JPWO2013047836A1 - 亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

この亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面上のめっき層とを備え、前記鋼板が、質量%で、C:0.05〜0.40%、Si:0.5〜3.0%、Mn:1.5〜3.0%を含む鋼化学組成を有し、フェライトと、ベイナイトと、30%以上の体積分率の焼き戻しマルテンサイトと、8%以上の体積分率のオーステナイトとを含むミクロ組織を有し、980MPa以上の引張強度を有し、前記めっき層が、Si、Mn、及び、Alから選ばれる1種以上の化学元素を含む酸化物を含有し、前記鋼板と前記めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物の投影面積率が10%以上である。

Description

本発明は、980MPa以上の引張強度(TS)を有し、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板に関する。本発明に係る亜鉛めっき鋼板は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に特に適する。なお、本発明に係る亜鉛めっき鋼板(Zinc Coated Steel Sheet)は、溶融亜鉛めっき鋼板(Galvanized Steel Sheet)及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板(Galvannealed Steel Sheet)に分類することができる。
本願は、2011年9月30日に、日本に出願された特願2011−217811号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材では、近年の燃費低減の動向に対応すべく軽量化が検討されており、部材により薄い鋼板を使用しても、自動車の強度及び衝突安全性を確保するという観点から、鋼板の高強度化が進められている。しかし、材料の成形性は、強度が上昇するのに伴って劣化するので、上記部材の軽量化を実現するには、プレス成形性と高強度との両方を満足する鋼板を製造する必要がある。
特に、複雑な形状を有する自動車の構造用部材や補強用部材に鋼板を成形する場合、鋼板には、優れた延性が要求される。近年における自動車の骨格部材では、440MPa級、又は、590MPa級の引張強度を有する鋼板が主に使用されており、さらなる部材の軽量化のために、今後980MPa以上の引張強度を有する鋼板の開発が望まれている。
590MPa級の鋼板を980MPa級の鋼板で置き換える場合、980MPa級の鋼板には、590MPa級の鋼板の伸びと同等の伸びが要求される。このことから、980MPa以上の引張強度を有し、伸びに優れる鋼板の開発が切望されている。
引張試験の全伸び(El)に優れる鋼板としては、主相である軟質のフェライト中に、第二相として、残留オーステナイトを分散させたミクロ組織を有する複相組織鋼板が存在する。この複相組織鋼板では、フェライトにより延性を確保し、残留オーステナイトのマルテンサイト変態により強度を確保しており、この残留オーステナイトは、塑性加工時に、マルテンサイト変態する。この変態を利用した鋼にTRIP(TRansformation Induced Plasticity)鋼があり、近年、このTRIP鋼の用途が拡大しつつある。
TRIP鋼は、析出強化鋼やDP鋼(フェライト及びマルテンサイトよりなる鋼、Dual Phase Steel)に比較し、特に優れた伸びを有するので、適用拡大が強く望まれる鋼板である。TRIP鋼は、強度及び延性に優れるものの、一般には、穴拡げ性が低いという特徴がある。
さらに、自動車車体の軽量化を、今後進めていくためには、従来以上に、高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならない。例えば、足回り部品などの難成形性部材に高強度鋼板を用いるためには、穴拡げ性などの成形性を改善しなければならない。
加えて、980MPa以上の鋼板の自動車用部材への適用を考えた場合、強度や加工性といった特性に加え、耐遅れ破壊特性が求められる。遅れ破壊は、鋼材にかかる応力や、水素脆性に起因して生じ、構造体として使用されている鋼材の応力集中部に拡散してきた水素が集積して、構造体が破壊する現象である。
具体的には、例えば、PC鋼線(Prestressed Concrete Steel Wire)やボルト等の、使用状況下で高い応力負荷を受ける部材が、突然、破壊する現象などが遅れ破壊の一例として挙げられる。
遅れ破壊は、環境から鋼材に侵入する水素と密接に関係することが知られている。環境から鋼材に侵入する水素としては、大気中に含まれる水素、腐食環境下で発生する水素など、さまざまの種類の水素源が存在する。水素源がいずれであっても、水素が鋼材中へ侵入した場合、遅れ破壊を誘発する原因となり得る。
このことから、鋼材の使用環境としては、水素の存在しない環境が望まれるが、構造体又は自動車への適用を考えた場合、鋼材を屋外で使用することになるので、水素の侵入を避けられない。
構造体として使用している鋼材に働く応力としては、構造体に負荷される応力や、成形時に生じた応力の一部が鋼材内部に残留した残留応力が挙げられる。特に、自動車用の薄鋼板など、成形後に部材として使用する鋼材においては、変形を殆ど与えることなく製品をそのまま使用する厚板や条鋼(例えば、ボルト)と比較して、残留応力が大きな問題となる。したがって、遅れ破壊が問題となる鋼板を成形する場合には、残留応力を残さないように鋼板を成形することが望まれている。
例えば、特許文献1には、鋼板を、高温に加熱し、加工した後、金型を用いて焼きを入れ、高強度化する金属板の熱間プレス成形方法が開示されている。この方法では、鋼板を高温で加工するので、残留応力の原因となる加工時に導入される転位が回復したり、又は、加工後に変態が生じたりして残留応力が緩和される。そのため、成形品に残留応力はあまり残らない。この方法で鋼板を強化することにより、鋼板の遅れ破壊特性を向上することができる。しかしながら、この方法では、プレス前に加熱が必要であるため、冷間成形に比べ、エネルギーコストや設備コストが高い。また、600℃以上の高温から成形品を直接焼き入れるため、鋼板の特性(例えば、めっき鋼板におけるめっき性状)が変化しやすく、強度及び遅れ破壊特性以外の特性を制御することが困難である。
また、切断や打抜きという機械加工においては、切断面に残留応力が存在するので、遅れ破壊を引き起こす懸念がある。このため、980MPa以上の引張強度を有する高強度鋼板の加工時においては、直接的な機械加工を伴わないレーザー等による方法を用いて鋼板を切断し、残留応力の発生を回避している。しかし、レーザー切断は、シャー切断や打抜き加工に比較し、コストが高い。
そのため、成形方法ではなく、必要とされる特性に応じた材料開発によって鋼板の耐遅れ破壊特性を確保することが求められている。
棒鋼や条鋼、厚鋼板の製品分野では、耐水素脆化特性を向上させて、遅れ破壊を回避可能とする材料が開発された。例えば、非特許文献1には、Cr、Mo、Vなどの焼き戻し軟化抵抗性を示す元素の微細析出物をマルテンサイト中に整合析出させた、高い耐水素脆化特性を有する高強度ボルトが開示されている。この高強度ボルトでは、鋼材を、高温のオーステナイト単相より焼き入れ、マルテンサイト単相のミクロ組織を得た後、焼き戻し処理によって上記の微細析出物をマルテンサイト中に、整合析出させている。
この高強度ボルトでは、鋼材中に侵入した水素が、マルテンサイト中に整合析出したVCなどの微細析出物の周りにトラップされることを利用して、鋼材中に侵入した水素が、応力の集中する遅れ破壊の起点となる部位へ拡散したり集中したりするのを抑制している。このような鋼材中の微細析出物を活用して、従来から、高強度で耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の開発が進められている。
VC等の析出物を水素のトラップサイトとして活用して耐遅れ破壊特性を向上させるためには、マルテンサイト組織中へこれら析出物を整合析出させることが必須である。
しかし、これらの析出物の析出には、数時間以上の析出熱処理が必要であり、製造性に問題がある。即ち、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備等の一般的な薄鋼板の製造設備を用いて製造する鋼板では、高々、数十分という短時間で組織制御がなされているので、薄鋼板を製造する場合には、これら析出物によって耐遅れ破壊特性を向上させるのは困難であった。
また、熱間圧延工程で析出される析出物を活用する場合、熱延工程で、上記析出物が析出していたとしても、その後の冷間圧延及び連続焼鈍時の再結晶により、析出物と、母相(フェライト、マルテンサイト)との間の方位関係が失われてしまう。即ち、この場合には、析出物が整合析出物でなくなってしまう。この結果、得られた鋼板の耐遅れ破壊特性は大幅に低下する。
通常、遅れ破壊の発生が懸念される高強度鋼板は、マルテンサイトを主体とするミクロ組織を有している。マルテンサイトは、低温の温度域で形成させることができるが、この温度域では、VCをはじめとする水素のトラップサイトとなる析出物を析出させることはできない。
その結果、VC等の整合析出物を薄鋼板中に析出させて耐遅れ破壊特性を向上させる場合には、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備で、鋼材のミクロ組織を造り込んだ後、付加的な熱処理を施し、これら析出物を析出させる必要がある。これは、大幅な製造コストの増加をもたらす。
加えて、マルテンサイトを主体とするミクロ組織に上記の付加的な熱処理を施すと、マルテンサイトが大幅に軟化する。その結果、高強度薄鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させるために、VCなどの整合析出物を活用することは難しい。
なお、非特許文献1に記載の鋼は、C量が0.4%以上であり、かつ、合金元素を多く含む鋼であるので、薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣っている。
特許文献2には、Ti、Mgを主体とする酸化物によって水素性欠陥を低減した厚鋼板が開示されている。しかし、特許文献2に開示された厚鋼板では、製造時に鋼中にトラップされる水素によって生じる水素性欠陥を低減しているだけであり、耐水素脆性(耐遅れ破壊特性)について一切考慮されていない。さらには、薄鋼板に要求される高い成形性と耐水素脆性との両立に関しても、一切、考慮されていない。
従来、薄鋼板においては、(1)板厚が薄いため、薄鋼板中に水素が侵入しても短時間で外部へ放出されること、(2)加工性を優先させてきたため、900MPa以上の引張強度の鋼板がほとんど利用されていなかったことなどから、水素脆性に対する問題は小さかった。しかし、高強度鋼板を被加工材として適用する要求が急速に高まっていることから、耐水素脆性に優れた高強度鋼板を開発することが求められる。
上述のように、耐水素脆性を向上させる技術は、ほとんどが、ボルトや条鋼、厚板といった鋼材に対して開発されてきた。これら鋼材は、成形をほとんど施さず、かつ、耐力又は降伏応力以下で使用されることが多い。そのため、従来の技術では、切断、部材成形(プレス成形)といった自動車部材に必要とされる加工性、及び、加工後の耐水素脆性を配慮していなかった。
成形後の部材には、残留応力と呼ばれる応力が部材内部に残留する。残留応力は、局所的に存在するが、素材の降伏応力を上回る高い値になる場合がある。このため、薄鋼板には、高い残留応力下で水素脆化が生じないことが求められている。
薄鋼板の水素脆性に関して、例えば、非特許文献2には、残留オーステナイトの加工誘起変態によって水素脆性が助長されることが報告されている。この非特許文献2では、薄鋼板の成形を考慮しているが、耐水素脆性を劣化させないために、オーステナイト中のCの濃化を抑制し、残留オーステナイトの量を大幅に低下させている。
加えて、非特許文献2に記載の技術では、高強度薄鋼板のミクロ組織が極めて狭い範囲に制限され、比較的短期間で発生する水素脆性のみが評価されているため、自動車用の部材として実際に使用する際の水素脆性を根本的に解決することは困難である。加えて、この非特許文献2に記載の技術では、残留オーステナイトを積極的に活用することができず、鋼板の用途が限定されてしまう。
このように、水素脆性を起こしやすい残留オーステナイトを多く含む場合において、高い耐食性、高い引張強度、優れた耐遅れ破壊特性及び高い延性を同時に満足する鋼板を得ることは、極めて難しい。
日本国特開2002−18531号公報 日本国特開平11−293383号公報
遅れ破壊解明の新展開、日本鉄鋼協会、1997年1月発行 CAMP−ISIJ、vol.5、No.6、1839〜1842頁、山崎ら、1992年10月、日本鉄鋼協会発行
本発明は、引張強度(TS)980MPa以上の、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板(溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む)を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋭意検討を進めた結果、鋼材の材質に影響なく耐遅れ破壊特性を向上させる手段として、耐遅れ破壊特性が向上可能なめっきを施すと、鋼材の耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
具体的には、めっき層中に、Si、Mn、及び、Alから選択される1種以上の化学元素を含む酸化物を分散させて、環境から侵入する水素をめっき層内の酸化物でトラップし、応力集中部への水素の拡散と、これによる遅れ破壊とを遅延できることを見出した。
また、980MPa以上の引張強度(TS)と優れた成形性とを両立させるためには、強化元素であるSiを最大限活用し、ミクロ組織中に、体積率30%以上の焼き戻しマルテンサイトと、体積率8%以上の残留オーステナイトとを形成することが重要であることを見出した。
即ち、本発明では、引張強度(TS)980MPa以上の、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板を提供することができ、その要旨は以下の通りである。
(1)本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面上のめっき層とを備え、前記鋼板が、質量%で、C:0.05〜0.40%、Si:0.5〜3.0%、Mn:1.5〜3.0%を含み、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、Al:2.0%以下、O:0.01%以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有し、フェライトと、ベイナイトと、30%以上の体積分率の焼き戻しマルテンサイトと、8%以上の体積分率のオーステナイトとを含み、パーライトの体積分率を10%以下に制限し、前記焼き戻しマルテンサイトと前記ベイナイトとの合計体積分率が40%以上であるミクロ組織を有し、このミクロ組織の単位面積に対して35μmを超える粒径を有する結晶粒が占める面積の割合が10%以下であり、980MPa以上の引張強度を有し、前記めっき層中のめっき金属が、Fe量を15質量%以下、Al量を2質量%以下に制限し、残部が、Zn及び不可避的不純物からなるめっき化学組成を有し、前記めっき層がSi、Mn、及び、Alから選ばれる1種以上の化学元素を含む酸化物を含有し、前記鋼板と前記めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物を前記めっき層と前記鋼板との界面に投影した長さを前記めっき層と前記鋼板との界面の長さで除して得られる投影面積率が10%以上であり、前記鋼板に対する前記めっき層の被覆率が99%以上である。
(2)上記(1)に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記鋼化学組成が、さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、Cu:0.05〜1.0%、Nb:0.005〜0.3%、Ti:0.005〜0.3%、V:0.005〜0.5%、B:0.0001〜0.01%、Ca、Mg、及び、REMから選ばれる1種以上の合計:0.0005〜0.04%から選ばれる1種以上を含んでもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であってもよい。
(4)上記(1)または(2)に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
(5)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき化学組成のFe量を7質量%未満に制限してもよい。
(6)上記(1)〜(4)のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき化学組成が、Feを7〜15質量%を含んでもよい。
(7)上記(1)〜(6)のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき化学組成が、Alを0%超かつ2質量%以下含んでもよい。
(8)本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、質量%で、C:0.05〜0.40%、Si:0.5〜3.0%、Mn:1.5〜3.0%を含み、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、Al:2.0%以下、O:0.01%以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有する鋼を鋳造する第1の工程と;前記鋼を、直接又は一旦冷却した後、加熱する第2の工程と;Ar変態点以上で熱間圧延が完了するように前記鋼を熱間圧延する第3の工程と;前記鋼を300〜700℃で巻き取る第4の工程と;前記鋼を酸洗する第5の工程と;ロール径1400mm以下のワークロールを有する冷間圧延機にて30%以上かつ100%未満の累積圧下率で前記鋼を冷間圧延する第6の工程と;前記鋼を加熱して550〜750℃で20秒以上前記鋼を滞留させる第7の工程と;750〜900℃にて前記鋼を焼鈍する第8の工程と; 500℃以上かつ750℃未満の温度域の中間冷却温度まで0.1〜30℃/秒の第一の平均冷却速度で前記鋼を冷却し、この中間冷却温度から100℃以上かつ350℃未満の冷却停止温度まで前記第一の平均冷却速度以上の第二の平均冷却速度で前記鋼を冷却する第9の工程と;めっき浴温度よりも40℃低い温度以上かつ前記めっき浴温度よりも40℃高い温度以下の温度範囲内に前記鋼の温度を制御する第10の工程と;流速10〜50m/minにて流動する溶融亜鉛めっき浴に前記鋼を浸漬して前記鋼に亜鉛めっきを施す第11の工程と;前記鋼を100℃未満の温度まで冷却する第12の工程と;を含み、前記第二の平均冷却速度が1〜100℃/秒であり、前記第9の工程よりも後の工程では、前記鋼の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間が20秒以上である。
(9)上記(8)に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記鋼化学組成が、さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、Cu:0.05〜1.0%、Nb:0.005〜0.3%、Ti:0.005〜0.3%、V:0.005〜0.5%、B:0.0001〜0.01%、Ca、Mg、及び、REMから選ばれる1種以上の合計:0.0005〜0.04%から選ばれる1種以上を含んでもよい。
(10)上記(8)または(9)に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記第9の工程において、前記第一の平均冷却速度が前記第二の平均冷却速度と等しい場合に、前記第一の平均冷却速度が10℃/秒超かつ30℃/秒以下であってもよい。
(11)上記(8)〜(10)のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記第10の工程よりも後に、前記鋼を再加熱して350〜500℃の温度範囲に保持する工程をさらに含んでもよい。
(12)上記(8)〜(11)のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記第12の工程よりも後に、前記鋼を460〜600℃に加熱して合金化処理を施す工程をさらに含んでもよい。
本発明の上記実施態様によれば、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、980MPa以上の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板(溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む)を安価に提供することができる。
本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板におけるめっき層中の酸化物の投影面積率の計算方法を模式的に示す図である。 本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板(合金化溶融亜鉛めっき鋼板)の断面においてめっき層中に酸化物が分散していることを示す図である。 本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の概略縦断面図である。 本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例を示すフローチャートである。 本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例を示すフローチャート(図4Aの続き)である。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、Si、Mn、及び、Alの少なくとも1種を含有する酸化物を、めっき層中に分散させると、酸化物を水素のトラップサイトとして活用でき、鋼板(亜鉛めっき鋼板)の耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。また、本発明者らは、焼鈍のための加熱中に、550〜750℃で鋼板を保持して、鋼板表層に、Si、Mn、及び、Alの少なくとも1種を含有する酸化物を形成させると、その後のめっき、又は、めっき及び合金化処理により、上記酸化物が分散しためっき層を有する亜鉛めっき鋼板を得ることができることを見出した。
さらに、本発明者らは、鋼板表面の酸化物を利用すると、酸化物のサイズや個数密度といった酸化物形態の制御が容易であることを見出した。めっき層中に、酸化物を分散させる方法として、酸化物を含む溶融亜鉛(溶融金属)を鋼板にめっきする方法が考えられるが、以下の理由からこのような方法は難しい。
例えば、溶融亜鉛中に酸化物を分散させたとしても、ファンデルワールス力によって酸化物がクラスターを形成し、数〜数百μmにも達する巨大な酸化物に成長する。その結果、この巨大な酸化物が不めっきや疵の原因となるため、めっき浴内に酸化物を分散させることは好ましくない。加えて、めっき密着性を高めるため、めっき前には鋼板の表面の酸化物を除去して清浄な表面を得ることが一般的であり、めっき前の鋼板には、通常意図的に酸化物を形成させない。
通常、溶融亜鉛めっき浴中には、スカムと呼ばれる、ZnやAlの酸化膜が浮遊しており、不めっきや合金化遅延の原因となる。本発明者らは、鋼板表面に酸化物が存在している場合、鋼板の浴への浸漬時にスカムが付着し易く、不めっきが発生し易いことを見出した。
加えて、本発明者らは、鋼板に付着したスカムが、不めっきを引き起こすのみならず、合金化を遅延する問題点を見出した。この問題点は、SiやMnを多く含む鋼板で顕著となる。詳細なメカニズムは明確でないが、鋼板表面に生成するSiやMnの酸化物と、酸化物であるスカムとが反応または相互作用して、不めっきや合金化遅延を助長していると考えられる。
本発明者らは、溶融亜鉛めっき浴中で溶融金属を流動させると、上記の酸化物間の反応または相互作用を抑制して不めっきを抑制することができることも見出した。
以下に、本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板1(以下では、めっき鋼板1と記載する)は、図3に示すように、鋼板2と、鋼板2の表面上のめっき層3とを備えている。なお、めっき鋼板1が、めっき層3の表面に有機層や無機層等の各種被覆層をさらに備えてもよい。めっき鋼板1にこのような被膜層が形成されない場合には、めっき鋼板1は、鋼板2と、鋼板2の表面上のめっき層3とからなる。また、めっき層3は、溶融金属の凝固により形成されており、合金化処理が施されていない溶融亜鉛めっき層(Galvanized Layer)であっても、合金化処理が施された合金化溶融亜鉛めっき層(Galvannealed Layer)であってもよい。
まず、めっき層3について説明する。
めっき層3は、Si、Mn、及び、Alから選ばれる1種以上の化学元素を含む酸化物3aを含有する。このような酸化物3aをめっき層3中に分散させることは、最も重要である。特に、上記酸化物3aを、鋼板2とめっき層3との界面から5μm以内のめっき層3の領域に分散させると、水素のトラップ効果が顕著となる。
詳細なメカニズムは明確でないが、酸化物3aは多数の欠陥を含んでいるので、めっき層3中の酸化物3aが、めっき鋼板1の表面から侵入する水素(例えば、腐食反応によって生じる水素や大気中の水素)をトラップして、鋼板2への水素の侵入を遅延させ、その結果、耐遅れ破壊特性が向上すると考えられる。
加えて、自動車用鋼板は、湿潤環境と乾燥環境とが繰り返される環境(湿潤−乾燥環境)で使用されることから、湿潤環境でめっき層3中の酸化物3a(すなわち、鋼板2の上方の酸化物3a)にトラップされた水素は、乾燥環境で大気中に放出される。そのため、自動車が使用される実環境では、上記酸化物による水素のトラップ効果を継続的に利用することができ、上記めっき鋼板1は、耐遅れ破壊特性により高い効果を発揮すると考えられる。
この効果は、めっき層3中に、Si、Mn、及び、Alから選ばれる1種以上の化学元素を含む酸化物3aを分散させることで顕著となる。特に、Siの酸化物、Mnの酸化物、Alの酸化物、Si、Mn、Alから選ばれる2種以上の化学元素の複合酸化物は、亜鉛と比較して、融点が高く、水素のトラップ効果が高い酸化物として、めっき層3中に分散させやすい。
めっき層3中の酸化物3aは、Si、Mn、及び、Alを、単独又は複合で含む酸化物(以下では、単に酸化物3aと記載する場合がある)である。但し、製造上混入する不可避的不純物(例えば、めっき浴に起因するZnやAl等を含む不可避的酸化物や鋼板2の化学組成に起因する化学元素(Si、Mn、及び、Alを除く)を含む不可避的酸化物)が酸化物3a中に含まれてもよい。
そのため、例えば、酸化物3aは、Si、Mn、及び、Alを、単独または複合で(すなわち、少なくとも1種)含み、残部がO(酸素)及び不可避的不純物からなってもよい。
ここで、Si、Mn、及び、Alを、単独又は複合で含む酸化物3aとして、SiO、MnO、Al、MnSiO等が挙げられ、酸化物3aが、SiO、または、MnSiOを含むと望ましい。
鋼板2の表面に対して酸化物3aを投影した酸化物3aの投影面積率は、10%以上である。この投影面積率は、めっき鋼板1の表面より上方から鋼板2を見た場合に鋼板2の表面に影を作る酸化物3aの見かけ上の被覆率である。酸化物3aの投影面積率が大きいほど、めっき鋼板1の表面から侵入する水素をめっき層3中により多くトラップすることができる。そのため、酸化物3aが、めっき層3内で、かつ、鋼板2の表面に平行な面内になるべく多く存在することが望ましい。そこで、投影面積率を10%以上とする。この投影面積率は、望ましくは15%以上であり、さらに望ましくは20%以上である。なお、この投影面積率の上限は、特に制限されず、100%であってもよいが、めっき密着性や合金化速度をより高めるために、投影面積率を、90%以下、または、80%以下としてもよい。
なお、投影面積率が10%以上であれば、酸化物3aの形態は特に制限されない。例えば、酸化物3aの形態は、膜状、粒状、紐状のいずれであってもよい。膜状の酸化物は、酸化物3aの体積当たりの投影面積率を高めることができる。そのため、酸化物3a全体に対する膜状の酸化物の割合が多いと、投影面積率を大きくできる。したがって、酸化物3aの形態が、膜状であると望ましい。
酸化物3aの投影面積率は、めっき鋼板1の断面(鋼板2とめっき層3とを含む板厚方向断面)を観察することで、容易に測定できる。例えば、図1に示すように、めっき層3と鋼板2との界面(直線近似された界面)に対して酸化物3aを垂直に投影した場合において、めっき層3と鋼板2との間の界面の長さ(例えば、図1における長さL)に対する投影された酸化物3a(影)の投影長さ(例えば、図1における長さ(L−l−l−l))の割合で投影面積率A(%)を評価できる。すなわち、図1の例を一般化し、酸化物3aが投影されない部分(非投影部)がn個(nは、自然数)存在する場合のi番目(iは、1以上かつn以下の自然数)の非投影部の長さをlと仮定すると、投影面積率Aは、測定した上記界面の長さLを用いて下記式1により表現できる。
本実施形態では、この長さの割合を1万倍の倍率で5視野測定し、その平均値を投影面積率と定義した。
酸化物3aの化学組成や面積率は、めっき鋼板1の断面の組織を観察することにより評価することができる。例えば、集束イオンビーム加工装置(FIB加工装置)により、めっき層3(めっき鋼板1の板厚方向断面)を含むようにめっき鋼板1を薄片に加工した後、この薄片の表面に対して、電界放出型透過型電子顕微鏡(FE−TEM)による観察と、エネルギー分散型X線検出器(EDX)による組成分析とを行う方法が挙げられる。
例えば、図2では、FIBにより観察用試料を作製した後、FE−TEMにより5万倍で酸化物3aを観察した。加えて、この酸化物3aをEDXで分析することで、酸化物3aを同定することができる。
めっき層3は、めっき金属3bを含み、このめっき金属3bは、Fe量を15質量%以下、Al量を2質量%以下に制限し、残部が、Zn及び不可避的不純物からなる化学組成(めっき化学組成)を有している。めっき金属3b中のFe量が15質量%を超えると、めっき鋼板1におけるめっき層3の密着性が損なわれ、成形の際に、めっき層3が破壊または脱落する。この破壊または脱落しためっき層3が、金型に付着すると、成形時の疵の原因となる。同様に、めっき金属3b中のAl量が2質量%を超えると、厚いFe−Al−Zn系のバリア層が形成され、めっき層3の密着性が損なわれる。この場合、合金化処理後のFe量を制御することが困難であるという問題も生じる。
また、めっき層3が合金化溶融亜鉛めっき層であると、めっき層3中に鋼板2中のFeが取り込まれているため、スポット溶接性や塗装性を高めることができる。特に、合金化処理後のめっき層3のめっき金属3b中のFe量が7質量%以上であると、スポット溶接性を十分に高めることができる。したがって、合金化処理を行う場合には、めっき金属3b中のFe量を7〜15質量%とするとよい。加えて、合金化処理を行う場合には、合金化速度の制御によりめっき金属3b中のFe量をより柔軟に制御するために、例えば、Al量を0.05質量%以上としてもよい。
なお、めっき金属3b中のFe量が7質量%未満であっても、めっき鋼板1の耐食性、成形性、及び、穴拡げ性は良好である。また、めっき金属3bがFeを含む場合には、Fe量を0質量%超かつ15質量%以下とすればよく、めっき金属3bがAlを含む場合には、Al量を0質量%超かつ2質量%以下とすればよい。なお、めっき金属3b中のZn量は、例えば、80質量%以上かつ100%以下である。
ここで、めっき層3中のめっき金属3bにおける上記不可避的不純物として、例えば、製造上混入する不可避的不純物(例えば、めっき浴中の不可避的不純物や鋼板2の化学組成に起因する化学元素(Fe、Al、及び、Znを除く)や、必要に応じたプレめっき中の化学元素(Ni、Cu、及び、Co))が挙げられる。そのため、めっき金属3bは、Znに加え、選択元素または不可避的不純物としてFe、Alの少なくとも1種の化学元素を、不可避的不純物としてMg、Mn、Si、Cr、Ni、Cuなどの化学元素を含有しても構わない。
鋼板2の表面の単位面積(1m)当たりのめっき層3の量(めっきの量)については、特に制約はないが、耐食性をより高める観点から、めっきの量が片面当たり5g/m以上であると望ましい。また、めっき密着性をより高める観点から、めっきの量が片面当たり100g/m以下であると望ましい。なお、めっき層3の表面上に、塗装性や溶接性等の特性をさらに改善する目的で、各種の処理被膜(例えば、電気めっき等による上層めっき層、クロメート処理によるクロメート被膜、りん酸塩処理によるりん酸塩被膜、潤滑被膜、溶接性を向上させる被膜)等を有してもよい。
また、構造物として使用した際の耐食性及び耐水素脆性を確保するために、めっき層3において鋼板2まで達する欠陥(不めっき)を制限する。具体的には、実体顕微鏡を用い100倍の倍率でめっき鋼板1の表面(但し、板幅の中心位置から両エッジに向けて板幅の3/8の領域)を3視野以上観察した場合に、鋼板2に対するめっき層3の被覆率(めっき鋼板1の表面積に対するめっき鋼板1の最表面がめっき層3である面積の割合)が99%以上である。すなわち、めっき鋼板1の最表面に対するめっき鋼板1の最表面が鋼板2である面積の割合(欠陥率)を1.0%未満に制限すればよい。被覆率は、100%であることが望ましい(すなわち、欠陥率は、0%であることが望ましい)。被覆率が99%以上かつ100%未満である場合には、例えば、部品に適用する際に欠陥部分をトリミングすればよい。
めっき層3中のFe量及びAl量を測定するには、めっき層3を酸で溶解し、未溶解の酸化物等を除去した後、得られた溶解液を化学分析すればよい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板については、例えば、30mm×40mmの寸法に切断しためっき鋼板1を、インヒビタを添加した5%HCl水溶液に浸漬して、鋼板2中の化学元素の溶出を抑制しながらめっき層3のみを溶解し溶解液を得ることができる。得られた溶解液より未溶解の酸化物等を除去した後、この溶解液をICP発光分析して得られた信号強度と、濃度既知の溶液から作成した検量線とからFe量及びAl量を定量すればよい。
また、この場合、各試料間の測定のばらつきを考慮して、同じ合金化溶融亜鉛めっき鋼板から切出した、少なくとも3つの試料に対する測定値を平均すればよい。
次に、鋼板2の化学組成について説明する。なお、鋼板2の化学組成における%は、質量%を意味する。
(C:0.05〜0.40%)
Cは、鋼板2の強度を上昇させる元素である。C量が0.05%未満では、980MPa以上の引張強度と加工性とを両立することが難しくなる。また、C量が0.40%を超えると、ミクロ組織中のマルテンサイト及びセメンタイトの量が多くなり、十分な伸び及び穴拡げ性が得られない。加えて、この場合には、スポット溶接性の確保が困難となる。このため、C量を0.05〜0.40%とした。鋼板2の強度をより高める場合には、C量を、0.08%以上とすると好ましく、0.10%以上、または、0.12%以上とするとより好ましい。また、鋼板2のスポット溶接性をより高める場合には、C量を、0.38%以下とすると好ましく、0.35%以下、または、0.32%以下とするとより好ましい。
(Si:0.5〜3.0%)
Siは、耐水素脆性を改善するための重要な元素である。Si量が0.5%未満では、めっき層3中の酸化物3aの量が十分でなく、耐遅れ破壊特性が向上しない。そのため、Si量の下限を0.5%とする。Si量が3.0%を超えると、過剰のフェライトの生成によりミクロ組織が制御できなかったり、加工性が低下したりする。そのため、Si量を0.5〜3.0%とした。また、Siは、鋼板2の強度を上昇させる元素である。そのため、鋼板2の強度をより高める場合には、Si量を、0.6%以上とすると好ましく、0.7%以上、または、0.8%以上とするとより好ましい。また、鋼板2の加工性をより高める場合には、Si量を、2.8%以下とすると好ましく、2.5%以下、または、2.2%以下とするとより好ましい。
(Mn:1.5〜3.0%)
Mnは、酸化物を形成する元素であり、かつ、鋼板2の強度を上昇させる元素である。Mn量が1.5%未満では、980MPa以上の引張強度を得ることが困難である。Mn量が多いと、Mnと、P及びSとの共偏析が助長されて、加工性が低下する。そのため、Mn量の上限を3.0%とする。鋼板2の強度をより高める場合には、Mn量を、1.6%以上とすると好ましく、1.8%以上、または、2.0%以上とするとより好ましい。また、鋼板の加工性をより高める場合には、Mn量を、2.8%以下とすると好ましく、2.7%以下、または、2.6%以下とするとより好ましい。
また、鋼板2の化学組成について以下の化学元素(O、P、S、Al、N)の量を制限する。なお、これら5種の化学元素の量の下限は、いずれも0%であり制限されない。そのため、これら5種の化学元素の上限のみが制限される。
(O:0〜0.01%)
Oは、鋼中に酸化物を形成し、伸び、曲げ性、及び、穴拡げ性を劣化させるので、鋼中のO量を抑える必要がある。特に、酸化物は、介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、又は、切断面に存在すると、端面に切欠き状の傷や粗大なディンプルが形成する。この傷やディンプルは、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり、大幅に穴拡げ性又は曲げ性を低下させる。
O量が0.01%を超えると、上記傾向が顕著となるので、O量の上限を0.01%とした。O量の下限は、特に制限されないが、O量を0.0001%未満にすると、コストが過度に増加するため、O量の下限を、0.0001%としてもよい。より鋼板2の加工性を高めるために、O量を、0.008%以下に制限すると好ましく、0.006%以下、または、0.005%以下に制限するとより好ましい。
(P:0〜0.04%)
Pは、鋼板の板厚中央部に偏析し、溶接部を脆化させる元素である。P量が0.04%を超えると、溶接部の脆化が顕著になるので、P量の上限を0.04%とした。P量の下限は特に定めないが、P量を0.0001%未満にすると、コストが増加するので、P量を0.0001%以上とすると好ましい。より鋼板2の溶接性を高めるために、P量を、0.035%以下に制限すると好ましく、0.03%以下、または、0.02%以下に制限するとより好ましい。
(S:0〜0.01%)
Sは、溶接性、及び、鋳造時及び熱延時の鋼板2の製造性に悪影響を及ぼす元素である。このことから、S量の上限を0.01%とした。S量の下限は特に定めないが、S量を0.0001%未満にすると、コストが増加するので、S量を0.0001%以上とすると好ましい。また、Sは、Mnと結びついて、粗大なMnSを形成して、曲げ性や穴拡げ性を劣化させるので、S量をできるだけ少なくする必要がある。より鋼板2の加工性を高めるために、S量を、0.008%以下に制限すると好ましく、0.005%以下、または、0.004%以下に制限するとより好ましい。
(Al:0〜2.0%)
Alは、酸化物として、耐遅れ破壊特性の向上に活用できる元素である。また、Alは、脱酸材としても活用可能な元素である。しかし、Alを鋼中に過剰に添加すると、Al系の粗大介在物の個数が増大し、穴拡げ性の劣化や表面疵の原因になるので、Al量の上限を2.0%とした。Al量の下限は、特に限定しないが、Al量を0.0005%以下にするのは困難であるので、Al量の下限を0.0005%としてもよい。Al量は、1.8%以下であると好ましく、1.5%以下、または、1.2%以下であるとより好ましい。
(N:0〜0.01%)
Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素である。それ故、鋼中のN量を抑える必要がある。N量が0.01%を超えると、上記傾向が顕著となるので、N量の上限を0.01%とした。加えて、Nは、溶接時のブローホールを発生させるので、少ない方が好ましい。N量の下限は、特に限定しないが、N量を0.0005%未満にすると、製造コストが大幅に増加するので、N量の下限を0.0005%としてもよい。より鋼板2の溶接性を高める場合には、N量を、0.008%以下とすると好ましく、0.005%以下、または、0.004%以下とするとより好ましい。
ここで、Al及びSiは、いずれもセメンタイトの生成を抑制する元素である。それ故、AlとSiとの合計量を制御すると、後述のミクロ組織の制御に有利である。これら合計量が0.5%以上であると、セメンタイトの生成をより容易に抑制することができる。そのため、AlとSiとの合計量を、0.5%以上とすると好ましく、0.6%以上、または、0.8%以上とするとより好ましい。
以上の化学元素は、本実施形態における鋼板2の基本成分(基本元素)であり、この基本元素が制御(含有または制限)され、残部が鉄(Fe)及び不可避的不純物よりなる化学組成が、本実施形態における鋼板2の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え(残部のFeの一部の代わりに)、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の化学元素(選択元素)を鋼板2に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼板2中に不可避的に(例えば、各選択元素の量の好ましい下限未満の量)混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
すなわち、鋼板2が、選択元素または不可避的不純物として、Mo、Cr、Ni、Cu、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg、REMのうちいずれか1種以上を含有しても構わない。なお、これらの化学元素を、必ずしも鋼板2中に添加する必要がないため、これらの11種の化学元素の下限は、いずれも0%であり制限されない。そのため、これらの11種の化学元素の上限のみが制限される。
(Mo:0〜1.0%)
Moは、強化元素であるとともに焼き入れ性の向上に重要な元素である。鋼中にMoを添加する場合、Mo量が0.01%未満では、添加による効果が得られないので、Mo量の下限を0.01%としてもよい。Mo量が1.0%を超えると、製造時及び熱延時の鋼板2の製造性が低下するので、Mo量の上限を1.0%とした。鋼板2の製造性及びコストの観点から、Mo量の上限は、0.8%であると好ましく、0.5%、または、0.3%であるとより好ましい。
(Cr:0〜1.0%)
Crは、強化元素であるとともに焼き入れ性の向上に重要な元素である。鋼中にCrを添加する場合、Cr量が0.05%未満では、添加による効果が得られないので、Cr量の下限を0.05%としてもよい。Cr量が1.0%を超えると、製造時及び熱延時の鋼板2の製造性が低下するので、Cr量の上限を1.0%とした。鋼板2の製造性及びコストの観点から、Cr量の上限は、0.9%であると好ましく、0.8%、または、0.5%であるとより好ましい。
(Ni:0〜1.0%)
Niは、強化元素であるとともに焼き入れ性の向上に重要な元素である。鋼中にNiを添加する場合、Ni量が0.05%未満では、添加による効果が得られないので、Ni量の下限を0.05%としてもよい。Ni量が1.0%を超えると、製造時及び熱延時の鋼板2の製造性が低下するので、Ni量の上限を1.0%とした。加えて、Niは、鋼板2の濡れ性を向上させたり、合金化反応を促進させたりする。そのため、Ni量を0.2%以上としてもよい。
一方、Niは、Feに比べて酸化し難い元素である。そのため、Feの酸化を防止して、めっき層3中の酸化物3aのサイズ及び量を柔軟に制御したり、めっき性を適切に制御したりするために、Ni量の上限をさらに制限してもよい。例えば、Ni量の上限が、0.9%であってもよい。
(Cu:0〜1.0%)
Cuは、強化元素であるとともに焼き入れ性の向上に重要な元素である。鋼中にCuを添加する場合、Cu量が0.05%未満では、添加による効果が得られないので、Cu量の下限を0.05%としてもよい。Cu量が1.0%を超えると、製造時及び熱延時の鋼板2の製造性が低下するので、Cu量の上限を1.0%とした。加えて、Cuは、鋼板2の濡れ性を向上させたり、合金化反応を促進させたりする。そのため、Cu量を0.2%以上としてもよい。Niと同様に、Cuは、Feに比べて酸化し難い元素である。そのため、Cu量の上限が、0.9%であってもよい。
(B:0〜0.01%)
Bは、粒界の強化や鋼板2の強度向上に有効な元素である。鋼中にBを添加する場合、B量が0.0001%未満では、添加による効果が得られないので、B量の下限を0.0001%としてもよい。一方、B量が0.01%を超えると、添加による効果が飽和するばかりでなく、熱延時の鋼板2の製造性を低下させるので、B量の上限を0.01%とした。鋼板2の製造性及びコストの観点から、B量の上限は、0.008%であると好ましく、0.006%、または、0.005%であるとより好ましい。
(Ti:0〜0.3%)
Tiは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板2の強度上昇にTiが寄与する。鋼中にTiを添加する場合、Ti量が0.005%未満では、添加による効果が得られないので、Ti量の下限を0.005%としてもよい。一方、Ti量が0.3%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化するので、Ti量の上限を0.3%とした。鋼板2の成形性をより高める場合には、Ti量の上限は、0.25%であると好ましく、0.20%、または、0.15%であるとより好ましい。
(Nb:0〜0.3%)
Nbは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板2の強度上昇にNbが寄与する。鋼中にNbを添加する場合、Nb量が0.005%未満では、添加による効果が得られないので、Nb量の下限を0.005%としてもよい。一方、Nb量が0.3%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化するので、Nb量の上限を0.3%とした。鋼板2の成形性をより高める場合には、Nb量の上限は、0.25%であると好ましく、0.20%、または、0.15%であるとより好ましい。
(V:0〜0.5%)
Vは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化で、鋼板2の強度上昇にVが寄与する。鋼中にVを添加する場合、V量が0.005%未満では、添加による効果が得られないので、V量の下限を0.005%としてもよい。一方、V量が0.5%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化するので、V量の上限を0.5%とした。鋼板2の成形性をより高める場合には、V量の上限は、0.4%であると好ましく、0.3%、または、0.2%であるとより好ましい。
(Ca、Mg、及び、REMの1種以上の合計:0〜0.04%)
Ca、Mg、及び、REM(Rare Earth Metal)の1種以上を、合計で最大0.04%まで添加してもよい。Ca、Mg、及び、REMは、脱酸に用いる元素であり、Ca、Mg、及び、REMから選択された1種、2種、又は、3種を、合計で0.0005%以上鋼中に含有させてもよい。
Ca、Mg、及び、REMから選択される1種以上の合計量が0.04%を超えると、成形性が悪化するので、この合計量の上限を0.04%とした。なお、REMは、ミッシュメタルで鋼に添加することが多い。LaやCeの他に、ランタノイド系列の元素を1種以上含有する場合がある。不可避不純物として、鋼板2がLaやCe以外のランタノイド系列の元素を含んでいてもよく、金属LaやCeを鋼中に添加してもよい。鋼板2の成形性をより高める場合には、Ca、Mg、及び、REMから選択される1種以上の合計量の上限は、0.03%であると好ましく、0.02%、または、0.01%であるとより好ましい。
以上のように、鋼板2は、上述の基本元素を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも1種とを含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
次に、被めっき材である鋼板2のミクロ組織について説明する。なお、鋼板2のミクロ組織における%は、体積%(体積分率、すなわち、断面観察における面積%)を意味する。また、ミクロ組織中の各組織(焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイトの6種)を、便宜上「相」と呼ぶ。
鋼板2のミクロ組織は、フェライトと、ベイナイトと、焼き戻しマルテンサイトと、残留オーステナイトとを含む。
引張強度を980MPa以上にした上で、延性と穴拡げ性とを両立させるためには、焼き戻しマルテンサイトの量を30%以上とする。焼き戻しマルテンサイトは、フェライトに比べ引張強度を高めることができ、マルテンサイトに比べ穴拡げ性を高めることができる。
一般に、組織間の硬度差が大きいと、穴拡げ性が低下する。例えば、フェライト及びマルテンサイトよりなる鋼では、変形中にフェライトとマルテンサイトとの界面で歪が集中してボイドが生成するため、穴拡げ性が低い。そこで、マルテンサイトよりも軟質な焼き戻しマルテンサイトの量を制御することにより、変形時のボイドの生成を抑制し、穴拡げ性を向上させている。焼き戻しマルテンサイトは、その内部にセメンタイトなどの鉄基炭化物を含むマルテンサイトであり、同一の化学組成を有する焼き入れままのマルテンサイト(フレッシュマルテンサイトとも呼ばれる)と比べて、強度(引張強度)が低く、穴拡げ性が高い。
焼き戻しマルテンサイトの量が30%未満であると、延性と穴拡げ性とを両立させた上で980MPa以上の引張強度を確保することができない。より引張強度を高める場合には、焼き戻しマルテンサイトの量を、32%以上とすることが好ましく、35%以上、または、38%以上とすることがより好ましい。この場合、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が焼き戻しマルテンサイト以外の相の体積分率よりも多いとさらに好ましい。一方、ミクロ組織が、8%以上のオーステナイトと、フェライトと、ベイナイトとを含むので、焼き戻しマルテンサイトの量は、体積分率で92%未満であってもよい。
一方で、焼き戻しマルテンサイトは、転位を多く含むので、高強度ではあるが、延性に劣る。そこで、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用し、延性を向上させている。残留オーステナイトの体積分率が8%未満では、十分な延性(全伸びEl)が得られない。そのため、残留オーステナイトの量の下限を8%とした。一方で、ミクロ組織が、40%以上の焼き戻しマルテンサイト及びベイナイト(合計)と、フェライトとを含むので、残留オーステナイトの量は、体積分率で60%未満であってもよい。より高い伸びを確保する場合には、残留オーステナイトの量を9%以上とすると好ましく、10%以上とするとより好ましい。
また、ミクロ組織は、フェライトを含む。フェライトは、オーステナイト中のC量を高めるのに有効である。例えば、後述の製造方法に係る実施形態では、残留オーステナイトを安定化させるために、二相焼鈍、又は、単相域焼鈍後の冷却で、フェライトを形成させている。なお、フェライトの体積分率が高くなると、強度が低下する。そのため、フェライトの体積分率を30%以下に制限すると好ましい。なお、フェライト量は、0%超であってもよく、1%以上であってもよい。例えば、加工後のミクロ組織にオーステナイトを残留させ、部品として使用する際の衝撃吸収能を高める必要がある場合には、残留オーステナイトの量と残留オーステナイト中のC量とを高めることが有効である。そのため、このような要求に応じて、フェライトの体積分率を、10%以上、または、20%以上としてもよい。
さらに、ミクロ組織は、ベイナイトを含む。ベイナイトは、残留オーステナイト中のC量を高めるのに有効である。ベイナイトの量は、特に制限されないが、引張強度を980MPa以上にするために、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計量を40%以上とする。ベイナイト量は、0%超であってもよく、1%以上であってもよい。例えば、加工後のミクロ組織にオーステナイトを残留させ、部品として使用する際の衝撃吸収能を高める必要がある場合には、残留オーステナイトの量と残留オーステナイト中のC量とを高めることが有効である。そのため、このような要求に応じて、ベイナイトの体積分率を、2%以上、または、5%以上としてもよい。一方で、ミクロ組織が、30%以上の焼き戻しマルテンサイトと、フェライトと、8%以上のオーステナイトとを含むので、ベイナイトの量は、体積分率で62%未満である。
加えて、ミクロ組織中のパーライトを体積分率で10%以下に制限する。パーライトは、オーステナイトが変態することで生成する。このことから、パーライトは、オーステナイトの量及びオーステナイト中のC量を低下させるため、強度や延性を低下させる。そのため、ミクロ組織がパーライトを含まない方が望ましいが、パーライトの体積分率を10%以下に制限すれば、980MPa以上の引張強度及び延性を確保できる。そのため、パーライトの体積分率の上限を10%とする。Cをより有効に活用する場合には、パーライトの体積分率を、5%以下に制限すると好ましい。パーライトの体積分率の下限は、制限されず、0%である。
伸び及び穴拡げ性を十分に確保するために、ミクロ組織中には、マルテンサイトを含まない方が望ましい。具体的には、マルテンサイトの体積分率を、10%以下に制限するとよい。より伸び及び穴拡げ性を高める場合には、マルテンサイトの体積分率を、8%以下に制限すると好ましく、7%以下、または、5%以下に制限するとより好ましい。マルテンサイトの体積分率の下限は、制限されず、0%である。
したがって、例えば、鋼板2が、30%以上の体積分率の焼き戻しマルテンサイトと、8%以上の体積分率のオーステナイト(残留オーステナイト)とを含み、パーライトの体積分率を10%以下に制限し、必要に応じてマルテンサイトの体積分率を10%以下に制限し、残部がフェライト及びベイナイトからなるミクロ組織を有し、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計体積分率が40%以上であるとよい。
さらに、穴拡げ性を改善するために、ミクロ組織の全構成要素(各相)について、単位面積当たりに粒径が35μmを超える結晶粒(粗大粒)が占める面積の割合(粗大粒分率)を10%以下に制限する。粒径の大きな粒が増えると、引張強度が小さくなり、局部変形能も低下する。したがって、なるべく結晶粒を細粒にすることが好ましい。加えて、全ての結晶粒が均一かつ等価に歪を受けることにより穴拡げ性が改善されるため、粗大粒の量を制限することにより、局部的な結晶粒の歪を抑制することができる。ここで、この際の粒径は、EBSP(Electron Back Scattering Pattern)から測定される15°以上の粒界に囲まれた領域として評価される。
なお、上記ミクロ組織の各相(ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライト、パーライト)、及び、残部組織を同定し、各相の存在位置を観察して、各相の面積率(各相の体積率に相当)を測定した。この測定では、ナイタール試薬、及び、日本国特開昭59−219473号公報に開示された試薬で、鋼板2の圧延方向を含む断面又は圧延方向に直角な方向を含む断面を腐食し、光学顕微鏡(1000倍の倍率)、又は、走査型又は透過型電子顕微鏡(1000〜100000倍の倍率)で観察して、各相を定量化することができる。この場合、各20視野以上を観察し、ポイントカウント法や画像解析により各相の面積率(すなわち、各相の体積率に相当)を求めることができる。
以上のように、鋼板2の化学組成及びミクロ組織を制御することで、980MPa以上の引張強度と、優れた延性及び穴拡げ性とを具備しためっき鋼板1(鋼板2)が得られる。
なお、鋼板2の板厚は、特に制限されないが、板厚の上限が6.0mmであってもよい。鋼板2の板厚の下限は、用途に応じて、例えば、0.5mmとしてもよい。
ここで、引張強度が大きくなると、一般的に、伸び及び穴拡げ性が低下するため、伸び及び穴拡げ性を以下のように評価する。
伸びの指標を、引張強度TS(MPa)と全伸びEl(%)との積から得た上で、この積が16000(MPa×%)以上である場合(TS×El≧16000MPa×%)に、伸びが優れていると評価する。伸びを重要視する場合、この積(TS×El)は、望ましくは、18000MPa×%以上であり、さらに望ましくは、20000MPa×%以上である。
穴拡げ性の指標を、引張強度TS(MPa)と穴拡げ率λ(%)との積から得た上で、この積が40000(MPa×%)以上である場合(TS×λ≧40000MPa×%)に、穴拡げ性が優れていると評価する。穴拡げ性を重要視する場合には、この積(TS×λ)は、望ましくは、45000MPa×%以上であり、さらに望ましくは、50000MPa×%以上である。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板1は、980MPa以上の引張強度TSを有し、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れている。本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板1(素材)は、通常の製鉄工程である製錬、製鋼(精錬)、鋳造、熱延、冷延の各工程を経て製造される製品を原則とし、後述の実施形態の製造方法により好適に得ることができる。しかしながら、製鉄工程の一部、又は、全部を省略して製造される製品でも、本実施形態に係る条件を満足する限り、本実施形態において説明した効果を得ることができるため、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板1は、必ずしも製造方法によって制限されない。
また、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板1を部材として適用する際には、例えば、溶接性を確保するために、めっき層3の一部を除去してもよく、目的に応じて適宜亜鉛めっき鋼板を加工することができる。
続いて、本発明の一実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
図4A及び図4Bに、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例のフローチャートを示す。このフローチャートに示すように、本実施形態では、以下の工程により、亜鉛めっき鋼板が製造される。すなわち、鋼(スラブ)を、鋳造し(S1)、加熱し(S2)、熱間圧延する(S3)。熱間圧延(S3)後、鋼(鋼板、熱延鋼板)を、巻取り(S4)、酸洗し(S5)、冷間圧延する(S6)。冷間圧延(S6)後、鋼(鋼板、冷延鋼板)を、フェライトが再結晶するように加熱し(S7)、焼鈍し(S8)、制御冷却し(S9)、めっき浴の温度を基準に温度制御し(S10)、溶融亜鉛めっきする(S11)。溶融亜鉛めっき(S11)後、鋼(鋼板、めっき鋼板)を、冷却し(S12)、最終製品として、溶融亜鉛めっき鋼板を得る。また、溶融亜鉛めっき(S11)よりも後に鋼(鋼板、めっき鋼板)に対して合金化処理を施すと(S20)、冷却(S21)後に、最終製品として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。なお、制御冷却(S9)よりも後に、必要に応じて、鋼(鋼板、冷延鋼板またはめっき鋼板)を加熱保持する(S30、S31、S32)場合もある。
ここで、上記実施形態に係る亜鉛めっき鋼板のめっき層中の酸化物3aの投影面積率を10%以上に制御するために、本実施形態では、少なくとも、冷間圧延(S6)の条件と、加熱(S7)の条件と、溶融亜鉛めっき(S11)の条件とを、後述のように適切に制御している。
以下に、本実施形態の各工程について説明する。
本実施形態においては、上記実施形態で説明した化学組成を有する鋼を、常法で溶製し、鋳造する(S1)。
鋳造後の鋼(スラブ)を、直接又は一旦冷却した後、加熱し(S2)、熱間圧延に供する(S3)。熱間圧延前の加熱温度は、特に制限されないが、鋼中の化学組成をより均一にするために、1150℃以上、または、1200℃以上であることが好ましい。二相域での圧延によりミクロ組織が不均一になることを防止するために、熱間圧延をAr変態点以上で完了する。ここで、Ar変態点(Ar)及び後述の表1中のAc変態点(Ac)は、C量(%C)、Mn量(%Mn)、Si量(%Si)、及び、Cr量(%Cr)を用いて、それぞれ、下記式2及び式3により算出することができる。
Ar=901−325×(%C)−92×(%Mn)+33×(%Si)−20×(%Cr) ・・・(式2)
Ac=910−203×(%C)^0.5+44.7×(%Si)−30×(%Mn)−11×(%Cr) ・・・(式3)
鋼板が選択元素としてCrを含まない場合には、Ar変態点及びAc変態点は、それぞれ、下記式4及び式5により算出することができる。
Ar=901−325×(%C)−92×(%Mn)+33×(%Si) ・・・(式4)
Ac=910−203×(%C)^0.5+44.7×(%Si)−30×(%Mn) ・・・(式5)
次いで、熱間圧延後の鋼(鋼板、熱延鋼板)を、300〜700℃の巻取り温度で巻き取る(S4)。熱間圧延における巻取り温度が700℃を超えると、熱延鋼板のミクロ組織が粗大なフェライト・パーライト組織となり、その後の工程(例えば、冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっき及び合金化熱処理)後の最終的な鋼板のミクロ組織の各相が粗大化し、ミクロ組織が不均一となる。その結果、上記の粗大粒分率を十分に制御することができず、良好な穴拡げ性が得られないので、巻取り温度の上限を700℃にした。巻取り温度を650℃以下とすることが望ましい。
巻取り温度の下限は特に規定しないが、巻取り温度が300℃以上であれば、熱延鋼板の強度を冷間圧延に適した強度にすることができる。そのため、巻取り温度は、300℃以上が望ましい。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を施す(S5)。酸洗は、鋼板表面の酸化物を除去するので、めっき性の向上のために重要である。一回の酸洗を行ってもよいし、複数回に分けて酸洗を行ってもよい。
酸洗した熱延鋼板を、1400mm以下のロール径を有するロール(ワークロール)にて30%以上の累積圧下率で冷間圧延して(S6)、連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。この冷間圧延により、後工程の加熱(滞留)時において、フェライトの再結晶とこの再結晶による酸化物(上記酸化物3aを形成するために必要な酸化物)の形成とを促進させることができる。
累積圧下率が30%未満では、後工程の加熱(滞留)時において、再結晶が十分に進まないため、後工程で酸化物が十分に形成されず、十分な耐水素脆性が得られない。そのため、累積圧下率(下限)を、30%以上とする。好ましくは、累積圧下率は、40%以上である。一方、冷間圧延の累積圧下率の上限は特に規定しない(100%未満)が、冷延荷重の増大を抑制し、容易に冷延を行うために、累積圧下率が80%以下であると好ましい。圧延パスの回数や、パス毎の圧下率は、めっき密着性、伸び、強度、穴拡げ性、耐水素脆性にほとんど影響を与えないため、特に規定しない。ここで、累積圧下率は、冷間圧延における最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量(冷間圧延における最初のパス前の入口板厚と冷間圧延における最終パス後の出口板厚との差)の百分率である。
また、再結晶に必要とされる歪は、単位板厚当たりの鋼板の変形速度(以下、平均変形速度)の増加とともに増加するため、この平均変形速度を十分に得ることができるように、被圧延材と接触する面の面積及びこの面でのロールの弾性変形量が少ない、小さなロール径のロールを使用する。30%以上の累積圧下率での冷間圧延において、1400mm以下のロール径を有するロールを使用すると、十分な耐水素脆性を得るために必要な酸化物を形成させることができる。ロール径が小さいほど、上記平均変形速度が大きくなるため、再結晶が開始するまでの時間を短くし、再結晶の速度を大きくすることができ、かつ形成される酸化物の量も増加する。再結晶の速度を大きくする効果及び酸化物を形成させる効果は、ロール径が1400mm以下で引き起こされる。そのため、ロール径を、1400mm以下とした。ロール径は、望ましくは、1200mm以下であり、さらに望ましくは、1000mm以下である。
冷間圧延後の鋼(鋼板、冷延鋼板)を加熱する(S7)。鋼板をめっきラインに通板する際の加熱速度(平均加熱速度)は、めっき密着性、伸び、強度、穴拡げ性、耐水素脆性にほとんど影響を与えないため、特に規定しない。加熱速度が0.5℃/秒以上であると、生産性を十分に確保できるため、加熱速度は0.5℃/秒以上が好ましい。加熱速度が100℃/秒以下であると、通常の設備投資で実施可能であるため、コスト上、加熱速度が100℃/秒であると好ましい。
この加熱中に、鋼板を、550〜750℃で、20秒以上滞留させる。これは、この温度域で鋼板を滞留させることで、酸化物を分散させることが可能なためである。この酸化物の生成は、冷間加工されたフェライトの再結晶と密接に関係すると考えられる。即ち、酸化物を形成するSi、AlあるいはMnは、鋼板内部からの拡散(特に、粒界拡散)により供給されるため、Si、Mn、Alを単独、又は、複合で含む酸化物は、鋼板表面のフェライトの粒界に生成する傾向にある。このような再結晶により生成した微細なフェライトの粒界が、酸化物の生成サイトとして活用される。また、このように、酸化物は、フェライト粒界に優先的に生成するため、網目状の構造を有することが多く、水素を効率よくトラップすることができる形態(投影面積率)になりやすい。
また、550〜750℃の温度域では、酸化物の生成速度に比べ、フェライトの再結晶の速度が速い。そのため、この温度域内に冷延後の鋼板の温度が制御されると、酸化物が形成する前に再結晶が開始するため、鋼板表面に十分な量(面積)の酸化物を形成させることができる。
滞留温度が550℃未満では、再結晶に長時間を要することに加え、加工されたままの大きく延びたフェライトが存在するだけであり、酸化物を形成するのに十分な量(密度)の粒界が存在しない。また、滞留温度が750℃を超えると、フェライトの再結晶速度に比べ、酸化物の形成速度が速く、再結晶及び粒成長、または、逆変態の途中で粒界に粒状の酸化物が形成するため、鋼板表面に十分な量(面積)の酸化物を形成させることは困難である。そこで、鋼(鋼板)の温度が550〜750℃の温度域にある時間を制御している。この鋼板の温度が550〜750℃の温度域にある時間が20秒未満であると、十分な量の酸化物(特に、上記の投影面積率に有利な形状の酸化物)を得ることができず、最終製品において上記の酸化物の投影面積率が10%未満になる。鋼板の耐水素脆性をより高める場合には、この滞留時間を、30秒以上とすると好ましい。
ここで、鋼板の温度が550〜750℃の温度域にある時間を、等温保持で制御してもよく、加熱(温度上昇)により制御してもよい。鋼板の温度が550〜750℃の温度域にある時間の上限は、特に制限されず、2000秒であっても、1000秒であってもよい。
一方、冷間圧延ままの鋼板では、フェライト粒が圧延方向に伸びており、フェライトの粒径が大きく、フェライトの粒界の量が少ない。その結果、フェライトのほとんどが未再結晶フェライトである、冷間圧延ままの鋼板を焼鈍しても、酸化物の投影面積率を10%以上確保することができない。そのため、上記のように、鋼板の温度が550〜750℃の温度域にある時間を制御して、酸化物形成前にフェライトを再結晶させ、フェライトの粒径を微細化している。
さらに、再結晶後の鋼板を、750〜900℃の焼鈍温度(最高加熱温度)で焼鈍する(S8)。焼鈍温度が750℃未満になると、熱間圧延時に生成した炭化物が、再固溶するのに時間がかかりすぎて、炭化物が残存し、焼き入れ性が低下する。そのため、焼き戻しマルテンサイトやオーステナイトの量を十分に確保できず、980MPa以上の引張強度を確保することが難しい。それ故、750℃が焼鈍温度の下限である。
過度の高温加熱は、コストを増加させるだけでなく、高温下での通板時の板形状の悪化やロールの寿命の低下といったトラブルも誘発する。そのため、焼鈍温度の上限を900℃とする。上記温度域(750〜900℃)での熱処理時間(焼鈍時間)は、特に限定しないが、炭化物の溶解のために、10秒以上が望ましい。
コストを抑制するために、熱処理時間が600秒以下であると好ましい。最高加熱温度にて等温保持を行って鋼板を焼鈍してもよいし、傾斜加熱を行い、最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始して鋼板を焼鈍してもよい。
連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍工程における雰囲気を制御すると、鋼板表面に形成する酸化物(Si、Mn、及び、Alから選ばれる1種以上の化学元素を含む酸化物)を柔軟に制御することができる。即ち、焼鈍雰囲気中のH濃度と露点とを管理すると、反応制御に重要である酸素ポテンシャルを柔軟に制御することができる。例えば、通常の焼鈍条件で適用されるH濃度が20体積%以下のN雰囲気では、露点を−20℃以上とするとよい。この場合には、Si、Mn、及び、Alから選ばれる1種以上の化学元素を含む酸化物の量及び形状をより柔軟に制御することができる。
焼き戻しマルテンサイトやオーステナイトの量を十分に確保するためには、焼鈍後の冷却の過程で、これら以外の組織(例えば、フェライト、パーライト、ベイナイト)が過剰に生成しないように冷却条件を制御することが重要である。特に、オーステナイト中のC量を増加させるように冷却条件(例えば、フェライト変態の制御やパーライト変態の抑制)を制御してオーステナイトを安定化させると好ましい。
そのため、焼鈍後の鋼板を以下のように一段階または二段階の冷却によって制御冷却する(S9)。
まず、二段階の冷却を行う場合には、上記焼鈍の終了後、500℃以上かつ750℃未満の温度域の所定温度(以下では、中間冷却温度と記載する)まで0.1〜30℃/秒の平均冷却速度(以下では、第一の平均冷却速度と記載する)で鋼板を冷却する(第一段の冷却)。以下に、この第一段の冷却について詳細に説明する。
十分に生産性を確保するために、第一の平均冷却速度を、0.1℃/秒以上とする。より生産性を高める場合には、第一の平均冷却速度が0.2℃/秒以上であることが好ましく、0.5℃/秒以上、または、0.8℃/秒以上であることが好ましい。また、フェライトを生成させるために、第一の平均冷却速度を、30℃/秒以下とする。フェライトの量をさらに高めてオーステナイトの量及び安定度を高める場合には、この第一の平均冷却速度が、25℃/秒以下であることが好ましく、22℃/秒以下、または、20℃/秒以下であることがより好ましい。したがって、第一の平均冷却速度を0.1〜30℃/秒とする。また、第一の平均冷却速度が30℃/秒以下である場合に、中間冷却温度を500℃未満にすると、オーステナイト及びマルテンサイト以外の組織(例えば、フェライトやベイナイト)が過剰に生成するため、最終製品において、焼き戻しマルテンサイトを30%以上、オーステナイト(残留オーステナイト)を8%以上確保することができなくなる。但し、第一の平均冷却速度が0.1〜0.8℃/秒である場合には、生産性を確保し、かつ、パーライトの生成を防止するために、中間冷却温度をAr℃以上かつ750℃未満とすると望ましい。一方、中間冷却温度が750℃以上であると、製造コストが増加する上、フェライトが生成しない場合もある。より安定的にフェライトを生成させるために、中間冷却温度は、740℃以下であることが好ましく、730℃以下であることがより好ましい。したがって、中間冷却温度を、500℃以上かつ750℃未満とする。
次に、上記第一段の冷却の終了後、中間冷却温度から100℃以上かつ350℃未満の冷却停止温度まで上記の第一の平均冷却速度よりも大きく、かつ、1〜100℃/秒である平均冷却速度(以下では、第二の平均冷却速度と記載する)で鋼板を冷却する(第二段の冷却)。以下に、この第二段の冷却について詳細に説明する。
最終製品において30%以上の焼き戻しマルテンサイトを得るために必要なマルテンサイトを確保するために、冷却停止温度を350℃未満とする。最終製品においてより多くの焼き戻しマルテンサイトを確保するためには、冷却停止温度を、340℃以下にすることが好ましく、320℃以下、または、300℃以下にすることがより好ましい。また、最終製品において8%以上のオーステナイト(残留オーステナイト)を得るために必要なオーステナイトを確保するために、冷却停止温度を100℃以上とする。最終製品においてより多くのオーステナイトを確保するために、冷却停止温度を、120℃以上にすることが好ましく、150℃以上、または、180℃以上にすることがより好ましい。特に、冷却停止温度をマルテンサイト変態が開始する温度(M点)より100℃低い温度以上とするとさらに好ましい。したがって、冷却停止温度を100℃以上かつ350℃未満とする。このような冷却停止温度を制御することにより、第一段の冷却の終了直後に存在したオーステナイトのうち、適切な量のオーステナイトをマルテンサイトに変態させることができる。最終製品において30%以上の焼き戻しマルテンサイトを得るために必要なマルテンサイトを確保するために、第二の平均冷却速度を1℃/秒以上とする。第二の平均冷却速度が1℃/秒未満であると、生産性が低下するだけでなく、オーステナイト及びマルテンサイト以外の組織が過剰に生成する。最終製品においてより多くの焼き戻しマルテンサイト及びオーステナイトを確保するために、第二の平均冷却速度を、2℃/秒以上、または、5℃/秒以上にすることが好ましく、10℃/秒以上、または、20℃/秒以上にすることがより好ましい。特に、上記第一の平均冷却速度が0.1〜0.8℃/秒である場合には、この第二の平均冷却速度を前述のように高めることが望ましい。また、製造コスト(設備コスト)を十分に抑えるために、第二の平均冷却速度を100℃/秒以下とする。この第二の平均冷却速度を、80℃/秒以下とすると好ましく、50℃/秒以下とするとより好ましい。したがって、第二の平均冷却速度を1〜100℃/秒とする。加えて、生産性を高め、かつ、オーステナイト及びマルテンサイト以外の相の生成をできる限り抑制するために、二段階の冷却を行う場合には、この第二の平均冷却速度を、第一の平均冷却速度よりも大きな平均冷却速度にするとよい。第一段の冷却及び第二段の冷却後のオーステナイト中のC量をより高め、かつ、第二段の冷却後のマルテンサイト及びオーステナイトの量をより増加させるためには、第二の平均冷却速度と第一の平均冷却速度との差が大きいことが望ましい。
一方、一段階の冷却を行う場合には、上記二段階の冷却の冷却条件と同様の理由から、1〜30℃/秒の平均冷却速度で100℃以上かつ350℃未満の冷却停止温度まで鋼板を冷却すればよい。この一段階の冷却の条件は、上記二段階の冷却の条件において、第一の平均冷却速度が第二の平均冷却速度と等しい場合(この場合、中間冷却温度が500℃以上かつ750℃未満の温度域に含まれる)に相当する。この一段階の冷却における平均冷却速度は、10℃/秒超、または、12℃/秒以上であると好ましく、15℃/秒以上、または、20℃/秒以上であるとさらに好ましい。
なお、上記各平均冷却速度に加え、秒毎の冷却速度が上記平均冷却速度の条件を満足するとより望ましい。
さらに、上記の制御冷却後、鋼板を、再加熱する。続いて、鋼を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬後、室温まで冷却する。上記の制御冷却よりも後の工程において、鋼板の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間を20秒以上に制御する。この時間を20秒以上とすることにより、オーステナイトからベイナイトへの変態(ベイナイト変態)が十分に進み、未変態のオーステナイト中のC量を高めることができる。その結果、オーステナイトの安定性が高まり、最終製品において8%以上のオーステナイト(残留オーステナイト)を確保することができる。一方、この時間が20秒未満であると、オーステナイトからベイナイトへの変態(ベイナイト変態)が十分に進まないため、オーステナイトの安定性が低下し、最終製品において8%以上のオーステナイトを確保することができない。よりオーステナイトの体積分率を高める場合には、鋼板の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間を25秒以上、または、30秒以上に制御すると好ましい。また、鋼の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間の上限は、特に制限されないが、例えば、生産性の観点から、1000秒、または、500秒であってもよい。なお、350〜500℃の温度範囲は、ベイナイト変態が十分な速度で生じる温度範囲である。すなわち、めっき浴に鋼を浸漬する前の鋼板の温度調整、めっき浴への鋼板の浸漬、めっき層の合金化処理といった第二段の冷却よりも後の各工程において、鋼板の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間を合計で20秒以上に制御すればよい。鋼板の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間をより確実に20秒以上に制御するために、第二段の冷却よりも後に、350〜500℃の温度範囲に鋼板を保持する工程(S30、S31、S32)をさらに追加してもよい。この保持工程において350〜500℃の温度範囲に鋼板を保持する時間は、特に制限されないが、例えば、20秒以上であってもよい。
また、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する前に、再加熱によりめっき浴温度よりも40℃低い温度以上かつめっき浴温度よりも40℃高い温度以下の温度範囲内に鋼板の温度(板温)を制御する(S10)。板温がめっき浴温度よりも40℃以上低い場合には、めっき浴に鋼が浸漬される際に鋼板の表面近傍の溶融亜鉛の温度が大きく低下し、溶融亜鉛の一部が凝固する。この凝固は、めっき外観を劣化させるので、再加熱によって板温を、(めっき浴温度−40℃)以上とする。また、板温がめっき浴温度よりも40℃以上高い場合には、溶融亜鉛めっき時に操業上の問題が生じるため、板温を(めっき浴温度+40℃)以下とする。
このように鋼板の温度を制御した後、流速10〜50m/minにて流動する溶融金属を有する溶融亜鉛めっき浴(めっき浴)に鋼を浸漬し、溶融亜鉛めっきを施す(S11)。
溶融金属の流速を10〜50m/minとすることで、不めっきを防止しながら酸化物を含むめっき層の形成が可能となる。溶融金属の流速が10m/min未満では、鋼板表面へのめっき浴中の酸化物の付着を抑制してめっき浴中の溶融金属の接触率を高めることができないため、不めっきを防止することができず、めっき層の外観が悪化する。一方、溶融金属の流速が50m/minを超えると、このような流速を得るために過大な設備投資が必要となるだけでなく、溶融金属の流動に起因した模様がめっき層に生じ、めっき層の外観が悪化する。したがって、溶融金属の流速を10〜50m/minとする。このように、溶融金属の流速を制御した結果、鋼板表面に形成した酸化物との化学的親和性が高いめっき浴中の亜鉛の酸化物が鋼板表面に付着することを防止しながら、鋼板表面に形成された易酸化性元素の酸化物をめっき層中に取り込むことができる。そのため、良好な外観を有するめっき層中に酸化物を分散させることが可能となる。
なお、上述の焼鈍前の加熱時に、鋼板表面に、Si、Mn、及び、Alから選ばれる1種以上の化学元素を含む酸化物を形成させているので、鋼板をめっき浴から引き上げた後に不めっき(めっきの欠陥、めっきが形成されない部分)が起こり易い。そこで、めっき浴中では、溶融金属を10〜50m/minの流速で流動させている。このような流速で溶融金属(噴流)を流動させることにより、不めっきを防止することができる。加えて、鋼板表面に酸化物を形成させると、めっき層を合金化する場合に、合金化が遅延するが、上記の溶融金属の流速を制御することにより、合金化を促進することができる。ここで、溶融金属の流速の方向については、特に制限されず、溶融金属の流速の大きさのみを制御すればよい。
また、めっき浴中の溶融金属は、純亜鉛(亜鉛及び不可避的不純物)であってもよく、選択元素または不可避的不純物としてAl(例えば、2質量%以下)を、不可避的不純物としてFe、Mg、Mn、Si、Crなどの化学元素を含有しても構わない。
例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合(めっき層の合金化を行う場合)には、めっき層の特性を制御するため、めっき浴中の有効Al量を0.05〜0.500質量%に制御することが望ましい。ここで、めっき浴中の有効Al量は、めっき浴中のAl量から、めっき浴中のFe量を引いた値である。
有効Al量を0.05〜0.500質量%とすると、良好な外観のめっき層を得ることができることに加え、十分に生産性を高めることができる。すなわち、有効Al量が0.05質量%以上であると、ドロス発生を抑制することができ、良好な外観のめっき層を得ることができる。また、有効Al量が0.500質量%以下であると、合金化を効率よく行うことができ、十分に生産性を高めることができる。
溶融金属中には、不可避不純物として、Zn酸化物やAl酸化物が存在する。これら酸化物については、できるだけ除去するか、又は、鋼板との反応を抑制することが望ましいが、溶融めっき後のめっき層中に不可避的に混入したとしても構わない。
さらに、めっき浴に浸漬した鋼板を、めっき浴から引き上げ、必要に応じてワイピングを行う。鋼板に対してワイピングを行うと、鋼板表面に付着するめっきの量(めっき付着量)を制御することができる。めっき付着量について、特に制約はないが、耐食性をより高める観点から、めっき付着量が片面当たり5g/m以上であると望ましい。また、めっき密着性をより高める観点から、めっき付着量が片面当たり100g/m以下であると望ましい。
鋼板に溶融亜鉛めっきを施した後、100℃未満の温度(例えば、室温)まで冷却する(S12)。この冷却における冷却停止温度は、ミクロ組織が安定する温度であれば特に制限されず、例えば、コスト面から0℃以上(例えば、水温や室温以上)であってもよい。
冷却後、めっき鋼板として、溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。このめっき鋼板のスポット溶接性や塗装性をより高める場合には、得られためっき鋼板に対し合金化処理を行ってもよい(S20)。合金化処理によってめっき層中に鋼板中のFeが取り込まれるため、冷却(S21)後、塗装性やスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板(すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板)を得ることができる。
このように、めっき層の合金化を行う場合には、めっき鋼板を460℃以上に加熱するとよい。合金化処理の温度(合金化温度)を460℃以上にすると、高い合金化速度で合金化を効率よく行えるため、十分に生産性を高めることができる。一方で、合金化温度が600℃を超えると、炭化物が生成して、最終製品における鋼中のオーステナイトの体積率が減少し、8%以上のオーステナイトを確保することができない。そのため、合金化温度の上限を600℃とする。すなわち、第二段の冷却より後の工程における最高温度を600℃以下に制限するとよい。
以上、亜鉛めっき鋼板の製造方法の一実施形態の基本的な構成について説明したが、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加が可能である。例えば、亜鉛めっき鋼板上に、塗装性や溶接性といった特性を改善する目的で、上層めっき(追加のめっき、例えば、電気めっき)を施してもよく、各種の処理(例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性を向上させる処理、溶接性を向上させる処理等)を施してもよい。
また、例えば、めっき密着性をさらに向上させるため、冷間圧延と焼鈍との間に、鋼板に、Ni、Cu、Co、Feの単独又は複数を含むめっき(これらの化学元素から選択される1つ以上の化学元素及び不可避的不純物からなるめっき)を施してもよい。このめっきは、意図的に施されるが、このめっきによってめっき層に混入する化学元素の量は、不純物として判断することができるほど十分に少ない量である。
さらに、例えば、100℃未満の温度まで冷却されためっき鋼板に対してスキンパス圧延を行ってもよい。このスキンパス圧延の累積圧下率は、0.1〜1.5%が好ましい。累積圧下率が0.1%以上であると、スキンパスによりめっき鋼板の外観をより高めることができ、累積圧下率の制御も容易である。そのため、累積圧下率は、0.1%以上が好ましい。累積圧下率が1.5%以下であれば、生産性を十分に確保することができるので、累積圧下率は1.5%以下が好ましい。スキンパスは、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。目的の累積圧下率になるように、スキンパスを、一度で行ってもよいし、数回に分けて行ってもよい。ここで、累積圧下率は、スキンパス圧延における最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量(スキンパス圧延における最初のパス前の入口板厚とスキンパス圧延における最終パス後の出口板厚との差)の百分率である。
ここで、鋼板を酸洗する工程から鋼板をめっき浴に浸漬する工程までの具体的な方法については上記の条件を満足する限り特に制限されない。例えば、このような方法として、「鋼板を、脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、H及びNを含む還元雰囲気にて焼鈍し、その後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に浸漬する」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節して一旦鋼板表面を酸化させた後、鋼板表面を還元する(ここで、易酸化性元素の酸化物は、還元しない)ことにより、鋼板表面の清浄化を行った後、鋼板をめっき浴に浸漬する」という全還元炉方式、「鋼板を、脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬する」というフラックス法等を本実施形態の各工程に沿うように必要に応じて変更を加えた上で適用してもよい。
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表1に示す化学組成(但し、残部は鉄及び不可避的不純物)を有する連続鋳造後のスラブを、表2及び表5に示す熱延条件(表中、スラブ加熱温度及び仕上げ圧延温度)で熱間圧延し、得られた熱延鋼板を、水冷帯にて水冷した後、表2及び表5に示す温度(表中、巻取温度)で巻き取った。熱延鋼板の厚みは、2〜4.5mmとした。
熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が1.2mmとなるように、表2及び表5に示す冷延条件(表中、ロール径及び冷延率)で冷延を行い、冷延鋼板とした。その後、これらの冷延鋼板に対して、表3(表2の続き)及び表6(表5の続き)に示す条件で、連続合金化溶融亜鉛めっきラインにて、各種の熱処理と溶融亜鉛めっき処理とを施した。
表3及び表6に示すように、冷間圧延後の熱処理では、冷延鋼板の温度が550〜750℃の温度域にある時間(表中、t)が所定時間になるように、冷延鋼板を加熱した後、この冷延鋼板を所定の焼鈍条件(表中、焼鈍温度(但し、最高加熱温度)、H濃度、及び、露点)で焼鈍した。さらに、表3及び表6中の焼鈍温度から、冷延鋼板を、所定の中間冷却温度まで、所定の一次冷却速度で冷却し、その後、所定の冷却停止温度まで、所定の二次冷却速度で冷却した(一段階または二段階の制御冷却)。また、表4(表3の続き)及び表7(表6の続き)に示すように、必要に応じて、冷延鋼板を、所定の温度域まで再加熱してこの温度域で所定の保持時間保持した。
その後、表4及び表7に示す所定の条件(表中、めっき浴温度及びめっき浴流速)に制御した亜鉛めっき浴に所定の温度(表中、めっき前調節温度)に制御された冷延鋼板を浸漬し、得られた鋼板(めっき鋼板)を室温まで冷却した。めっき浴中の溶融金属(溶融亜鉛)の有効Al量は、0.09〜0.17質量%とした。一部の鋼板については、亜鉛めっき浴に浸漬後、各条件(表中、合金化温度)にて合金化処理を行い、得られた鋼板を室温まで冷却した。その際の目付け量(めっき層の量)は、両面とも、約35g/mとした。最後に、得られた鋼板に、0.4%の累積圧下率でスキンパス圧延を施した。なお、表4及び表7中のtは、制御冷却の終了よりも後において鋼板の温度が350〜500℃である時間の合計を示す。加えて、表4及び表7中の製品板の種類については、「GI」が溶融亜鉛めっき鋼板(Galvanized steel sheet)を示し、「GA」が合金化溶融亜鉛めっき鋼板(Galvannealed steel sheet)を示している。
引張試験では、1.2mm厚の鋼板から、圧延方向に直角方向及び平行に、JIS5号試験片を採取し、引張特性を評価した。各5本の試験片に対してJISZ2241(2011)による引張試験を行い、各値(各5つの降伏強度、引張強度、全伸び)の平均値を求め、その平均値から、降伏強度(YS)、引張強度(TS)、全伸び(El)、及び、降伏比(YR)を算出した。ここで、降伏比(YR)は、降伏強度(YS)を引張強度(TS)で除することにより得られる。
また、鉄連規格JFS T1001に準拠した穴拡げ試験により、穴拡げ率(λ)を決定した。
ここで、引張強度(TS)と全伸び(El)とのバランスの指標(TS×El)が16000(MPa×%)を超える場合には、伸びが優れていると評価した。引張強度(TS)と穴拡げ率(λ)とのバランスの指標(TS×λ)が40000(MPa×%)を超える場合には、穴拡げ性が優れていると評価した。
インヒビタを添加した5%HCl水溶液を用いてめっき鋼板のめっき層を溶解し、未溶解の酸化物等の残渣を除去して得られた溶解液をICP発光分析してめっき層中のFeの量を測定した。測定には、3つの試料を用い、これら3つの試料のFeの量の平均値を、めっき層のFe%とした。
また、めっき鋼板の断面のミクロ組織を観察した。光学顕微鏡と、走査型電子顕微鏡と、必要に応じて透過型電子顕微鏡とを用いて、ミクロ組織の各相を決定し、各相の面積率及び粗大粒面積率(単位面積当たりに35μmを超える粒径を有する結晶粒が占める割合)を測定した。さらに、集束イオンビーム加工装置(FIB)を用いて、めっき鋼板の表層のめっき層を含むように鋼板の板厚方向の断面を薄片に加工した後、得られた薄片のめっき層中の酸化物に対し、電界放出型透過型電子顕微鏡(FE−TEM)による観察と、エネルギー分散型X線検出器(EDX)による組成分析(酸化物の同定)とを行った。FE−TEMでは、1万〜5万倍の倍率で5視野を観察し、FE−TEM及びEDXにより得られたデータから酸化物の化学組成(化合物の種類)及び投影面積率を評価した。
次に、耐遅れ破壊特性を評価するため、U曲げ試験によって試験片を作製し、この試験片に対して電解チャージによる耐遅れ破壊試験を行った。上記に方法により得られためっき鋼板を、「まてりあ(日本金属学会会報第44巻第3号(2005)p254−256」に記載の方法に従って、耐遅れ破壊特性を評価した。
具体的には、鋼板を機械切断した後、その端面を機械研削し、その後、試験片が10Rの曲げ半径を有するようにU曲げ試験を行った。得られた試験片の表面の中央に歪ゲージを貼り、試験片の両端をボルトで締め付けて試験片に応力を付加した。付加した応力(付加応力)は、モニタリングした歪ゲージの歪より算出した。付加応力は、引張強度TSの約0.7倍(0.7×TS)とした。例えば、980MPa級の鋼板であれば700MPaであり、1180MPa級の鋼板であれば840MPaであり、1320MPa級の鋼板であれば925MPaである。
このように引張強度TSの増加とともに付加応力を増加させる理由は、成形時に鋼板に導入される残留応力が鋼板の引張強度TSの増加とともに増加すると考えられるためである。得られたU曲げ試験片を、チオシアン酸アンモニウム溶液に浸漬し、鋼板(U曲げ試験片)が陰極、白金電極が陽極となるように、電流密度0.1mA/cmにて電解チャージ装置に電流を流し、電解チャージ試験を2時間行った。
電解チャージ試験中に発生した水素は、鋼板中に侵入し、遅れ破壊をもたらす可能性がある。電解チャージ試験後、試験片を溶液から取り出し、U曲げ試験片の中央部(曲げ加工部)を目視にて観察して、割れの有無を調査した。曲げ加工部には大きな残留応力があるので、曲げ加工部に亀裂が発生すると、その進展は速い。そのため、亀裂がある場合には、全ての試験片で大きな開口亀裂が存在し、目視であっても、容易に亀裂の有無を判定することが可能であった。
なお、ルーペや実体顕微鏡等を用いて、試験片の端部まで入念に観察し、亀裂の有無を再度確認し、開口亀裂がない場合は、微細な亀裂もないことを確認した。
なお、表10(表9の続き)及び表13(表12の続き)に示す遅れ破壊試験結果(耐遅れ破壊特性)において、「Good」は、亀裂が発生していなかったことを示し、「No Good」は、亀裂が発生していたことを示す。
さらに、めっき性(濡れ性)を、実体顕微鏡(100倍の倍率)を用いて評価した。すなわち、めっき鋼板の表面(但し、板幅の中心位置から両エッジに向けて板幅の3/8の領域)を3視野以上観察し、不めっき(母材(鋼板)に達する欠陥)の有無を確認した。その結果、めっき層の被覆率が99%未満である場合(欠陥率が1%超である場合)には、不めっきが多数存在するため、濡れ性を「No Good」と評価した。また、めっき層の被覆率が100%である場合には、不めっきがないため、濡れ性を「Good」と評価した。
測定したミクロ組織を表8及び表11に、引張特性を表9(表8の続き)及び表12(表11の続き)に、耐遅れ破壊特性、めっき性及びめっき層中のFe%を表10及び表13に示す。
鋼No.A−1、A−9、B−1、B−2、B−5、C−1、C−2、D−1、D−2、E−1、E−2、E−4、F−1、F−2、G−1、G−2、G−4、H−1、H−2、I−1、I−2、I−3、J−1、K−1、K−2、K−3、K−4、L−1、L−2、M−1、M−2、N−1、N−2、O−1、P−1、Q−1、R−1、R−2、R−3、S−1、S−2、T−1、T−2、T−4、T−5、U−1、U−2、U−3、U−4、V−1、V−2、V−3、V−4、V−5、及び、V−6では、いずれも、化学組成、ミクロ組織、及び、めっき層中のFe量及び酸化物が適切に制御され、耐遅れ破壊特性、成形性、めっき性に優れていた。
鋼No.A−11、B−6、及び、E−3では、冷間圧延におけるロール径が1400mmよりも大きかった。また、鋼No.R−8では、冷間圧延における累積圧下率が30%未満であった。さらに、鋼No.A−7、C−4、M−3、R−6、及び、T−3では、焼鈍のための加熱時において、鋼板の温度が550〜750℃の温度範囲にある時間を20秒未満とした。そのため、上記鋼No.A−7、A−11、B−6、C−4、E−3、M−3、R−6、R−8、及び、T−3では、酸化物の投影面積率が10%未満であり、耐遅れ破壊特性が十分ではなかった。
鋼No.A−8、B−4、及び、R−6では、めっき浴中の溶融金属の流速が10m/min未満であった。そのため、これら鋼No.A−8、B−4、及び、R−6では、鋼板表面の酸化物に起因する不めっきが発生し、この不めっきの部分(めっき層により被覆されていない部分)によって外観及び耐久性が低下した。
鋼No.A−2、E−3、及び、R−4では、巻取り温度が700℃を超えていたため、熱延鋼板のミクロ組織が粗大なフェライト−パーライト組織となり、その後の工程(冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっき、及び、合金化熱処理)後の最終的な鋼板のミクロ組織の各相が粗大化し(粗大粒面積率が30%超)、ミクロ組織が不均一化した。そのため、これら鋼No.A−2、E−3、及び、R−4では、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)の少なくとも1つが十分ではなかった。
鋼No.A−3、B−3、R−5、及び、T−3では、焼鈍温度が750℃未満であったため、フェライト中の炭化物がそのまま残存し、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。そのため、鋼No.A−3、B−3、R−5、及び、T−3では、引張強度(TS)が980MPa未満になり、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)が十分ではなかった。
鋼No.A−4及びC−3では、一段目の冷却における冷却停止温度が500℃未満であったため、フェライトが過剰に生成し、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。そのため、鋼No.A−4及びC−3では、引張強度(TS)が980MPa未満になり、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)の少なくとも1つが十分ではなかった。
鋼No.A−12及びB−7では、二段目の冷却における平均冷却速度が1℃/秒未満であったため、フェライトの過剰生成と鋼板の焼き入れ不足とにより、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。そのため、鋼No.A−12及びB−7では、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)が十分ではなかった。
鋼No.A−2、A−8、A−10、及び、C−4では、二段目の冷却における冷却停止温度が350℃以上であったため、十分にミクロ組織が焼き入れられず、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が30%未満であった。そのため、鋼No.A−2、A−8、A−10、及び、C−4では、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)の少なくとも1つが十分ではなかった。
鋼No.A−13では、二段目の冷却における冷却停止温度が100℃未満であったため、オーステナイトのほとんどがマルテンサイトに変態してしまい、オーステナイトの体積分率が8%未満であった。そのため、この鋼No.A−13では、伸び(TS×El)が十分でなかった。
鋼No.A−11では、めっき後の合金化温度が600℃を超えていたため、パーライトの生成によりパーライトの体積分率が10%を超えてしまい、オーステナイトの体積分率が8%未満であった。そのため、鋼No.A−11では、引張強度(TS)が980MPa未満になり、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)が十分ではなかった。
鋼No.A−5、A−6、A−7、C−4、G−3、M−3、R−6、及び、R−7では、制御冷却の終了(二段目の冷却の終了)から最終製品が得られるまでの工程において、鋼板の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間を20秒未満とした。そのため、鋼No.A−5及びG−3では、350℃未満に鋼板を保持したにも関わらず、オーステナイトを十分に安定化できず、オーステナイトの体積率が8%未満であった。また、鋼No.A−6では、500℃を超える温度に鋼板を保持したにも関わらず、ベイナイト変態が十分に進まずマルテンサイトの体積率の増加により、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。なお、鋼No.C−4については、二段目の冷却直後に鋼板を保持しているため、上述の理由により焼き戻しマルテンサイトの体積分率が30%未満であった。鋼No.A−7、M−3、及び、R−6では、350〜500℃の温度範囲に鋼板を保持したが、鋼板の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間を十分に確保できなかった。鋼No.R−7では、鋼板を保持せず、鋼板の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間を十分に確保できなかった。そのため、これら鋼No.A−7、M−3、R−6、及び、R−7では、オーステナイトを十分に安定化できず、オーステナイトの体積率が8%未満であった。したがって、鋼No.A−5、A−6、A−7、C−4、G−3、M−3、R−6、及び、R−7では、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)の少なくとも1つが十分ではなかった。
鋼No.W−1では、鋼中のC量が0.05%未満であり、鋼No.X−1では、鋼中のSi量が0.5%未満であった。そのため、これら鋼No.W−1及びX−1では、焼き入れ性及びオーステナイトの安定化(Siについては、フェライト形成によるオーステナイト中への炭素の濃化)が不十分であり、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。その結果、鋼No.W−1及びX−1では、引張強度(TS)が980MPa未満になり、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)が十分ではなかった。
鋼No.Y−1では、鋼中のSi量が3%を超えていたため、フェライトの安定化により過剰のフェライトが生成し、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が30%未満、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積分率が40%未満であった。そのため、この鋼No.Y−1では、穴拡げ性(TS×λ)が十分ではなかった。また、鋼No.Y−1では、鋼板表面の酸化物量が多くなったため、不めっきが発生し、耐遅れ破壊特性が十分でなかった。
鋼No.Z−1では、鋼中のMn量が1.5%未満であったため、焼き入れ性の低下によりフェライトが過剰に生成し、焼き戻しマルテンサイト、オーステナイト、及び、焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計について、体積分率が十分ではなかった。その結果、鋼No.Z−1では、引張強度(TS)が980MPa未満になり、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)が十分ではなかった。また、この鋼No.Z−1では、パーライトの生成をMnによって抑制できなかったため、パーライトの体積分率が10%を超えていた。
鋼No.AA−1では、鋼中のMn量が3%を超えていたため、焼き入れ性が高くなりすぎ、二段目の冷却後にオーステナイトのほとんどがマルテンサイトに変態した。そのため、この鋼No.AA−1では、オーステナイトの体積分率が8%未満になり、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)が十分ではなかった。
鋼No.AB−1では、鋼中のC量が0.4%を超えていたため、セメンタイトの体積分率が10%を超えていた。また、この鋼No.ABでは、焼き入れ性が高すぎるため、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が30%未満であり、マルテンサイトとベイナイトとの合計の体積分率が40%未満であった。そのため、この鋼No.ABでは、伸び(TS×El)及び穴拡げ性(TS×λ)が十分ではなかった。
以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれら実施例に限定されることはない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。本発明は前述した説明によって限定されることはなく、添付のクレームの範囲によってのみ限定される。
前述したように、本発明によれば、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張最大強度980MPa以上の、耐遅れ破壊特性、めっき密着性、伸び、及び、穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板(溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む)を安価に提供することができる。よって、本発明は、例えば、自動車の軽量化に大きく貢献するので、産業上の利用可能性が高い。
(6)上記(1)、(2)、(4)のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板では、前記めっき化学組成が、Feを7〜15質量%を含んでもよい。
(8)本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、(1)〜(7)のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、質量%で、C:0.05〜0.40%、Si:0.5〜3.0%、Mn:1.5〜3.0%を含み、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、Al:2.0%以下、O:0.01%以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有する鋼を鋳造する第1の工程と;前記鋼を、直接又は一旦冷却した後、加熱する第2の工程と;Ar変態点以上で熱間圧延が完了するように前記鋼を熱間圧延する第3の工程と;前記鋼を300〜700℃で巻き取る第4の工程と;前記鋼を酸洗する第5の工程と;ロール径1400mm以下のワークロールを有する冷間圧延機にて30%以上かつ100%未満の累積圧下率で前記鋼を冷間圧延する第6の工程と;前記鋼を加熱して550〜750℃で20秒以上前記鋼を滞留させる第7の工程と;750〜900℃にて前記鋼を焼鈍する第8の工程と;500℃以上かつ750℃未満の温度域の中間冷却温度まで0.1〜30℃/秒の第一の平均冷却速度で前記鋼を冷却し、この中間冷却温度から100℃以上かつ350℃未満の冷却停止温度まで前記第一の平均冷却速度以上の第二の平均冷却速度で前記鋼を冷却する第9の工程と;めっき浴温度よりも40℃低い温度以上かつ前記めっき浴温度よりも40℃高い温度以下の温度範囲内に前記鋼の温度を制御する第10の工程と;流速10〜50m/minにて流動する溶融亜鉛めっき浴に前記鋼を浸漬して前記鋼に亜鉛めっきを施す第11の工程と;前記鋼を100℃未満の温度まで冷却する第12の工程と;を含み、前記第二の平均冷却速度が1〜100℃/秒であり、前記第9の工程よりも後の工程では、前記鋼の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間が20秒以上である。
(11)上記(8)〜(10)のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記第の工程よりも後に、前記鋼を再加熱して350〜500℃の温度範囲に保持する工程をさらに含んでもよい。

Claims (12)

  1. 鋼板と、
    前記鋼板の表面上のめっき層と
    を備え、
    前記鋼板が、質量%で、
    C:0.05〜0.40%、
    Si:0.5〜3.0%、
    Mn:1.5〜3.0%
    を含み、
    P:0.04%以下、
    S:0.01%以下、
    N:0.01%以下、
    Al:2.0%以下、
    O:0.01%以下
    に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有し、フェライトと、ベイナイトと、30%以上の体積分率の焼き戻しマルテンサイトと、8%以上の体積分率のオーステナイトとを含み、パーライトの体積分率を10%以下に制限し、前記焼き戻しマルテンサイトと前記ベイナイトとの合計体積分率が40%以上であるミクロ組織を有し、このミクロ組織の単位面積に対して35μmを超える粒径を有する結晶粒が占める面積の割合が10%以下であり、980MPa以上の引張強度を有し、
    前記めっき層中のめっき金属が、Fe量を15質量%以下、Al量を2質量%以下に制限し、残部が、Zn及び不可避的不純物からなるめっき化学組成を有し、前記めっき層がSi、Mn、及び、Alから選ばれる1種以上の化学元素を含む酸化物を含有し、前記鋼板と前記めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物を前記めっき層と前記鋼板との界面に投影した長さを前記めっき層と前記鋼板との界面の長さで除して得られる投影面積率が10%以上であり、前記鋼板に対する前記めっき層の被覆率が99%以上である
    ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記鋼化学組成が、さらに、質量%で、
    Mo:0.01〜1.0%、
    Cr:0.05〜1.0%、
    Ni:0.05〜1.0%、
    Cu:0.05〜1.0%、
    Nb:0.005〜0.3%、
    Ti:0.005〜0.3%、
    V:0.005〜0.5%、
    B:0.0001〜0.01%、
    Ca、Mg、及び、REMから選ばれる1種以上の合計:0.0005〜0.04%
    から選ばれる1種以上を含む
    ことを特徴とする請求項1に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項1または2に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項1または2に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記めっき化学組成のFe量を7質量%未満に制限することを特徴とする請求項1または2に記載の亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記めっき化学組成が、Feを7〜15質量%を含むことを特徴とする請求項1または2に記載の亜鉛めっき鋼板。
  7. 前記めっき化学組成が、Alを0%超かつ2質量%以下含むことを特徴とする請求項1または2に記載の亜鉛めっき鋼板。
  8. 質量%で、
    C:0.05〜0.40%、
    Si:0.5〜3.0%、
    Mn:1.5〜3.0%
    を含み、
    P:0.04%以下、
    S:0.01%以下、
    N:0.01%以下、
    Al:2.0%以下、
    O:0.01%以下
    に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼化学組成を有する鋼を鋳造する第1の工程と;
    前記鋼を、直接又は一旦冷却した後、加熱する第2の工程と;
    Ar変態点以上で熱間圧延が完了するように前記鋼を熱間圧延する第3の工程と;
    前記鋼を300〜700℃で巻き取る第4の工程と;
    前記鋼を酸洗する第5の工程と;
    ロール径1400mm以下のワークロールを有する冷間圧延機にて30%以上かつ100%未満の累積圧下率で前記鋼を冷間圧延する第6の工程と;
    前記鋼を加熱して550〜750℃で20秒以上前記鋼を滞留させる第7の工程と;
    750〜900℃にて前記鋼を焼鈍する第8の工程と;
    500℃以上かつ750℃未満の温度域の中間冷却温度まで0.1〜30℃/秒の第一の平均冷却速度で前記鋼を冷却し、この中間冷却温度から100℃以上かつ350℃未満の冷却停止温度まで前記第一の平均冷却速度以上の第二の平均冷却速度で前記鋼を冷却する第9の工程と;
    めっき浴温度よりも40℃低い温度以上かつ前記めっき浴温度よりも40℃高い温度以下の温度範囲内に前記鋼の温度を制御する第10の工程と;
    流速10〜50m/minにて流動する溶融亜鉛めっき浴に前記鋼を浸漬して前記鋼に亜鉛めっきを施す第11の工程と;
    前記鋼を100℃未満の温度まで冷却する第12の工程と;
    を含み、
    前記第二の平均冷却速度が1〜100℃/秒であり、
    前記第9の工程よりも後の工程では、前記鋼の温度が350〜500℃の温度範囲にある時間が20秒以上である
    ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 前記鋼化学組成が、さらに、質量%で、
    Mo:0.01〜1.0%、
    Cr:0.05〜1.0%、
    Ni:0.05〜1.0%、
    Cu:0.05〜1.0%、
    Nb:0.005〜0.3%、
    Ti:0.005〜0.3%、
    V:0.005〜0.5%、
    B:0.0001〜0.01%、
    Ca、Mg、及び、REMから選ばれる1種以上の合計:0.0005〜0.04%
    から選ばれる1種以上を含むことを特徴とする請求項8に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記第9の工程では、前記第一の平均冷却速度が前記第二の平均冷却速度と等しい場合に、前記第一の平均冷却速度が1℃/秒以上かつ30℃/秒以下である
    ことを特徴とする請求項8または9に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 前記第10の工程よりも後に、前記鋼を再加熱して350〜500℃の温度範囲に保持する工程をさらに含む
    ことを特徴とする請求項8または9に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 前記第12の工程よりも後に、前記鋼を460〜600℃に加熱して合金化処理を施す工程をさらに含む
    ことを特徴とする請求項8または9に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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