JP5504677B2 - 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、特に、780MPa以上の引張強度TSを有し、かつ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、TSが780MPa以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。特に、最近では、980MPa級、1180MPa級のTSを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の延性の低下を招き、成形性の低下につながることから、高強度と優れた成形性を併せ持ち、さらに耐食性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が望まれている。
このような要望に対して、例えば、特許文献1には、質量％で、C：0．04〜0．1％、Si：0．4〜2．0％、Mn：1．5〜3．0％、B：0．0005〜0．005％、P≦0．1％、4N＜Ti≦0.05％、Nb≦0．1％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板表層に合金化亜鉛めっき層を有し、合金化溶融亜鉛めっき層中のFe％が5〜25％であり、かつ鋼板の組織がフェライト相とマルテンサイト相の混合組織であるTSが800MPa以上の成形性およびめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許文献2には、質量％で、C：0．05〜0．15％、Si：0．3〜1．5％、Mn：1．5〜2．8％、P：0．03％以下、S：0．02％以下、Al：0．005〜0．5％、N：0．0060％以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに（Mn％）／（C％）≧15かつ（Si％）／（C％）≧4を満たし、フェライト相中に体積率で3〜20％のマルテンサイト相と残留オースラナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許文献3には、質量％で、C：0．04〜0．14％、Si：0．4〜2．2％、Mn：1．2〜2．4％、P：0．02％以下、S：0．01％以下、Al：0．002〜0．5％、Ti：0．005〜0．1％、N：0．006％以下を含有し、さらに、Nb、Mo、Vの１種以上を合計で0.005〜0.1％含有し、（Ti％）／（S％）≧5を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の体積率が合計で6％以上で、かつマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびベイナイト相の硬質相組織の体積率α％としたとき、α≦50000×{（Ti％）／48＋（Nb％）／93＋（Mo％）／96＋（V％）／51}である穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板が提案されている。
特許文献4には、質量％で、C：0．001〜0．3％、Si：0．01〜2．5％、Mn：0．01〜3％、Al：0．001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量％で、Al：0．001〜0．5％、Mn：0．001〜2％を含有し、残部Znおよび不可避的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、鋼のSi含有率：X質量％、鋼のMn含有率：Y質量％、鋼のAl含有率：Z質量％、めっき層のAl含有率：A質量％、めっき層のMn含有率：B質量％が、0≦3−（X＋Y／10＋Z／3）−12．5×（A−B）を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97％のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30％のオーステナイト相および／またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
しかしながら、特許文献1〜4に記載された高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、必ずしも優れた成形性が得られない。
本発明は、780MPa以上のTSを有し、かつ優れた伸びElを有し、TS×ELが18000以上である成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、780MPa以上のTSを有し、かつ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
i)鋼板の成分組成を適正化した上で、面積率で、50％以上のフェライト相と10％以上のマルテンサイト相を含むミクロ組織とし、更に亜鉛めっき層の表面に亜鉛系酸化膜を形成することにより、780MPa以上のTSおよび優れた成形性を達成できる。
ii)こうしたミクロ組織は、焼鈍時に、5℃／s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、（Ac1変態点＋Ac3変態点）／2〜Ac3変態点の温度域で10〜500s均熱し、3〜30℃／sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却し、その後、溶融亜鉛めっきを施すことによって得られる。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量％で、C：0．03〜0．15％、Si：0．8〜2．5％、Mn：1．0〜3．0％、P：0．001〜0．05％、S：0．0001〜0．01％、Al：0．001〜0．1％、N：0．0005〜0．01％、Cr：0．1〜2．0％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、面積率で、50％以上のフェライト相と10％以上のマルテンサイト相を含むミクロ組織を有する鋼板上に溶融亜鉛めっき層を有し、更に溶融亜鉛めっき層表面に3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oを平均厚さ10nm以上形成させたことを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、さらに、質量％で、（イ）B：0．0003〜0．003％、（ロ）Ti：0．005〜0．1％、（ハ）Mo：0．01〜1．0％及びNi：0．01〜2．0％から選ばれる少なくとも1種、（ニ）Ca：0．001〜0．005％、の中から選ばれる少なくとも１種の元素が含有されることが好ましい。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃／s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、（Ac1変態点＋Ac3変態点）／2〜Ac3変態点の温度域で10〜500s均熱し、3〜30℃／sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、焼鈍時の冷却後、350〜550℃の温度域で20〜150sの熱処理を施した後に溶融亜鉛めっきを施すことが好ましい。さらに、溶融亜鉛めっきした後に、450〜550℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することもできる。
本発明により、780MPa以上のTSを有し、かつ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
1）鋼の成分組成
C：0．03〜0．15％
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、マルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0．03％未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難になるとともに、マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0．15％を超えると、溶接性が劣化するともに、偏析層の形成により成形性の低下を招く。したがって、C量は0．03〜0．15％とする。
C：0．03〜0．15％
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、マルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0．03％未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難になるとともに、マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0．15％を超えると、溶接性が劣化するともに、偏析層の形成により成形性の低下を招く。したがって、C量は0．03〜0．15％とする。
Si：0．8〜2．5％
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時に、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相からオーステナイト相へ固溶Cを排出してフェライト相を清浄化し、延性を向上させると同時に、オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な溶融亜鉛めっきラインでもマルテンサイト相を生成し、複合組織化を容易にする。特に、その冷却過程において、オーステナイト相へ固溶Ｃを排出してオーステナイト相を安定化し、パーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化を促進して遠征を高めるとともに、歪が集中する部位での歪伝搬性を改善して曲げ性を向上させる。さらに、Siは、フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、成形性の向上に寄与する。こうした効果を得るには、Si量を0．8％以上にする必要がある。一方、Si量が2．5％を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0．8〜2．5％とする。
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時に、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相からオーステナイト相へ固溶Cを排出してフェライト相を清浄化し、延性を向上させると同時に、オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な溶融亜鉛めっきラインでもマルテンサイト相を生成し、複合組織化を容易にする。特に、その冷却過程において、オーステナイト相へ固溶Ｃを排出してオーステナイト相を安定化し、パーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化を促進して遠征を高めるとともに、歪が集中する部位での歪伝搬性を改善して曲げ性を向上させる。さらに、Siは、フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、成形性の向上に寄与する。こうした効果を得るには、Si量を0．8％以上にする必要がある。一方、Si量が2．5％を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0．8〜2．5％とする。
Mn：1．0〜3．0％
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効であるとともに、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mn量を1．0％以上にする必要がある。一方、Mn量が3．0％を超えると、成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1．0〜3．0％とする。
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効であるとともに、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mn量を1．0％以上にする必要がある。一方、Mn量が3．0％を超えると、成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1．0〜3．0％とする。
P：0．001〜0．05％
Pは、所望の強度に応じて添加できる元素であり、また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0．001％以上にする必要がある。一方、P量が0．05％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0．001〜0．05％とする。
Pは、所望の強度に応じて添加できる元素であり、また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0．001％以上にする必要がある。一方、P量が0．05％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0．001〜0．05％とする。
S：0．0001〜0．01％
Sは、粒界に備析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その量は0．01％以下、好ましくは0．003％以下、より好ましくは0．001％以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0．0001％以上にする必要がある。したがって、S量は0．0001〜0．01％、好ましくは0．0001〜0．003％、より好ましくは0．0001〜0．001％とする。
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Al：0．001〜0．1％
Alは、フェライトを生成させ、強度一延性バランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0．001％以上にする必要がある。一方、Al量が0．1％を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0．001〜0．1％とする。
Alは、フェライトを生成させ、強度一延性バランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0．001％以上にする必要がある。一方、Al量が0．1％を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0．001〜0．1％とする。
N：0．0005〜0．01％
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0．01％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0．0005％以上にする必要がある。したがって、N量は0．0005〜0．01％とする。
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0．01％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0．0005％以上にする必要がある。したがって、N量は0．0005〜0．01％とする。
Cr：0．1〜2．0％
Crは、Si同様、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時に第2相の量を増加させる作用があり、Siの添加による変態点の上昇に起因する第2相の量の低下を抑制する。同時に、Crはオーステナイト相を安定化させてマルテンサイト相の生成を促進する効果を有する。さらに、Crは、冷却後のめっき処理やその合金化処理でマルテンサイト相を軟質化させ、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、成形性の向上に寄与する。こうした効果を得るには、Cr量を0．1％以上にする必要がある。一方、Cr量が2．0％を超えると、Cr炭化物が過剰に生成し、延性の低下を招く。したがって、Cr量は0．1〜2．0％とする。
Crは、Si同様、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時に第2相の量を増加させる作用があり、Siの添加による変態点の上昇に起因する第2相の量の低下を抑制する。同時に、Crはオーステナイト相を安定化させてマルテンサイト相の生成を促進する効果を有する。さらに、Crは、冷却後のめっき処理やその合金化処理でマルテンサイト相を軟質化させ、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、成形性の向上に寄与する。こうした効果を得るには、Cr量を0．1％以上にする必要がある。一方、Cr量が2．0％を超えると、Cr炭化物が過剰に生成し、延性の低下を招く。したがって、Cr量は0．1〜2．0％とする。
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、B：0．0003〜0．003％や、Ti：0．005〜0．1％や、Mo：0．01〜1．0％、Ni：0．01〜2．0％から選ばれる少なくとも1種の元素や、Ca：0．001〜0．005％が含有されることが好ましい。
B：0．0003〜0．003％
Bは、Crと共存することにより、上記したCrの効果を助長する役割を演じる。こうした効果を得るには、B量を0．0003％以上にする必要がある。一方、B量が0．003％を超えると、延性の低下を招く。したがって、B量は0．0003〜0．003％とする。
Bは、Crと共存することにより、上記したCrの効果を助長する役割を演じる。こうした効果を得るには、B量を0．0003％以上にする必要がある。一方、B量が0．003％を超えると、延性の低下を招く。したがって、B量は0．0003〜0．003％とする。
Ti：0．005〜0．1％
Tiは、C、S、Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。また、Bを添加した場合は、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、上記Bの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ti量を0．005％以上にする必要がある。一方、Ti量が0．1％を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0．005〜0．1％とする。
Tiは、C、S、Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。また、Bを添加した場合は、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、上記Bの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ti量を0．005％以上にする必要がある。一方、Ti量が0．1％を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0．005〜0．1％とする。
Mo：0．01〜1．0％、Ni：0．01〜2．0％
Mo、Niは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mo：0．01％以上、Ni：0．01％以上の１種以上を含有する必要がある。一方、Mo量が1．0％、Ni量が2．0％を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0．01〜1．0％、Ni量は0．01〜2．0％とする。
Mo、Niは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mo：0．01％以上、Ni：0．01％以上の１種以上を含有する必要がある。一方、Mo量が1．0％、Ni量が2．0％を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0．01〜1．0％、Ni量は0．01〜2．0％とする。
Ca：0．001〜0．005％
Caは、SをCaSとして析出させ、亀裂の発生や伝播を助長するMnSの生成を抑制し、成形性を向上させる効果を有する。このような効果を得るには、Ca量を0．001％以上にする必要がある。一方、Ca量が0．005％を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ca量は0．001〜0．005％とする。
Caは、SをCaSとして析出させ、亀裂の発生や伝播を助長するMnSの生成を抑制し、成形性を向上させる効果を有する。このような効果を得るには、Ca量を0．001％以上にする必要がある。一方、Ca量が0．005％を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ca量は0．001〜0．005％とする。
2）ミクロ組織
フェライト相の面積率：50％以上
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、延性に富む軟質なフェライト相中に、主として硬質なマルテンサイト相を分散させた複合組織からなるが、十分な延性を確保するには、面積率で50％以上のフェライト相が必要である。
フェライト相の面積率：50％以上
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、延性に富む軟質なフェライト相中に、主として硬質なマルテンサイト相を分散させた複合組織からなるが、十分な延性を確保するには、面積率で50％以上のフェライト相が必要である。
マルテンサイト相の面積率：10％以上
780MPa以上のTSを確保するには、マルテンサイト相の面積率を10％以上にする必要がある。また、マルテンサイト相がフェライト相中に微細に分散すると、マルテンサイト相とフェライト相の界面で発生する亀裂のサイズが微小になり、その発生頻度も抑制されるとともに、マルテンサイト相自体が亀裂の伝播に対する障害となり、延性が向上する。さらに、微細に分散したマルテンサイト相は、転位の発生源となり、歪の伝播性を高める。
780MPa以上のTSを確保するには、マルテンサイト相の面積率を10％以上にする必要がある。また、マルテンサイト相がフェライト相中に微細に分散すると、マルテンサイト相とフェライト相の界面で発生する亀裂のサイズが微小になり、その発生頻度も抑制されるとともに、マルテンサイト相自体が亀裂の伝播に対する障害となり、延性が向上する。さらに、微細に分散したマルテンサイト相は、転位の発生源となり、歪の伝播性を高める。
なお、フェライト相とマルテンサイト相以外に、残留オーステナイト相、パーライト相、ベイナイト相を合計の面積率で20％以下の範囲で含んでも、本発明の効果が損なわれることはない。
ここで、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことである。こうした各相の面積率やマルテンサイト相の平均粒径は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3％ナイタールで腐食し、SEM（走査電子顕微鏡）で2000倍の倍率で10視野観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求めた。
3)溶融亜鉛めっき層、3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2O
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成と鋼板組織を有する鋼板上に、溶融亜鉛めっき層を有し、更に該溶融亜鉛めっき層表面に厚さ10nm以上の3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oが形成されている。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成と鋼板組織を有する鋼板上に、溶融亜鉛めっき層を有し、更に該溶融亜鉛めっき層表面に厚さ10nm以上の3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oが形成されている。
4）製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃／S以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、（Ac1変態点＋Ac3変態点）／2〜Ac3変態点の温度域で10〜500s均熱し、3〜30℃／sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃／S以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、（Ac1変態点＋Ac3変態点）／2〜Ac3変態点の温度域で10〜500s均熱し、3〜30℃／sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
焼鈍の加熱条件：5℃／s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱
5℃／s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱することにより、生成するフェライト相やオーステナイト相を微細かつ均一に分散できるため成形性を向上できる。平均加熱速度が5℃／s未満、加熱温度がAc1変態点未満では、粗大なフェライト相が生成し、その後の均熱、冷却過程において、フェライト相およびマルテンサイト相を均一に分散できなくなる。
5℃／s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱することにより、生成するフェライト相やオーステナイト相を微細かつ均一に分散できるため成形性を向上できる。平均加熱速度が5℃／s未満、加熱温度がAc1変態点未満では、粗大なフェライト相が生成し、その後の均熱、冷却過程において、フェライト相およびマルテンサイト相を均一に分散できなくなる。
焼鈍の均熱条件：（Ac1変態点＋Ac3変態点）／2〜Ac3変態点の温度域で10〜500s均熱
均熱温度が（Ac1変態点＋Ac3変態点）／2未満だと成形性が低下する。一方、均熱温度がAc3変態点を超えると、延性が低下する。また、均熱時間が10s未満だと、未再結晶組織が残存して、成形性が低下する。均熱時間が500sを超えると、成形性が低下する。
均熱温度が（Ac1変態点＋Ac3変態点）／2未満だと成形性が低下する。一方、均熱温度がAc3変態点を超えると、延性が低下する。また、均熱時間が10s未満だと、未再結晶組織が残存して、成形性が低下する。均熱時間が500sを超えると、成形性が低下する。
焼鈍の冷却条件：均熱温度から3〜30℃／sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却
均熱後は、均熱温度から3〜30℃／sの平均冷却速度で550℃以下の温度域（冷却停止温度）まで冷却する必要がある。これは、平均冷却速度が3℃／s未満だと、成形性が低下し、平均冷却速度が30℃／sを超えると、低温で硬質相が生成してフェライト相の面積率が低下し、成形性の低下を招くためである。なお、パーライトやベイナイトの生成領域を回避して必要なマルテンサイトの量を確保するため、こうした平均冷却速度で550℃以下の停止温度まで冷却する必要がある。
均熱後は、均熱温度から3〜30℃／sの平均冷却速度で550℃以下の温度域（冷却停止温度）まで冷却する必要がある。これは、平均冷却速度が3℃／s未満だと、成形性が低下し、平均冷却速度が30℃／sを超えると、低温で硬質相が生成してフェライト相の面積率が低下し、成形性の低下を招くためである。なお、パーライトやベイナイトの生成領域を回避して必要なマルテンサイトの量を確保するため、こうした平均冷却速度で550℃以下の停止温度まで冷却する必要がある。
焼鈍後は、溶融亜鉛めっきが施されるが、その前に次のような熱処理を施すことが好ましい。
焼鈍後の熱処理条件：350〜550℃の温度域で20〜150s熱処理
焼鈍後に、350〜550℃の温度域で20〜150sの熱処理を行うと、マルテンサイト相が軟質化したり、微量のベイナイト相が生成するため、こうした相とフェライト相との硬度差がより小さくなり、穴拡げ性や曲げ性をより向上できる。熱処理温度が350℃未満の場合や、熱処理時間が20s未満の場合は、こうした効果が小さい。一方、熱処理温度が550℃を超える場合や、熱処理時間が150sを超える場合は、マルテンサイト相の硬度低下が著しく、780MPa以上のTSが得られない。
焼鈍後に、350〜550℃の温度域で20〜150sの熱処理を行うと、マルテンサイト相が軟質化したり、微量のベイナイト相が生成するため、こうした相とフェライト相との硬度差がより小さくなり、穴拡げ性や曲げ性をより向上できる。熱処理温度が350℃未満の場合や、熱処理時間が20s未満の場合は、こうした効果が小さい。一方、熱処理温度が550℃を超える場合や、熱処理時間が150sを超える場合は、マルテンサイト相の硬度低下が著しく、780MPa以上のTSが得られない。
溶融亜鉛めっきは通常の条件でよい。溶融亜鉛めっきには、Al量を0．10〜0．20％含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。また、必要に応じて溶融亜鉛めっき後、450〜550℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することができる。450〜550℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のFe濃度は8〜12％とになり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。450℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招き、550℃を超えると、合金化が進行し過ぎてパウダリング性が低下したり、パーライト相やベイナイト相などが多量に生成して高強度化や穴拡げ性の向上が図れない。
溶融亜鉛めっき後または合金化処理後めっき層表面に3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oを平均厚さで10nm以上形成させる。ここで、酸化物層に結晶性の3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oが存在するかどうかは、薄膜Ｘ線回折法を用いて酸化物層のＸ線回折パターンを測定し、ICDDカードの標準パターンと照合して調査した。その結果、回折角度（２θ）が約8°から約12°の間に酸化物に由来するピークが確認され、これらのピークは、結晶水がそれぞれ3、4、5である3Zn(OH)2・ZnSO4・3H2O（ICDDカード：39-689）、3Zn(OH)2・ZnSO4・4H2O（ICDDカード：44-673）、3Zn(OH)2・ZnSO4・5H2O（ICDDカード：39-688）であると同定された。
また、めっき表層の酸化物層の厚さを10nm以上とすることにより、良好な摺動性を示す亜鉛系めっき鋼板が得られるが、厚さを20nm以上とするとより効果的である。これは、金型と被加工物の接触面積が大きくなるプレス成形加工において、表層の酸化物層が磨耗した場合でも残存し、摺動性の低下を招くことがないためである。一方、厚さの上限は特に設けないが、200nmを超えるとZn-OH結合を有する酸化物層であっても、化成処理液によるエッチング速度が低下し、緻密で均一な化成皮膜の形成が困難になるため、200nm以下とするのが望ましい。
亜鉛系めっき鋼板の表面に結晶性の3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oを有する酸化物層を形成させる方法としては水溶液による反応を利用する方法が最も効果的である。なかでもZnイオンおよび硫酸イオンを含有する溶液の液膜を鋼板表面に形成させ、所定時間放置することで、前述した結晶性の3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oを有する酸化物層を表面に形成することができる。Znイオンのみを含有する溶液を用いた場合は結晶性の3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oは形成されないが、Znイオンおよび硫酸イオンを含有する溶液では、硫酸イオン濃度が高くなるにつれて結晶性の3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oの形成が促される傾向にある。また、Znイオンおよび硫酸イオンの濃度が高くなるほど、形成される酸化膜厚も厚くなる傾向にある。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に用いられる亜鉛めっき前の鋼板は、上記成分組成を有するスラブを、熱間圧延後、所望の板厚まで冷間圧延して製造される。また、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき前熱処理、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきを合金化処理などの一連の処理は、連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延する時、スラブは再加熱されるが、圧延荷重の増大を防止するため、加熱温度は1150℃以上にすることが好ましい。また、スケールロスの増大や燃料原単位の増加を防止するため、加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。
熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延により行われるが、仕上圧延は、冷間圧延・焼鈍後の成形性の低下を防ぐために、Ar3変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。また、結晶粒の粗大化による組織の不均一やスケール欠陥の発生を防止するため、仕上温度は950℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延後の鋼板は、スケール欠陥の防止や良好な形状性の確保の観点から、500〜650℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。
巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、圧下率40％以上で冷間圧延されることが好ましい。
表１に示す成分組成の鋼No．a〜hを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを、1200℃に加熱後、850〜920℃の仕上温度で熱間圧延を行い、600℃の巻取温度で巻取った。次いで、酸洗後、表２に示す板厚に圧下率50％で冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２に示す焼鈍条件で焼鈍後、350〜550℃の温度域で表２に示す時間のめっき前熱処理を施した後、0．13％のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬し、付着量45g／m２の亜鉛めっきを形成した後、表２に示す温度で合金化処理を行い、続いて伸長率１％の調質圧延を行った。その後、硫酸亜鉛七水和物を40g/l含有するｐＨ5.3で35℃の水溶液に2秒間浸漬し、浸漬槽から引き出した後、ゴム製のロールで表面の液膜量を10ｇ／m２に制御した後、表2に示す時間を大気中でそのまま放置した後水洗・乾燥する酸化処理を実施した。
得られた亜鉛めっき鋼板について、発明を実施する形態に記載の方法でフェライト相、マルテンサイト相の面積率を測定した。さらに以下の事項を調査をした。
〔TSおよび全伸びElの測定〕
圧延方向と直角方向にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z2241に準拠して、20mm／minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、TSおよび全伸びElを測定した。
圧延方向と直角方向にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z2241に準拠して、20mm／minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、TSおよび全伸びElを測定した。
〔摩擦係数の測定〕
プレス成形性を評価するために、各供試材の摩擦係数を以下のようにして測定した。
プレス成形性を評価するために、各供試材の摩擦係数を以下のようにして測定した。
図１は、摩擦係数測定装置を示す概略正面図である。図１に示すように、供試材から採取した摩擦係数測定用試料１が試料台２に固定され、試料台２は、水平移動可能なスライドテーブル３の上面に固定されている。スライドテーブル３の下面には、これに接したローラ４を有する上下動可能なスライドテーブル支持台５が設けられ、これを押上げることにより、ビード６による摩擦係数測定用試料１への押付荷重Ｎを測定するための第１ロードセル７が、スライドテーブル支持台５に取付けられている。上記押付力を作用させた状態でスライドテーブル３を水平方向へ移動させるための摺動抵抗力Ｆを測定するための第２ロードセル８が、スライドテーブル３の一方の端部に取付けられている。なお、潤滑油として、スギムラ化学社製のプレス用洗浄油プレトン（登録商標）Ｒ３５２Ｌを試料１の表面に塗布して試験を行った。
図２は使用したビードの形状・寸法を示す概略斜視図である。ビード６の下面が試料１の表面に押し付けられた状態で摺動する。図２に示すビード６の形状は幅10mm、試料の摺動方向長さ12mm、摺動方向両端の下部は曲率4.5mmRの曲面で構成され、試料が押し付けられるビード下面は幅10mm、摺動方向長さ3mmの平面を有する。
摩擦係数測定試験は下に示す2条件で行った。
［条件１］
図２に示すビードを用い、押し付け荷重Ｎ：400kgf、試料の引き抜き速度（スライドテーブル３の水平移動速度）：100cm/minとした。
図２に示すビードを用い、押し付け荷重Ｎ：400kgf、試料の引き抜き速度（スライドテーブル３の水平移動速度）：100cm/minとした。
［条件２］
図２に示すビードを用い、押し付け荷重Ｎ：1500kgf、試料の引き抜き速度（スライドテーブル３の水平移動速度）：100cm/minとした。
図２に示すビードを用い、押し付け荷重Ｎ：1500kgf、試料の引き抜き速度（スライドテーブル３の水平移動速度）：100cm/minとした。
供試材とビードとの間の摩擦係数μは、式：μ＝Ｆ／Ｎで算出した。
〔球頭張出し試験による成形性評価〕
200mm×200mmの供試材に対してφ150mmのパンチ（ダイス径：φ153mm）を使用して球頭張出し試験を行い、供試材に破断が生じた際の最大成形高さを測定した。この時、供試材の流入を抑制する目的で100tonのしわ押え力をかけ、供試材に潤滑油としてスギムラ化学社製のプレス用洗浄油プレトン（登録商標）Ｒ３５２Ｌを塗布した。
200mm×200mmの供試材に対してφ150mmのパンチ（ダイス径：φ153mm）を使用して球頭張出し試験を行い、供試材に破断が生じた際の最大成形高さを測定した。この時、供試材の流入を抑制する目的で100tonのしわ押え力をかけ、供試材に潤滑油としてスギムラ化学社製のプレス用洗浄油プレトン（登録商標）Ｒ３５２Ｌを塗布した。
〔酸化膜厚の測定〕
膜厚が96nmの熱酸化SiO2膜が形成されたSiウエハを参照物質として用い、蛍光Ｘ線分析装置でＯ・Ｋα Ｘ線を測定することで、SiO2換算の酸化層の平均厚さを求めた。分析面積は30mmφである。
膜厚が96nmの熱酸化SiO2膜が形成されたSiウエハを参照物質として用い、蛍光Ｘ線分析装置でＯ・Ｋα Ｘ線を測定することで、SiO2換算の酸化層の平均厚さを求めた。分析面積は30mmφである。
結果を表３に示す。
本発明例の亜鉛めっき鋼板は、いずれもTSが780MPa以上であり、TS×El≧18000MPa・％で強度一延性バランスが高く、亜鉛めっき層表面に厚さ10nm以上の3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oを形成させたことで、3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2O形成処理を行わず、3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oの厚さが10nm未満の比較例の亜鉛めっき鋼板に比べて、張り出し成型高さは、大きく向上しており、成形性の改善効果が明らかである。
本発明により、780MPa以上のTSを有し、かつ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるようになる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
１ 摩擦係数測定用試料
２ 試料台
３ スライドテーブル
４ ローラ
５ スライドテーブル支持台
６ ビード
７ 第１ロードセル
８ 第２ロードセル
９ レール
Ｎ 押付荷重
Ｆ 摺動抵抗力
２ 試料台
３ スライドテーブル
４ ローラ
５ スライドテーブル支持台
６ ビード
７ 第１ロードセル
８ 第２ロードセル
９ レール
Ｎ 押付荷重
Ｆ 摺動抵抗力
Claims (5)
- 質量％で、C：0．03〜0．15％、Si：0．8〜2．5％、Mn：1．0〜3．0％、P：0．001〜0．05％、S：0．0001〜0．01％、Al：0．001〜0．1％、N：0．0005〜0．01％、Cr：0．1〜2．0％、B：0．0003〜0．003％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、面積率で、50％以上のフェライト相と10％以上のマルテンサイト相を含むミクロ組織を有する鋼板上に溶融亜鉛めっき層を有し、更に溶融亜鉛めっき層表面に3Zn(OH)2・ZnSO4・3〜5H2Oを平均厚さ10nm以上形成させたことを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、質量％で、Ti：0．005〜0．1％を含有することを特徴とする請求項1に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、質量％で、Mo：0．01〜1．0％、Ni：0．01〜2．0％から選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、質量％で、Ca：0．001〜0．005％を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれかの項に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項1〜4のいずれかの項に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
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