JP7197063B1 - 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
「質量%で表して、Cを0.04~0.22%、Siを1.0%以下、Mnを3.0%以下、Pを0.05%以下、Sを0.01%以下、Alを0.01~0.1%及びNを0.001~0.005%含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成され、かつマルテンサイト相の最大粒径が2μm以下で、その面積率が5%以上であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板。」
が開示されている。
「表面層を厚さ0.1μm以上研削除去された冷延鋼板上にNiを0.2g/m2以上2.0g/m2以下プレめっきされた冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
質量%で、
C:0.05%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、3.0%以下、
Mn:0.1%以上、3.0%以下、
P:0.04%以下、
S:0.05%以下、
N:0.01%以下、
Al:0.01%以上、2.0%以下、
Si+Al>0.5%、
を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを40%以上含有し、残留オーステナイトを8%以上、下記に規定する3種類のマルテンサイト[1][2][3]のマルテンサイト[3]を含む2種以上と1%以上のベイナイト及び0~10%のパーライトを含有し、且つ、前記3種類のマルテンサイト[1][2][3]がそれぞれ、体積分率で、
マルテンサイト[1]:0%以上、50%以下、
マルテンサイト[2]:0%以上、20%未満、
マルテンサイト[3]:1%以上、30%以下、
である鋼板の表面に、Feを7%未満含有し、残部がZn、Alおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、
引張強度TS(MPa)、全伸び率EL(%)、穴拡げ率λ(%)としてTS×ELが18000MPa・%以上、TS×λが35000MPa・%以上であり、引張強度980MPa以上有することを特徴とするめっき密着性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
マルテンサイト[1]:C濃度(CM1)が0.8%未満で、硬さHv1が、
Hv1/(-982.1×CM12+1676×CM1+189)≦0.60
マルテンサイト[2]:C濃度(CM2)が0.8%以上で、硬さHv2が、
Hv2/(-982.1×CM22+1676×CM2+189)≦0.60
マルテンサイト[3]:C濃度(CM3)が0.8%以上で、硬さHv3が、
Hv3/(-982.1×CM32+1676×CM3+189)≧0.80」
が開示されている。
「質量%で、C:0.15%以上0.25%以下、Si:0.50%以上2.5%以下、Mn:2.3%以上4.0%以下、P:0.100%以下、S:0.02%以下、Al:0.01%以上2.5%以下、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、
面積率で、焼戻しマルテンサイト相:30%以上73%以下、フェライト相:25%以上68%以下、残留オーステナイト相:2%以上20%以下、他の相:10%以下(0%を含む)であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相:3%以下(0%を含む)、ベイニティックフェライト相:5%未満(0%を含む)を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が8μm以下、前記残留オーステナイト相中のC量が0.7質量%未満である鋼板組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。」
が開示されている。
また、本発明は、上記の亜鉛めっき鋼板を素材とする部材、ならびに、その製造方法を提供することを目的とする。
・JIS Z 2241に準拠する引張試験で測定されるYSが、当該引張試験で測定されるTSに応じて、以下の式を満足し、
980MPa≦TS<1180MPaの場合、550MPa≦YS
1180MPa≦TS<1310MPaの場合、700MPa≦YS
1310MPa≦TSの場合、800MPa≦YS
・JIS Z 2241に準拠する引張試験で測定される全伸び(El)が、当該引張試験で測定されるTSに応じて、以下の式を満足し、
980MPa≦TS<1180MPaの場合、13.0%≦El
1180MPa≦TS<1310MPaの場合、12.0%≦El
1310MPa≦TSの場合、10.0%≦El
・JIS Z 2241に準拠する引張試験で測定されるn値/YRが、以下の式を満足し、
n値/YR≧0.070
・さらに、JIS Z 2256に準拠する穴広げ試験で測定される限界穴広げ率(λ)が20%以上である、
ことを意味する。
その結果、亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の成分組成を適正に調整し、かつ、亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織を、
フェライトの面積率:65.0%以下(0%を含む)、
ベイニティックフェライトの面積率:5.0%以上40.0%以下、
焼戻しマルテンサイトの面積率:0.5%以上80.0%以下、
残留オーステナイトの面積率:3.0%以上、
フレッシュマルテンサイトの面積率:20.0%以下(0%を含む)、
SBF+STM+2×SMA:65.0%以上、
SMA1/SMA:0.80以下、および
SMA2/SMA:0.20以上
とする、ことにより、TS:980MPa以上であり、かつ、高いYSと、優れた延性、加工硬化能および穴広げ性とを有する亜鉛めっき鋼板が得られることを知見した。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
1.下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
該下地鋼板は、
質量%で、
C:0.050%以上0.400%以下、
Si:0.20%以上3.00%以下、
Mn:1.00%以上3.50%未満、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上2.000%以下および
N:0.0100%以下
であり、炭素当量Ceqが0.540%以上であり、残部がFe及び不可避的不純物である、成分組成を有し、
また、該下地鋼板は、
フェライトの面積率:65.0%以下(0%を含む)、
ベイニティックフェライトの面積率:5.0%以上40.0%以下、
焼戻しマルテンサイトの面積率:0.5%以上80.0%以下、
残留オーステナイトの面積率:3.0%以上、
フレッシュマルテンサイトの面積率:20.0%以下(0%を含む)、
SBF+STM+2×SMA:65.0%以上、
SMA1/SMA:0.80以下、および
SMA2/SMA:0.20以上
である、鋼組織を有し、
引張強さが980MPa以上である、亜鉛めっき鋼板。
ここで、
SBF:前記ベイニティックフェライトの面積率
STM:前記焼戻しマルテンサイトの面積率
SMA:前記残留オーステナイトおよび前記フレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
SMA1:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、円相当直径が2.0μm以上であり、かつ、周長の20%以下が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域の合計の面積率
SMA2:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接する島状領域の合計の面積率
である。
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.000%以下、
Cr:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:0.500%以下、
Sb:0.200%以下、
Sn:0.200%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.0200%以下、
Co:0.0200%以下、
Zr:0.0200%以下、
Ca:0.0200%以下、
Ce:0.0200%以下、
Se:0.0200%以下、
Te:0.0200%以下、
Ge:0.0200%以下、
As:0.0200%以下、
Sr:0.0200%以下、
Cs:0.0200%以下、
Hf:0.0200%以下、
Pb:0.0200%以下、
Bi:0.0200%以下および
REM:0.0200%以下
のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、前記1に記載の亜鉛めっき鋼板。
ここで、
SMA3:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接し、かつ、周長の20%超が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域の合計の面積率
である。
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
前記冷延鋼板を、焼鈍温度:760℃以上900℃以下および焼鈍時間:20秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
前記冷延鋼板を300℃以上550℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
前記冷延鋼板を300℃以上550℃以下の温度域で3秒以上600秒以下保持する、保持工程と、
前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を、100℃以上300℃未満の第二冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を、(前記第二冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の再加熱温度に再加熱し、前記亜鉛めっき鋼板を、(前記第二冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の温度域で10秒以上2000秒以下保持する、再加熱工程と、
を有し、
前記第一冷却停止温度と、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度とが、次式(1)の関係を満足する、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
-150℃≦T0-T1≦50℃ ・・・(1)
ここで、T0は第一冷却停止温度(℃)、T1は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度(℃)である。
[1]亜鉛めっき鋼板
まず、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量%」であるが、以下、特に断らない限り、単に「%」で示す。
Cは、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトを適正量生成させて、980MPa以上のTSと、高いYSを確保するために有効な元素である。ここで、C含有量が0.050%未満では、フェライトの面積率が増加して、TSを980MPa以上とすることが困難になる。また、YSの低下も招く。一方、C含有量が0.400%を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加する。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、残留オーステナイトから生成するフレッシュマルテンサイトの硬度が大幅に増加する。その結果、打抜き加工後の鋼板では、穴広げ時の亀裂進展が促進される(すなわち、穴広げ性の低下を招く)。
したがって、C含有量は、0.050%以上0.400%以下とする。C含有量は、好ましくは0.100%以上である。また、C含有量は、好ましくは0.300%以下である。
Siは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Siは、残留オーステナイトの面積率および残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。ここで、Si含有量が0.20%未満では、残留オーステナイトの面積率が減少し、延性が低下する。一方、Si含有量が3.00%を超えると、フェライトの面積率が過度に増加し、TSを980MPa以上とすることが困難になる。また、YSの低下も招く。加えて、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加する。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、残留オーステナイトから生成するフレッシュマルテンサイトの硬度が大幅に増加する。その結果、打抜き加工後の鋼板では、穴広げ時の亀裂進展が促進される(すなわち、穴広げ性の低下を招く)。
したがって、Si含有量は、0.20%以上3.00%以下とする。Si含有量は、好ましくは0.40%以上である。また、Si含有量が2.00%を超えると耐抵抗溶接割れ特性の低下が懸念されるので、Si含有量は、好ましくは2.00%以下である。
Mnは、ベイニティックフェライトや焼戻しマルテンサイトなどの面積率を調整する元素である。ここで、Mn含有量が1.00%未満では、フェライトの面積率が過度に増加して、TSを980MPa以上とすることが困難になる。また、YSの低下も招く。一方、Mn含有量が3.50%以上となると、ベイニティックフェライトの面積率が減少し、焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加する。その結果、所望の延性が得られない。
したがって、Mn含有量は、1.00%以上3.50%未満とする。Mn含有量は、好ましくは、1.80%以上である。また、Mn含有量は、好ましくは3.20%未満である。
Pは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させる元素である。このような効果を得るため、P含有量を0.001%以上にする。一方、P含有量が0.100%を超えると、Pが旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、ボイドの生成量が増加し、穴広げ性の低下を招く。
したがって、P含有量は、0.001%以上0.100%以下とする。P含有量は、好ましくは0.030%以下である。
Sは、鋼中で硫化物として存在する。特に、S含有量が0.0200%を超えると、鋼板の極限変形能が低下する。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、ボイドの生成量が増加し、穴広げ性の低下を招く。
したがって、S含有量は0.0200%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0080%以下である。なお、S含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、S含有量は0.0001%以上とすることが好ましい。
Alは、焼鈍中の炭化物生成を抑制するとともに、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Alは、残留オーステナイトの面積率および残留オーステナイト中の炭素濃度に影響を及ぼす元素である。このような効果を得るために、Al含有量を0.010%以上とする。一方、Al含有量が2.000%を超えると、フェライトの面積率が過度に増加して、TSを980MPa以上とすることが困難になる。また、YSの低下も招く。
したがって、Alの含有量は、0.010%以上2.000%以下とする。Al含有量は、好ましくは、0.015%以上である。また、Al含有量は、好ましくは1.000%以下である。
Nは、鋼中で窒化物として存在する。特に、N含有量が0.0100%を超えると、鋼板の極限変形能が低下する。そのため、鋼板に打抜き加工を施すと、ボイドの生成量が増加し、穴広げ性の低下を招く。
したがって、N含有量は0.0100%以下とする。また、N含有量は、好ましくは0.0050%以下である。なお、N含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、N含有量は0.0005%以上が好ましい。
炭素当量CeqはTSに影響を与える。特に、炭素当量Ceqが0.540%未満になると、TSを980MPa以上とすることが困難となる。したがって、炭素当量Ceqは0.540%以上とする。
ここで、炭素当量Ceqは、以下の式により定義される。
炭素当量Ceq=[C%]+([Si%]/24)+([Mn%]/6)+([Ni%]/40)+([Cr%]/5)+([Mo%]/4)+([V%]/14)
なお、上記した式中の[元素記号%]は、下地鋼板の成分組成における当該元素の含有量(質量%)を表す。また、下地鋼板の成分組成に含有されない元素は0として計算する。
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.000%以下、
Cr:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:0.500%以下、
Sb:0.200%以下、
Sn:0.200%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.0200%以下、
Co:0.0200%以下、
Zr:0.0200%以下、
Ca:0.0200%以下、
Ce:0.0200%以下、
Se:0.0200%以下、
Te:0.0200%以下、
Ge:0.0200%以下、
As:0.0200%以下、
Sr:0.0200%以下、
Cs:0.0200%以下、
Hf:0.0200%以下、
Pb:0.0200%以下、
Bi:0.0200%以下および
REM:0.0200%以下
Tiは、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、TSを上昇させる。このような効果を得るためには、Ti含有量を0.001%以上とすることが好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.005%以上である。一方、Ti含有量が0.200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Tiを含有させる場合、Ti含有量は0.200%以下が好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.060%以下である。
Nbは、Tiと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、TSを上昇させる。このような効果を得るためには、Nb含有量を0.001%以上とすることが好ましい。Nb含有量は、より好ましくは0.005%以上である。一方、Nb含有量が0.200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Nbを含有させる場合、Nb含有量は0.200%以下が好ましい。Nb含有量は、より好ましくは0.060%以下である。
Vは、TiやNbと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、TSを上昇させる。このような効果を得るためには、V含有量を0.001%以上とすることが好ましい。V含有量は、より好ましくは0.005%以上である。一方、V含有量が0.100%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Vを含有させる場合、V含有量は0.100%以下が好ましい。V含有量は、より好ましくは0.060%以下である。
Bは、オーステナイト粒界に偏析することにより、焼入れ性を高める元素である。また、Bは、焼鈍後の冷却時に、フェライトの生成および粒成長を抑制する元素である。このような効果を得るためには、B含有量を0.0001%以上にすることが好ましい。B含有量は、より好ましくは0.0002%以上である。一方、B含有量が0.0100%を超えると、熱間圧延時に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させるおそれがある。また、鋼板の極限変形能の低下に伴い、鋼板に打抜き加工を施した際のボイドの生成量が増加し、穴広げ性の低下を招く。したがって、Bを含有させる場合、B含有量は0.0100%以下とすることが好ましい。B含有量は、より好ましくは0.0050%以下である。
Cuは、焼入れ性を高める元素である。特に、Cuは、硬質なフレッシュマルテンサイトなどの面積率をより好適な範囲に調整し、これにより、TSをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Cu含有量を0.005%以上にすることが好ましい。Cu含有量は、より好ましくは0.020%以上である。一方、Cu含有量が1.000%を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、TSが過剰に高くなる。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が引張試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Cuを含有させる場合、Cu含有量は1.000%以下とすることが好ましい。Cuの含有量は、より好ましくは0.200%以下である。
Crは、焼入れ性を高める元素である、また、Crは、残留オーステナイトやフレッシュマルテンサイトを生成させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Cr含有量は0.0005%以上にすることが好ましい。特に、TSをより好適な範囲とする観点から、Cr含有量は0.010%以上がより好ましい。一方、Cr含有量が1.000%を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Crを含有させる場合、Cr含有量は1.000%以下にすることが好ましい。また、Cr含有量は、より好ましくは0.250%以下、さらに好ましくは0.100%以下である。
Niは、焼入れ性を高める元素である。また、Niは、残留オーステナイトやフレッシュマルテンサイトの面積率をより好適な範囲に調整し、これにより、TSをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ni含有量を0.005%以上にすることが好ましい。Ni含有量は、より好ましくは、0.020%以上である。一方、Niの含有量が1.000%を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、延性や成形時の寸法精度が低下するおそれがある。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Niを含有させる場合、Ni含有量は1.000%以下とすることが好ましい。Ni含有量は、より好ましくは0.800%以下である。
Moは、焼入れ性を高める元素である。また、Moは、硬質なフレッシュマルテンサイトなどを生成させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Mo含有量を0.010%以上にすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは、0.030%以上である。一方、Mo含有量が0.500%を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Moを含有させる場合、Mo含有量は0.500%以下にすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは0.450%以下、さらに好ましくは0.400%以下である。
Sbは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのCの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Sb含有量を0.002%以上とすることが好ましい。Sb含有量は、より好ましくは0.005%以上である。一方、Sb含有量が0.200%を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Sbを含有させる場合、Sb含有量は0.200%以下にすることが好ましい。Sb含有量は、より好ましくは0.020%以下である。
Snは、Sbと同様、焼鈍中の鋼板表面近傍でのCの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Sn含有量を0.002%以上とすることが好ましい。Sn含有量は、より好ましくは0.005%以上である。一方、Sn含有量が0.200%を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Snを含有させる場合、Sn含有量は0.200%以下にすることが好ましい。Sn含有量は、より好ましくは0.020%以下である。
Taは、Ti、NbおよびVと同様に、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、TSを上昇させる。加えて、Taは、Nb炭化物やNb炭窒化物に一部固溶し、(Nb,Ta)(C,N)のような複合析出物を生成する。これにより、析出物の粗大化を抑制し、析出強化を安定化させる。これにより、TS、さらにはYSを向上させる。このような効果を得るためには、Ta含有量を0.001%以上とすることが好ましい。一方、Ta含有量が0.100%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Taを含有させる場合、Ta含有量は0.100%以下が好ましい。
Wは、焼入れ性を高め、TSをより好適な範囲に調整するために有効な元素である。このような効果を得るためには、W含有量を0.001%以上とすることが好ましい。W含有量は、より好ましくは0.030%以上である。一方、W含有量が0.500%を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加して、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Wを含有させる場合、W含有量は0.500%以下にすることが好ましい。W含有量は、より好ましくは0.450%以下、さらに好ましくは0.400%以下である。
Mgは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Mg含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。一方、Mg含有量が0.0200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Mgを含有させる場合、Mg含有量は0.0200%以下とすることが好ましい。
Znは、介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Zn含有量は、0.0010%以上にすることが好ましい。一方、Zn含有量が0.0200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Znを含有させる場合、Zn含有量は0.0200%以下とすることが好ましい。
Coは、Znと同様、介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Co含有量は、0.0010%以上にすることが好ましい。一方、Co含有量が0.0200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Coを含有させる場合、Co含有量は0.0200%以下とすることが好ましい。
Zrは、ZnおよびCoと同様、介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Zr含有量は、0.0010%以上にすることが好ましい。一方、Zr含有量が0.0200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Zrを含有させる場合、Zr含有量は0.0200%以下とすることが好ましい。
Caは、鋼中で介在物として存在する。ここで、Ca含有量が0.0200%を超えると、粗大な介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Caを含有させる場合、Ca含有量は0.0200%以下にすることが好ましい。Ca含有量は、好ましくは0.0020%以下である。なお、Ca含有量の下限は特に限定されるものではないが、Ca含有量は0.0005%以上が好ましい。また、生産技術上の制約から、Ca含有量は0.0010%以上がより好ましい。
Ce、Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、BiおよびREMはいずれも、鋼板の極限変形能、さらには穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ce、Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、BiおよびREMの含有量はそれぞれ0.0001%以上にすることが好ましい。一方、Ce、Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、BiおよびREMの含有量がそれぞれ0.0200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となる、すなわち、穴広げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ce、Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、BiおよびREMのうちの少なくとも1種を含有させる場合、その含有量はそれぞれ0.0200%以下とすることが好ましい。
質量%で、
C:0.050%以上0.400%以下、
Si:0.20%以上3.00%以下、
Mn:1.00%以上3.50%未満、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上2.000%以下および
N:0.0100%以下
であり、炭素当量Ceqが0.540%以上であり、
任意に、
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.000%以下、
Cr:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:0.500%以下、
Sb:0.200%以下、
Sn:0.200%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.0200%以下、
Co:0.0200%以下、
Zr:0.0200%以下、
Ca:0.0200%以下、
Ce:0.0200%以下、
Se:0.0200%以下、
Te:0.0200%以下、
Ge:0.0200%以下、
As:0.0200%以下、
Sr:0.0200%以下、
Cs:0.0200%以下、
Hf:0.0200%以下、
Pb:0.0200%以下、
Bi:0.0200%以下および
REM:0.0200%以下
のうちから選ばれる少なくとも1種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物である、成分組成を有する。
本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の下地鋼板の鋼組織は、
フェライトの面積率:65.0%以下(0%を含む)、
ベイニティックフェライトの面積率:5.0%以上40.0%以下、
焼戻しマルテンサイトの面積率:0.5%以上80.0%以下、
残留オーステナイトの面積率:3.0%以上、
フレッシュマルテンサイトの面積率:20.0%以下(0%を含む)、
SBF+STM+2×SMA:65.0%以上、
SMA1/SMA:0.80以下、および
SMA2/SMA:0.20以上
である、鋼組織である。
ここで、
SBF:前記ベイニティックフェライトの面積率
STM:前記焼戻しマルテンサイトの面積率
SMA:前記残留オーステナイトおよび前記フレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
SMA1:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、円相当直径が2.0μm以上であり、かつ、周長の20%以下が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域の合計の面積率
SMA2:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接する島状領域の合計の面積率
である。
以下、それぞれの限定理由について説明する。
軟質なフェライトは、延性および加工硬化能を向上させる相である。しかし、980MPa以上のTS、高いYS、および良好な穴広げ性を確保する観点から、フェライトの面積率は65.0%以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは35.0%以下、より好ましくは25.0%以下である。フェライトの面積率の下限については特に限定されず、0%であってもよい。特に、980MPa≦TS<1180MPaが求められる場合、フェライトの面積率は、好ましくは5.0%以上である。
ベイニティックフェライトは、軟質なフェライトと硬質なフレッシュマルテンサイトなどとの中間の硬度を持ち、良好な穴広げ性を確保するために重要な相である。また、ベイニティックフェライトは、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのCの拡散を活用して、適正量の残留オーステナイトを得るためにも有用な相である。そのため、ベイニティックフェライトの面積率は5.0%以上とする。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは10.0%以上である。一方、ベイニティックフェライトの面積率が過度に増加すると、却って穴広げ性が低下する。そのため、ベイニティックフェライトの面積率を40.0%以下とする。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは35.0%以下である。
焼戻しマルテンサイトは、軟質なフェライトと硬質なフレッシュマルテンサイトなどとの中間の硬度を持ち、良好な穴広げ性を確保するために重要な相である。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率は0.5%以上とする。焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは40.0%以上である。一方、良好な延性を確保する観点から、焼戻しマルテンサイトの面積率は80.0%以下とする。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは75.0%以下である。
良好な延性を得る観点から、残留オーステナイトの面積率は3.0%以上とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは5.0%以上である。なお、残留オーステナイトの面積率の上限については特に限定されないが、残留オーステナイトの面積率は20.0%以下が好ましい。
良好な穴広げ性を確保する観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は20.0%以下とする。なお、フレッシュマルテンサイトの面積率の下限については特に限定されず、0%であってもよい。また、980MPa以上のTSを確保する観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は3.0%以上が好ましい。
なお、フレッシュマルテンサイトとは、焼入れままの(焼戻しを受けていない)マルテンサイトである。
なお、残部組織としては、特に限定されず、例えば、下部ベイナイトやパーライト、セメンタイトなどの炭化物が挙げられる。なお、残部組織の種類は、例えば、SEM(Scanning Electron Microscope;走査電子顕微鏡)による観察で確認することができる。
すなわち、下地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように、下地鋼板から試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて試料の観察面を鏡面研磨する。ついで、試料の観察面にコロイダルシリカを用いて仕上げ研磨を施したのち、3vol.%ナイタールでエッチングして組織を現出させる。
そして、SEM(Scanning Electron Microscope;走査電子顕微鏡)により、加速電圧:15kV、倍率:5000倍の条件で、試料の観察面の25.6μm×17.6μmの視野を5視野観察する。
得られた組織画像(例えば、図1(A)参照)から、以下のようにして、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相(残留オーステナイト+フレッシュマルテンサイト)を同定する。
ベイニティックフェライト:黒色から濃い灰色を呈した領域であり、形態は塊状や不定形などである。また、鉄系炭化物を内包しないか、比較的少数内包する。
焼戻しマルテンサイト:灰色を呈した領域であり、形態は不定形である。また、鉄系炭化物を比較的多数内包する。
硬質第二相(残留オーステナイト+フレッシュマルテンサイト):白色から薄い灰色を呈する領域であり、形態は不定形である。また、鉄系炭化物を内包しない。なお、サイズが比較的大きい場合には、他組織との界面から離れるにつれて次第に色が濃くなり、内部は濃い灰色を呈する場合がある。
残部組織:上述した下部ベイナイトやパーライト、セメンタイトなどの炭化物が挙げられ、これらの形態等は公知のとおりである。
例えば、EBSDによる解析では、フェライトは下部組織を持たない(観察されない)。一方、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトは、下部組織を持ち、残留オーステナイトと特定の結晶方位関係を有する。また、これらの組織から焼鈍工程でのオーステナイト組織を再現し、これを確認することなどができる。このような点が、組織同定の判断材料となる。
また、EPMAによる成分分析では、組織によってC濃度やMn濃度が異なる点が、組織同定の判断材料となる。例えば、フェライトやベイニティックフェライトのC濃度は、焼戻しマルテンサイトを主とする領域(微細な硬質第二相や炭化物などを含む)のC濃度と比べて低い。また、フェライトでは、Mn濃度が他の組織と比べて低くなる場合がある。
微小硬度計による硬度測定では、組織によって硬度が異なる点が組織同定の判断材料となる。例えば、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相のうち、フェライトが最も硬度が低く、硬質第二相が最も硬度が高い。また、ベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトは、フェライトの硬度と硬質第二相の硬度と間の硬度を示す。
すなわち、下地鋼板を板厚方向(深さ方向)に板厚の1/4位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行い、観察面とする。ついで、観察面を、X線回折法により観察する。入射X線にはCoKα線を使用し、bcc鉄の(200)、(211)および(220)各面の回折強度に対するfcc鉄(オーステナイト)の(200)、(220)および(311)各面の回折強度の比を求め、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
[フレッシュマルテンサイトの面積率(%)]=[硬質第二相の面積率(%)]-[残留オーステナイトの面積率(%)]
[残部組織の面積率(%)]=100-[フェライトの面積率(%)]-[ベイニティックフェライトの面積率(%)]-[焼戻しマルテンサイトの面積率(%)]-[硬質第二相の面積率(%)]
980MPa以上のTSを確保する観点から、SBF+STM+2×SMAは、65.0%以上とする。SBF+STM+2×SMAの上限については特に限定されないが、130.0%以下であることが好ましい。
ここで、
SBF:ベイニティックフェライトの面積率
STM:焼戻しマルテンサイトの面積率
SMA:残留オーステナイトおよび前記フレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
である。
残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相(以下、MAともいう。)は、複数の島状領域から構成される。このような島状領域のうち、円相当直径が2.0μm以上であり、かつ、周長の20%以下が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域(以下、MA1ともいう。)は、固溶C濃度が低い。換言すれば、MA1中に含まれる残留オーステナイトの安定性が低い。そのため、MA1は、良好な延性の確保に寄与しない。また、MA1ではフレッシュマルテンサイトの比率が高いため、MA1は穴広げ性を低下させる。そのため、硬質第二相の面積率に対するMA1の面積率の比であるSMA1/SMAは、0.80以下とする。特に、980MPa≦TS<1180MPaが求められる場合、SMA1/SMAは、好ましくは0.75以下、より好ましくは0.40以下である。また、1180MPa≦TSが求められる場合、SMA1/SMAは、好ましくは0.50以下、より好ましくは0.30以下である。なお、SMA1/SMAの下限は特に限定されず、0であってもよい。
なお、個々の島状領域は、硬質第二相以外の相により、他の硬質第二相の島状領域と分離される(個々の島状領域は、その全周が硬質第二相以外の相と接する)。また、個々の島状領域の具体的な形状については特に限定されず、例えば円形、楕円形、多角形、アメーバ形(複数の不規則方向に延伸した形状)などのいずれであってもよい。
残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接する島状領域(以下、MA2ともいう。)は、固溶C濃度が高い。換言すれば、MA2中に含まれる残留オーステナイトの安定性が高い。そのため、MA2は、良好な加工硬化能および延性の確保に極めて重要な役割を果たす。
すなわち、ベイニティックフェライトを焼鈍後の冷却時に適切な条件で生成させると、ベイニティックフェライトから周囲の未変態オーステナイトに拡散する固溶Cは、未変態オーステナイトの内部へは十分に拡散しない。すなわち、未変態オーステナイトのうちベイニティックフェライトの周囲のみを局所的に固溶C量が高い状態にすることができる。その後、その状態で再加熱処理を適切な条件で行うことにより、ベイニティックフェライトの周囲に固溶C濃度が高い硬質第二相、すなわち、MA2が生成する。そのため、MA2に含まれる残留オーステナイトの安定性が高くなり、MA2が良好な加工硬化能および延性の確保に極めて重要な役割を果たすのである。
以上のことから、硬質第二相の面積率に対するMA2の面積率の比であるSMA2/SMAは、0.20以上とする。SMA2/SMAは、好ましくは0.25以上、より好ましくは 0.30以上である。なお、SMA2/SMAの上限は特に限定されず、1であってもよい。また、SMA2/SMAは、高いYSおよび優れた穴広げ性を確保する観点から、980MPa≦TS<1180MPaが求められる場合、好ましくは0.98以下である。また、1180MPa≦TSが求められる場合、SMA2/SMAは好ましくは0.70以下である。
ここで、
SMA3:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接し、かつ、周長の20%超が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域の合計の面積率
である。
残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接し、かつ、周長の20%超が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域(以下、MA3ともいう。)は、MA2の中でも、特に固溶C濃度が高い。
すなわち、MA3では、ベイニティックフェライトに加え、焼戻しマルテンサイトからも固溶Cが拡散するため、特に固溶C濃度が高い。そのため、MA3は、良好な加工硬化能および延性の確保に特に有効に寄与する。
したがって、硬質第二相の面積率に対するMA3の面積率の比であるSMA3/SMAは、0.05以上とすることが好ましい。SMA3/SMAは、好ましくは0.07以上、より好ましくは0.10以上である。なお、SMA3/SMAの上限は特に限定されず、1であってもよい。また、SMA3/SMAは、好ましくは0.70以下である。
すなわち、前述の要領で、組織画像(例えば、図2(A)、図3(A)、および図4(A)参照)において、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相(残留オーステナイト+フレッシュマルテンサイト)を同定する。ついで、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて色分け(4値化画像化)した後、硬質第二相の島状領域を抽出し、オープンソースのImageJを用いて、各島状領域の円相当径、各島状領域の周長、ならびに、各島状領域がベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトと接する長さを求める。なお、周長を求める際の組織画像のピクセル密度は、30ピクセル/μm以上100ピクセル/μm以下とする。そして、求めた値から、各島状領域をMA1、MA2およびMA3に該当するかそれぞれ判別し、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて色分けし(例えば、図2(B)、図3(B)、および図4(B)参照)、それぞれの面積を算出する。ついで、MA1、MA2およびMA3と判別した島状領域それぞれの合計の面積を観察領域の面積(25.6μm×17.6μm)で除し、100を乗じた値(面積率)を5視野分算出する。そして、MA1、MA2およびMA3ごとの5視野分の値(面積率)の平均値を、SMA1、SMA2およびSMA3とする。なお、MA1とMA2の双方に該当する島状領域については、MA1とMA2の双方で面積をカウントする。MA1とMA3、MA2とMA3についても同様である。また、図2(A)、図3(A)、および図4(A)はそれぞれ、試料の観察領域(25.6μm×17.6μm)の1視野から、上記の説明のためにその一部を抽出したものである。
より優れた穴広げ性を得る観点から、下地鋼板の拡散性水素量は0.50質量ppm以下とすることが好ましい。また、下地鋼板の拡散性水素量は、より好ましくは0.35質量ppm以下である。なお、下地鋼板の拡散性水素量の下限は特に規定されず、0質量ppmであってもよい。また、生産技術上の制約から、下地鋼板の拡散性水素量は0.01質量ppm以上がより好ましい。
すなわち、亜鉛めっき鋼板から長さが30mm、幅が5mmの試験片を採取し、亜鉛めっき層をアルカリ除去する。ついで、昇温脱離分析法により、試験片から放出される水素量を測定する。具体的には、試験片を、室温から300℃までを昇温速度200℃/hで連続加熱した後、室温まで冷却する。この際、当該連続加熱における室温から210℃までの温度域で、試験片から放出される水素量(積算水素量)を測定する。そして、測定した水素量を、試験片(亜鉛めっき層除去後で、連続加熱前の試験片)の質量で除し、質量ppm単位に換算した値を、下地鋼板の拡散性水素量とする。
ただし、測定時のコンタミネーション対策の必要性は、使用する機種やコンディションによるため、必ずしも上記構成は必須ではない。すなわち、測定条件は十分な精度が得られていることが確認できていればよく、測定条件は本発明の効果に本質的に関わるものではない。
本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の引張強さは、980MPa以上である。本発明の一実施形態に従う亜鉛系めっき鋼板の引張強さは、好ましくは1180MPa以上である。
なお、ここでいう亜鉛めっき層は、Znを主成分(Zn含有量が50%以上)とするめっき層を指し、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。
ここで、溶融亜鉛めっき層は、例えば、Znと、20質量%以下のFe、0.001質量%以上1.0質量%以下のAlにより構成することが好適である。また、溶融亜鉛めっき層には、任意に、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、BiおよびREMからなる群から選ばれる1種または2種以上の元素を合計で0質量%以上3.5質量%以下含有させてもよい。また、溶融亜鉛めっき層のFe含有量は、より好ましくは7質量%未満である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
また、合金化溶融亜鉛めっき層は、例えば、20質量%以下のFe、0.001質量%以上1.0質量%以下のAlにより構成することが好適である。また、合金化溶融亜鉛めっき層には、任意に、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、BiおよびREMからなる群から選ばれる1種または2種以上の元素を合計で0質量%以上3.5質量%以下含有させてもよい。合金化溶融亜鉛めっき層のFe含有量は、より好ましくは7質量%以上、さらに好ましくは8質量%以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層のFe含有量は、より好ましくは15質量%以下、さらに好ましくは12質量%以下である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
すなわち、10質量%塩酸水溶液1Lに対し、Feに対する腐食抑制剤(朝日化学工業(株)製「イビット700BK」(登録商標))を0.6g添加した処理液を調整する。ついで、該処理液に、供試材となる亜鉛めっき鋼板を浸漬し、亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材の質量減少量を測定し、その値を、下地鋼板の表面積(めっきで被覆されていた部分の表面積)で除することにより、めっき付着量(g/m2)を算出する。
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記の亜鉛めっき鋼板を用いてなる(素材とする)部材である。例えば、素材である亜鉛めっき鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
ここで、上記の亜鉛めっき鋼板は、TS:980MPa以上であり、かつ、高いYSと、優れた延性、加工硬化能および穴広げ性とを有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、高強度であり、かつ、耐衝撃特性にも優れている。したがって、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材に適用して特に好適である。
つぎに、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法について、説明する。
上記の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
前記冷延鋼板を、焼鈍温度:760℃以上900℃以下および焼鈍時間:20秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
前記冷延鋼板を300℃以上550℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
前記冷延鋼板を300℃以上550℃以下の温度域で3秒以上600秒以下保持する、保持工程と、
前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を、100℃以上300℃未満の第二冷却停止温度まで冷却する第二冷却工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を、(前記第二冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の再加熱温度に再加熱し、前記亜鉛めっき鋼板を、(前記第二冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の温度域で10秒以上2000秒以下保持する、再加熱工程と、
を有し、
前記第一冷却停止温度と、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度とが、次式(1)の関係を満足する、というものである。
-150℃≦T0-T1≦50℃ ・・・(1)
ここで、T0は第一冷却停止温度(℃)、T1は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度(℃)である。
なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
ついで、鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、直送圧延(鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する方法)または直接圧延(鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する方法)などが挙げられる。
熱間圧延条件については特に限定されず、例えば、以下の条件で行うことができる。
すなわち、鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後、再加熱してから圧延する。スラブ加熱温度(再加熱温度)は、炭化物の溶解や圧延荷重の低減といった観点から、1100℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度は、鋼スラブ表面の温度を基準とする。
ついで、鋼スラブに、常法に従い粗圧延を施し、粗圧延板(以下、シートバーともいう)とする。ついで、シートバーに仕上げ圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、スラブ加熱温度を低めにした場合は、仕上げ圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、Ar3変態点以上とすることが好ましい。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性を低下させるおそれがあることからも、仕上げ圧延温度はAr3変態点以上とすることが好ましい。なお、Ar3変態点は次式により求める。
Ar3(℃)=868-396×[C%]+25×[Si%]-68[Mn%]
なお、上記の式中の[元素記号%]は、下地鋼板の成分組成における当該元素の含有量(質量%)を表す。
粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延工程では、一般的に鋼スラブは粗圧延でシートバーとなり、仕上げ圧延によって熱延鋼板となる。ただし、ミル能力等によってはそのような区分けにこだわらず、所定のサイズになれば問題ない。
仕上げ圧延温度は、800℃以上950℃以上の範囲とすることが好ましい。仕上げ圧延温度を800℃以上にすることにより、熱延鋼板段階の鋼組織、ひいては、最終製品の鋼組織も均一になり易い。なお、鋼組織が不均一になると、曲げ性が低下する傾向がある。一方、仕上げ圧延温度が950℃を超えると、酸化物(スケール)生成量が多くなる。その結果、地鉄と酸化物の界面が荒れて、酸洗および冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化するおそれがある。また、結晶粒が粗大になることで、鋼板の強度や曲げ性を低下させる原因となるおそれもある。
仕上げ圧延後、熱延鋼板を巻き取る。巻取温度は、450℃以上750℃以下とすることが好ましい。
熱延工程後の熱延鋼板を、任意に、酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。なお、酸洗は、1回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延は、例えば、タンデム式の多スタンド圧延やリバース圧延等の、2パス以上のパス数を要する多パス圧延により行う。
冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、20%以上80%以下とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が20%未満では、焼鈍工程において鋼組織の粗大化や不均一化が生じやすくなり、最終製品において強度や加工性が低下するおそれがある。一方、冷間圧延の圧下率が80%を超えると、鋼板の形状不良が生じやすくなり、亜鉛めっきの付着量が不均一になるおそれがある。
また、任意に、冷間圧延後に得られた冷延鋼板に酸洗を施してもよい。
また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法では、任意に、冷延工程後で、かつ、後述する焼鈍工程の前に、上記のようにして得られた冷延鋼板の少なくとも一方の表面に金属めっき層を形成する金属めっき処理を施してもよい。ここで、後述する焼鈍工程を経る前の状態で、少なくとも一方の表面に金属めっき層を有する冷延鋼板を、以下、金属めっき鋼板という場合がある。金属めっき処理方法は特に限定されないが、製造性の観点から電気めっきが好ましい。金属めっき浴としては硫酸浴、塩酸浴または両者の混合溶液などを使用できる。金属めっき層の付着量は、電気めっきの場合、通電時間等によって調整することができる。なお、金属めっき鋼板とは、上述したように、後述する焼鈍工程を経る前の状態で、冷延鋼板の少なくとも一方の表面に金属めっき層を有する鋼板を意味し、金属めっき処理前の冷延鋼板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。
ついで、上記のようにして得られた冷延鋼板(金属めっき鋼板の場合も含む)を、焼鈍温度:760℃以上900℃以下および焼鈍時間:20秒以上で焼鈍する。なお、焼鈍回数は2回以上でもよいが、エネルギー効率の観点から1回が好ましい。
焼鈍温度が760℃未満の場合、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、YSが低下する。また、穴広げ性も低下する。さらに、TSを980MPa以上とすることが困難になる。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、オーステナイトの粒成長が過度に生じ、後工程でのベイニティックフェライトの生成速度が遅くなる。これにより、適正量のベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトの面積率が得られなくなる。そのため、SMA2/SMAが低下し、延性および加工硬化能が低下する。従って、焼鈍温度は760℃以上900℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは780℃以上、より好ましく790℃超である。また、焼鈍温度は、好ましくは880℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
焼鈍時間が20秒未満になると、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、YSが低下する。また、穴広げ性も低下する。さらに、TSを980MPa以上とすることが困難になる。そのため、焼鈍時間は20秒以上とする。なお、焼鈍時間の上限は特に限定されないが、900秒以下とすることが好ましい。なお、焼鈍時間とは、(焼鈍温度-40℃)以上焼鈍温度以下の温度域での保持時間である。すなわち、焼鈍時間には、焼鈍温度での保持時間に加え、焼鈍温度に到達する前後の加熱および冷却における(焼鈍温度-40℃)以上焼鈍温度以下の温度域での滞留時間も含まれる。
また、本発明の一実施形態に従う亜鉛めっき鋼板の製造方法では、焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を-30℃超とすることが好ましい。露点を-30℃超とすることにより、脱炭反応が促進され、冷延鋼板(下地鋼板)の表層のC濃度を低減して、脱炭層を形成することが可能となる。露点は、好ましくは-20℃以上、より好ましくは-5℃以上である。露点を-5℃以上とすることにより、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を一層高めることが可能となる。露点の上限は特に限定されないが、冷延鋼板または金属めっき層表面の酸化を好適に防ぎ、亜鉛めっき層を設ける際のめっき密着性を良好にする観点から、露点は30℃以下とすることが好ましい。
ついで、上記のようにして焼鈍を施した冷延鋼板を、300℃以上550℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する。
第一冷却停止温度が300℃未満になると、焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加し、適正量のベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトの面積率が得られなくなる。また、後工程である亜鉛めっき処理においいて、未変態オーステナイトがパーライトや炭化物に分解する場合がある。そのため、SMA2/SMAおよびSMA3/SMAが低下し、延性および加工硬化能が低下する。一方、第一冷却停止温度が550℃を超えると、ベイニティックフェライトの面積率が減少し、焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加する。また、SMA2/SMA、さらにはSMA3/SMAが低下し、延性および加工硬化能が低下する。したがって、第一冷却停止温度は300℃以上550℃以下とする。第一冷却停止温度は、好ましくは350℃以上である。また、第一冷却停止温度は、好ましくは510℃以下とする。
ついで、冷延鋼板を300℃以上550℃以下の温度域(以下、保持温度域ともいう)で3秒以上600秒以下保持する。
保持工程では、ベイニティックフェライトが生成するとともに、生成したベイニティックフェライトから該ベイニティックフェライトに隣接する未変態のオーステナイトへのCの拡散が生じる。その結果、所定量の残留オーステナイトの面積率が確保され、SMA2/SMA、さらにはSMA3/SMAが増加する。
ここで、保持温度域での保持時間が3秒未満になると、ベイニティックフェライトの面積率が減少し、焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加する。また、SMA2/SMA、さらにはSMA3/SMAが低下し、延性および加工硬化能が低下する。一方、保持温度域での保持時間が600秒を超えると、ベイニティックフェライトの面積率が過度に増加し、YSが低下するおそれがある。また、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのCの拡散が過度に生じ、SMA1/SMAが増加し、穴広げ性が低下するおそれがある。さらに、未変態オーステナイト内部でのCの拡散が過度に生じ、ベイニティックフェライトの周囲の未変態オーステナイトのみを局所的に固溶C量が高い状態にすることができなくなる。その結果、SMA2/SMA、さらにはSMA3/SMAが低下し、延性が低下するおそれがある。したがって、保持温度域での保持時間は、3秒以上600秒以下とする。保持温度域での保持時間は、好ましくは5秒以上、より好ましくは10秒以上である。また、保持温度域での保持時間は、好ましくは200秒未満、より好ましくは80秒未満である。なお、保持温度域での保持時間には、第一冷却工程において第一冷却停止温度に到達するまでの当該温度域での滞留時間、および、後述するめっき工程における亜鉛めっき処理開始時点までの冷延鋼板の当該温度域での滞留時間(例えば、冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬させるまでの当該温度域での滞留時間)が含まれる。ただし、保持温度域での保持時間には、当該めっき工程において溶融亜鉛めっき処理を施した後の亜鉛めっき鋼板の当該温度域での滞留時間は含まない。
ついで、冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする。亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理や合金化亜鉛めっき処理が挙げられる。そして、このめっき工程では、上述した第一冷却工程における第一冷却停止温度と、亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度(以下、めっき浴温ともいう)とについて、次式(1)の関係を満足させることが必要である。
-150℃≦T0-T1≦50℃ ・・・(1)
ここで、T0は第一冷却停止温度(℃)、T1は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度(℃)である。
例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合、冷延鋼板を、亜鉛めっき浴中に浸漬させた後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。めっき浴温としては、440℃以上500℃以下である。また、亜鉛めっき浴としては、上記した亜鉛めっき層の組成となれば特に限定されるものではないが、例えば、Al含有量が0.10質量%以上0.23質量%以下であり、残部がZnおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。
また、合金化亜鉛めっき処理の場合、上記の要領で溶融亜鉛めっき処理を施した後、亜鉛めっき鋼板を450℃以上600℃以下の合金化温度に加熱して合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が450℃未満では、Zn-Fe合金化速度が遅くなり、合金化が困難となる場合がある。一方、合金化温度が600℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、TSおよび延性が低下する場合がある。なお、合金化温度は、より好ましくは470℃以上である。また、合金化温度は、より好ましくは570℃以下である。
ついで、亜鉛めっき鋼板を、100℃以上300℃未満の第二冷却停止温度まで冷却する。
第二冷却工程は、後工程である再加熱工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの面積率を所定の範囲に制御とするために必要な工程である。ここで、第二冷却停止温度が100℃未満では、当該第二冷却工程において鋼中に存在する未変態オーステナイトが、ほぼ全量マルテンサイトに変態する。これにより、焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加し、残留オーステナイトの面積率が減少する。その結果、延性および加工硬化能が低下する。一方、第二冷却停止温度が300℃以上では、焼戻しマルテンサイトの面積率が減少し、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加する。このフレッシュマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量が増加し、穴広げ性が低下する。また、SMA1/SMAが増加することによっても、穴広げ性が低下する。したがって、第二冷却停止温度は100℃以上300℃未満とする。第二冷却停止温度は、好ましくは120℃以上である。また、第二冷却停止温度は、好ましくは280℃以下である。
ついで、亜鉛めっき鋼板を、(前記第二冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の再加熱温度に再加熱し、前記亜鉛めっき鋼板を、(前記第二冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の温度域(以下、再加熱温度域ともいう)で10秒以上2000秒以下保持する。
これにより、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在するマルテンサイトを焼戻す。また、マルテンサイト中に過飽和に固溶したCを未変態オーステナイトへと拡散させることにより、室温で安定なオーステナイト、すなわち、残留オーステナイトを生成させる。
再加熱温度が(冷却停止温度+50℃)未満になると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在するマルテンサイトから未変態オーステナイトへのCの拡散が十分には進行せず、所定量の残留オーステナイトの面積率が得られない。これにより、延性が低下する。また、フレッシュマルテンサイトが増加する。さらに、下地鋼板に含まれる水素の外部放出が不十分となり、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。これにより、穴広げ性が低下する。一方、再加熱温度が500℃を超えると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在するマルテンサイトの焼戻しが過度に進行するため、TSを980MPa以上とすることが困難になる。また、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在する未変態オーステナイトが、炭化物(パーライト)として分解してしまうため、延性が低下する。さらに、下地鋼板に含まれる水素の外部放出が不十分となり、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。これにより、穴広げ性が低下する。したがって、再加熱温度は(冷却停止温度+50℃)以上500℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは(冷却停止温度+70℃)以上である。また、再加熱温度は、好ましくは450℃以下である。なお、再加熱温度は、再加熱工程での最高到達温度である。
再加熱温度域での保持時間が10秒未満になると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在するマルテンサイトから未変態オーステナイトへのCの拡散が十分には進行せず、所定量の残留オーステナイトの面積率が得られない。これにより、延性が低下する。また、フレッシュマルテンサイトが増加することに加えて、下地鋼板に含まれる水素の外部放出が不十分となり、下地鋼板の拡散性水素量が増加する。これにより、穴広げ性が低下するおそれもある。一方、再加熱温度域での保持時間が2000秒を超えると、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在するマルテンサイトの焼戻しが過度に進行するため、TSを980MPa以上とすることが困難になる。また、第二冷却工程終了時点で鋼中に存在する未変態オーステナイトが、炭化物(パーライト)として分解してしまうため、延性が低下する。したがって、再加熱温度域での保持時間は10秒以上2000秒以下とする。再加熱温度域での保持時間は、好ましくは15秒以上である。また、再加熱温度域での保持時間は、好ましくは1200秒以下である。なお、再加熱温度域での保持時間には、再加熱温度での保持時間に加え、再加熱温度に到達する前後の加熱および冷却における当該温度域での滞留時間も含まれる。
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の亜鉛めっき鋼板(例えば、上記の亜鉛めっき鋼板の製造方法により製造された亜鉛めっき鋼板)に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する。
ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
表1に示す成分組成(残部はFe及び不可避的不純物)を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを1250℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延(圧下率:50%)を施し、表3に示す板厚の冷延鋼板とした。ついで、得られた冷延鋼板に、表2に示す条件で、焼鈍工程、第一冷却工程、保持工程、めっき工程、第二冷却工程および再加熱工程を行い、亜鉛めっき鋼板を得た。なお、焼鈍工程での露点は、-35℃~-30℃とした。
めっき付着量は、GIを製造する場合は、片面あたり45~72g/m2とし、GAを製造する場合は、片面あたり45g/m2とした。
なお、最終的に得られた亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の組成は、GIでは、Fe:0.1~1.0質量%、Al:0.2~1.0質量%を含有し、残部がZnおよび不可避的不純物であった。また、GAでは、Fe:7~15質量%、Al:0.1~1.0質量%を含有し、残部がZnおよび不可避的不純物であった。
また、亜鉛めっき層はいずれも、下地鋼板の両面に形成した。
・TS
〇(合格):980MPa以上
×(不合格):980MPa未満
・YS
〇(合格):
980MPa≦TS<1180MPaの場合、550MPa≦YS
1180MPa≦TS<1310MPaの場合、700MPa≦YS
1310MPa≦TSの場合、800MPa≦YS
×(不合格):
980MPa≦TS<1180MPaの場合、550MPa>YS
1180MPa≦TS<1310MPaの場合、700MPa>YS
1310MPa≦TSの場合、800MPa>YS
・El
〇(合格):
980MPa≦TS<1180MPaの場合、13.0%≦El
1180MPa≦TS<1310MPaの場合、12.0%≦El
1310MPa≦TSの場合、10.0%≦El
×(不合格):
980MPa≦TS<1180MPaの場合、13.0%>El
1180MPa≦TS<1310MPaの場合、12.0%>El
1310MPa≦TSの場合、10.0%>El
・n値/YR
〇(合格):n値/YR≧0.070
×(不合格):n値/YR<0.070
・λ
〇(合格):20%以上
×(不合格):20%未満
引張試験は、JIS Z 2241に準拠して行った。すなわち、得られた亜鉛めっき鋼板から、長手方向が下地鋼板の圧延方向に対して直角となるようにJIS5号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が10mm/minの条件で引張試験を行い、TS、YS、Elおよびn値を測定した。ここで、n値は、均一伸び(U-El)の0.4倍および0.8倍の時の伸びと強度から算出した。また、測定したYS、TSおよびn値から、降伏比YR(=YS/TS)およびn値/YRの値を算出した。なお、n値/YRの値は加工硬化能を表し、鋼板の成形性と耐衝撃特性とを総合的に評価する指標となるものである。結果を表3に併記する。
穴広げ試験は、JIS Z 2256に準拠して行った。すなわち、得られた亜鉛めっき鋼板から、100mm×100mmの試験片を剪断加工により採取した。該試験片に、クリアランスを12.5%として直径10mmの穴を打ち抜いた。ついで、内径:75mmのダイスを用いて穴の周囲にしわ押さえ力:9ton(88.26kN)を加え、そのた状態で頂角:60°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界(亀裂発生時)における試験片の穴の直径を測定した。そして、次式により、限界穴広げ率:λ(%)を求めた。なお、λは、伸びフランジ性を評価する指標となるものである。結果を表3に併記する。
λ(%)={(Df-D0)/D0}×100
ここで、
Df:亀裂発生時の試験片の穴の直径(mm)
D0:初期の試験片の穴の直径(mm)
である。
一方、比較例では、引張強さ(TS)、降伏応力(YS)、全伸び(El)、加工硬化指数(n値)/降伏比(YR)、限界穴広げ率(λ)の少なくとも1つが十分ではなかった。
また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、引張強さ(TS)、降伏応力(YS)、全伸び(El)、加工硬化指数(n値)/降伏比(YR)、限界穴広げ率(λ)ともに、本発明で特徴とする優れた特性を有することがわかった。
表1に示す成分組成(残部はFe及び不可避的不純物)を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを1250℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延(圧下率:50%)を施し、板厚1.6mmの冷延鋼板とした。
[電解条件]
浴温:50℃
pH:2.0
電流密度:45A/dm2
めっき浴:Fe2+イオンを1.5mol/L含む硫酸浴
陽極:酸化イリジウム電極
なお、金属めっき層の付着量は通電時間によって制御した。
得られた亜鉛めっき鋼板から圧延直角方向(TD)を長手、圧延方向を短手として、長手方向150mm×短手方向50mmに切り出した試験片2を、試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板1(板厚:1.6mm、TS:980MPa級)と重ねて板組とした。なお、試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板1は、合金化溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が50g/m2であり、試験片2と同サイズに切り出したものである。板組は、試験片2の評価対象面(亜鉛めっき層および金属めっき層を一方の側のみに有する場合には、その側の亜鉛めっき層)と、試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板1の亜鉛めっき層とが向かい合うように組み立てた。当該板組を、厚さ2.0mmのスペーサー3を介して、固定台4に固定した。スペーサー3は、長手方向50mm×短手方向45mm×厚さ2.0mmの一対の鋼板であり、図5(A)に示すように、一対の鋼板各々の長手方向端面が、板組短手方向両端面とそろうように配置した。よって、一対の鋼板間の距離は60mmとなる。固定台8は、中央部に穴が開いた一枚の板である。
A+:ホールドタイム0.12秒、0.18秒および0.24秒のいずれの場合にも、0.1mm以上の長さのき裂が認められなかった。
A:ホールドタイム0.12秒で0.1mm以上の長さのき裂が認められたが、ホールドタイム0.18秒および0.24秒では0.1mm以上の長さのき裂が認められなかった。
B:ホールドタイム0.12秒および0.18秒で0.1mm以上の長さのき裂が認められたが、ホールドタイム0.24秒では0.1mm以上の長さのき裂が認められなかった。
C:ホールドタイム0.12秒、0.18秒および0.24秒のいずれの場合にも、0.1mm以上の長さのき裂が認められた。
加えて、No.1、6~10の発明例、なかでもNo.8および9の発明例では、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が非常に優れていた。
また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、引張強さ(TS)、降伏応力(YS)、全伸び(El)、加工硬化指数(n値)/降伏比(YR)、限界穴広げ率(λ)、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性ともに、本発明で特徴とする優れた特性を有することがわかった。
2 試験片
3 スペーサー
4 固定台
5 電極
6 ナゲット
7 き裂
Claims (15)
- 下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板であって、
該下地鋼板は、
質量%で、
C:0.050%以上0.400%以下、
Si:0.20%以上3.00%以下、
Mn:1.00%以上3.50%未満、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上2.000%以下および
N:0.0100%以下
であり、炭素当量Ceqが0.540%以上であり、残部がFe及び不可避的不純物である、成分組成を有し、
また、該下地鋼板は、
フェライトの面積率:65.0%以下(0%を含む)、
ベイニティックフェライトの面積率:5.0%以上40.0%以下、
焼戻しマルテンサイトの面積率:0.5%以上80.0%以下、
残留オーステナイトの面積率:3.0%以上20.0%以下、
フレッシュマルテンサイトの面積率:20.0%以下(0%を含む)、
SBF+STM+2×SMA:65.0%以上、
SMA1/SMA:0.80以下、および
SMA2/SMA:0.20以上
である、鋼組織を有し、
引張強さが980MPa以上である、亜鉛めっき鋼板。
ここで、
SBF:前記ベイニティックフェライトの面積率
STM:前記焼戻しマルテンサイトの面積率
SMA:前記残留オーステナイトおよび前記フレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
SMA1:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、円相当直径が2.0μm以上であり、かつ、周長の20%以下が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域の合計の面積率
SMA2:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接する島状領域の合計の面積率
である。 - 前記下地鋼板の成分組成が、さらに、質量%で、
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.000%以下、
Cr:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:0.500%以下、
Sb:0.200%以下、
Sn:0.200%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.0200%以下、
Co:0.0200%以下、
Zr:0.0200%以下、
Ca:0.0200%以下、
Ce:0.0200%以下、
Se:0.0200%以下、
Te:0.0200%以下、
Ge:0.0200%以下、
As:0.0200%以下、
Sr:0.0200%以下、
Cs:0.0200%以下、
Hf:0.0200%以下、
Pb:0.0200%以下、
Bi:0.0200%以下および
REM:0.0200%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。 - 前記下地鋼板の鋼組織においてSMA3/SMAが0.05以上である、請求項1または2に記載の亜鉛めっき鋼板。
ここで、
SMA3:前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接し、かつ、周長の20%超が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域の合計の面積率
である。 - 前記下地鋼板の拡散性水素量が0.50質量ppm以下である、請求項1~3のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 脱炭層を有する、請求項1~4のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 前記下地鋼板と前記亜鉛めっき層の間の少なくとも一方において金属めっき層を有する、請求項1~5のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 前記金属めっき層がFe系めっき層である、請求項6に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 前記亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項1~7のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1~8のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板を用いてなる、部材。
- 下地鋼板と、該下地鋼板の表面に亜鉛めっき層と、を有する亜鉛めっき鋼板を製造するための方法であって、
該下地鋼板は、
フェライトの面積率:65.0%以下(0%を含む)、
ベイニティックフェライトの面積率:5.0%以上40.0%以下、
焼戻しマルテンサイトの面積率:0.5%以上80.0%以下、
残留オーステナイトの面積率:3.0%以上20.0%以下、
フレッシュマルテンサイトの面積率:20.0%以下(0%を含む)、
S BF +S TM +2×S MA :65.0%以上、
S MA1 /S MA :0.80以下、および
S MA2 /S MA :0.20以上
である、鋼組織を有し、
引張強さが980MPa以上であり、
前記方法は、
請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
前記冷延鋼板を、焼鈍温度:760℃以上900℃以下および焼鈍時間:20秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
前記冷延鋼板を300℃以上550℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
前記冷延鋼板を300℃以上550℃以下の温度域で3秒以上600秒以下保持する、保持工程と、
前記冷延鋼板に亜鉛めっき処理を施して亜鉛めっき鋼板とする、めっき工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を、100℃以上300℃未満の第二冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
前記亜鉛めっき鋼板を、(前記第二冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の再加熱温度に再加熱し、前記亜鉛めっき鋼板を、(前記第二冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の温度域で10秒以上2000秒以下保持する、再加熱工程と、
を有し、
前記第一冷却停止温度と、前記亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度とが、次式(1)の関係を満足する、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
-150℃≦T0-T1≦50℃ ・・・(1)
ここで、T0は第一冷却停止温度(℃)、T1は亜鉛めっき処理での亜鉛めっき浴の温度(℃)である。
また、
S BF :前記ベイニティックフェライトの面積率
S TM :前記焼戻しマルテンサイトの面積率
S MA :前記残留オーステナイトおよび前記フレッシュマルテンサイトからなる硬質第二相の面積率
S MA1 :前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、円相当直径が2.0μm以上であり、かつ、周長の20%以下が焼戻しマルテンサイトと接する島状領域の合計の面積率
S MA2 :前記硬質第二相を構成する島状領域のうち、周長の1%以上がベイニティックフェライトと接する島状領域の合計の面積率
である。 - 前記焼鈍工程の露点が-30℃超である、請求項10に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記冷延工程後で、かつ、前記焼鈍工程の前に、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に金属めっき層を形成する金属めっき処理を施す、金属めっき処理工程をさらに有する、請求項10または11に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記金属めっき層がFe系めっき層である、請求項12に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である、請求項10~13のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項1~8のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
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