JP7028381B1 - 亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]炭素当量Ceqが0.60%以上0.85%未満を満たす成分組成と、
面積率で、フェライト:40%未満、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計:40%以上、残留オーステナイト:3~20%、フレッシュマルテンサイト:10%以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計:95%以上である鋼組織と、を有する鋼板と、
前記鋼板表面上に亜鉛めっき層と、を備え、
前記残留オーステナイト中の固溶C量が0.6質量%以上であり、
全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が2.0未満の残留オーステナイト粒の割合が、50%以上であり、
曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から0~50μm領域内のL断面において、ボイド数密度が1500個/mm2以下であり、
引張強度が980MPa以上である亜鉛めっき鋼板。
[2]前記成分組成は、質量%で、
C:0.07~0.20%、
Si:0.10~2.00%、
Mn:2.0~3.5%、
P:0.05%以下、
S:0.05%以下、
Sol.Al:0.005~0.100%、及び
N:0.010%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる[1]に記載の亜鉛めっき鋼板。
[3]前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:1.0%以下、
Mo:0.5%以下、
V:0.5%以下、
Ti:0.5%以下、
Nb:0.5%以下、
B:0.005%以下、
Ni:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Sb:1.0%以下、
Sn:1.0%以下、
Ca:0.005%以下、及び
REM:0.005%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する[2]に記載の亜鉛めっき鋼板。
[4]前記亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である[1]から[3]までのいずれか一つに記載の亜鉛めっき鋼板。
[5][1]から[4]までのいずれか一つに記載の亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
[6]炭素当量Ceqが0.60%以上0.85%未満を満たし、かつ[2]又は[3]に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を850~950℃として熱間圧延を施し、600℃以下の巻取温度で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を20%超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を750℃以上の焼鈍温度まで加熱し、30秒以上保持する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後、300~600℃の温度域まで冷却し、当該温度域で10~300秒保持した後、鋼板表面に亜鉛めっき処理を施すめっき工程と、
前記めっき工程後、(Ms-250℃)~(Ms-50℃)の冷却停止温度まで冷却した後、300~500℃の焼戻し温度で20~500秒保持する焼入れ及び焼戻し工程と、
前記焼入れ及び焼戻し工程後に、前記焼戻し温度から50℃までを平均冷却速度20℃/s以上で冷却する冷却工程と、を有する亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[7]前記亜鉛めっき処理は、鋼板表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施す処理である[6]に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[8][6]又は[7]に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
炭素当量Ceqは鋼の強度における指標としてC以外の元素の影響をC量に換算したものである。炭素当量Ceqを0.60%以上0.85%未満とすることで、後述するフェライト等の各金属組織の面積率を本発明の範囲内に制御することができる。炭素当量Ceqを0.60%以上、好ましくは0.65%以上とすることで、本発明の強度を得ることができる。また、炭素当量Ceqが0.85%以上の場合、本発明の衝突特性向上の効果が得られない。したがって、炭素当量Ceqは0.85%未満であり、好ましくは0.80%以下である。
ただし、上記式中の[元素記号%]は、各元素の含有量(質量%)を表し、含有しない元素は0とする。
フェライトの面積率が40%以上では、980MPa以上のTSと衝突特性を両立することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は40%未満であり、好ましくは35%未満であり、より好ましくは30%未満である。さらに好ましくは、25%以下である。また、下限は特に限定されないが、未変態オーステナイト中にCを濃化させ、残留オーステナイトを得るため、5%以上であることが好ましく、より好ましくは10%以上である。
焼戻しマルテンサイトは、衝突変形時の部材破断を抑制することで衝突特性を向上させつつ、衝突時の吸収エネルギー及び強度を向上させるのに有効である。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が40%未満では、こうした効果を十分に得られない。したがって、合計面積率は、40%以上であり、好ましくは50%以上である。より好ましくは、55%以上であり、さらに好ましくは、60%以上である。また、合計面積率の上限は限定されないが、他の組織とのバランスと考慮し、合計面積率は80%以下であることが好ましい。より好ましくは、75%以下であり、さらに好ましくは、70%以下である。
残留オーステナイトは衝突時の割れ発生を遅延させ、衝突特性を向上させるのに有効である。メカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。残留オーステナイトは衝突変形時に加工硬化することで曲げ変形中の曲率半径が大きくなることで曲げ部のひずみが分散される。ひずみが分散されることによって一次加工によるボイド生成部への応力集中が緩和され、その結果衝突特性が向上する。残留オーステナイトの面積率が3%未満ではこうした効果を得られない。したがって、残留オーステナイトの面積率は3%以上であり、好ましくは5%以上である。より好ましくは、7%以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が20%を超えると、加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトによって衝突時の耐破断特性を低下させる場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は20%以下であり、好ましくは15%以下である。より好ましくは、10%以下である。
フレッシュマルテンサイトは高強度化には有効である。しかしながら、軟質相との粒界でボイドを生じやすく、フレッシュマルテンサイトの面積率が10%を超えると衝突特性を低下させる場合がある。したがって、フレッシュマルテンサイトの面積率は10%以下であり、好ましくは5%以下である。また、フレッシュマルテンサイトが少ないほど、軟質相との粒界で生じるボイドが減少することから、下限は特に限定されない。
フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計面積率が95%未満になると、上記以外の相の面積率が高くなり、強度と衝突特性を両立することが困難となる。上記以外の相には、例えば、パーライト、セメンタイトが挙げられ、これらの相が増加すると、衝突変形時にボイド生成の起点となり衝突特性を低下させる場合がある。また、パーライトやセメンタイトが増加すると、強度が低下する場合がある。上記合計面積率が95%以上であれば残りの相の種類や面積率にかかわらず高い強度及び衝突特性が得られる。合計面積率は好ましくは97%以上とする。なお、上記以外の残部の組織としては、パーライト及びセメンタイトがあり、これら残部の組織の合計面積率は5%以下である。好ましくは、この残部の組織の合計面積率は3%以下である。
残留オーステナイト中の固溶C量が0.6質量%未満になると衝突変形過程における初期の低ひずみ域で多くの残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し、その後の変形過程で加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトによって衝突時の耐破断特性が低下する場合がある。したがって、残留オーステナイト中の固溶C量は0.6質量%以上であり、より好ましくは0.7質量%以上である。残留オーステナイト中の固溶C量の上限は特に限定はしないが、未変態オーステナイト中に過度にCを濃化させると未変態オーステナイトが分解し、残留オーステナイトが減少する場合があるため、好ましくは1.5質量%以下とする。
全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が2.0未満の残留オーステナイト粒の割合が50%未満では衝突特性が低下する場合がある。この理由は明らかではないが次のように考えられる。残留オーステナイトは加工硬化し曲げ変形部のひずみを分散することで衝突特性を向上させるが、変形過程で加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトはボイドの起点となりやすい。残留オーステナイトのアスペクト比の高い加工誘起マルテンサイトの界面でボイドが生成した場合、ボイドが界面に沿って急激に粗大化し、割れの進展を助長する。したがって、割れの進展を抑制しつつ残留オーステナイトのひずみ分散能を活用するために全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が2.0未満の残留オーステナイト粒の割合は50%以上とする。当該割合は、より好ましくは60%以上とする。当該割合は高い方がよいため、上限は特に限定されない。
本発明の亜鉛めっき鋼板において、上記ボイド数密度を1500個/mm2以下とすることで高い衝突特性が得られる。このメカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。衝突特性劣化の原因となる衝突時の破断は、割れの発生及び進展が起点となる。割れは加工硬化能の低下及び高硬度差領域でのボイドの生成及び連結によって発生しやすくなると考えられる。また、実部材の衝突では一次加工を受けた箇所で一次加工と直交方向に曲げ戻されるように変形する。このとき一次加工の高硬度差領域でボイドが発生するとボイドの周辺に応力が集中し、割れの発生・進展が助長され、その結果破断に至る。そこで、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトによって高硬度差領域を減少させ、さらに必要に応じて残留オーステナイトを活用し変形中に一次加工部での応力集中を抑制することで、一次加工部におけるボイド発生、進展及びそれに伴う部材破断を抑制し、高い耐破断特性が得られる。したがって、これらの効果を得るために上記ボイド数密度を1500個/mm2以下とする。また、上記ボイド数密度が小さいほど軸圧壊時の破断が抑制されると考えられることから、下限は特に限定しない。
また、曲げ加工後のボイドの圧延方向における測定位置については、曲げ加工により形成され、幅(C)方向(図1の符号D1参照)に延びた角部X0を含む領域とする。より具体的には、曲げ加工により幅方向及び圧延方向に垂直な方向(パンチ等の押圧部の押圧方向)で最下部となる領域において、板厚方向に0~50μm領域内(図1の符号XA参照)でボイドの数密度を測定する。
また、圧縮側の鋼板表面とは、上記の押圧した一方の側の鋼板表面(押圧を施すパンチ等の押圧部と接触する方の鋼板表面)のことを指す。
また、曲げ加工後のL断面については、曲げ加工による変形の方向に対し平行に、且つ鋼板表面に対し垂直に切断することで形成される断面であって、幅方向に対し垂直な断面のことを指す。
まず、鋼板に対して、曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工(一次曲げ加工)を施し、試験片を準備する。90°曲げ加工(一次曲げ加工)では、図2に示すように、V溝を有するダイA1の上に載せた鋼板に対して、パンチB1を押し込んで試験片T1を得る。次に、図3に示すように、支持ロールA2の上に載せた試験片T1に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチB2を押し込んで直交曲げ(二次曲げ加工)を施した。図2及び図3において、D1は幅(C)方向、D2は圧延(L)方向を示している。
[直交曲げ条件]
試験方法:ロール支持、パンチ押し込み
ロール径:φ30mm
パンチ先端R:0.4mm
ロール間距離:(板厚×2)+0.5mm
ストローク速度:20mm/min
試験片サイズ:60mm×60mm
曲げ方向:圧延直角方向
上記直交曲げを施した際に得られるストローク-荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。上記曲げ-直交曲げ試験を3回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔSとする。
軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚1.2mmの亜鉛めっき鋼板で実施する。上記製造工程で得られた亜鉛めっき鋼板を切り出し、パンチ肩半径が5.0mmであり、ダイ肩半径が5.0mmである金型を用いて、深さ40mmとなるように成形加工(曲げ加工)して、図6及び図7に示すハット型部材10を作製する。また、ハット型部材の素材として用いた亜鉛めっき鋼板を、200mm×80mmの大きさに別途切り出す。次に、その切り出した後の亜鉛めっき鋼板20と、ハット型部材10とをスポット溶接し、図6及び図7に示すような試験用部材30を作製した。図6は、ハット型部材10と亜鉛めっき鋼板20とをスポット溶接して作製した試験用部材30の正面図である。図7は、試験用部材30の斜視図である。スポット溶接部40の位置は、図7に示すように、亜鉛めっき鋼板の端部と溶接部が10mm、溶接部間が45mmの間隔となるようにする。次に、図8に示すように、試験用部材30を地板50とTIG溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製する。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター60を衝突速度10m/sで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを100mm圧壊する。図8に示すように、圧壊方向D3は、試験用部材30の長手方向と平行な方向とする。圧壊時のストローク-荷重のグラフにおける、ストローク0~100mmの範囲における面積を求め、3回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー(Fave)とする。
Cはフェライト以外の相を生成しやすくし、また、NbやTiなどと合金化合物を形成するため、強度向上に必要な元素である。C含有量が0.07%未満では、製造条件の最適化を図っても、所望の強度を確保できない場合がある。したがって、C含有量は好ましくは0.07%以上であり、より好ましくは0.10%以上である。一方、C含有量が0.20%を超えるとマルテンサイトの強度が過剰に増加し、製造条件の最適化を図っても本発明の衝突特性が得られない場合がある。したがって、C含有量は好ましくは0.20%以下であり、より好ましくは0.18%以下である。
Siは炭化物生成を抑制するため、残留オーステナイトが得られる。また、固溶強化元素でもあり、強度と延性のバランスの向上に寄与する。この効果を得るために、Si含有量は好ましくは0.10%以上であり、より好ましくは0.50%以上である。一方、Si含有量が2.00%を超えると、亜鉛めっき付着、密着性の低下及び表面性状の劣化を引き起こす場合がある。したがって、Si含有量は好ましくは2.00%以下であり、より好ましくは1.50%以下である。
Mnはマルテンサイトの生成元素であり、また、固溶強化元素でもある。また、残留オーステナイト安定化に寄与する。これらの効果を得るために、Mn含有量は好ましくは2.0%以上である。Mn含有量は、より好ましくは2.5%以上である。一方、Mn含有量が3.5%を超えると残留オーステナイト分率が過剰に増加し、衝突特性が低下する場合がある。したがって、Mn含有量は好ましくは3.5%以下であり、より好ましくは3.3%以下である。
Pは、鋼の強化に有効な元素である。しかしながら、P含有量が0.05%を超えると合金化速度を大幅に遅延させる場合がある。また、Pを0.05%超えて過剰に含有させると、粒界偏析により脆化を引き起こし、本発明の鋼組織を満たしても衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、P含有量は好ましくは0.05%以下であり、より好ましくは0.01%以下である。P含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は0.002%であり、0.002%以上であることが好ましい。
Sは、MnSなどの介在物となって、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となり、本発明の鋼組織を満たしても衝突特性が低下する場合がある。したがって、S量は極力低い方がよいが、製造コストの面からS含有量は好ましくは0.05%以下である。S含有量は、より好ましくは、0.01%以下である。S含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は0.0002%であり、0.0002%以上であることが好ましい。
Alは脱酸剤として作用し、また、固溶強化元素でもある。Sol.Al含有量が0.005%未満ではこれらの効果は得られない場合があり、本発明の鋼組織を満たしても強度が低下する場合がある。したがって、Sol.Al含有量は、好ましくは0.005%以上である。一方、Sol.Al含有量が0.100%を超えると製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。したがって、Sol.Al含有量は、好ましくは0.100%以下であり、より好ましくは0.050%以下である。
Nは粗大な窒化物を形成するため、衝突変形時にボイド生成の起点となり、衝突特性を低下させる場合がある。したがってN量は極力少ない方がよいが、製造コストの面からN含有量は好ましくは0.010%以下であり、より好ましくは0.006%以下である。なお、N含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在工業的に実施可能な下限は0.0003%であり、0.0003%以上であることが好ましい。
Cr、Mo、Vは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。しかし、Cr:1.0%、Mo:0.5%、V:0.5%を超えて過剰に添加すると、上記の効果が飽和し、さらに原料コストが増加する。また、第2相分率が過大となり衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Cr、Mo、Vのいずれかを含有する場合、Cr含有量は好ましくは1.0%以下、Mo含有量は好ましくは0.5%以下、V含有量は好ましくは0.5%以下である。より好ましくは、Cr含有量は0.8%以下であり、Mo含有量は0.4%以下であり、V含有量は0.4%以下である。Cr、Mo、Vの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。焼き入れ性の効果をより有効に得るためには、Cr、Mo、Vの含有量はそれぞれ0.005%以上であることが好ましい。より好ましくは、Cr、Mo、Vの含有量はそれぞれ0.01%以上である。
仕上げ圧延温度が850℃未満の場合、圧延時にフェライト変態が起こり、局所的に強度が低下するため、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は850℃以上であり、好ましくは880℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が950℃を超えると結晶粒が粗大化し、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は950℃以下であり、好ましくは930℃以下である。
巻取温度が600℃を超えた場合、熱延鋼板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要な衝突特性を得ることができない場合がある。したがって、巻取温度は、600℃以下であり、好ましくは580℃以下である。巻取温度の下限は特に限定されないが、鋼板の形状不良を発生しにくくし、かつ鋼板が過度に硬質化することを防ぐ観点から、巻取温度を400℃以上とすることが好ましい。
冷間圧延の圧下率が20%以下では、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。したがって、冷間圧延の圧下率は20%超えであり、好ましくは30%以上である。
焼鈍温度が750℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は750℃以上である。また、焼鈍温度の上限は特に限定されないが、製造性の観点から、900℃以下であることが好ましい。また、保持時間が30秒未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、保持時間は30秒以上であり、好ましくは60秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性を損なわないようにするために、保持時間を600秒以下とすることが好ましい。
焼鈍工程後300~600℃の温度域まで冷却し、300~600℃の温度域で10~300秒保持することはベイナイトを得るために有効である。また、ベイナイト生成によって未変態オーステナイト中にCが濃化することで多量の残留オーステナイトが得られる。10秒未満ではこれらの効果が得られない。また、300秒を超えるとベイナイトが過剰に生成し、未変態オーステナイト中にCが過剰に濃化し、パーライトが生成し、所望の残留オーステナイト量が得られない場合がある。したがって、保持時間は300秒以下であり、好ましくは100秒以下である。
冷却停止温度が(Ms-50℃)超えでは焼戻しマルテンサイトの生成が不十分であり、本発明の鋼組織が得られない。一方、冷却停止温度が(Ms-250℃)未満では焼戻しマルテンサイトが過剰になり、残留オーステナイトの生成が不十分となる場合がある。したがって、冷却停止温度は(Ms-250℃)~(Ms-50℃)である。好ましくは(Ms-200℃)以上である。また、好ましくは、(Ms-100℃)以下である。なお、本発明では冷却停止温度までの冷却速度は限定されない。
上記式において、[元素記号%]は、各元素の含有量(質量%)を表し、含有しない元素は0とする。また、[α面積%]は焼鈍後のフェライト面積率(%)である。焼鈍後のフェライト面積率は、熱膨張測定装置で昇温速度、焼鈍温度及び焼鈍時の保持時間を模擬することによって事前に求める。
焼戻し温度が300℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトとフェライトの界面でボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、焼戻し温度は300℃以上であり、好ましくは350℃以上である。一方、焼戻し温度が500℃を超えるとマルテンサイト及びベイナイトの焼戻しが過剰となり、一次加工時にフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの界面でボイドが生成しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、焼戻し温度は500℃以下であり、好ましくは450℃以下である。また、保持時間が20秒未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、保持時間は20秒以上であり、好ましくは30秒以上である。また、保持時間が500秒を超えるとアスペクト比が2.0未満の残留オーステナイトの割合が減少する場合がある。したがって保持時間の上限は500秒以下であり、好ましくは450秒以下である。
上記焼戻し温度から50℃までの平均冷却速度が20℃/s未満では本発明の衝突特性が得られない。この理由は明らかではないが次のように考えられる。一次加工部のボイド生成を抑制し、衝突特性を向上させるためには軟質相(フェライト)と硬質相(フレッシュマルテンサイト)との硬度差を中間硬度相(焼戻しマルテンサイト、ベイナイト)で低減する必要がある。前者はめっき処理前に生成させたベイナイト及び焼入れ時に生成させたマルテンサイトを焼戻し工程で軟化さることで軟質相との硬度差を低減しボイドの生成を抑制している。後者は焼戻し工程で生成させたベイナイトでボイドの生成を抑制している。焼戻し工程で生成させたベイナイトは軟化すると硬質相との硬度差が大きくなるため、ベイナイトが生成する焼戻し工程前に高温にさらされるめっき処理を行い、さらに焼戻し工程後の冷却速度を速くすることで冷却中のベイナイトの焼戻しを抑制することで、軟質相との硬度差を低減しボイドの生成を抑制している。したがって、焼戻し工程後における室温までの平均冷却速度が20℃/s未満では、冷却中にベイナイトが焼戻され、硬質相との硬度差が大きくなってしまうことにより、一次加工時にその界面でボイドが生成しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。平均冷却速度は、好ましくは25℃/s以上である。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却設備の省エネルギーの観点から、70℃/s以下が好ましい。
冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっきが施される。
表1に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、分塊圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを加熱し、表2に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、めっき処理、焼入れ及び焼戻し、並びに冷却を行い、亜鉛めっき鋼板を製造した。めっき処理では、鋼板表面に電気亜鉛めっき層(EG)、溶融亜鉛めっき層(GI)又は合金化溶融亜鉛めっき層(GA)を形成させた。電気亜鉛めっき処理では、鋼板を亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、めっき付着量10~100g/m2の電気亜鉛めっき層(EG)を形成させた。また、溶融亜鉛めっき処理では、鋼板をめっき浴中に浸漬し、めっき付着量10~100g/m2の溶融亜鉛めっき層(GI)を形成させた。また、合金化溶融亜鉛めっきでは、鋼板に溶融亜鉛めっき層を形成した後に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層(GA)を形成させた。なお、最終的な各亜鉛めっき鋼板の板厚は、1.2mmであった。
また、亜鉛めっき鋼板を、以下の手法に従い、曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工を施した後、圧縮側の鋼板表面から0~50μm領域内のL断面における1mm2当たりのボイドの個数を測定した。
また、曲げ加工後のボイドの圧延方向における測定位置については、曲げ加工により形成され、幅(C)方向(図1の符号D1参照)に延びた角部X0を含む領域とした。より具体的には、曲げ加工により幅方向及び圧延方向に垂直な方向(パンチ等の押圧部の押圧方向)で最下部となる領域において、板厚方向に0~50μm領域内(図1の符号XA参照)でボイドの数密度を測定した。
得られた各亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して直角方向にJIS5号引張試験片(JIS Z2201)を採取し、歪速度が10-3/sとするJIS Z2241(2011)の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度(TS)を求めた。なお、TSが980MPa以上を合格とした。
得られた鋼板に対して、曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工(一次曲げ加工)を施し、試験片を準備した。90°曲げ加工(一次曲げ加工)では、図2に示すように、V溝を有するダイA1の上に載せた鋼板に対して、パンチB1を押し込んで試験片T1を得た。次に、図3に示すように、支持ロールA2の上に載せた試験片T1に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチB2を押し込んで直交曲げ(二次曲げ加工)を施した。図2及び図3において、D1は幅(C)方向、D2は圧延(L)方向を示している。
[直交曲げ条件]
試験方法:ロール支持、パンチ押し込み
ロール径:φ30mm
パンチ先端R:0.4mm
ロール間距離:(板厚×2)+0.5mm
ストローク速度:20mm/min
試験片サイズ:60mm×60mm
曲げ方向:圧延直角方向
上記直交曲げを施した際に得られるストローク-荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求めた。上記曲げ-直交曲げ試験を3回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔSとした。ΔSが27mm以上で耐破断特性が良好と評価した。
軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚1.2mmの亜鉛めっき鋼板で実施した。上記製造工程で得られた亜鉛めっき鋼板を切り出し、パンチ肩半径が5.0mmであり、ダイ肩半径が5.0mmである金型を用いて、深さ40mmとなるように成形加工(曲げ加工)して、図6及び図7に示すハット型部材10を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた亜鉛めっき鋼板を、200mm×80mmの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の亜鉛めっき鋼板20と、ハット型部材10とをスポット溶接し、図6及び図7に示すような試験用部材30を作製した。図6は、ハット型部材10と亜鉛めっき鋼板20とをスポット溶接して作製した試験用部材30の正面図である。図7は、試験用部材30の斜視図である。スポット溶接部40の位置は、図7に示すように、亜鉛めっき鋼板の端部と溶接部が10mm、溶接部間が45mmの間隔となるようにした。次に、図8に示すように、試験用部材30を地板50とTIG溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター60を衝突速度10m/sで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを100mm圧壊した。図8に示すように、圧壊方向D3は、試験用部材30の長手方向と平行な方向とした。圧壊時のストローク-荷重のグラフにおける、ストローク0~100mmの範囲における面積を求め、3回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー(Fave)とした。Faveが40000N以上で吸収エネルギーが良好と評価した。また、耐破断特性及び吸収エネルギーの両方が良好の場合、衝突特性が良好と評価した。
実施例1の表3のNo.1(本発明例)の亜鉛めっき鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例1の表3のNo.1の亜鉛めっき鋼板と、実施例1の表3のNo.3(本発明例)の亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明の鋼板を用いて製造した本発明例の部材は、衝突特性に優れており、高強度であり、実施例1の表3のNo.1(本発明例)の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例1の表3のNo.1の鋼板と、実施例1の表3のNo.3(本発明例)の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
20 亜鉛めっき鋼板
30 試験用部材
40 スポット溶接部
50 地板
60 インパクター
A1 ダイ
A2 支持ロール
B1 パンチ
B2 パンチ
D1 幅(C)方向
D2 圧延(L)方向
D3 圧壊方向
T1 試験片
T2 試験片
X0 角部
XA 曲げ加工後のボイドの測定位置(測定領域)
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.07~0.20%、
Si:0.10~2.00%、
Mn:2.0~3.5%、
P:0.05%以下、
S:0.05%以下、
Sol.Al:0.005~0.100%、及び
N:0.010%以下を含有し、
炭素当量Ceqが0.60%以上0.85%未満を満たし、
残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率で、フェライト:40%未満、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計:40%以上、残留オーステナイト:3~20%、フレッシュマルテンサイト:10%以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計:95%以上である鋼組織と、を有する鋼板と、
前記鋼板表面上に亜鉛めっき層と、を備え、
前記残留オーステナイト中の固溶C量が0.6質量%以上であり、
全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が2.0未満の残留オーステナイト粒の割合が、50%以上であり、
曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から0~50μm領域内のL断面において、ボイド数密度が1500個/mm2以下であり、
引張強度が980MPa以上である亜鉛めっき鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:1.0%以下、
Mo:0.5%以下、
V:0.5%以下、
Ti:0.5%以下、
Nb:0.5%以下、
B:0.005%以下、
Ni:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Sb:1.0%以下、
Sn:1.0%以下、
Ca:0.005%以下、及び
REM:0.005%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する請求項1に記載の亜鉛めっき鋼板。 - 前記亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である請求項1又は請求項2に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1から請求項3までのいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
- 炭素当量Ceqが0.60%以上0.85%未満を満たし、かつ請求項1又は請求項2に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を850~950℃として熱間圧延を施し、600℃以下の巻取温度で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を20%超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を750℃以上の焼鈍温度まで加熱し、30秒以上保持する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後、300~600℃の温度域まで冷却し、当該温度域で10~300秒保持した後、鋼板表面に亜鉛めっき処理を施すめっき工程と、
前記めっき工程後、(Ms-250℃)~(Ms-50℃)の冷却停止温度まで冷却した後、300~500℃の焼戻し温度で20~500秒保持する焼入れ及び焼戻し工程と、
前記焼入れ及び焼戻し工程後に、前記焼戻し温度から50℃までを平均冷却速度20℃/s以上で冷却する冷却工程と、を有する、面積率で、フェライト:40%未満、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計:40%以上、残留オーステナイト:3~20%、フレッシュマルテンサイト:10%以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計:95%以上である鋼組織と、を有する鋼板と、前記鋼板表面上に亜鉛めっき層と、を備え、前記残留オーステナイト中の固溶C量が0.6質量%以上であり、全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が2.0未満の残留オーステナイト粒の割合が、50%以上であり、曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から0~50μm領域内のL断面において、ボイド数密度が1500個/mm 2 以下であり、引張強度が980MPa以上である亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記亜鉛めっき処理は、鋼板表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施す処理である請求項5に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項5又は請求項6に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
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