼板は高Si、Mn含有量の鋼板を母材とする時でも、合金化処理ステップの後、十分なメッキ層Fe含有量と高破断伸び率を両立できる、溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法の提供である。
発明者は、上記の問題を懸命に研究を繰返した結果、露点の高さは、Si、Mn合金元素が酸化鉄とマトリックス鋼板の界面、および還元鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積程度に影響を与え、露点を高めることでこの蓄積を抑制できることを見出した。したがって、発明者は、鋼板に対し酸素酸化、そして水素還元する過程において、露点≧-20℃とすることで、鋼板表面での蓄積のみならず、酸化鉄とマトリックス鋼板の界面、および還元鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積も有効に抑制できることを提出し、本発明を完成させた。
本発明は、質量で0.5%以上のSiと0.5%以上のMnを含有する母材鋼板に対する熱処理ステップ、溶融メッキステップおよび合金化処理ステップを含み、熱処理ステップが、第一加熱段階と均熱段階を含み、第一加熱段階の第一加熱雰囲気が、0.01-0.5%の体積分率のO2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、均熱段階の均熱雰囲気が、0.5%以上の体積分率のH2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、第一加熱雰囲気と均熱雰囲気の露点≧-20℃とする、溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を提供する。
任意選択的に、熱処理ステップはさらに第二加熱段階を含み、第二加熱段階の第二加熱雰囲気が、0.5%以上の体積分率のH2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、第二加熱雰囲気の露点≧-20℃とする。
任意選択的に、母材鋼板は、質量で0.1-0.3%のC、0.5-3.0%のSi、0.5-4.0%のMnを含有し、残部がFeと避けられない不純物である。いくつかの実施形態では、母材鋼板は、質量で0.1-0.3%のC、0.5-1.8%のSi、2.0-4.0%のMnを含有し、残部がFeと避けられない不純物である。
任意選択的に、溶融メッキステップでは、亜鉛釜に入る時の鋼板温度が450-520℃であり、メッキ液温度が450-500℃であり、メッキ液は、質量で0.10-0.15%のAlを含有し、残部がZnと避けられない不純物であり、溶融メッキステップ完了後の鋼板の片面あたりの亜鉛めっき付着量が30-90g/m2である。いくつかの実施形態では、溶融メッキステップにおいて、亜鉛釜に入る時の鋼板温度が450-500℃である。
任意選択的に、合金化処理ステップの鋼板温度≦500℃、合金化処理時間≦25秒とする。
任意選択的に、合金化処理ステップの鋼板温度≧460℃、合金化処理時間≧5秒とする。
いくつかの実施形態では、合金化処理ステップでの鋼板温度が460-500℃、合金化処理時間が5-25秒である。
任意選択的に、第一加熱段階の出口温度を570-750℃とする。
任意選択的に、均熱段階での鋼板温度を750-930℃とし、均熱時間を30-300秒とする。
任意選択的に、均熱段階での鋼板温度を750-930℃とし、均熱時間を30-300秒とする。
任意選択的に、第一加熱雰囲気のO2体積分率が0.03-0.3%である。
任意選択的に、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気のH2体積分率≦10%である。
任意選択的に、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気のH2体積分率≦10%である。
任意選択的に、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≦30℃とする。
任意選択的に、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≧-10℃とする。
任意選択的に、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≧-10℃とする。
任意選択的に、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≧0℃とする。
本発明の第二の目的は、高Si、Mn含有量の鋼板を母材とする溶融亜鉛メッキ鋼板が、合金化処理ステップ後に、十分なメッキ層Fe含有量と高破断伸び率を両立できる、溶融亜鉛メッキ鋼板の提供である。
本発明の第二の目的は、高Si、Mn含有量の鋼板を母材とする溶融亜鉛メッキ鋼板が、合金化処理ステップ後に、十分なメッキ層Fe含有量と高破断伸び率を両立できる、溶融亜鉛メッキ鋼板の提供である。
上述の目的を実現するために、本発明はさらに、上述の製造方法で作製される溶融亜鉛メッキ鋼板を提供する。
任意選択的に、鋼板は、外から内への順に、亜鉛鉄合金メッキ層と内部酸化層とを含み、亜鉛鉄合金メッキ層が、質量で7-13%のFeを含有し、組織中における残留オーステナイトの相比例≧5%、鋼板の引張強度≧980MPa、破断伸び率≧20%である。
本発明の第三の目的は、車両用部品の性能要求を満たす、車両用部品の提供である。
上述の目的を実現するために、本発明はさらに、上記溶融亜鉛メッキ鋼板で作製される車両用部品を提供する。
上述の目的を実現するために、本発明はさらに、上記溶融亜鉛メッキ鋼板で作製される車両用部品を提供する。
本発明によって提供される溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法は、熱処理雰囲気の制御により、Si、Mn合金元素が鋼板表面での蓄積のみならず、Si、Mn合金元素が酸化鉄とマトリックス鋼板の界面、および還元鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積も抑制し、溶融亜鉛メッキ鋼板は高Si、Mn含有量の鋼板を母材とする時でも、合金化処理ステップにおいて適切な鋼板温度、時間を選択できるため、十分なメッキ層Fe含有量と高破断伸び率を両立させやすい。
これから、特定の具体的な実施例によって本発明の実施形態を説明するが、当業者は本明細書に開示された内容から、本発明のその他の利点および効果を安易に知ることができる。本発明の記載は、好ましい実施例と共に紹介するが、この発明の特徴がこの実施形態のみに限定する意味ではない。実際に、実施形態と共に発明を紹介する目的は、本発明の請求項に基づき、得られるその他の選択や改変をカバーするためである。本発明に対する深い見解を提供するために、以下の記載は数多くの具体的な詳細内容を含む。本発明は、これらの詳細内容を使用せずに実施してもいい。また、本発明の重点の曖昧化を避けるために、いくつかの具体的な詳細内容が省略される。
本発明は、質量で0.5%以上のSiと0.5%以上のMnを含有する母材鋼板に対する熱処理ステップ、溶融メッキステップおよび合金化処理ステップを含む、溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を提供する。熱処理とは、固体状態下にある材料から、加熱、保温および冷却の手段により、期待の組織および性能を獲得する金属熱加工プロセスである。溶融メッキとは、被メッキ物を溶融の金属液体中に浸し込み、その表面に金属メッキ層を形成させるプロセス方法であり、本技術案では特に、鋼板を亜鉛液中に浸し込み、その表面に純亜鉛メッキ層を形成させることを指す。本技術案における合金化処理とは、鋼板をある温度下で保温することを指す。当該温度はつまり合金化処理ステップの鋼板温度であり、保温時間はつまり合金化処理ステップの時間であり、鋼板中の鉄元素と純亜鉛メッキ層中の亜鉛元素の相互的な拡散によって、純亜鉛メッキ層から亜鉛鉄合金メッキ層を形成させる。熱処理ステップは、第一加熱段階と均熱段階を含み、第一加熱段階は、鋼板を環境温度からある温度に加熱する段階であり、当該温度はつまり第一加熱段階の出口温度であり、第一加熱段階の加熱雰囲気は、第一加熱雰囲気と称し、均熱段階は、鋼板をある温度下で保温する段階であり、当該温度はつまり均熱段階の鋼板温度であり、保温時間はつまり均熱段階の時間である。ただし、第一加熱段階の第一加熱雰囲気は、0.01-0.5%の体積分率のO2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、均熱段階の均熱雰囲気は、0.5%以上の体積分率のH2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、第一加熱雰囲気と均熱雰囲気の露点≧-20℃とする。
露点とは、雰囲気中の水蒸気含有量が変わらず、気圧が一定に保たれる場合、空気を飽和まで冷却した時の温度、つまり水蒸気と水が平衡状態に達する温度である。
第一加熱段階の後、第一加熱雰囲気のO2が母材鋼板を酸化させ、その表面に一層の酸化鉄を形成させることで、Si、Mn合金元素から形成される内部酸化層が基本的に酸化鉄の下方にしか存在しないため、Si、Mn合金元素が第一加熱段階および均熱段階における鋼板表面での蓄積が抑制される。同時に、高露点により、Si、Mn合金元素から形成される内部酸化層は基本的に酸化鉄の下方にあるマトリックス鋼板中にしか存在しなく、酸化鉄とマトリックス鋼板の界面上には存在しないため、Si、Mn合金元素が第一加熱段階において酸化鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積が抑制され、そして高露点は鋼板表面での蓄積の抑制にも一定の促進作用を有する。
均熱段階の後、酸化鉄が均熱雰囲気のH2によって還元鉄に還元される。均熱段階の過程では、Si、Mn合金元素から形成される内部酸化層が、基本的に未還元の酸化鉄と酸化鉄から還元された還元鉄の下方にしか存在しないため、Si、Mn合金元素が均熱段階における鋼板表面での蓄積が抑制され、第一加熱段階中における鋼板表面での蓄積に対する抑制効果が維持され、後続の溶融メッキへの準備ができる。同時に、高露点によって、マトリックス鋼板中における内部酸化層の厚さがマトリックス鋼板内部の方向に向けて増加し、界面(ここでの界面は酸化鉄とマトリックス鋼板の界面および還元鉄とマトリックス鋼板の界面を含む)の方向に向けて増加しないため、該当界面での蓄積が抑制され、第一加熱段階中における酸化鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積の抑制効果が維持され、そして高露点は鋼板表面での蓄積に対する抑制にも一定の促進作用を有する。
O2の体積分率<0.01%であると、母材鋼板の酸化程度が低すぎて、鋼板表面での蓄積に対する十分な抑制作用が得られない;O2の体積分率>0.5%であると、母材鋼板の酸化程度が高すぎて、後続の還元およびメッキ層の付着性には不利である。そのため、第一加熱雰囲気のO2体積分率を0.01-0.5%とする。
H2の体積分率<0.5%であると、還元効果が不足し、後続の溶融メッキには不利である。そのため、均熱雰囲気のH2体積分率≧0.5%とし、H2体積分率≧2%であると、還元効果がより優れるため、均熱雰囲気のH2体積分率が好ましくは≧2%である。
雰囲気露点<-20℃であると、それが第一加熱段階および均熱段階において、酸化鉄とマトリックス鋼板、そして還元鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積に対する抑制作用がほぼないため、第一加熱雰囲気および均熱雰囲気の露点≧-20℃とする。
任意選択的に、図1に示すとおり、熱処理ステップはさらに第二加熱段階を含み、第二加熱段階は、鋼板を第一加熱段階の出口温度から均熱段階の鋼板温度へ加熱する段階であり、第二加熱段階の加熱雰囲気は、第二加熱雰囲気と称し、第二加熱段階の第二加熱雰囲気は、0.5%以上の体積分率のH2を含有し、残部がN2および避けられない不純物であり、第二加熱雰囲気の露点≧-20℃とする。
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法はさらに第一冷却段階と第二冷却段階を含み、第一冷却段階は、鋼板を均熱段階の鋼板温度から亜鉛釜に入る時の鋼板温度に冷却することを指し、第二冷却段階は、鋼板を合金化処理ステップの鋼板温度から環境温度に冷却することを指す。
図2に示すとおり、第一加熱段階の後、鋼板の断面が図2(a)に示す様子から図2(b)に示す様子に変化し、第一加熱雰囲気のO2が母材鋼板1を酸化させ、その表面に一層の酸化鉄3を形成させることで、Si、Mn合金元素から形成される内部酸化層2が基本的に酸化鉄3の下方にしか存在しないため、Si、Mn合金元素が第一加熱段階、第二加熱段階および均熱段階で鋼板表面での蓄積が抑制される。同時に、高露点により、Si、Mn合金元素から形成される内部酸化層2は基本的に酸化鉄3の下方にあるマトリックス鋼板1’中にしか存在しなく、酸化鉄3とマトリックス鋼板1’の界面上には存在しないため、Si、Mn合金元素が第一加熱段階において酸化鉄3とマトリックス鋼板1’の界面での蓄積が抑制され、そして高露点は鋼板表面での蓄積の抑制にも一定の促進作用を有する。
第二加熱段階および均熱段階の後、鋼板の断面が図2(b)に示す様子から図2(c)に示す様子に変化し、酸化鉄3が第二加熱雰囲気および均熱雰囲気のH2によって還元鉄4に還元される。第二加熱段階および均熱段階の過程では、Si、Mn合金元素から形成される内部酸化層2が、基本的に未還元の酸化鉄3と酸化鉄3から還元された還元鉄4の下方にしか存在しないため、Si、Mn合金元素が第二加熱段階および均熱段階における鋼板表面での蓄積が抑制され、第一加熱段階中における鋼板表面での蓄積に対する抑制効果が維持され、後続の溶融メッキへの準備ができる。同時に、高露点によって、マトリックス鋼板1’中における内部酸化層2の厚さがマトリックス鋼板1’内部の方向に向けて増加し、界面(ここでの界面は酸化鉄3とマトリックス鋼板1’の界面および還元鉄4とマトリックス鋼板1’の界面を含む)の方向に向けて増加しないため、該当界面での蓄積が抑制され、第一加熱段階中における酸化鉄3とマトリックス鋼板1’の界面での蓄積に対する抑制効果が維持され、そして高露点は鋼板表面での蓄積の抑制にも一定の促進作用を有する。
O2の体積分率<0.01%であると、母材鋼板1の酸化程度が低すぎて、十分な鋼板表面での蓄積の抑制作用が得られない;O2の体積分率>0.5%であると、母材鋼板1の酸化程度が高すぎて、後続の還元およびメッキ層の付着性には不利である。そのため、第一加熱雰囲気のO2体積分率を0.01-0.5%とする。
H2の体積分率<0.5%であると、還元効果が不足し、後続の溶融メッキには不利である。そのため、第二加熱雰囲気および均熱雰囲気のH2体積分率≧0.5%とし、H2体積分率≧2%であると、還元効果がより優れるため、第二加熱雰囲気および均熱雰囲気のH2体積分率が好ましくは≧2%である。
雰囲気露点<-20℃であると、それが第一加熱段階、第二加熱段階および均熱段階において、酸化鉄3とマトリックス鋼板1’、そして還元鉄4とマトリックス鋼板1’の界面での蓄積に対する抑制作用がほぼないため、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気および均熱雰囲気の露点≧-20℃とする。
任意選択的に、母材鋼板1は、質量で0.1-0.3%のC、0.5-3.0%のSi、0.5-4.0%のMnを含有し、残部がFeと避けられない不純物である。
母材鋼板1のC質量分数<0.1%であると、鋼板の引張強度が不足し、そして母材鋼板1のC質量分数>0.3%であると、鋼板の溶接性能が悪化するため、Cの質量分数を0.1-0.3%とする。母材鋼板1のSi質量分数<0.5%であると、鋼板の引張強度および破断伸び率が不足し、そして母材鋼板1のSi質量分数>3.0%であると、鋼板の高温可塑性が不足し、加工時の欠陥発生率が増加するため、Siの質量分数を0.5-3.0%とする。いくつかの実施形態では、母材鋼板中のSiの質量分数が0.5-1.8%である。母材鋼板1のMn質量分数<0.5%であると、鋼板の引張強度および破断伸び率が不足し、そして母材鋼板1のMn質量分数>4.0%であると、焼入れ性が高すぎて、組織の精密制御には不利であるため、Mnの質量分数を0.5-4.0%とする。いくつかの実施形態では、母材鋼板中のMnの質量分数が2.0-4.0%である。
任意選択的に、溶融メッキステップでは、亜鉛釜に入る時の鋼板温度が450-520℃であり、メッキ液温度が450-500℃であり、メッキ液は、質量で0.10-0.15%のAlを含有し、残部がZnと避けられない不純物であり、溶融メッキステップ完了後の鋼板の片面あたりの亜鉛めっき付着量が30-90g/m2である。
溶融メッキの後、鋼板の断面が図2(c)に示す様子から図2(d)に示す様子に変化し、鋼板上には純亜鉛メッキ層5が形成される。亜鉛釜に入る時の鋼板温度とメッキ液温度は鋼板とメッキ液の間の反応に影響を与えるため、亜鉛釜に入る時の鋼板温度とメッキ液温度が低すぎると、反応速度が遅く、効率が低下し、そして亜鉛釜に入る時の鋼板温度とメッキ液温度が高すぎると、反応速度が速すぎて、「爆発組織」が形成されるため、後続の合金化過程中におけるメッキ層Fe含有量の制御には不利である。そのため、溶融メッキにおいて、亜鉛釜に入る時の鋼板温度は450-520℃とし、メッキ液温度は450-500℃とするが、亜鉛釜に入る時の鋼板温度が470-500℃であり、メッキ液温度が460-480℃である場合、反応速度が適切であるため、亜鉛釜に入る時の鋼板温度を470-500℃、メッキ液温度を460-480℃とすることが好ましい。メッキ液中には、質量で0.10-0.15%Al、好ましくは0.10-0.12%Alが含有される。溶融メッキステップ完了後の鋼板の片面あたりの亜鉛めっき付着量<30g/m2であると、耐食性が悪く、そして片面あたりの亜鉛めっき付着量>90g/m2であると、亜鉛鉄合金メッキ層6の成形性が悪く、粉末化・脱落しやすく、そして合金化の進展に影響を与えるため、鋼板に十分なメッキ層Fe含有量と高破断伸び率を両立させることには不利であるため、溶融メッキステップ完了時の鋼板の片面あたりの亜鉛めっき付着量を30-90g/m2とする。
任意選択的に、合金化処理ステップの鋼板温度≦500℃、時間≦25秒とする。
合金化処理の後、鋼板の断面が図2(d)に示す様子から図2(e)に示す様子に変化し、合金化処理過程において、純亜鉛メッキ層5のZnとマトリックス鋼板1’のFeが相互に拡散し、鋼板上には亜鉛鉄合金メッキ層6が形成される。合金化処理ステップの鋼板温度、時間は、いずれも残留オーステナイトの安定性およびメッキ層Fe含有量に影響を与え、鋼板温度>500℃もしくは時間>25秒であると、鋼板中における残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトの相比例が減少するため、鋼板の破断伸び率が低下し、そして亜鉛鉄の拡散程度が高すぎるようになり、亜鉛鉄合金メッキ層6の耐粉末化性能が悪化するため、合金化処理ステップの鋼板温度≦500℃、時間≦25秒とし、そして鋼板温度≦480℃、時間≦20秒であると、鋼板中における残留オーステナイトの相比例がより高く、鋼板の破断伸び率がより高いため、合金化処理ステップの鋼板温度は好ましくは≦480℃であり、時間は好ましくは≦20秒である。
合金化処理の後、鋼板の断面が図2(d)に示す様子から図2(e)に示す様子に変化し、合金化処理過程において、純亜鉛メッキ層5のZnとマトリックス鋼板1’のFeが相互に拡散し、鋼板上には亜鉛鉄合金メッキ層6が形成される。合金化処理ステップの鋼板温度、時間は、いずれも残留オーステナイトの安定性およびメッキ層Fe含有量に影響を与え、鋼板温度>500℃もしくは時間>25秒であると、鋼板中における残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトの相比例が減少するため、鋼板の破断伸び率が低下し、そして亜鉛鉄の拡散程度が高すぎるようになり、亜鉛鉄合金メッキ層6の耐粉末化性能が悪化するため、合金化処理ステップの鋼板温度≦500℃、時間≦25秒とし、そして鋼板温度≦480℃、時間≦20秒であると、鋼板中における残留オーステナイトの相比例がより高く、鋼板の破断伸び率がより高いため、合金化処理ステップの鋼板温度は好ましくは≦480℃であり、時間は好ましくは≦20秒である。
任意選択的に、合金化処理ステップの鋼板温度≧460℃、時間≧5秒とする。
合金化処理ステップの鋼板温度、時間は、いずれもメッキ層Fe含有量に影響を与え、温度<460℃もしくは時間<5秒であると、亜鉛鉄の拡散が不十分になり、メッキ層Fe含有量が不足するため、合金化処理ステップの鋼板温度≧460℃、時間≧5秒とする。
合金化処理ステップの鋼板温度、時間は、いずれもメッキ層Fe含有量に影響を与え、温度<460℃もしくは時間<5秒であると、亜鉛鉄の拡散が不十分になり、メッキ層Fe含有量が不足するため、合金化処理ステップの鋼板温度≧460℃、時間≧5秒とする。
任意選択的に、第一加熱段階の出口温度を570-750℃とする。
出口温度は、母材鋼板1の酸化程度に影響を与え、当該温度<570℃であると、母材鋼板1の酸化程度が低すぎて、鋼板表面での蓄積に対する抑制作用が十分に得られなく、そして当該温度>750℃であると、母材鋼板1の酸化程度が高すぎて、後続の還元およびメッキ層付着性には不利であるため、第一加熱段階の出口温度を570-750℃とし、そして出口温度が600-720℃であると、酸化程度が適切であるため、第一加熱段階の出口温度は好ましくは600-720℃である。
出口温度は、母材鋼板1の酸化程度に影響を与え、当該温度<570℃であると、母材鋼板1の酸化程度が低すぎて、鋼板表面での蓄積に対する抑制作用が十分に得られなく、そして当該温度>750℃であると、母材鋼板1の酸化程度が高すぎて、後続の還元およびメッキ層付着性には不利であるため、第一加熱段階の出口温度を570-750℃とし、そして出口温度が600-720℃であると、酸化程度が適切であるため、第一加熱段階の出口温度は好ましくは600-720℃である。
任意選択的に、均熱段階での鋼板温度を750-930℃とし、時間を30-300秒とする。
均熱段階の鋼板温度はオーステナイトの形成に影響を与え、鋼板温度<750℃であると、鋼板のオーステナイト化が不十分であり、そして鋼板温度>930℃であると、鋼板には粗大なオーステナイト結晶粒が形成され、鋼板性能には不利であるため、均熱段階の鋼板温度は750-930℃とする。なぜなら、均熱段階の時間<30秒であると、鋼板のオーステナイト化が不十分であり、そして均熱段階の時間>300秒であると、生産効率が影響されるため、均熱段階の時間を30-300秒とする。
任意選択的に、第一加熱雰囲気のO2体積分率が0.03-0.3%である。
第一加熱雰囲気のO2体積分率が0.03-0.3%であると、母材鋼板1の酸化程度がさらに適切であるため、第一加熱雰囲気のO2体積分率は好ましくは0.03-0.3%とする。
第一加熱雰囲気のO2体積分率が0.03-0.3%であると、母材鋼板1の酸化程度がさらに適切であるため、第一加熱雰囲気のO2体積分率は好ましくは0.03-0.3%とする。
任意選択的に、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気のH2体積分率≦10%である。
第二加熱雰囲気、均熱雰囲気のH2体積分率>10%以降、酸化鉄3に対する還元作用が増加しなく、コストの点から考慮すると、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気のH2体積分率≦10%とする。
第二加熱雰囲気、均熱雰囲気のH2体積分率>10%以降、酸化鉄3に対する還元作用が増加しなく、コストの点から考慮すると、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気のH2体積分率≦10%とする。
いくつかの実施形態では、第二加熱雰囲気および均熱雰囲気のH2体積分率は0.5-10%、好ましくは2-10%とする。
任意選択的に、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≦30℃とする。
露点>30℃以降、酸化鉄3とマトリックス鋼板1’の界面、還元鉄4とマトリックス鋼板1’の界面での蓄積に対する抑制作用が増加しないため、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≦30℃とする。
露点>30℃以降、酸化鉄3とマトリックス鋼板1’の界面、還元鉄4とマトリックス鋼板1’の界面での蓄積に対する抑制作用が増加しないため、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≦30℃とする。
任意選択的に、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≧-10℃とする。
雰囲気露点≧-10℃であると、酸化鉄3とマトリックス鋼板1’、および還元鉄4とマトリックス鋼板1’の界面での蓄積に対する抑制作用が顕著であるため、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点は好ましくは≧-10℃とする。
任意選択的に、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点≧0℃とする。
雰囲気露点≧0℃であると、酸化鉄3とマトリックス鋼板1’、および還元鉄4とマトリックス鋼板1’の界面での蓄積に対する抑制作用がより顕著であるため、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点は好ましくは≧0℃とする。
雰囲気露点≧0℃であると、酸化鉄3とマトリックス鋼板1’、および還元鉄4とマトリックス鋼板1’の界面での蓄積に対する抑制作用がより顕著であるため、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気、均熱雰囲気の露点は好ましくは≧0℃とする。
いくつかの実施形態では、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気および均熱雰囲気の露点は、-20℃~30℃である。いくつかの実施形態では、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気および均熱雰囲気の露点は、-10℃~30℃である。いくつかの実施形態では、第一加熱雰囲気、第二加熱雰囲気および均熱雰囲気の露点は、0℃~30℃である。
本発明はさらに、上記製造方法によって作製される溶融亜鉛メッキ鋼板を提供する。
任意選択的に、鋼板は、外から内への順に、亜鉛鉄合金メッキ層6と内部酸化層2とを含み、亜鉛鉄合金メッキ層6が、質量で7-13%のFeを含有し、組織中における残留オーステナイトの相比例≧5%、鋼板の引張強度≧980MPa、破断伸び率≧20%である。
任意選択的に、鋼板は、外から内への順に、亜鉛鉄合金メッキ層6と内部酸化層2とを含み、亜鉛鉄合金メッキ層6が、質量で7-13%のFeを含有し、組織中における残留オーステナイトの相比例≧5%、鋼板の引張強度≧980MPa、破断伸び率≧20%である。
本発明はさらに、上記溶融亜鉛メッキ鋼板から作製される車両用部品を提供する。
実施例1-11と比較例1-6
表1に示される成分を有する母材鋼板を選び、下記製造方法によって、実施例1-11と比較例1-6の溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した。
表1に示される成分を有する母材鋼板を選び、下記製造方法によって、実施例1-11と比較例1-6の溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した。
(1)第一加熱段階:母材鋼板を環境温度から出口温度に加熱し、雰囲気はO2雰囲気であり、残部がN2と避けられない不純物であり、そして露点に対し制御を行った。
(2)第二加熱段階:鋼板を出口温度から均熱段階の鋼板温度に加熱し、雰囲気はH2雰囲気であり、残部がN2と避けられない不純物であり、そして露点に対し制御を行った。
(3)均熱段階:鋼板に対し保温を行い、雰囲気はH2雰囲気、残部がN2と避けられない不純物であり、そして露点に対し制御を行った。
(4)第一冷却段階:鋼板を均熱段階の鋼板温度から亜鉛釜に入る時の鋼板温度に冷却し、冷却速度≧10℃/sであった。
(5)溶融メッキ:鋼板をメッキ液に浸し込み、メッキ液はメッキ液温度に維持され、Alおよび避けられない不純物である残部を含有し、溶融メッキ完了後の鋼板の片面あたりの亜鉛めっき付着量が30-90g/m2であった。
(6)合金化処理:溶融メッキ後の鋼板を合金化処理ステップでの鋼板温度に制御し、保温を行い、亜鉛鉄合金メッキ層を形成させた。
(7)第二冷却段階:鋼板を合金化処理ステップの鋼板温度から環境温度に冷却した。
比較例7
表1に示される成分を有する母材鋼板を選び、下記製造方法によって、比較例7の溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した。
比較例7
表1に示される成分を有する母材鋼板を選び、下記製造方法によって、比較例7の溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した。
(1)第一加熱段階および第二加熱段階:母材鋼板を環境温度から均熱段階の鋼板温度に加熱し、雰囲気はH2雰囲気であり、残部がN2と避けられない不純物であり、そして露点に対し制御を行った。
(2)-(6)については、実施例1-11と比較例1-6の製造方法の(3)-(7)と同様である。
性能測定方法:
下記の測定方法の記載に従い、溶融亜鉛メッキ鋼板に対し性能測定を行い、各測定結果は表1に示す:
(1) 引張強度(MPa)
万能引張試験機を使用し、GB/T228.1-2010に記載の方法で測定した。
下記の測定方法の記載に従い、溶融亜鉛メッキ鋼板に対し性能測定を行い、各測定結果は表1に示す:
(1) 引張強度(MPa)
万能引張試験機を使用し、GB/T228.1-2010に記載の方法で測定した。
(2) 破断伸び率(%)
万能引張試験機を使用し、GB/T228.1-2010に記載の方法で測定した。
万能引張試験機を使用し、GB/T228.1-2010に記載の方法で測定した。
(3) メッキ層Fe含有量(%)
鋼板から打抜された直径50mmの円プレートを測定品に選び、ヘキサメチレンテトラミンバッファーが添加された体積で10%の塩酸溶液を使用して、メッキ層を溶下し、ICP-AES法によってFe含有量を測定した。
鋼板から打抜された直径50mmの円プレートを測定品に選び、ヘキサメチレンテトラミンバッファーが添加された体積で10%の塩酸溶液を使用して、メッキ層を溶下し、ICP-AES法によってFe含有量を測定した。
(4) オーステナイト相比例(%)
断面金相を作製した後、走査電子顕微鏡電子後方散乱回折装置(EBSD)を採用し、各相に対し同定と定量分析を行い、残留オーステナイトの相比例を算出した。
断面金相を作製した後、走査電子顕微鏡電子後方散乱回折装置(EBSD)を採用し、各相に対し同定と定量分析を行い、残留オーステナイトの相比例を算出した。
金相写真の撮影方法:
下記撮影方法での記載に基づき、溶融亜鉛メッキ鋼板に対し金相撮影を行い、写真は図3、4に示す。
下記撮影方法での記載に基づき、溶融亜鉛メッキ鋼板に対し金相撮影を行い、写真は図3、4に示す。
断面金相を作製した後に、金相顕微鏡で撮影した。
結果は表1に示される。実施例1-11からわかるように、本発明の製造方法で得られる溶融亜鉛メッキ鋼板は、引張強度≧980Mpa、メッキ層Fe含有量は質量で7-13%の範囲内にあり、破断伸び率≧20%であった。高Si、Mn含有量の鋼板を母材として高引張強度が得られると同時に、十分なメッキ層Fe含有量と高破断伸び率が両立できた。図3は、実施例1で得られた溶融亜鉛メッキ鋼板の断面金相写真を示し、亜鉛鉄合金メッキ層の合金化が十分で、Si、Mn合金元素から形成される内部酸化層が厚いため、鋼板表面、および酸化鉄とマトリックス鋼板の界面、還元鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積程度が相対的に弱いことがわかる。
比較例1に関しては、それが第一加熱段階中におけるO2含有量が不足するため、母材鋼板の酸化程度が不足し、酸化鉄によるSi、Mn合金元素が鋼板表面での蓄積に対する抑制作用が悪く、Si、Mn合金元素が鋼板表面において連続の酸化物を形成し、合金化速度に影響を与え、その結果、合金化温度を550℃に高め、合金化時間を30sに延長し、オーステナイト含有量が低下し、鋼板の破断伸び率はわずか17%である。
比較例2に関しては、第一加熱段階の露点が低すぎて、-30℃であるため、露点によるSi、Mn合金元素の蓄積に対する抑制作用が悪くなり、特に酸化鉄とマトリックス鋼板との界面での蓄積に対する抑制作用が悪くなり、Si、Mn合金元素が当該界面において連続の酸化物を形成し、合金化速度に影響を与え、その結果、合金化温度を530℃に高め、オーステナイト含有量が低下し、鋼板の破断伸び率はわずか14.7%であり、且つメッキ層の鉄含有量はわずか3.7%である。
比較例3に関しては、第一加熱段階の出口温度が低すぎて、わずか550℃であるため、母材鋼板の酸化程度が不足し、酸化鉄によるSi、Mn合金元素が鋼板表面での蓄積に対する抑制作用が悪く、Si、Mn合金元素が鋼板表面において連続の酸化物を形成し、合金化速度に影響を与え、メッキ層の鉄含有量はわずか5.2%である。
比較例4に関しては、それが第一加熱段階中におけるO2含有量が高すぎるため、母材鋼板の酸化程度が高すぎて、後続の還元が十分できず、メッキ層付着性が悪く、そして溶融メッキステップのメッキ液温度が低すぎて、わずか360℃であるため、メッキ液と鋼板の反応が良くなく、しかも合金化温度を510℃に高めるため、オーステナイト含有量が低下し、鋼板の破断伸び率はわずか18.8%であり、メッキ層の鉄含有量はわずか2.5%である。
比較例5に関しては、第二加熱段階の露点が低すぎて、-25℃であるため、露点によるSi、Mn合金元素の蓄積に対する抑制作用が悪くなり、特に界面(ここでの界面は酸化鉄とマトリックス鋼板の界面および還元鉄とマトリックス鋼板の界面を含む)での蓄積に対する抑制作用が悪くなり、Si、Mn合金元素が当該界面において連続の酸化物を形成し、合金化速度に影響を与え、その結果、メッキ層の鉄含有量はわずか3.4%である。
比較例6に関しては、均熱段階の露点が低すぎて、-25℃であるため、露点によるSi、Mn合金元素の蓄積に対する抑制作用が悪くなり、特に界面(ここでの界面は酸化鉄とマトリックス鋼板の界面および還元鉄とマトリックス鋼板の界面を含む)での蓄積に対する抑制作用が悪くなり、Si、Mn合金元素が当該界面において連続の酸化物を形成し、合金化速度に影響を与え、その結果、メッキ層の鉄含有量はわずか2.8%である。
比較例7に関しては、第一加熱段階はH2雰囲気であり、O2雰囲気ではないため、鉄の酸化層が形成されず、マトリックス鋼板と酸化鉄もしくは還元鉄の界面も存在しないため、Si、Mn合金元素の蓄積が抑制されず、合金化速度に影響を与え、その結果、合金化温度を550℃に高め、オーステナイト含有量が低下し、鋼板の破断伸び率はわずか16%であり、メッキ層の鉄含有量はわずか2.3%である。図4は、比較例7で得られる溶融亜鉛メッキ鋼板の断面金相写真を示し、亜鉛鉄合金メッキ層の合金化が不十分で、Si、Mn合金元素から形成された内部酸化層が薄く、鋼板表面での蓄積程度が相対的に強いことがわかる。
以上に記載されたとおり、本発明によって提供される溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法は、加熱と均熱段階の雰囲気の制御により、Si、Mn合金元素が鋼板表面での蓄積のみならず、Si、Mn合金元素が酸化鉄とマトリックス鋼板の界面、および還元鉄とマトリックス鋼板の界面での蓄積も抑制し、溶融亜鉛メッキ鋼板は高Si、Mn含有量の鋼板を母材とする時でも、合金化処理ステップにおいて適切な鋼板温度、時間を選択できるため、十分なメッキ層Fe含有量と高破断伸び率を両立させやすく、車両用部品に適用する。
上述の実施例はあくまでも本発明の原理およびその効果を例示的に説明するものであり、本発明を限定するものではない。この技術に詳しい人物であれば、本発明の精神および範囲を逸脱せず、上述の実施例に対し修正もしくは改変を行うことができる。そのため、当該技術領域において通常の知識を有するものが、本発明に開示される精神と技術構成を離脱せずに行う全ての等価修正もしくは改変は、本発明の請求項に含まれる。
(a).いかなるステップも行わず;(b).第一加熱段階の後;(c).第二加熱段階および均熱段階の後;(d).溶融メッキステップの後;(e).合金化処理ステップの後。1.母材鋼板;1’.マトリックス鋼板;2.内部酸化層;3.酸化鉄;4.還元鉄;5.純亜鉛メッキ層;6.亜鉛鉄合金メッキ層。
Claims (15)
- 質量で0.5%以上のSiと0.5%以上のMnを含有する母材鋼板に対し、熱処理ステップ、溶融メッキステップおよび合金化処理ステップを順次に行うことを含む溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法であって、
前記熱処理ステップは、第一加熱段階と均熱段階を含み、
前記第一加熱段階の第一加熱雰囲気は、0.01-0.5%の体積分率、好ましくは0.03-0.3%の体積分率のO2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、前記均熱段階の均熱雰囲気は、0.5%以上の体積分率のH2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、前記第一加熱雰囲気と前記均熱雰囲気の露点≧-20℃とする、溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 前記熱処理ステップはさらに第二加熱段階を含み、前記第二加熱段階の第二加熱雰囲気が、0.5%以上の体積分率のH2を含有し、残部がN2と避けられない不純物であり、前記第二加熱雰囲気の露点≧-20℃とする、請求項1に記載の製造方法。
- 前記母材鋼板は、質量で0.1-0.3%のC、0.5-3.0%のSi、0.5-4.0%のMnを含有し、残部がFeと避けられない不純物である、請求項1に記載の製造方法。
- 溶融メッキステップでは、亜鉛釜に入る時の鋼板温度が450-520℃であり、メッキ液温度が450-500℃であり、メッキ液は、質量で0.10-0.15%のAlを含有し、残部がZnと避けられない不純物であり、前記溶融メッキステップ完了後の鋼板の片面あたりの亜鉛めっき付着量が30-90g/m2である、請求項1~3のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記合金化処理ステップの鋼板温度≦500℃とし、合金化処理時間≦25秒とする、請求項1~3のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記合金化処理ステップの鋼板温度≧460℃とし、合金化処理時間≧5秒とする、請求項5に記載の製造方法。
- 前記第一加熱段階の出口温度を570-750℃とする、請求項1~3のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記均熱段階の鋼板温度を750-930℃とし、時間を30-300秒とする、請求項1~3のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記第二加熱雰囲気、前記均熱雰囲気のH2体積分率≦10%である、請求項2に記載の製造方法。
- 前記第一加熱雰囲気、前記第二加熱雰囲気、前記均熱雰囲気の露点≦30℃とする、請求項2に記載の製造方法。
- 前記第一加熱雰囲気、前記第二加熱雰囲気、前記均熱雰囲気の露点≧-10℃とする、請求項2に記載の製造方法。
- 前記第一加熱雰囲気、前記第二加熱雰囲気、前記均熱雰囲気の露点≧0℃とする、請求項2に記載の製造方法。
- 請求項1~12のいずれか一項に記載の製造方法によって作製される、溶融亜鉛メッキ鋼板。
- 前記鋼板は、外から内への順に、亜鉛鉄合金メッキ層と内部酸化層とを含み、前記亜鉛鉄合金メッキ層が、質量で7-13%のFeを含有し、組織中における残留オーステナイトの相比例≧5%、前記鋼板の引張強度≧980MPa、破断伸び率≧20%である、請求項13に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板。
- 請求項13~14のいずれか一項に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板から作製される、車両用部品。
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