JP4329639B2 - 耐液体金属脆性に優れた熱処理用鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、自動車のボデー構造部品、足回り部品等を初めとする機械構造部品等の製造に使用される熱処理用鋼板に関する。

近年、自動車の軽量化のため、鋼材の高強度化を図り、使用重量を減ずる努力が進んでいる。自動車に広く使用される薄鋼板においては、鋼板強度の増加に伴って、プレス成形性が低下し、複雑な形状を製造することが困難になってきている。具体的には、延性が低下し加工度が高い部位で破断が生じる、スプリングバックや壁反りが大きくなり寸法精度が劣化するという問題が発生する。従って、高強度、特に780MPa級以上の鋼板を用いて、プレス成形で部品を製造することは容易ではない。プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板の加工が可能であるが、長手方向に一様な断面を有する部品にしか適用できない。

一方、特許文献１に示されているように、加熱した鋼板をプレス成形する熱間プレスと呼ばれる方法では、鋼板が高温で軟質、高延性になっているため、複雑な形状を寸法精度よく成形することが可能である。さらに、鋼板をオーステナイト域に加熱しておき、金型内で急冷(焼入れ)することにより、マルテンサイト変態による鋼板の高強度化が同時に達成できるとしている。

また特許文献２では、室温で予め所定の形状に成形後、オーステナイト域に加熱し、金型内で急冷することで鋼板の高強度化と成形性を同時に達成する予プレスクエンチ法が開示されている。

このような熱間プレス法や予プレスクエンチ法は、部材の高強度化と成形性を同時に確保できる優れた成形方法であるが、800〜1000℃といった高温に加熱することが必要なため、鋼板表面が酸化するという問題が生じる。この鉄酸化物からなるスケールがプレス時に脱落して金型に付着して生産性が低下したり、あるいはプレス後の製品にそのようなスケールが残存して外観が不良となるという問題がある。しかも、このようなスケールが残存すると、次工程で塗装する場合に鋼板と塗膜の密着性が劣り、耐食性の低下を招く。そこでプレス成形後は、ショットブラスト等のスケール除去処理が必要となる。

このような問題を解決するため、特許文献３では、亜鉛めっき鋼板に熱間プレス成形を行う時に耐酸化抵抗性を持たせるためのFe-Zn合金層を表面被覆した鋼板を提案している。

英国特許公報1490535号 特開平10-96031号公報 特開2003-147499号公報

しかし、特許文献３では、このような鋼板を例えば700−1000 ℃で加熱してから後、熱間プレスした場合、極少量の溶融Zn合金が残存するため、それに起因した液体金属脆化による割れが表層部、特にめっき層を超えて母材部に発生するという問題が判明した。このような問題は、熱間プレス成形に際してのみ起こるのではなく、高周波焼入れ、通常のアーク溶接、スポット溶接等の場合にも起こるのであり、本明細書では、亜鉛めっき鋼板のそのような用途を「熱処理用」と称する。
なお、かかる現象は、冷間プレス成形の場合には、当然に見られない。

本発明の具体的課題は、熱間成形時等に溶融Zn合金の生成が抑制され、最終製品部材の表層に液体金属脆化による割れが抑制される熱処理用鋼板の提供にある。

本発明者らは、熱処理時に溶融Zn合金層の生成が無くなるよう鋭意検討した結果、Znめっき層のFe含有量及びZn付着量、そして鋼板成分を適正範囲内に収めることで、熱間成形時等に溶融亜鉛合金の生成が抑制され、液体金属脆化による割れ発生を抑制することが可能であることを見出した。

その知見に基づき完成させた本発明は、次の通りである。
（1） 表面にZnめっき層を備える鋼板であって、前記鋼板は、質量%で、C：0.1〜0.45%、Si：0.3%以下、Mn、Crを共に含有し、且つ、Mn+Cr：0.5〜3.0%、P：0.02%以下、B：0.0005〜0.004% 、S：0.05%以下、Al：1%以下、N：0.01%以下およびNb：0.01〜0.5%を含有し、かつ残部Fe及び不純物からなる鋼組成を有し、前記Znめっき層は、Fe含有量が13〜80質量％、Al含有量が0.4質量%以下であるFe-Zn 合金からなりかつZn付着量が10〜65g/m²であることを特徴とする熱処理用鋼板。

(2)前記鋼組成が、Ti：0.01〜0.5%をさらに含有することを特徴とする上記(1)に記載の熱処理用鋼板。

本発明により、熱間成形時等に溶融Zn合金の生成が抑制され、最終製品部材の表層に液体金属脆化による割れが出ない熱処理用鋼板の提供が可能となる。

次に、本発明において、各範囲に限定した理由について説明する。以後の説明で合金元素についての「%」は「質量%」を表す。
本発明にかかる熱処理用鋼板の化学組成については、以下のように規定する。

C：0.1〜0.45%
Cは、鋼板の焼入れ性を高めかつ焼入れ後強度を主に決定する非常に重要な元素である。さらにA_C3点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。しかしC含有量が0.1%未満では、その効果は十分ではなく、一方でC含有量が0.45%を超えると焼入れ部の靭性劣化が著しくなる。より望ましいC含有量は0.16〜0.35%である。

Si：0.3%以下
Siは、Znめっき層と素地鋼板におけるFe及びZnの相互拡散を抑制し、めっき層の合金化速度を劣化させ、熱間成形時等に溶融Zn合金層を残存しやすくする元素である。そのため、Si含有量は0.3%以下とする。より望ましいSi含有量は0.1%以下である。

Mn：0.5〜3.0%
Mnは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。しかしMn含有量が0.5%未満ではその効果は十分ではなく、一方でMn含有量が3.0%を超えるとその効果は飽和し、逆に安定した強度確保が困難となる。より望ましいMn含有量は0.8〜2.0%である。CrもMnと同等の効果を有するため、Mnの一部をCrで置き換えてもよい。したがって、そのときは(Mn＋Cr)含有量0.5〜3.0％、好ましくは0.8〜2.0％である。

P：0.02%以下
Pは、Znめっき層と素地鋼板におけるFe及びZnの相互拡散を抑制し、めっき層の合金化速度を劣化させ、熱間成形時等に溶融Zn合金層を残存しやすくする元素である。そのためP含有量は0.02%以下とする。より望ましいP含有量は0.01%以下である。

B：0.0001〜0.004%
Bは、鋼板の焼入れ性を高めかつ焼入れ後強度の安定確保効果をさらに高める重要な元素である。しかしB含有量が0.0001%未満ではその効果は十分ではなく、一方でB含有量が0.004%を超えるとその効果は飽和し、かつコスト増を招く。より望ましいB含有量は0.0005〜0.002%である。

S：0.05%以下、Al：1%以下、N：0.01%以下
これらの元素も、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後強度の安定確保に効果を有する元素である。しかし、それぞれの上限値を超えて含有させてもその効果は小さく、かつ、いたずらにコスト増を招くため、各合金元素の含有量は上述の範囲が望ましい。

Ti：0.01〜0.5%、Nb：0.01〜0.5%
Tiは、所望により含有される。Nbと、任意添加元素であるTiとは、含有されることでZnめっき層と素地鋼板におけるFe及びZnの相互拡散を促進し、めっき層の合金化速度を高め、熱間成形時等に溶融Zn合金層を出来にくくする元素である。そのため、Ti及びNb含有量は、それぞれ0.01%以上とする。しかし、それぞれ0.5%を超えるとその効果は飽和し、いたずらにコスト増を招く。より望ましいTi及びNb含有量は、それぞれ0.02〜0.2%である。

本発明にかかるZnめっき鋼板にあっては、Znめっき層中のFe含有量、Al含有量及びめっき付着量を次のように限定する。
Znめっき層中のFe含有量を13%以上にすることで、Znめっき層の融点が上昇し、熱間成形時の溶融Zn合金生成を抑制することが可能である。またFe含有量を高めるほど、その抑制効果は増加するが、めっき性能(パウダリング等)が劣化するので上限を80%とする。より望ましい範囲は14〜20%である。

めっき層中のAl含有量が0.4%を超えると、めっき層と素地基板との界面にFe-Al系合金層が厚く形成され、これが一種の拡散障壁となり、めっき層と素地鋼板におけるFe及びZnの相互拡散が抑制される。そのため熱間成形時等に溶融Zn合金層が残存しやすくなる。また熱間成形中及び成形後にめっき剥離が生じ、それに起因して耐酸化抵抗性が消失したり、めっき剥離による金型汚染が顕著となる。そのため、めっき層中のAl含有量は0.4%以下、好ましくは0.35%以下とする。一方、めっき時のFe-Zn合金層形成抑制のため、めっき皮膜中のAl濃度は0.1%以上が好ましい。

Zn付着量を65g/m²以下にすると、めっき厚さが薄くなるため、Fe-Znの合金化が促進され、溶融Zn合金の生成が抑制される。しかしZn付着量を10g/m²未満にすると、熱間成形時の耐酸化抵抗性が失われるため下限を10g/m²とする。より望ましい範囲は20〜50g/m²である。

ここに、本発明にかかる鋼板の製造方法について説明すると、次の通りである。
本発明鋼板は、熱間プレスの際にオーステナイト域またはオーステナイト域近傍に加熱され、その温度域で成形される。したがい、加熱前の室温での機械的性質は重要ではなく、加熱前の素地鋼板の金属組織については特に規定しない。つまり、めっき前の素地鋼板として熱延鋼板または冷延鋼板のいずれを使用してもよく、その製造方法については限定しない。しかし、生産性の観点から、好適な製造方法を以下に述べる。

熱間圧延：熱間圧延は、圧延の安定性の観点から、オーステナイト域で行うことが好ましい。巻取温度が低いと、マルテンサイト組織となって強度が上昇し、連続溶融亜鉛めっきラインの通板や、冷間圧延が困難になる。一方、巻取温度が高いと、酸化スケールが厚くなり、引き続き行う酸洗の効率が低下したり、また、酸洗を行わず直接めっきする場合は、めっき密着性が劣化する。したがい、巻取温度は、500〜600℃が好ましい。

冷間圧延：冷間圧延は、常法によっておこなう。本発明の鋼板は炭素量が多いため、過度の圧下率で冷間圧延を行うとミルの負担が大きくなる。また、加工硬化により冷間圧延後の強度が高くなりすぎると、亜鉛めっきラインにて、コイル接続時の溶接強度やライン通板能力が問題となる。したがい、圧下率は80%以下が好ましく、70%以下がさらに好ましい。
なお、冷間圧延はコスト増となるので、熱間圧延で製造可能な板厚、板幅の鋼板については、冷間圧延を省略し、熱間圧延ままの鋼板を用いるのが好ましい。

ここに、本発明におけるめっき層の形成は、溶融亜鉛めっき、電気めっき、溶射、蒸着等によって行えばよく、その方法は限定されない。また、鋼帯を連続処理してもよいし、切り板単体で処理してもよい。一般には、生産効率に優れた連続溶融亜鉛めっきラインを用いるのが好ましい。

通常の連続溶融亜鉛めっきラインは、加熱炉、冷却ゾーン、溶融亜鉛浴、合金化炉が連続して配置されている。本発明においては、素地鋼板の金属組織を特に限定しないので、加熱炉および冷却ゾーンにおけるヒートパタンは特に限定されない。

しかしながら、本発明にかかる鋼板は炭素量が高く、焼きが入り易い成分であるため、ライン中で非常に高強度の鋼板になる恐れがある。通板の容易性、製造可能範囲（板厚、板幅）の観点から、鋼板が過度に高強度にならないヒートパタンが好ましい。

最高加熱温度：加熱炉における加熱温度がAc₁点未満の場合、加熱中に鋼板の回復、再結晶が起こり、加熱前と比較し強度は低下する。したがい、通板性に問題を生じることはない。炉の加熱エネルギーを節約する観点からは、めっき性を阻害しない範囲で、低温で加熱することが好ましい。一方、最高加熱温度がAc₁点以上の場合、加熱中に鋼板の回復、再結晶が起きるとともに、オーステナイト相が出現し、その後の冷却条件によっては、高強度の変態生成相が形成される。

加熱温度がAc₁点未満の場合、冷却速度は金属組織に影響しないので、任意の速度で冷却して良い。Ac₁点以上に加熱してオーステナイトが生じた場合、冷却速度が速すぎると、オーステナイトがベイナイトまたはマルテンサイト主体の組織に変態し、鋼板の強度が高くなるので好ましくない。具体的には、最高加熱温度から、500℃までの平均冷却速度を、臨界冷却速度以下にすることが好ましい。なお、臨界冷却速度は、鋼板の焼入性の指標として用いるものであり、上述の条件で冷却された鋼板に少量のベイナイトまたはマルテンサイトが含まれていたとしても、本発明の製造方法の効果が否定されるものではない。

しかしながら、できるだけ低強度にして通板性を高めるという観点からは、冷却速度をできるだけ遅くし、マルテンサイトを形成しないことが好ましい。
本発明において溶融亜鉛めっきを行うには、常法により、溶融した亜鉛および亜鉛合金めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げればよい。めっき付着量の制御は引き上げ速度やノズルより吹き出すワイピングガスの流量調整により行われる。また、めっき皮膜中のAl含有量の調整は、めっき浴組成、めっき浴温度、めっき浴への浸漬時間、めっき付着量等を制御することにより行うことができる。

合金化処理温度は、溶融亜鉛めっき処理を行ったのち、ガス炉、誘導加熱炉等で再加熱することにより行われ、めっき層と素地鋼板との間で金属拡散が行われ合金化が進行する。本発明の骨子となるめっき層中のFe含有量（％）を高めるためには、500℃以上で合金化することが望ましい。500℃未満では合金化速度が遅いため、ライン速度を低下させる必要が生じて生産性を阻害したり、合金化炉を長くする等の設備的対応が必要となる。合金化温度が高いほど、合金化速度が速くなるが、Ac₁点以上では、上述した最高加熱温度と同じ理由により鋼板が高強度化してしまう。好ましい範囲は550〜650℃である。

Feめっき等の後処理を行ってもよいが、その場合は、溶融めっき層との合計で、本発明で規定する条件を満たせばよい。通常、後処理での付着量は少量であるので、本発明の本質に影響しない。

めっき後に、調質圧延を行うと、鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整が可能となることから、用途によっては、本発明にあっても調質圧延を行ってもよい。
すでに述べたように、本発明にかかる熱処理用鋼板は、好ましくは、その強度は780MPa 級であって、通常の室温での冷間プレスでは、成形がうまく行われないが、本発明にしたがって、Fe-Zn合金めっき層を設けることで、容易にプレス成形が可能となる。特に、700−1000℃という高温に加熱されてから、熱間プレスを行う場合、その効果が顕著である。

以下に本発明の実施例について説明する。
表1に示した組成の鋼を実験室で溶製しスラブとした。このスラブを1200℃にて30分加熱した後、900℃以上で熱間圧延を行い、板厚4mmの鋼板とした。熱間圧延後は、550℃まで水スプレー冷却したのち炉に装入し、550℃で30分保持した後、20℃/時で室温まで徐冷することにより、熱間圧延後の巻き取り工程を模擬した。熱延板は、酸洗によりスケールを除去した後、冷間圧延にて板厚1.0mmとした。

この素地鋼板の切板に、めっきシミュレーターを用いて溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化処理を行った。まためっき層のFe含有量を変化させているが、これは合金化処理温度(500〜800℃)や時間(30分以下)を変化させることにより行った。

次に上記鋼板を幅30mm×長さ60mmの短冊に切断し、大気雰囲気の加熱炉内で900℃×3分加熱して、加熱炉より取り出し、その直後に平板の鋼製金型を用いて熱間プレスを行い急冷した。その後、X線回折装置や電子プローブマイクロアナライザーを用いて、表層部生成相の同定を行った。本例では、室温段階にてZnが同定された場合には、熱間プレス時に液体Zn合金層があったものと見なし、その有無により耐液体金属脆性を評価した。

すなわち評価としては、Znが同定された場合には不合格として×、同定されなかった場合には合格として○とした。また耐酸化抵抗性が不十分で鉄系酸化物が生成した場合やめっき剥離が顕著となる場合には不合格として△とした。

鋼種No.1〜7では、表層部にZnが残存せず、熱間成形時に溶融Zn合金層が無かったことがわかる。
一方、鋼種No.8では、めっき層中のFe含有量が低いため、表層部にZnが残存する。また鋼種No.9では、めっき付着量が多いため、表層部にZnが残存する。鋼種No.10、No.11及びNo.12では、表層部に鉄系スケールが生成したり、めっき剥離が顕著である。また鋼種No.13では、P量が多いため、表層部にZnが残存する。鋼種No.14では、Si量が多いため、表層部にZnが残存する。

Claims (2)

1. 表面にZnめっき層を備える鋼板であって、前記鋼板は、質量%で、C：0.1〜0.45%、Si：0.3%以下、Mn、Crを共に含有し、且つ、Mn+Cr：0.5〜3.0%、P：0.02%以下、B：0.0005〜0.004% 、S：0.05%以下、Al：1%以下、N：0.01%以下およびNb：0.01〜0.5%を含有し、かつ残部Fe及び不純物からなる鋼組成を有し、前記Znめっき層は、Fe含有量が13〜80質量％、Al含有量が0.4質量%以下であるFe-Zn 合金からなり、かつZn付着量が10〜65g/m²であることを特徴とする熱処理用鋼板。
2. 前記鋼組成が、Ti：0.01〜0.5%をさらに含有することを特徴とする請求項1に記載の熱処理用鋼板。