WO2011090183A1 - 耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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長滝康伸
川崎由康
中垣内達也
金子真次郎
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate used by punching, shearing, etc. for automobiles, home appliances, etc., and relates to a steel plate having excellent burr resistance during processing and a method for producing the same.
  • Thin steel plates are widely used for automobiles, home appliances, furniture, etc., but are generally finished in the desired product or part in the order of blanking, forming and assembling.
  • the demand for finishing accuracy has become stricter due to the complexity and high functionality of products. It is the burr that occurs on the end face during punching that degrades the finished accuracy on the material surface. If the generated burr is large, it will cause fatal accuracy degradation at the final assembly stage.
  • a gap may be formed in the overlapping portion between the steel plates, which may have a serious influence on the functional aspect such as deterioration of the corrosion resistance.
  • Patent Literature 1 Patent Literature 2, Patent Literature 3 and the like are disclosed as a burr reduction technique at the time of punching.
  • JP-A-1-230748 Japanese Patent Laid-Open No. 4-120242 JP-A-6-73457
  • high-tensile steel plate In the automotive industry, in which CO 2 emission regulation increases, the application of high-tensile steel plate (high-tensile) is expanding.
  • high tensile steel the amount of alloying elements such as C, Si, and Mn increases compared to the low-strength material, so that the weldability tends to deteriorate.
  • S or P is actively added to use relatively large inclusions such as sulfides and phosphides as in the prior art, the weldability will be further deteriorated, and it will be applied to automobile parts. When applied, occupant safety at the time of collision will deteriorate. Therefore, it is necessary for a high-strength steel sheet to provide a steel sheet with a small burr height and excellent burr resistance without positively adding S, P, or the like that impairs weldability.
  • the burr height can be increased without positively adding S, P, or the like that impairs the weldability with respect to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 550 MPa or more, which will increase in particular in the future.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate having a small burr resistance and excellent in burr resistance and a method for producing the same.
  • the present inventors have intensively studied the influence of the structural structure on the height of burrs generated during the punching of hot dip galvanized high-tensile material.
  • the ferrite with high work hardening rate containing Si as a constituent structure is different from the improvement of the burr resistance by the use of inclusions such as sulfides and phosphides used in the above prior art, that is, Si as a structural structure. It was found that the burr resistance of hot-dip galvanized high-tensile material can be improved by suppressing the area ratio of the martensite phase and controlling the area ratio of bainitic ferrite and pearlite structure.
  • the present invention is based on this finding, and means of the present invention for solving the above problems are as follows.
  • Component composition is mass%, C: 0.04% to 0.13%, Si: 1.0% to 2.3%, Mn: 0.8% to 2.0%, P: 0.05% or less, S: 0.0010% or more and 0.01% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.008% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities,
  • the composition has an area ratio of 75% or more of ferrite phase, 1% or more of bainitic ferrite phase, and 1% or more and 10% or less of pearlite phase, and the martensite phase has an area ratio of 5 %
  • High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in burr resistance characterized by satisfying the following: martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.5.
  • a component composition it contains at least one element selected from Ti: 0.01% to 0.1% and Nb: 0.01% to 0.1% by mass%
  • Ti 0.01% to 0.1%
  • Nb 0.01% to 0.1% by mass%
  • a component composition it contains at least one element selected from Ta: 0.001% to 0.010% and Sn: 0.002% to 0.2% by mass%
  • Sb 0.002% or more and 0.2% or less by mass% is contained.
  • the steel slab having the component composition according to any one of (1) to (5) is hot-rolled, pickled, or further cold-rolled, and then 5 ° C / temperature to a temperature range of 650 ° C or higher. heated at an average heating rate of s or more, held for 15 to 600 s in a temperature range of 750 to 900 ° C., cooled to a temperature range of 450 to 550 ° C., and then held for 10 to 200 s in the temperature range of 450 to 550 ° C. Then, after hot dip galvanization, high strength hot dip zinc having excellent burr resistance is characterized in that galvanization is alloyed in the temperature range of 500 to 600 ° C. under the conditions satisfying the following formula: Manufacturing method of plated steel sheet. 0.45 ⁇ exp [200 / (400 ⁇ Tave)] ⁇ ln (th) ⁇ 1.0 However, Tave: Average holding temperature (° C.) th: Retention time (s)
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 550 MPa or more and a low burr height generated during punching and shearing processes and excellent burr resistance.
  • This steel plate is suitable for use in automobiles, home appliances and the like.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a plating layer formed by hot-dip galvanizing on a steel sheet having the component composition and the structure described below.
  • the component composition range, structural structure, and production conditions will be described.
  • % which shows the component of steel is mass% altogether.
  • Component composition C 0.04% or more and 0.13% or less If it is less than 0.04%, it is difficult to secure desired steel strength. If it exceeds 0.13%, the pearlite area ratio and martensite area ratio will increase excessively, and the effects of the present invention will not be obtained. For this reason, the C content is specified to be 0.04% or more and 0.13% or less.
  • Si 1.0% or more and 2.3% or less Si is an important additive element in the present invention.
  • Si the work hardening rate of the ferrite phase increases, and the hardening progresses evenly in areas subject to large local deformation such as punched end faces, achieving uniform fracture surface formation and reduced burr height. Is done. If it is less than 1.0%, the work hardening rate of the ferrite phase becomes insufficient, and if it exceeds 2.3%, not only the effect is saturated, but also the toughness of the steel sheet is lowered and the end face shape at the time of punching is deteriorated. For this reason, the amount of Si is specified to be 1.0% or more and 2.3% or less.
  • Mn 0.8% or more and 2.0% or less Mn is an essential element for increasing the strength of the steel sheet. If it is less than 0.8%, a desired strength cannot be obtained. On the other hand, if Mn is added excessively, the hardenability of the steel sheet becomes too high, and the area ratio of the martensite phase becomes large and the burr resistance deteriorates. For this reason, the amount of Mn shall be 0.8% or more and 2.0% or less.
  • P 0.05% or less P limits the upper limit to 0.05% in order to deteriorate weldability.
  • S 0.0010% or more and 0.01% or less
  • the volume ratio of the sulfide increases, which becomes the starting point or propagation route of cracks during punching, and has the effect of reducing the average height of burrs. If it is less than 0.0010%, it will be difficult to suppress the occurrence of burrs no matter how properly the tissue is controlled. Therefore, the lower limit is made 0.0010%. On the other hand, if the content is too large, the weldability is deteriorated, so the upper limit is defined as 0.01%.
  • Al 0.1% or less When Al exceeds 0.1%, coarse Al 2 O 3 is generated and the material deteriorates. In addition, when Al is added for deoxidation of steel, if it is less than 0.01%, many coarse oxides such as Mn and Si are dispersed in the steel and the material deteriorates. Is preferably 0.01% or more. Therefore, the Al content is 0.1% or less, preferably 0.01 to 0.1%.
  • N 0.008% or less
  • the upper limit is made 0.008%.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • Cr 0.05% to 1.0%
  • V 0.005% to 0.5%
  • Mo 0.005% 0.5% or less
  • B 0.0003% or more and 0.005% or less
  • Ni 0.05% or more and 1.0% or less
  • Cu 0.05% or more and 1.0% or less It can contain at least one element. If the lower limit is less than this, the desired effect cannot be obtained, and if the upper limit is exceeded, the area ratio of the martensite phase increases and the burr resistance deteriorates. Is defined as above.
  • the crystal grain size in order to control the crystal grain size to control the strength and material, it is selected from Ti: 0.01% to 0.1% and Nb: 0.01% to 0.1%. It can contain at least one element. If the lower limit is less than this, the desired effect cannot be obtained, and if the upper limit is exceeded, the effect is saturated and the dispersion of precipitates becomes non-uniform and work hardening behavior becomes non-uniform. Since the burr resistance deteriorates, the lower limit and the upper limit of each are specified as described above.
  • Ta 0.001 to 0.010%
  • Sn 0.002 to 0.2% Ta
  • Ta forms alloy carbide and alloy carbonitride to contribute to high strength, and partly dissolves in Nb carbide and Nb carbonitride, and (Nb, Ta)
  • a composite precipitate such as (C, N)
  • the content is preferably 0.001% or more.
  • Ta if added excessively, not only the above-mentioned precipitate stabilization effect is saturated but also the alloy cost increases. Therefore, when Ta is added, its content is preferably 0.010% or less. .
  • Sn can be added from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface.
  • nitriding and oxidation By suppressing such nitriding and oxidation, there is an effect of suppressing an increase in the starting point of burrs generated during punching or shearing.
  • its content is preferably 0.002% or more, and if it exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so its content is reduced to 0. .2% or less is desirable.
  • Sb 0.002 to 0.2%
  • Sb can also be added from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitridation, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface, similarly to Sn. By suppressing such nitriding and oxidation, there is an effect of suppressing an increase in the starting point of burrs generated during punching or shearing. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, when Sb is added, its content is preferably 0.002% or more, and if it exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so the content is reduced to 0. .2% or less is desirable.
  • Burr generation can be effectively suppressed by making the constituent structure mainly composed of ferrite having a high work hardening rate.
  • the area ratio of the ferrite phase is less than 75%, a desired effect cannot be obtained. Therefore, the area ratio of the ferrite phase is limited to 75% or more.
  • the martensite phase is mixed, dislocation progresses preferentially at the interface due to the hardness difference from the ferrite phase as the deformation progresses, resulting in a non-uniform work-hardening distribution, which deteriorates the burr resistance. For this reason, the martensite phase is limited to less than 5% (area ratio).
  • a bainitic ferrite phase having a lower hardness than the martensite phase is actively used to obtain high strength. For this reason, 1% or more (area ratio) of bainitic ferrite phase is contained as a lower limit for obtaining strength.
  • the pearlite phase has a lower hardness than the martensite phase and is an important structural structure in the present invention. If the pearlite phase is less than 1%, the desired strength cannot be obtained, so the lower limit is defined as 1% (area ratio). On the other hand, pearlite tends to break brittlely, and as the area ratio increases, the burr height increases. For this reason, the upper limit is defined as 10%.
  • each component ratio of a martensite phase, a bainitic ferrite phase, and a pearlite phase is prescribed
  • FIG. 1 is a diagram showing the influence of the structural ratio on the burr height of the hot dip galvanized steel sheet described in the examples (described later).
  • M / (BF + P) is martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio).
  • the steel in which the steel components are controlled within the range of the present invention has a good average burr height of 10 ⁇ m or less when the martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) is 0.5 or less. is there.
  • the martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) exceeds 0.5, the burr resistance deteriorates. This is because the ratio of the martensite phase has become relatively high.
  • the present invention defines the martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) to 0.5 or less.
  • the austenite phase tends to remain as the Si content increases.
  • the area ratios of the ferrite phase, bainitic ferrite phase, pearlite phase, and martensite phase are within the above ranges, and the martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) is defined by the present invention. If it exists in the inside, a retained austenite does not disturb the effect of this invention.
  • the steel slab whose steel component is controlled within the above-described range is hot-rolled, pickled, or further cold-rolled, and then the structure is controlled in a continuous hot-dip galvanizing line.
  • pickled hot-rolled steel sheets or cold-rolled steel sheets are heated to a temperature range of 750 to 900 ° C. at which an austenite phase is obtained.
  • a uniform recrystallized structure and a reverse transformed structure are obtained by heating at the above average heating rate and holding for 15 to 600 s in the temperature range of 750 to 900 ° C. (soaking temperature).
  • the upper and lower limits of the average heating rate, the soaking temperature and the holding time are defined as described above in order to cause a non-uniform structure of the particle size distribution and to deteriorate the burr resistance.
  • hot dip galvanization is performed.
  • the holding temperature and holding time after cooling influence the formation of bainitic ferrite phase.
  • the holding temperature is out of the above temperature range, the bainitic ferrite phase cannot be obtained, and when the holding time is less than 10 seconds, the bainitic ferrite phase is less than 1%, and even if the holding time exceeds 200 s, the bay
  • the retention time is specified in the range of 10 to 200 s in order to saturate the area ratio of the nictic ferrite phase and inhibit productivity.
  • the cooling rate after holding in the temperature range of 750 to 900 ° C. is not particularly specified, but if the ferrite phase is in a range where the desired area ratio can be controlled, high-speed cooling close to 100 ° C./s can be applied, Step cooling may be used.
  • an alloying treatment is performed. At that time, in order to obtain a pearlite phase having a desired fraction while suppressing the area ratio of the martensite phase to less than 5%, an alloying treatment is performed in a temperature range of 500 to 600 ° C. under conditions satisfying the following formula. 0.45 ⁇ exp [200 / (400 ⁇ Tave)] ⁇ ln (th) ⁇ 1.0
  • Tave Average holding temperature (° C.) th: Retention time (s)
  • exp (X) and ln (X) represent the exponential function and natural logarithm of X, respectively.
  • FIG. 2 is a diagram showing the influence of the holding conditions in the temperature range of 500 to 600 ° C. of the alloying treatment on the burr height. From FIG. 2, when alloying the steel whose steel component is within the range of the present invention, the average holding temperature Tave (° C.) and holding time th (s) in the temperature range of 500 to 600 ° C. are 0.45 ⁇ When alloying is performed under the condition satisfying exp [200 / (400-Tave)] ⁇ ln (th) ⁇ 1.0, the burr height becomes 10 ⁇ m or less and the burr resistance is excellent. Therefore, in the present invention, it is specified that exp [200 / (400 ⁇ Tave)] ⁇ ln (th) satisfies the above equation.
  • the alloying treatment of the plating layer is in the range of 500 to 600 ° C. in order to obtain an appropriate Fe% in the plating layer.
  • cooling that exceeds 100 ° C./sec may be applied in runout cooling for the purpose of homogenizing the structure.
  • changes in hot rolling heating temperature, finishing temperature, winding temperature, or cold rolling rate do not significantly affect the effects of the present invention. Specifically, if the heating temperature of hot rolling is 1100 to 1300 ° C, the finishing temperature is 800 to 950 ° C, the winding temperature is 400 to 650 ° C, and the cold rolling rate is 25 to 80%, respectively. The effect of the present invention is not inhibited.
  • the steel sheet according to the present invention can be applied because it does not particularly affect the performance even when lubrication or function is imparted by forming or applying a film on the plated surface.
  • the steels of the present invention A to N shown in Table 1 and comparative steels of a to d were combined, and 18 kinds of steel were adjusted in a converter, and hot-rolled sheets were produced by casting-hot rolling.
  • the finishing temperature for hot rolling was 890 to 960 ° C.
  • the winding temperature was 450 to 650 ° C.
  • the plating adhesion amount was adjusted to be 35 to 45 g / m 2 per side.
  • the area ratios of the ferrite phase, bainitic ferrite phase, pearlite phase, and martensite phase of the hot dip galvanized steel sheet were corroded with 3% nital after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and SEM (scanning) 10 fields of view with a magnification of 2000 times using a scanning electron microscope), and image processing was performed using Image-Pro of Media Cybernetics.
  • ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ of fcc iron with respect to the X-ray diffraction integrated intensity of ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ planes of bcc iron on a 1/4 thickness plane using a Mo—K ⁇ radiation source The ratio of the X-ray diffraction integrated intensity of the ⁇ 311 ⁇ plane was measured, and this measured value was defined as the area ratio of the retained austenite phase.
  • the tensile test was performed according to Japanese Industrial Standard (JIS Z2241) using a JIS No. 5 test piece in which the tensile direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and TS (tensile strength) was measured.
  • JIS Z2241 Japanese Industrial Standard
  • TS tensile strength
  • Punching clearance (%) ⁇ (D d ⁇ D p ) / 2t ⁇ ⁇ 100 D d is the inner diameter of the die (mm), D p is the punch diameter (mm), and t is the thickness of the steel sheet (mm). The results are shown in Table 2.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention example has a tensile strength of 550 MPa or more, an average burr height of 10 ⁇ m or less, and a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in burr resistance.
  • the hot dip galvanized steel sheet of the comparative example has an average burr height of more than 10 ⁇ m, and a high strength hot dip galvanized steel sheet having poor burr resistance is obtained.
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention does not actively add S or P, weldability is not hindered. Therefore, it is suitable for use in automobiles, home appliances and the like that require weldability in addition to burr resistance or burr resistance.

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Abstract

バリ高さが小さい耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：１．０％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、構成組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１％以上のベイニティックフェライト相と、１％以上１０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が５％未満であり、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．５を満たすことを特徴とする耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車、家電等打ち抜き加工、せん断加工等を施して使用される鋼板であって、加工時の耐バリ性に優れる鋼板およびその製造方法に関する。
　薄鋼板は自動車用、家電用あるいは家具等に幅広く使用されるが、一般には、ブランク加工—成形—組み立ての順で所望の製品あるいはパーツに仕上げられる。近年、製品の複雑化あるいは高機能化を背景とし、とくに仕上がり精度に対する要求が厳しくなってきている。素材面で仕上がり精度を劣化させているのは打ち抜き加工時に端面に生じるバリで、発生するバリが大きい場合、最終組み立て段階で致命的な精度劣化をもたらす。さらに、自動車の場合では、鋼板同士の重ね合わせ部に隙間を生じ、耐腐食性が劣化するなど機能面においても重大な影響を及ぼしかねない。このような背景に鑑み、打ち抜き加工時のバリ低減技術として、例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３などが開示されている。これらは基本的に硫化物やリン化物などの介在物を鋼板中に分散させ、打ち抜き時にこれらの介在物をクラックの起点あるいは伝播ルートとするものか、鋼板表層部を硬化させ、クラック発生を促進することで、バリ高さを低減させるものである。
特開平１−２３０７４８号公報 特開平４−１２０２４２号公報 特開平６−７３４５７号公報
　自動車産業分野では、ＣＯ２排出規制が高まる中、高張力鋼板（ハイテン）の適用が拡大している。しかし、ハイテンではＣ、Ｓｉ、Ｍｎといった合金元素添加量が低強度材に比べて多くなるため、溶接性が劣化する傾向にある。しかし、従来技術のように硫化物やリン化物などの比較的大きな介在物を利用するためＳやＰなどを積極的に添加していくと、溶接性はより劣化することになり、自動車部品に適用する場合、衝突時の乗員安全性が劣化していくことになる。そのため、高張力鋼板では、溶接性を阻害するＳやＰなどを積極的に添加せずに、バリ高さが小さい耐バリ性に優れた鋼板を提供できることが必要である。
　そこで、本発明では今後特に適用比率が増大していく５５０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関して、溶接性を阻害するＳやＰなどを積極的に添加せずに、バリ高さが小さい耐バリ性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、溶融亜鉛めっきハイテン材の打ち抜き加工時に発生するバリの高さにおよぼす構成組織の影響について鋭意検討を行った。その結果、上記従来技術で用いられていた硫化物やリン化物などの介在物の利用による耐バリ性の向上とは異なる技術思想によって、すなわち、構成組織としてＳｉを含有した加工硬化率の高いフェライトを主体とした上で、マルテンサイト相の面積率を抑制し、ベイニティックフェライトおよびパーライト組織の面積率を制御することにより、溶融亜鉛めっきハイテン材の耐バリ性を向上できることを見出した。
　本発明は、この知見に基づくものであり、上記課題を解決する本発明の手段は、下記のとおりである。
　（１）成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：１．０％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、構成組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１％以上のベイニティックフェライト相と、１％以上１０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が５％未満であり、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．５を満たすことを特徴とする耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（２）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）に記載の耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（３）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（４）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）~（３）のいずれかに記載の耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（５）さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下を含有することを特徴とする（１）~（４）のいずれかに記載の耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（６）　（１）~（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、４５０~５５０℃の温度域に冷却した後、該４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施した後、５００~６００℃の温度域において、下式を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）≦１．０
但し、
Ｔａｖｅ：平均保持温度（℃）
ｔｈ：保持時間（ｓ）
　本発明によれば、５５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、打ち抜き加工、せん断加工時に発生するバリ高さが低い耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。この鋼板は自動車、家電等への利用に適している。
バリ高さに及ぼす構成組織比率の影響を示した図である。 バリ高さに及ぼす連続溶融亜鉛めっきラインにおける合金化処理の５００~６００℃の温度域での保持条件の影響を示した図である。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、以下に記載する成分組成と構成組織を有する鋼板上に溶融亜鉛めっきによって形成しためっき層を有する。成分組成範囲、構成組織、製造条件について説明する。なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。
　１．成分組成
　Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下
　０．０４％未満では、所望の鋼強度の確保が難しくなる。０．１３％超になると、パーライト面積率やマルテンサイト面積率が増大しすぎ、本発明の効果が得られなくなる。このためＣ量を０．０４％以上０．１３％以下に規定する。
　Ｓｉ：１．０％以上２．３％以下
　Ｓｉは本発明においては重要な添加元素である。Ｓｉを添加することによりフェライト相の加工硬化率が高くなり、打ち抜き端面のような局部的な大変形を受ける部分で均一に硬化が進み、均一な破断面の形成とバリ高さの低減が達成される。１．０％未満ではフェライト相の加工硬化率が不十分となり、また、２．３％超になると前記効果が飽和するばかりか、鋼板の靭性が低下して打ち抜き時の端面形状が劣化する。このためＳｉ量を１．０％以上２．３％以下に規定する。
　Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下
　Ｍｎは鋼板の強度を高めるために必須の元素である。０．８％未満では所望の強度が得られなくなる。一方、Ｍｎを過剰に添加すると鋼板の焼入れ性が高くなりすぎてマルテンサイト相の面積率が大きくなって耐バリ性が劣化する。このためＭｎ量を０．８％以上２．０％以下とする。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは溶接性を劣化させるため上限を０．０５％に規定する。
　Ｓ：０．００１０％以上０．０１％以下
　Ｓの含有により、硫化物の体積率が増えて打ち抜き加工時のクラックの起点あるいは伝播ルートとなり、バリの平均高さを低減させる効果がある。０．００１０％未満となるといかに組織を適切に制御してもバリの発生を抑えることは困難になる。したがって下限を０．００１０％とする。一方で、含有量が多すぎると溶接性を劣化させるため上限を０．０１％に規定する。
　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、０．１％を超えると、粗大なＡｌ２Ｏ３が生成し、材質が劣化する。
また、Ａｌは鋼の脱酸のために添加される場合、０．０１％未満ではＭｎやＳｉなどの粗大な酸化物が鋼中に多数分散して材質が劣化することになるため、添加量を０．０１％以上とするのが好ましい。よって、Ａｌ量は０．１％以下とし、好ましくは、０．０１~０．１％とする。
　Ｎ：０．００８％以下
　Ｎは含有量が多くなると、窒化物などが多くなり材質が劣化する。このため、上限を０．００８％とする。
　残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　本発明では焼入れ性を高めて鋼板の強度を上昇させるため、さらに、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することができる。それぞれの下限は、これ未満では所望の効果が得られないため、また、上限はこれを超えて添加するとマルテンサイト相の面積率が増加して耐バリ性が劣化するため、それぞれの下限と上限を上記のように規定する。
　また、本発明では、結晶粒径を制御して強度や材質を制御するため、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することができる。下限はこれ未満では所望の効果が得られなくなるため、また、上限はこれを超えて添加しても効果が飽和するばかりか析出物の分散が不均一になって加工硬化挙動が不均一になり耐バリ性が劣化するため、それぞれの下限と上限を上記のように規定する。
　また、本発明では、下記のうちから１種以上の元素を含有してもよい。
　Ｔａ：０．００１~０．０１０％、Ｓｎ：０．００２~０．２％
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様、合金炭化物や合金炭窒化物を形成して高強度化に寄与するのみならず、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形成することで、析出物の粗大化を著しく抑制して、打ち抜きあるいは剪断時に生成するバリの起点の増加を抑制させる効果がある。そのため、Ｔａを添加する場合は、その含有量を０．００１％以上とすることが望ましい。しかし、過剰に添加した場合、上記の析出物安定化効果が飽和するのみならず、合金コストが上昇するため、Ｔａを添加する場合は、その含有量を０．０１０％以下とすることが望ましい。
　Ｓｎは、鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数１０μｍ領域の脱炭を抑制する観点から添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで打ち抜きあるいは剪断時に生成するバリの起点の増加を抑制させる効果がある。窒化や酸化を抑制する観点から、Ｓｎを添加する場合は、その含有量は０．００２％以上とすることが望ましく、０．２％を超えると靭性の低下を招くため、その含有量を０．２％以下とすることが望ましい。
　Ｓｂ：０．００２~０．２％
　ＳｂもＳｎと同様に鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数１０μｍ領域の脱炭を抑制する観点から添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで打ち抜きあるいは剪断時に生成するバリの起点の増加を抑制させる効果がある。窒化や酸化を抑制する観点から、Ｓｂを添加する場合は、その含有量は０．００２％以上とすることが望ましく、０．２％を超えると靭性の低下を招くため、その含有量を０．２％以下とすることが望ましい。
　２．構成組織
　次に、組織の限定理由を説明する。
　上述したように、構成組織としてＳｉを含有した加工硬化率の高いフェライトを主体とした上で、マルテンサイト相の面積率を抑制し、ベイニティックフェライトおよびパーライト組織の面積率を制御することにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の耐バリ性を向上できる。
　構成組織を加工硬化率の高いフェライトを主体とすることで効果的にバリ発生を抑制することができる。フェライト相の面積率が７５％未満になると所望の効果が得られないため、フェライト相の面積率を７５％以上に限定する。マルテンサイト相が混入すると、変形が進むとフェライト相との硬度差に起因して界面に優先的に転位が増殖して不均一な加工硬化分布となって、耐バリ性が劣化する。このためマルテンサイト相は５％未満（面積率）に限定する。本発明では、高強度を得るためマルテンサイト相よりも硬度の低いベイニティックフェライト相を積極的に活用する。このため強度を得るための下限として１％以上（面積率）のベイニティックフェライト相を含有させる。また、パーライト相もマルテンサイト相よりも硬度が小さく、本発明における重要な構成組織である。パーライト相が１％未満になると所望の強度を得ることができなくなるので下限を１％（面積率）に規定する。一方でパーライトは脆性的に破断しやすく、面積率が大きくなるとこれに起因してバリ高さが大きくなる。このため上限を１０％に規定する。
　なお、マルテンサイト相、ベイニティックフェライト相およびパーライト相のそれぞれの構成比率は、上述のように規定するが、鋼板全体として耐バリ性を満足させるため、これら３組織の構成比率の関係を、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．５を満たすよう制御する必要がある。
　図１は、実施例（後記）に記載した溶融亜鉛めっき鋼板について、バリ高さに及ぼす構成組織比率の影響を示した図である。図１において、Ｍ／（ＢＦ＋Ｐ）はマルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）である。図１より、鋼成分を本発明範囲内に制御した鋼は、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）が０．５以下では平均バリ高さが１０μｍ以下と良好である。これに対して、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）が０．５を超えると耐バリ性が劣化する。これは、マルテンサイト相の比率が相対的に高くなりすぎたためである。以上の結果に基き、本発明は、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）を０．５以下に規定する。
　残部組織については、Ｓｉ含有量が多くなるとオーステナイト相が残留しやすくなる。フェライト相、ベイニティックフェライト相、パーライト相及びマルテンサイト相の面積率が上記範囲内にあり、またマルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）が本発明で規定する範囲内にあれば、残留オーステナイトは本発明の効果を妨げるものではない。
　３．製造条件
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　鋼成分を上述した範囲に制御した鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、連続溶融亜鉛めっきラインにて組織制御を行なう。
　連続溶融亜鉛めっきラインでは、酸洗した熱延鋼板又は冷間圧延した鋼板を、オーステナイト相の得られる７５０~９００℃の温度域まで加熱し、その際６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、前記７５０~９００℃の温度域（均熱温度）で１５~６００ｓ保持することで、均一な再結晶組織、逆変態組織を得る。平均加熱速度、均熱温度および保持時間の上下限は、これを外れる場合、粒径分布の不均一な組織となって耐バリ性を劣化させるため前記のように規定する。
　その後、４５０~５５０℃の温度域に冷却した後、該４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ（秒）保持し、溶融亜鉛めっきを施す。冷却後の保持温度と保持時間はベイニティックフェライト相の形成に影響を及ぼす。保持温度が前記温度範囲外になるとベイニティックフェライト相が得られなくなり、保持時間が１０秒未満になるとベイニティックフェライト相が１％未満となり、保持時間が２００ｓを超えて保持してもベイニティックフェライト相の面積率が飽和して生産性を阻害するため保持時間を１０~２００ｓの範囲に規定する。
　７５０~９００℃の温度域での保持後の冷却速度については特に規定していないが、フェライト相が所望の面積率に制御できる範囲であれば、１００℃／ｓ近い高速冷却を適用したり、ステップ冷却してもかまわない。
　溶融亜鉛めっき後、合金化処理を行う。その際、マルテンサイト相の面積率を５％未満に抑えて所望の分率のパーライト相を得るため、５００~６００℃の温度域において下式を満たす条件で合金化処理を行う。
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）≦１．０
但し、
Ｔａｖｅ：平均保持温度（℃）
ｔｈ：保持時間（ｓ）
　なお、ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）はそれぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
　図２はバリ高さに及ぼす合金化処理の５００~６００℃の温度域での保持条件の影響を示した図である。
図２より、鋼成分が本発明範囲にある鋼を合金化処理する際に、５００~６００℃の温度域での平均保持温度Ｔａｖｅ（℃）と保持時間ｔｈ（ｓ）が、０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）≦１．０を満たす条件で合金化処理すると、バリ高さが１０μｍ以下になり、耐バリ性に優れる。このことから、本発明では、ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）が上式を満たすことを規定する。
　ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）が０．４５未満になると、当該温度での保持によるオーステナイト相のパーライト相への変態が不十分となり、また、ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）が１．０を超えるとオーステナイト相のパーライト相への変態が進行しすぎて、最終製品におけるパーライト相の面積率が１０％を超えてしまうため耐バリ性が劣る。
　めっき層の合金化処理は、めっき層中に適正なＦｅ％を得るために５００~６００℃の範囲とする。
　その他、本発明では熱間圧延時に、組織均一化を目的にランナウト冷却において１００℃／ｓｅｃを超えるような冷却を適用しても良い。また、熱間圧延の加熱温度、仕上げ温度、巻取り温度あるいは冷間圧延率の変化は本発明の効果に大きな影響を及ぼさない。具体的には、それぞれ、熱間圧延の加熱温度が１１００~１３００℃、仕上げ温度が８００~９５０℃、巻取り温度が４００~６５０℃、冷間圧延率が２５~８０％の範囲にあれば、本発明の効果は阻害されない。
　その他、連続鋳造または造塊法などの鋳造法の違い、スラブ直送圧延または炉加熱材などのスラブ熱履歴の違いは、本発明の効果を損なわない。また、本発明による鋼板は、めっき表面に皮膜を形成あるいは塗布などして潤滑性や機能を付与した場合でもとくに性能に影響を及ぼさないので適用が可能である。
　表１に示すＡ~Ｎの本発明成分鋼とａ~ｄの比較成分鋼合わせて１８種類の鋼を転炉にて成分調整後、鋳造−熱間圧延により熱延板を製造した。熱間圧延の仕上温度は８９０~９６０℃、巻取り温度は４５０~６５０℃の範囲とした。熱延板を酸洗後、一部は酸洗まま、一部は冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）において表２に示す条件で熱処理およびめっき処理を施した。なお、めっき付着量は片面あたり３５~４５ｇ／ｍ２となるように調整した。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を測定するとともに、直径５０ｍｍの円形に打ち抜いた端面のバリ高さをそれぞれの鋼板についてｎ＝１０測定し、平均バリ高さを求めた。
　溶融亜鉛めっき鋼板のフェライト相、ベイニティックフェライト相、パーライト相、マルテンサイト相の面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨した後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて画像処理を行い測定した。
　また、Ｍｏ−Ｋα線源を用いた板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のＸ線回折積分強度の割合を測定し、この測定値を残留オーステナイト相の面積率とした。
　引張試験は、引張方向を鋼板の圧延方向と直角方向としたＪＩＳ５号試験片を用いて、日本工業規格（ＪＩＳ　Ｚ２２４１）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）を測定した。
　バリ高さは、下記で定義されるクリアランス量１２％にて直径５０ｍｍの円形に打ち抜いた後、端面のバリ高さをそれぞれの鋼板についてｎ＝１０測定して平均バリ高さを求めた。
打ち抜きクリアランス（％）＝｛（Ｄｄ−Ｄｐ）／２ｔ｝×１００
Ｄｄはダイス内径（ｍｍ）、Ｄｐはポンチ直径（ｍｍ）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）
　それらの結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、５５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、平均バリ高さが１０μｍ以下で、耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。一方、比較例の溶融亜鉛めっき鋼板は、平均バリ高さが１０μｍ超で、耐バリ性に劣る高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。
　本発明によれば、５５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、打ち抜き加工、せん断加工時に発生するバリ高さが低い耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、ＳやＰを積極的に添加していないので、溶接性が阻害されない。したがって、耐バリ性または耐バリ性に加えて溶接性が要求される自動車、家電等への利用に適している。

Claims (6)

  1. 　成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：１．０％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、構成組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１％以上のベイニティックフェライト相と、１％以上１０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が５％未満であり、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．５を満たすことを特徴とする耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１~３のいずれかに記載の耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下を含有することを特徴とする請求項１~４のいずれかに記載の耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　請求項１~５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、４５０~５５０℃の温度域に冷却した後、該４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施した後、５００~６００℃の温度域において、下式を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    ０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）≦１．０
    但し、
    Ｔａｖｅ：平均保持温度（℃）
    ｔｈ：保持時間（ｓ）
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