WO2012043863A1 - 疲労特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

疲労特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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房亮 假屋
勇人 齋藤
横田　毅
祐介 伏脇
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in fatigue characteristics suitable for applications such as automobile parts and a method for producing the same.
  • the composition of the components is adjusted to an appropriate range, and the structure is composed of the ferrite phase as the main phase and the martensite phase or the martensite phase and the retained austenite phase as the second phase.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in fatigue characteristics that defines the size of Cu particles in the ferrite phase and a manufacturing method thereof has been proposed.
  • the component composition is adjusted to an appropriate range to form a composite structure of a ferrite phase, a bainite phase, a retained austenite phase, and a martensite phase, and the processing is excellent in fatigue characteristics by optimizing the Cu particle size of the ferrite phase.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof have been proposed.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 evaluate fatigue strength using notched flat bending fatigue test pieces, and the test pieces are machined end faces and are introduced by punching holes. No consideration is given to the effect of initial cracks on the fatigue strength of the end face.
  • Patent Document 3 the composition of the components is adjusted to an appropriate range, alumina oxide and titanium nitride are suppressed, and the fatigue characteristics and stretch flangeability of the punched end surface in which the structure is the main phase of bainitic ferrite are excellent.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet and a method for producing the same have been proposed.
  • Patent Document 3 evaluates the fatigue characteristics considering the punched hole end face, it does not mention anything about the fatigue characteristics considering the punched end face of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more excellent in fatigue characteristics in punching holes and a method for producing the same. .
  • the present inventors have intensively studied the fatigue characteristics after punching. As a result, it was found that it is extremely important to adjust the component composition to an appropriate range and appropriately control the metal structure and production conditions (particularly, the production conditions of the continuous hot dip galvanizing process).
  • a metal structure having a ferrite phase with an average particle size of 15 ⁇ m or less and an area ratio of 60% or more and a martensite phase with an area ratio of 5 to 40% One or more oxides selected from Fe, Si, Mn, Al, P, Nb, and Ti generated in the steel sheet surface layer within a depth direction of 100 ⁇ m in the steel sheet side (hereinafter also referred to as internal oxidation amount). It has been found that the fatigue characteristics after punching hole processing are improved by making it less than 0.060 g / m 2 per side.
  • the present invention is based on the above findings, and features are as follows.
  • component composition in mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 2.00% or less, Mn: 1.0-2.5%, P: 0.050% or less, S : 0.0100% or less, Al: 0.050% or less, N: 0.0050% or less, Ti: 0.010 to 0.100%, Nb: 0.010 to 0.100%, Sb: 0.0010 Containing 0.00.0100%, the balance being Fe and inevitable impurities, the structure being a ferrite phase with an average particle size of 15 ⁇ m or less and an area ratio of 60% or more, and martensite with an area ratio of 5 to 40%
  • One or more types of oxidation selected from Fe, Si, Mn, Al, P, Nb, and Ti formed on the steel sheet surface layer within a depth direction of 100 ⁇ m from the surface of the underlying steel sheet immediately below the galvanized layer. things, and less than one side per 0.060 g / m 2
  • the component composition is in mass%, further Cr: 0.05 to 0.80%, V: 0.01 to 0.10%, Cu: 0.01 to 0.10 %, Ni: 0.01 to 0.10%, Sn: 0.001 to 0.010%, Mo: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.001 to 0.010%
  • the steel material having the component composition described in [1] or [2] is finish-rolled at a temperature of 3 or higher Ar, wound at a temperature of 600 ° C. or lower, pickled, and continuously.
  • the continuous hot dip galvanizing treatment is soaked at a temperature of 700 to 900 ° C. and annealed with a dew point of the atmosphere in a temperature range of 700 ° C. or higher being ⁇ 40 ° C. or lower.
  • a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent fatigue properties characterized by performing hot dip galvanizing after cooling to 600 ° C. or lower at an average cooling rate of ° C./second.
  • a steel material having the composition described in [1] or [2] above is finish-rolled at a temperature of 3 or higher Ar, wound at a temperature of 600 ° C. or lower, pickled, and 40%
  • the steel sheet is soaked at a temperature of 700 to 900 ° C., and the atmosphere is in a temperature range of 700 ° C. or higher.
  • High strength hot dip galvanizing with excellent fatigue characteristics characterized by annealing at a dew point of -40 ° C. or lower, cooling to 600 ° C. or lower at an average cooling rate of 1 to 50 ° C./second, and hot-dip galvanizing treatment
  • a method of manufacturing a steel sheet is finish-rolled at a temperature of 3 or higher Ar, wound at a temperature of 600 ° C. or lower, pickled, and 40%
  • the continuous hot dip galvanizing treatment the steel sheet is soaked at a temperature of 700 to 900 ° C., and the atmosphere is in a temperature range of 700 ° C. or higher.
  • the high strength means that the tensile strength TS is 590 MPa or more.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention includes both cold-rolled steel sheets and hot-rolled steel sheets as galvanized base steel sheets, and is a plated steel sheet that is not subjected to alloying after hot-dip galvanizing (hereinafter, GI) and plated steel sheet (hereinafter also referred to as GA) to be alloyed.
  • GI hot-dip galvanizing
  • GA plated steel sheet
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more with excellent fatigue characteristics can be obtained.
  • the observation of the metal structure was performed by polishing a 1 ⁇ 4 position in the cross section parallel to the rolling direction and after nitrite corrosion, followed by a scanning electron microscope (SEM) over 3 fields, 10 fields (1000 fields in total) at 1000 times magnification.
  • SEM scanning electron microscope
  • the image was measured by image analysis using image analysis software “Image Pro Plus ver. 4.0” manufactured by Media Cybernetics. That is, the ferrite phase, the pearlite phase, the cementite phase, the martensite phase, and the bainite phase were separated by image analysis, and the average grain size of the ferrite phase, the area ratio of the ferrite phase, and the area ratio of the martensite phase were obtained.
  • the average particle diameter of the ferrite phase was obtained by calculating the area of the ferrite grains by image processing, calculating the area equivalent circle diameter in each field of view, and averaging those values (30 fields). Specifically, the SEM image was taken into the analysis software as digital data, binarized, and the area circle equivalent diameter was determined. As for the area ratio of the ferrite phase and the area ratio of the martensite phase, each phase was fractionated on a digital image, subjected to image processing, and the area ratio of each phase was obtained for each measurement visual field. These values were averaged (30 fields of view) to obtain each area ratio.
  • the amount of internal oxidation was measured by “impulse furnace melting-infrared absorption method”. However, since it is necessary to subtract the amount of oxygen contained in the material (that is, the high-strength steel sheet before annealing), in the present invention, the surface layer portions on both surfaces of the high-strength steel sheet after the continuous hot-dip galvanizing treatment are each polished by 100 ⁇ m.
  • the oxygen concentration in the steel is measured, the measured value is the amount of oxygen OH contained in the material, and the oxygen concentration in the steel in the entire thickness direction of the high-strength steel sheet after continuous hot dip galvanizing is measured. The measured value was defined as the oxygen amount OI after internal oxidation.
  • the difference between OI and OH is calculated using the oxygen amount OI after internal oxidation of the high-strength steel plate thus obtained and the oxygen amount OH contained in the material, and further, single-sided unit area (i.e. 1 m 2) value converted into the amount per (g / m 2) as an internal oxide amount.
  • the steel plate surface layer from the base steel plate surface right under a plating layer to the steel plate side depth direction 100 micrometers using the energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) attached to the scanning electron microscope (SEM). The portion was observed with a field of view of 3000 times per field, and the oxide composition was identified. This was performed for 30 fields of view, and the detected element was used as the oxide composition of the observation sample.
  • EDS energy dispersive X-ray spectrometer
  • the amount of internal oxidation generated from the surface of the underlying steel sheet immediately below the galvanized layer to the steel sheet surface layer within 100 ⁇ m in the depth direction of the steel sheet varied according to the conditions of the continuous hot dip galvanizing treatment.
  • the average grain size of the ferrite phase is 15 ⁇ m or less
  • the area ratio of the ferrite phase is 60% or more
  • the area ratio of the martensite phase is 5 to 40%
  • the total area ratio of the martensite phase and the ferrite phase is Was 95% or more.
  • a test plate for fatigue test (size: 50 mm ⁇ 260 mm) was sampled, and a tensile of 45 mm ⁇ 250 mm, parallel part width: 30 mm, R: 100 mm.
  • a fatigue test piece was prepared, and a 10 mm ⁇ hole was punched at the center of the test piece with a clearance of 10%. Then, determine the fatigue strength at a stress ratio of 0.1, the number of repetition cycles 20 Hz, performed up to the number of times 2 ⁇ 10 6 repeated tensile fatigue test at a maximum stress constant, 2 ⁇ 10 6 at Shimadzu Corp. servo pulser It was.
  • a similar test was performed three times to obtain an average fatigue strength.
  • tensile strength For the tensile strength, a JIS No. 5 tensile test piece was sampled and a tensile test was performed in accordance with JIS Z2241. The tensile test was carried out until the test piece was broken to determine the tensile strength. The same test was performed twice for each sample, the average value was obtained, and the tensile strength of the sample was obtained. The obtained results are shown in FIG.
  • each steel sheet is that the average grain size of the ferrite phase is 15 ⁇ m or less, the area ratio of the ferrite phase is 60% or more, the area ratio of the martensite phase is 5 to 40%, and the tensile strength is 590 MPa. That was all.
  • the internal oxidation amount generated in the steel sheet surface layer portion within 100 ⁇ m in the steel sheet side depth direction from the surface of the underlying steel sheet immediately below the hot dip galvanized layer is less than 0.060 g / m 2 , the number of repetitions It can be seen that the fatigue strength at 2 ⁇ 10 6 is improved and good fatigue characteristics are obtained.
  • C 0.03-0.15%
  • C is an essential element for securing desired strength, and for that purpose, 0.03% or more is necessary.
  • C is 0.03% or more and 0.15% or less.
  • Si 2.00% or less Si is an element effective for strengthening steel.
  • the addition amount exceeds 2.00%, the ferrite grain size grows excessively after annealing, and a desired strength is obtained. Disappear. Further, since the hardness difference between the ferrite phase and the martensite phase is increased, the propagation of fine cracks generated in the punching process is accelerated, and the fatigue strength after the punching process is reduced. Therefore, Si is 2.00% or less.
  • Mn 1.0 to 2.5% Mn, like C, is an essential element for ensuring a desired strength. In order to ensure the desired strength, the lower limit needs to be 1.0%. On the other hand, when it exceeds 2.5% and is added excessively, it hardens
  • P 0.050% or less
  • P is an element effective for strengthening steel.
  • the addition amount exceeds 0.050%, surface oxide layer (scale) generated by hot rolling is excessively peeled, Surface properties after plating deteriorate. Therefore, P is made 0.050% or less.
  • S 0.0100% or less
  • Al 0.050% or less Al is preferably added in an amount of 0.010% or more for deoxidation of steel. On the other hand, if it exceeds 0.050%, the surface appearance after plating deteriorates remarkably, so the upper limit is made 0.050%.
  • N 0.0050% or less If N is 0.0050% or less, which is the amount contained in ordinary steel, the effects of the present invention are not impaired. Therefore, N is set to 0.0050% or less.
  • Ti and Nb are added for the purpose of increasing the strength of the steel by refinement of the structure and precipitation strengthening.
  • the lower limit of each element is 0.010%.
  • each element exceeds 0.100% and is added excessively, it hardens excessively and it becomes difficult to perform punching during the punching process. Or a crack generate
  • Sb 0.0010 to 0.0100% Sb suppresses surface oxidation after winding through suppression of surface layer oxidation during slab heating, and the amount of internal oxidation generated in the steel plate surface layer portion within 100 ⁇ m in the steel plate side depth direction from the surface of the underlying steel plate immediately below the hot dip galvanized layer. It is an effective element to reduce. If the Sb content is less than 0.0010%, the effect of suppressing surface oxidation is insufficient. Further, the surface oxidation inhibiting effect tends to be saturated when the Sb content exceeds 0.0100%. Therefore, the Sb content is 0.0010% or more and 0.0100% or less, preferably 0.0040% or more and 0.0080% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the above-described components are basic compositions, in the present invention, in addition to the basic compositions described above, one or more elements selected from Cr, V, Cu, Ni, Sn, Mo, and Ta can be contained.
  • Cr 0.05 to 0.80%
  • V 0.01 to 0.10%
  • Cu 0.01 to 0.10%
  • Ni 0.01 to 0.10%
  • Sn 0.001 to 0.010%
  • Mo 0.01 to 0.50%
  • Ta 0.001 to 0.010% Cr and V
  • Cu, Ni, Sn, and Ta are elements that contribute to the strength and can be added for the purpose of strengthening the steel.
  • Mo is an element effective for strengthening the quenching of steel and can be added for the purpose of increasing the strength.
  • the lower limit of each element is the minimum amount at which a desired effect is obtained, and the upper limit is an amount at which the effect is saturated.
  • the steel structure has a ferrite phase having an average grain size of 15 ⁇ m or less and an area ratio of 60% or more, and a martensite phase having an area ratio of 5 to 40%, and the surface of the underlying steel sheet immediately below the galvanized layer
  • a ferrite phase having an average grain size of 15 ⁇ m or less and an area ratio of 60% or more
  • a martensite phase having an area ratio of 5 to 40%
  • the surface of the underlying steel sheet immediately below the galvanized layer To one or more oxides selected from Fe, Si, Mn, Al, P, Nb, Ti generated on the steel sheet surface layer within a depth direction of 100 ⁇ m from the steel sheet side is controlled to less than 0.060 g / m 2 per side. There is a need to. With such a structure, the fatigue characteristics after punching are improved.
  • generated in the steel plate surface layer part within 100 micrometers in the steel plate side depth direction from the base steel plate surface right under a galvanization layer Is limited to less than 0.060 g / m 2 per side.
  • the area ratio of the martensite phase exceeds 40% or less than 5%, the hardness of the ferrite phase and the martensite phase even if the internal oxidation amount per side is less than 0.060 g / m 2 Since the difference becomes large, the propagation of fine cracks generated in the punching process is accelerated, and the fatigue strength during the repeated tensile fatigue test is lowered. Therefore, the area ratio of the martensite phase is 5% or more and 40% or less.
  • control of the average grain size and area ratio of the ferrite phase is also important.
  • the average grain size of the ferrite phase 15 ⁇ m or less, the area ratio 60% or more, and making the structure of the ferrite phase and martensite phase uniform it is possible to propagate the fine cracks generated during punching hole processing in the tensile fatigue test. Suppresses and improves fatigue strength.
  • a cementite phase, a bainite phase, and a pearlite phase can be included as long as the area ratio is within 5%. .
  • the molten steel having the above component composition is melted by a conventional melting method such as a converter, and a steel material (slab) is obtained by a conventional casting method such as a continuous casting method.
  • the obtained steel material is hot-rolled to be hot-rolled by heating and rolling.
  • the finish temperature of finish rolling is set to Ar 3 point or higher, and winding is performed at a temperature of 600 ° C. or lower.
  • Finishing rolling finishing temperature Ar 3 points or more
  • the finishing rolling finishing temperature is less than Ar 3 points, a ferrite phase is generated in the surface layer portion of the steel sheet, and the ferrite phase becomes coarse due to its processing strain, etc.
  • the structure becomes non-uniform, and the area ratio of the ferrite phase cannot be controlled to 60% or more in the structure after cold rolling and continuous hot dip galvanizing. Therefore, the finishing temperature of finish rolling is set to Ar 3 points or more.
  • Ar 3 point can be calculated from the following equation (1) may be used actually measured temperature.
  • Ar 3 910-310 ⁇ [C] ⁇ 80 ⁇ [Mn] + 0.35 ⁇ (t ⁇ 0.8) (1)
  • [M] represents the content (% by mass) of the element M
  • t represents the plate thickness (mm).
  • a correction term may be introduced depending on the contained element. For example, when Cu, Cr, Ni, or Mo is contained, ⁇ 20 ⁇ [Cu], ⁇ 15 ⁇ [Cr], ⁇ 55 Correction terms such as ⁇ [Ni] and ⁇ 80 ⁇ [Mo] may be added to the right side of Equation (1).
  • Winding temperature 600 ° C. or less
  • the coiling temperature exceeds 600 ° C.
  • the area ratio of the pearlite phase increases, and in the steel sheet after the continuous hot dip galvanizing treatment, the martensite phase area ratio becomes a structure exceeding 40%, Fatigue properties are reduced. Accordingly, the coiling temperature is 600 ° C. or less.
  • winding temperature shall be 200 degreeC or more.
  • cold rolling is performed after pickling or at a rolling reduction of 40% or more.
  • the pickling conditions are not particularly limited.
  • Cold rolling reduction 40% or more
  • the rolling reduction of cold rolling is less than 40%, the recrystallization of the ferrite phase is difficult to proceed, and the ferrite phase and the martensite phase appear in the structure after the continuous hot dip galvanizing treatment. Dispersion does not occur uniformly, and fine cracks on the punched end surface generated at the time of punching develop and fatigue strength decreases. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is set to 40% or more.
  • continuous hot dip galvanizing is performed. At this time, it was soaked at a temperature of 700 to 900 ° C., annealed with the dew point of the atmosphere in the temperature range of 700 ° C. or higher being ⁇ 40 ° C. or lower, and cooled to 600 ° C. or lower at an average cooling rate of 1 to 50 ° C./second. After that, hot dip galvanizing is performed.
  • the soaking temperature needs to be 700 ° C. or higher in order to obtain a desired martensite phase area ratio. If the temperature exceeds 900 ° C., the average particle size of the ferrite phase becomes large and desired characteristics cannot be obtained.
  • the oxygen potential in the annealing process during continuous hot dip galvanizing treatment is lowered, and accordingly, easily oxidizable elements such as Si and Mn
  • easily oxidizable elements such as Si and Mn
  • the activity in the steel sheet surface layer portion such as the lowers.
  • the external oxidation and internal oxidation of these elements are suppressed, and as a result, the amount of internal oxidation generated in the steel sheet surface layer portion within 100 ⁇ m in the steel sheet side depth direction from the surface of the underlying steel sheet immediately below the hot dip galvanized layer is reduced, and fatigue is reduced. The characteristics will be improved.
  • the dew point of the atmosphere exceeds ⁇ 40 ° C., the amount of internal oxidation increases.
  • the normal dew point is higher than ⁇ 40 ° C., so that the dew point is ⁇ 40 ° C. or lower by absorbing and removing moisture in the furnace with an absorbent.
  • the lower limit of the dew point of the atmosphere is not particularly specified, but if it is less than ⁇ 80 ° C., the effect is saturated and disadvantageous in terms of cost, it is desirably ⁇ 80 ° C. or higher.
  • the temperature range for controlling the dew point of the atmosphere is less than 700 ° C., surface concentration of Si and Mn and internal oxidation do not occur, so the temperature range for controlling the dew point of the atmosphere is 700 ° C. or more.
  • the upper limit is not particularly specified, but if it exceeds 900 ° C., it is disadvantageous from the viewpoint of deterioration of rolls in the annealing furnace and cost increase.
  • the hydrogen concentration in the annealing furnace atmosphere is less than 1 vol%, the activation effect by reduction cannot be obtained, and the plating peel resistance deteriorates.
  • the upper limit is not particularly specified, but if it exceeds 50 vol%, the cost increases and the effect is saturated. Therefore, the hydrogen concentration is preferably 1 vol% or more and 50 vol% or less.
  • the gas component in an annealing furnace consists of nitrogen and an unavoidable impurity gas other than hydrogen. Other gas components may be included as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the alloying treatment is performed subsequent to the hot dip galvanizing treatment, for example, the steel plate is heated to 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower to perform the alloying treatment, and the Fe content of the plating layer is 7 It is preferable to carry out so as to be ⁇ 15%. If it is less than 7%, uneven alloying occurs and flaking properties deteriorate. On the other hand, if it exceeds 15%, the plating peel resistance deteriorates.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent fatigue characteristics according to the present invention is manufactured by the above-described method, it has a feature in the structure of the surface layer portion of the underlying steel sheet immediately below the galvanized layer as described below.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention preferably has a galvanized layer having a plating adhesion amount of 20 to 120 g / m 2 on one surface of the steel sheet. If it is less than 20 g / m 2 , it may be difficult to ensure corrosion resistance. On the other hand, if it exceeds 120 g / m 2 , the plating peel resistance may deteriorate. Furthermore, in the present invention, even if the obtained high-strength hot-dip galvanized steel sheet is subjected to various surface treatments such as chemical conversion treatment, the effects of the present invention are not impaired.
  • a steel material (slab) having the component composition shown in Table 1 was used as a starting material. After heating these steel materials to the heating temperatures shown in Tables 2 and 3, they are hot-rolled and pickled under the conditions shown in Tables 2 and 3, and then cold-rolled and continuously hot-dip galvanized. Treated. Some steel plates were not cold rolled. Subsequently, except for a part, the alloying treatment was performed after the continuous hot dip galvanizing treatment.
  • annealing is performed at 1 to 50 ° C / second. Then, it was cooled to 600 ° C. or less at an average cooling rate, and then hot dip galvanized in an Al-containing Zn bath at 460 ° C.
  • the dew point of the atmosphere in the annealing furnace other than the region of 700 ° C. or higher was basically ⁇ 35 ° C.
  • the gaseous components of the atmosphere consisted of nitrogen, hydrogen, and unavoidable impurity gases, and the dew point of ⁇ 40 ° C. or lower was controlled by absorbing and removing moisture in the atmosphere.
  • the hydrogen concentration in the atmosphere was basically 10 vol%.
  • GA a 0.14 mass% Al-containing Zn bath was used, and for GI, a 0.18 mass% Al-containing Zn bath was used.
  • the adhesion amount was adjusted by gas wiping, and GA was alloyed.
  • the internal oxidation amount was measured by “impulse furnace melting-infrared absorption method”. However, since it is necessary to subtract the amount of oxygen contained in the material (that is, the high-strength steel plate before the continuous hot-dip galvanizing treatment), in the present invention, the surface layers on both sides of the high-strength steel plate after the continuous hot-dip galvanizing treatment Each part is polished by 100 ⁇ m, and the oxygen concentration in the steel is measured. The measured value is defined as the amount of oxygen OH contained in the material, and the steel in the entire thickness direction of the high-strength steel sheet after the continuous hot-dip galvanizing treatment. The oxygen concentration was measured, and the measured value was defined as the oxygen amount OI after internal oxidation.
  • the difference between OI and OH is calculated using the oxygen amount OI after internal oxidation of the high-strength steel plate thus obtained and the oxygen amount OH contained in the material, and further, single-sided unit area (i.e. 1 m 2) value converted into the amount per (g / m 2) as an internal oxide amount.
  • the steel plate surface layer from the base steel plate surface right under a plating layer to the steel plate side depth direction 100 micrometers using the energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) attached to the scanning electron microscope (SEM). The portion was observed with a field of view of 3000 times per field, and the oxide composition was identified. This was performed for 30 fields of view, and the detected element was used as the oxide composition of the observation sample.
  • EDS energy dispersive X-ray spectrometer
  • the average particle diameter of the ferrite phase was obtained by calculating the area of the ferrite grains by image processing, calculating the area equivalent circle diameter in each field of view, and averaging those values (30 fields). Specifically, the SEM image was taken into the analysis software as digital data, binarized, and the area circle equivalent diameter was determined. As for the area ratio of the ferrite phase and the area ratio of the martensite phase, each phase was fractionated on a digital image, subjected to image processing, and the area ratio of each phase was obtained for each measurement visual field. These values were averaged (30 fields of view) to obtain each area ratio.
  • the present invention has a ferrite phase with an average grain size of 15 ⁇ m or less and an area ratio of 60% or more, and a martensite phase with an area ratio of 5 to 40%.
  • the present invention in which one or more oxides selected from Fe, Si, Mn, Al, P, Nb, and Ti formed on a steel sheet surface layer within a depth direction of 100 ⁇ m are less than 0.060 g / m 2 per side.
  • the fatigue strength in the tensile fatigue test is high.
  • the fatigue strength in the tensile fatigue test is low or the tensile strength is low.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is excellent in fatigue characteristics, and can be used as a surface-treated steel sheet for reducing the weight and strength of an automobile body itself.

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Abstract

打抜き穴加工での疲労特性に優れた引張強度590MPa以上の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。組織として、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5～40%のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満である。製造するにあたっては、連続式溶融亜鉛めっき処理では、700～900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下とする。

Description

疲労特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、自動車部品等の用途に好適な疲労特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に関するものである。
　近年、地球環境保全の観点からＣＯ２などの排気ガスを低減化する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。
　車体軽量化の手法のひとつとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。また、フロア周りに使用される鋼板には高強度化による薄肉化とともに防錆性が求められており、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用が検討されている。さらに、フロア周りの部品は足回り部品（ロアアーム等）と同様に走行中に強い振動を受けるため振動に対する高い耐久性が求められ、鋼板には優れた疲労強度が要求される。
　フロア周りの部品は車体組み立て後のめっきおよび化成処理性を確保するため、打抜き穴あけ加工を施される場合が多く、応力集中部である打抜き穴加工を施された部位の疲労特性は平滑材の疲労特性より劣化することが知られている。このため、打抜き穴加工での疲労特性の向上が求められている。
　このような要求に対して、例えば、特許文献１には、成分組成を適正範囲に調整し、組織を、フェライト相を主相としマルテンサイト相またはマルテンサイト相および残留オーステナイト相を第２相とする複合組織とし、フェライト相におけるＣｕ粒子のサイズを規定した疲労特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が提案されている。
　特許文献２には、成分組成を適正範囲に調整し、フェライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相、マルテンサイト相の複合組織とし、フェライト相のＣｕ粒子サイズを最適化した疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法が提案されている。
　しかしながら、特許文献１、特許文献２で開示された技術は、切欠き付きの平面曲げ疲労試験片で疲労強度を評価しており、試験片は機械加工された端面であり、打抜き穴加工で導入される端面の初期亀裂が疲労強度に及ぼす影響については何ら考慮されていない。
　特許文献３には、成分組成を適正範囲に調整し、アルミナ系酸化物、窒化チタンを抑制し、組織をベイニティック・フェライト主相とした打抜き端面の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法が提案されている。
　しかしながら、特許文献３では、打抜き穴端面を考慮した疲労特性について評価しているものの、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の打ち抜き端面を考慮した疲労特性については何ら触れられていない。
特開平１１−１９９９７３号公報 特開平１１−２７９６９０号公報 特開２００４−３１５９０２号公報
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、打抜き穴加工での疲労特性に優れた引張強度が５９０ＭＰａ以上の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ことを目的とする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、打抜き穴加工後の疲労特性について鋭意検討を進めた。その結果、成分組成を適正範囲に調整し、金属組織、製造条件（特に連続式溶融亜鉛めっき処理工程の製造条件）を適切に制御することが極めて重要であることを見出した。そして、平均粒径が１５μｍ以下で面積率が６０％以上のフェライト相と、面積率が５~４０％のマルテンサイト相を有する金属組織とすること、および、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成したＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉの中から選ばれる一種以上の酸化物（以下、内部酸化量と称することもある）が、片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２未満とすることで打抜き穴加工後の疲労特性が向上することを見出した。
　本発明は上記知見に基づくものであり、特徴は以下の通りである。
［１］成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１５％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．０~２．５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１０~０．１００％、Ｎｂ：０．０１０~０．１００％、Ｓｂ：０．００１０~０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、組織として、平均粒径が１５μｍ以下で面積率が６０％以上のフェライト相と、面積率が５~４０％のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成したＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２未満であることを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記［１］において、成分組成として、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０５~０．８０％、Ｖ：０．０１~０．１０％、Ｃｕ：０．０１~０．１０％、Ｎｉ：０．０１~０．１０％、Ｓｎ：０．００１~０．０１０％、Ｍｏ：０．０１~０．５０％、Ｔａ：０．００１~０．０１０％の中から選ばれる１種以上の元素を含有することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記［１］または前記［２］に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ａｒ３点以上の温度で仕上げ圧延し、６００℃以下の温度で巻取り、酸洗後、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、７００~９００℃の温度で均熱し、７００℃以上の温度域での雰囲気の露点を−４０℃以下として焼鈍し、１~５０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［４］前記［１］または前記［２］に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ａｒ３点以上の温度で仕上げ圧延し、６００℃以下の温度で巻取り、酸洗後、４０％以上の圧下率で冷間圧延し、次いで、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、７００~９００℃の温度で均熱し、７００℃以上の温度域での雰囲気の露点を−４０℃以下として焼鈍し、１~５０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［５］前記［３］または前記［４］において、前記溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　なお、本発明において、高強度とは、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上である。また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、亜鉛めっきの下地鋼板として冷延鋼板、熱延鋼板のいずれも含むものであり、溶融亜鉛めっき処理後合金化処理を施さないめっき鋼板（以下、ＧＩと称することもある）、合金化処理を施すめっき鋼板（以下、ＧＡと称することもある）のいずれも含むものである。
　本発明によれば、疲労特性に優れた引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成した内部酸化量と繰返し回数２×１０６の疲労強度との関係を示した図である。
　以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は「質量％」であり、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
　先ず、本発明で最も重要な要件である、めっき層直下の下地鋼板表面の構造と疲労強度について説明する。
本発明を完成するに至った実験研究の成果について説明する。質量％で、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．５５％、Ｍｎ：１．５５％、Ｐ：０．０２５％、Ｓ：０．０００７％、Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００２５％、Ｔｉ：０．０１５％、Ｎｂ：０．０３％、Ｓｂ：０．００１５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに対し、粗圧延、７パスの仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、板厚３．６ｍｍの熱延鋼板とした。ここで、仕上げ圧延温度は８５０℃（Ａｒ３点：７５８℃）、巻取温度は５７０℃とした。次に、得られた熱延鋼板に対して酸洗後、冷間圧延（圧下率：６１％、板厚：１．４ｍｍ）、連続式溶融亜鉛めっき処理を施して板厚１．４ｍｍの供試材とした。連続式溶融亜鉛めっき処理は、均熱温度を８００℃とし、焼鈍炉内の露点を−３０~−６０℃まで変化させた。
以上により得られた供試材について、金属組織観察、内部酸化量を調査するとともに引張特性および打抜き加工後の疲労特性を評価した。
　金属組織の観察は、圧延方向平行断面の板厚１／４位置を研磨・ナイタール腐食後、断面３箇所、各箇所で１０００倍の倍率で１０視野（合計３０視野）にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト“Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により測定した。すなわち、画像解析でフェライト相、パーライト相、セメンタイト相、マルテンサイト相、ベイナイト相を分別して、フェライト相の平均粒径、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率を求めた。フェライト相の平均粒径は、フェライト粒の面積を画像処理により求め、各々の視野における面積円相当径を算出し、それらの値を平均（３０視野）して求めた。具体的には、ＳＥＭ画像を解析ソフトにデジタルデータ取り込みし、２値化して、面積円相当径を求めた。フェライト相の面積率およびマルテンサイト相の面積率は、各々の相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野ごとに各々の相の面積率を求めた。これらの値を平均（３０視野）して各々の面積率とした。
　内部酸化量は、「インパルス炉溶融−赤外線吸収法」により測定した。ただし、素材（すなわち焼鈍を施す前の高強度鋼板）に含まれる酸素量を差し引く必要があるので、本発明では、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の両面の表層部をそれぞれ１００μｍ研磨して鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量ＯＨとし、また、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を内部酸化後の酸素量ＯＩとした。このようにして得られた高強度鋼板の内部酸化後の酸素量ＯＩと、素材に含まれる酸素量ＯＨとを用いて、ＯＩとＯＨの差（＝ＯＩ−ＯＨ）を算出し、さらに片面単位面積（すなわち１ｍ２）当たりの量に換算した値（ｇ／ｍ２）を内部酸化量とした。
また、酸化物組成については、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に取り付けたエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）を用いて、めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍまでの鋼板表層部を１視野あたり３０００倍の視野で観察し、酸化物組成を同定した。これを３０視野行ない、検出された元素を観察サンプルの酸化物組成とした。
　本実験では連続式溶融亜鉛めっき処理の条件に応じて亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成した内部酸化量が変化した。ここで何れの条件においてもフェライト相の平均粒径は１５μｍ以下、フェライト相の面積率は６０％以上、マルテンサイト相の面積率５~４０％であり、マルテンサイト相とフェライト相の合計面積率は９５％以上であった。
　得られた供試材から打抜き加工後の疲労特性を評価するため疲労試験用の試験板（大きさ：５０ｍｍ×２６０ｍｍ）を採取し、４５ｍｍ×２５０ｍｍ、平行部巾：３０ｍｍ、Ｒ：１００ｍｍの引張疲労試験片を作製し、試験片の中心に１０ｍｍφの穴をクリアランス１０％で打抜き加工した。その後、（株）島津製作所製サーボパルサーで応力比０．１、繰返しサイクル数２０Ｈｚ、最大応力一定で引張疲労試験を繰返し回数２×１０６まで実施し、２×１０６での疲労強度を求めた。同様の試験を３回実施して、平均の疲労強度を求めた。
　引張強度は、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して引張試験を実施した。引張試験は試験片が破断するまで実施して引張強度を求めた。同様の試験を各試料につき２回実施して、平均値を求め、その試料の引張強度とした。
得られた結果を図１に示す。
　図１において、何れの鋼板も、組織は、フェライト相の平均粒径は１５μｍ以下、フェライト相の面積率は６０％以上、マルテンサイト相の面積率は５~４０％であり、引張強度は５９０ＭＰａ以上であった。図１に示すように、溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成した内部酸化量が、片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２未満となると、繰返し回数２×１０６における疲労強度が向上し、良好な疲労特性となることが分かる。
　次いで、本発明の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３~０．１５％
Ｃは、所望の強度を確保するために必須の元素であり、そのためには０．０３％以上必要である。一方、０．１５％を超えて添加すると打抜き加工での穴あけで穴端面が過度に硬化して、疲労強度が低下する。したがって、Ｃは０．０３％以上０．１５％以下とする。
　Ｓｉ：２．００％以下
Ｓｉは、鋼を強化するために有効な元素であるが、添加量が２．００％超えとなると焼鈍後にフェライト粒径が過度に成長し、所望の強度が得られなくなる。また、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きくなるため、打抜き加工で発生した微細亀裂の伝播が速くなり打抜き加工後の疲労強度が低下する。従って、Ｓｉは２．００％以下とする。
　Ｍｎ：１．０~２．５％
Ｍｎは、Ｃと同様に所望の強度を確保するために必須の元素である。所望の強度を確保するためには下限を１．０％とする必要がある。一方、２．５％を超えて過剰に添加すると、Ｃの過剰添加と同様に穴端面で加工により過度に硬化し、疲労強度が低下する。従って、Ｍｎは１．０％以上２．５％以下とする。
　Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、添加量が０．０５０％を超えると熱間圧延で生成される表面酸化層（スケール）の剥離が過多となり、めっき後の表面性状が劣化する。従って、Ｐは０．０５０％以下とする。
　Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、添加量が０．０１００％を超えるとＭｎＳなどの非金属介在物が増加し、打抜き加工での穴端面が割れやすくなり、疲労強度が低下する。このため、Ｓは０．０１００％以下とする。
　Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは、鋼の脱酸のために０．０１０％以上添加することが好ましい。一方、０．０５０％を超えるとめっき後の表面外観が著しく劣化するため、上限は０．０５０％とする。
　Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、通常の鋼に含有される量である０．００５０％以下であれば本発明の効果を損なわない。従って、Ｎは０．００５０％以下とする。
　Ｔｉ：０．０１０~０．１００％、Ｎｂ：０．０１０~０．１００％
Ｔｉ、Ｎｂは、組織の微細化や析出強化により鋼を高強度化する目的で添加する。所望の強度を確保するためには各々の元素の下限を０．０１０％とする。一方、各々の元素が０．１００％を超えて過剰に添加すると、過度に硬化し、打抜き加工時に打抜きが困難になる。あるいは、打抜き加工後の穴の端面に亀裂が発生し、疲労強度が低下する。従って、Ｔｉは０．０１０％以上０．１００％以下、Ｎｂは０．０１０％以上０．１００％以下とする。
　Ｓｂ：０．００１０~０．０１００％
Ｓｂは、スラブ加熱時の表層酸化抑制を通して、巻取り後の表面酸化を抑制し、溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成する内部酸化量を低減させるのに有効な元素である。Ｓｂ量が０．００１０％未満では表面酸化の抑制効果が不十分である。また、表面酸化抑制効果はＳｂ量が０．０１００％超で飽和する傾向にある。しがたって、Ｓｂ量は０．００１０％以上０．０１００％以下、好ましくは０．００４０％以上０．００８０％以下とする。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
上記した成分が基本組成であるが、本発明では上記した基本組成に加えて、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｔａ中から選ばれる１種以上の元素を含有することができる。
　Ｃｒ：０．０５~０．８０％、Ｖ：０．０１~０．１０％、Ｃｕ：０．０１~０．１０％、Ｎｉ：０．０１~０．１０％、Ｓｎ：０．００１~０．０１０％、Ｍｏ：０．０１~０．５０％、Ｔａ：０．００１~０．０１０％
　Ｃｒ、Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化する目的で添加することができる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｔａは強度に寄与する元素であり、鋼の強化の目的で添加することができる。Ｍｏは鋼の焼入れ強化に有効な元素であり高強度化する目的で添加することができる。それぞれの元素の下限は、所望の効果が得られる最低限の量であり、また、上限は効果が飽和する量である。以上より、添加する場合は、Ｃｒは０．０５％以上０．８０％以下、Ｖは０．０１％以上０．１０％以下、Ｃｕは０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｉは０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｎは０．００１％以上０．０１０％以下、Ｍｏは０．０１％以上０．５０％以下、Ｔａは０．００１％以上０．０１０％以下とする。
　また、めっき性を大きく変化させることなく、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより加工性の向上に有効に寄与するＲＥＭを０．０００１％以上０．１％以下の範囲で含有することもできる。
　次に、本発明の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の組織限定理由について説明する。
　本発明では、鋼の組織として、平均粒径が１５μｍ以下で面積率が６０％以上のフェライト相と、面積率が５~４０％のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成したＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉの中から選ばれる一種以上の酸化物が片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２未満に制御する必要がある。このような組織とすることで打抜き穴加工後の疲労特性が向上する。
　打抜き穴加工後の端面近傍の鋼板表層では、加工により微細な亀裂が生成し、引張疲労試験中に亀裂が進展し、破断に至る。特に、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成した酸化物を起点に発生した亀裂が疲労強度に強く影響を及ぼす。すなわち、内部酸化量が片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２以上となると疲労試験前の打抜き加工で導入された微細な亀裂が繰返し引張疲労試験中に早期に伝播、連結されるため、疲労強度が低下する。このため、本発明では、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成したＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉの中から選ばれる一種以上の酸化物（内部酸化量）を片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２未満に限定する。
　マルテンサイト相の面積率が４０％を超えた場合、または、５％未満の場合は、片面あたりの内部酸化量が０．０６０ｇ／ｍ２未満であっても、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きくなるため、打抜き加工で発生した微細亀裂の伝播が速くなり繰返し引張疲労試験中の疲労強度が低下する。したがって、マルテンサイト相の面積率は５％以上４０％以下とする。
　さらに、フェライト相の平均粒径および面積率の制御も重要である。フェライト相の平均粒径を１５μｍ以下、面積率を６０％以上とし、フェライト相とマルテンサイト相の組織を均一化させることで引張疲労試験において打抜き穴加工時に発生した微細な亀裂が伝播するのを抑制し、疲労強度が向上する。
なお、面積率が６０％以上のフェライト相と、面積率が５~４０％のマルテンサイト相のほかに、面積率で５％以内であればセメンタイト相、ベイナイト相、パーライト相を含むことができる。
　次に、疲労特性に優れた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。
　上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で鋼素材（スラブ）とする。
　次いで、得られた鋼素材に対し、加熱し圧延して熱延板とする熱間圧延を施す。この時、熱間圧延は、仕上圧延の終了温度をＡｒ３点以上とし、６００℃以下の温度で巻取ることとする。
　仕上圧延の終了温度：Ａｒ３点以上
仕上圧延の終了温度が、Ａｒ３点未満となると、鋼板表層部にフェライト相が生成し、その加工ひずみによるフェライト相の粗大化等により、板厚方向の組織が不均一となり、冷間圧延および連続式溶融亜鉛めっき処理後の組織においてフェライト相の面積率を６０％以上に制御できない。従って、仕上圧延の終了温度はＡｒ３点以上とする。なお、Ａｒ３点は次式（１）から計算できるが、実際に測定した温度を用いてもよい。
Ａｒ３＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］＋０．３５×（ｔ−０．８）・・・（１）
ここで［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を、ｔは板厚（ｍｍ）を表す。なお、含有元素に応じて、補正項を導入してもよく、例えば、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏが含有される場合には、−２０×［Ｃｕ］、−１５×［Ｃｒ］、−５５×［Ｎｉ］、−８０×［Ｍｏ］といった補正項を式（１）の右辺に加えてもよい。
　巻取温度：６００℃以下
巻取温度が６００℃を超えるとパーライト相の面積率が増加し、連続式溶融亜鉛めっき処理後の鋼板において、マルテンサイト相の面積率が４０％超の組織となり、疲労特性が低下する。したがって、巻取温度は６００℃以下とする。なお、熱延板の形状が劣化するため巻取温度は２００℃以上とすることが好ましい。
　次いで、酸洗後、或いはさらに４０％以上の圧下率で冷間圧延を行なう。
酸洗工程では、表面に生成した黒皮スケールを除去する。なお、酸洗条件は特に限定しない。
冷間圧延の圧下率：４０％以上
冷間圧延の圧下率が４０％未満となるとフェライト相の再結晶が進行しにくくなり、連続式溶融亜鉛めっき処理後の組織においてフェライト相とマルテンサイト相が均一に分散しなくなり、打抜き時に発生した打抜き端面の微細な亀裂が進展し、疲労強度が低下する。よって、冷間圧延の圧下率は４０％以上とする。
　次いで、連続式溶融亜鉛めっき処理を行う。この時、７００~９００℃の温度で均熱し、７００℃以上の温度域での雰囲気の露点を−４０℃以下として焼鈍し、１~５０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理する。
均熱温度は、所望のマルテンサイト相の面積率を得るために７００℃以上が必要である。９００℃を超えるとフェライト相の平均粒径が大きくなり所望の特性が得られなくなる。７００℃以上の温度域での雰囲気の露点を−４０℃以下とすることで、連続式溶融亜鉛めっき処理中の焼鈍工程での酸素ポテンシャルが低下し、それに伴い易酸化性元素であるＳｉやＭｎ等の鋼板表層部における活量が低下する。そして、これらの元素の外部酸化および内部酸化が抑制され、その結果、溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成する内部酸化量が低減し、疲労特性が改善されることになる。雰囲気の露点が−４０℃超えでは、内部酸化量が増加する。
雰囲気の露点を−４０℃以下となるように制御するにあたっては、通常の露点は−４０℃より高いので、炉内の水分を吸収剤で吸収除去する等により−４０℃以下の露点とする。
雰囲気の露点の下限は、特に規定しないが、−８０℃未満は効果が飽和し、コスト面で不利になるため、−８０℃以上が望ましい。雰囲気の露点を制御する温度域が７００℃未満の場合は、Ｓｉ、Ｍｎの表面濃化や内部酸化が起こらないため、雰囲気の露点を制御する温度域は７００℃以上とする。上限は特に規定しないが、９００℃を超えると焼鈍炉内のロールの劣化やコスト増大の観点で不利となるため、９００℃以下が好ましい。
焼鈍炉内雰囲気の水素濃度が１ｖｏｌ％未満では還元による活性化効果が得られず耐めっき剥離性が劣化する。上限は特に規定しないが、５０ｖｏｌ％超えではコストアップし、かつ効果が飽和する。よって、水素濃度は１ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下が好ましい。なお、焼鈍炉内の気体成分は、水素以外には窒素と不可避不純物気体からなる。本発明効果を損するものでなければ他の気体成分を含有してもよい。
前記の条件にて焼鈍したのち、１~５０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下に冷却する。これはパーライトを生成させず、かつ微細なフェライトを析出させるためである。平均冷却速度が１℃／秒未満ではパーライトが生成したりフェライト粒径が大きくなる。平均冷却速度が５０℃／秒を超えるとマルテンサイトの面積率が４０％を超える。また、上記平均冷却速度で冷却する温度を６００℃以下とするのは、６００℃を超える温度ではパーライト相の面積率が増加し、疲労特性が低下するためである。このため、１~５０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下に冷却する。次いで、溶融亜鉛めっき処理する。
　次いで、あるいはさらに亜鉛めっきの合金化処理を施した後、室温まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理に引き続き合金化処理を行うときは、溶融亜鉛めっき処理をしたのち、例えば、４５０℃以上６００℃以下に鋼板を加熱して合金化処理を施し、めっき層のＦｅ含有量が７~１５％になるように行うのが好ましい。７％未満では合金化ムラが発生したりフレーキング性が劣化する。一方、１５％超えでは耐めっき剥離性が劣化する。本発明の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は上記の方法で製造されるので、下記のように亜鉛めっき層直下の下地鋼板表層部の構造に特徴を有する。
亜鉛めっき層の直下の、下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部では、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２未満に抑制される。また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０~１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有することが好ましい。２０ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、１２０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。さらに、本発明において、得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に化成処理などの各種表面処理を施しても本発明の効果を損なうものではない。
　以下、本発明を、実施例に基いて具体的に説明する。
表１に示す成分組成を有する鋼素材（スラブ）を出発素材とした。これら鋼素材を、表２、表３に示す加熱温度に加熱した後、表２、表３に示す条件にて、熱間圧延し、酸洗した後、次いで冷間圧延、連続式溶融亜鉛めっき処理を施した。一部の鋼板については、冷間圧延を施さなかった。次いで、一部を除いて、連続式溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した。
なお、連続式溶融亜鉛めっき処理設備では、表２、表３に示す通り、均熱温度と７００℃以上の温度域の露点を制御して通板して焼鈍したのち、１~５０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下に冷却し、次いで、４６０℃のＡｌ含有Ｚｎ浴にて溶融亜鉛めっき処理を施した。上記７００℃以上の領域以外の焼鈍炉内雰囲気の露点は−３５℃を基本とした。
また、雰囲気の気体成分は窒素と水素および不可避不純物気体からなり、−４０℃以下の露点は雰囲気中の水分を吸収除去して制御した。雰囲気中の水素濃度は１０ｖｏｌ％を基本とした。
ＧＡは０．１４質量％Ａｌ含有Ｚｎ浴を、ＧＩは０．１８質量％Ａｌ含有Ｚｎ浴を用いた。付着量はガスワイピングにより調節し、ＧＡは合金化処理した。
　以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡおよびＧＩ）に対して、内部酸化量、組織観察、引張特性、疲労特性について、評価した。測定方法を下記に示す。
　（１）内部酸化量
内部酸化量は、「インパルス炉溶融−赤外線吸収法」により測定した。ただし、素材（すなわち連続式溶融亜鉛めっき処理を施す前の高強度鋼板）に含まれる酸素量を差し引く必要があるので、本発明では、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の両面の表層部をそれぞれ１００μｍ研磨して鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量ＯＨとし、また、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を内部酸化後の酸素量ＯＩとした。このようにして得られた高強度鋼板の内部酸化後の酸素量ＯＩと、素材に含まれる酸素量ＯＨとを用いて、ＯＩとＯＨの差（＝ＯＩ−ＯＨ）を算出し、さらに片面単位面積（すなわち１ｍ２）当たりの量に換算した値（ｇ／ｍ２）を内部酸化量とした。また、酸化物組成については、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に取り付けたエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）を用いて、めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍまでの鋼板表層部を１視野あたり３０００倍の視野で観察し、酸化物組成を同定した。これを３０視野行ない、検出された元素を観察サンプルの酸化物組成とした。
　（２）組織観察
金属組織の評価は圧延方向平行断面の板厚１／４位置を研磨・ナイタール腐食後、断面３箇所、各箇所で１０００倍の倍率で１０視野（合計３０視野）にわたり走査型電子顕微鏡で観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト“Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により測定した。すなわち、画像解析でフェライト相、パーライト相、セメンタイト相、マルテンサイト相、ベイナイト相を分別して、フェライト相の平均粒径、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率を求めた。フェライト相の平均粒径は、フェライト粒の面積を画像処理により求め、各々の視野における面積円相当径を算出し、それらの値を平均（３０視野）して求めた。具体的には、ＳＥＭ画像を解析ソフトにデジタルデータ取り込みし、２値化して、面積円相当径を求めた。フェライト相の面積率およびマルテンサイト相の面積率は、各々の相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野ごとに各々の相の面積率を求めた。これらの値を平均（３０視野）して各々の面積率とした。
　（３）引張試験
得られた鋼板から、圧延方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して引張試験を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度を求めた。同様の試験を各試料につき２回実施して、平均値を求め、その試料の引張強度とした。
　（４）引張疲労試験
得られた鋼板から打抜き穴加工後の疲労特性を評価するため、疲労試験用の試験板（大きさ：５０ｍｍ×２６０ｍｍ）を採取し、４５ｍｍ×２５０ｍｍ、平行部巾：３０ｍｍ、Ｒ：１００ｍｍの引張疲労試験片を作製し、試験片の中心に１０ｍｍφの穴をクリアランス１０％で打抜き加工した。その後、（株）島津製作所製サーボパルサーで応力比０．１、繰返しサイクル数２０Ｈｚ、最大応力一定で引張疲労試験を繰返し回数２×１０６まで実施した。同様の試験を３回実施して、平均の疲労強度を求めた。
　以上により得られた結果を条件と併せて表２、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２、表３より、平均粒径が１５μｍ以下で面積率が６０％以上のフェライト相と面積率が５~４０％のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成したＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２未満である本発明の範囲内である本発明例では、引張疲労試験での疲労強度が高い。
一方、比較例では、引張疲労試験における疲労強度が低い、もしくは引張強度が低い。特に、成分組成が適切でない比較例からは、フェライト相の平均粒径、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率および内部酸化量を適正化しても引張疲労試験での疲労強度は改善されないことがわかる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、疲労特性に優れ、自動車の車体そのものを軽量化かつ高強度化するための表面処理鋼板として利用することができる。

Claims (5)

  1. 　成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１５％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．０~２．５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１０~０．１００％、Ｎｂ：０．０１０~０．１００％、Ｓｂ：０．００１０~０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　組織として、平均粒径が１５μｍ以下で面積率が６０％以上のフェライト相と、面積率が５~４０％のマルテンサイト相を有し、
    　亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向１００μｍ以内の鋼板表層部に生成したＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり０．０６０ｇ／ｍ２未満であることを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　成分組成として、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０５~０．８０％、Ｖ：０．０１~０．１０％、Ｃｕ：０．０１~０．１０％、Ｎｉ：０．０１~０．１０％、Ｓｎ：０．００１~０．０１０％、Ｍｏ：０．０１~０．５０％、Ｔａ：０．００１~０．０１０％の中から選ばれる１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ａｒ３点以上の温度で仕上げ圧延し、６００℃以下の温度で巻取り、酸洗後、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、
    　前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、７００~９００℃の温度で均熱し、７００℃以上の温度域での雰囲気の露点を−４０℃以下として焼鈍し、１~５０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  4. 　請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ａｒ３点以上の温度で仕上げ圧延し、６００℃以下の温度で巻取り、酸洗後、４０％以上の圧下率で冷間圧延し、次いで、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、
    　前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、７００~９００℃の温度で均熱し、７００℃以上の温度域での雰囲気の露点を−４０℃以下として焼鈍し、１~５０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 　前記溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項３または４に記載の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013114850A1 (ja) * 2012-01-31 2013-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN104204240A (zh) * 2012-04-06 2014-12-10 杰富意钢铁株式会社 连续式熔融镀锌设备
WO2017169869A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5870861B2 (ja) * 2012-06-26 2016-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101639914B1 (ko) * 2014-12-23 2016-07-15 주식회사 포스코 인산염처리성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP6164280B2 (ja) * 2015-12-22 2017-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 表面外観および曲げ性に優れるＭｎ含有合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US11473180B2 (en) 2016-01-27 2022-10-18 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio high-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
JP6249113B2 (ja) * 2016-01-27 2017-12-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN108884533B (zh) 2016-03-31 2021-03-30 杰富意钢铁株式会社 薄钢板和镀覆钢板及其制造方法以及热轧钢板、冷轧全硬钢板、热处理板的制造方法
KR102157430B1 (ko) * 2016-03-31 2020-09-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
JP6292353B2 (ja) 2016-03-31 2018-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板及びめっき鋼板、並びに薄鋼板の製造方法及びめっき鋼板の製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0978214A (ja) * 1995-09-08 1997-03-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 皮膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JPH11199973A (ja) 1998-01-19 1999-07-27 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH11279690A (ja) 1998-03-31 1999-10-12 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2004211138A (ja) * 2002-12-27 2004-07-29 Jfe Steel Kk 超微細粒組織を有し疲労特性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP2004315902A (ja) 2003-04-16 2004-11-11 Nippon Steel Corp 打ち抜き端面の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2007092126A (ja) * 2005-09-29 2007-04-12 Jfe Steel Kk 曲げ剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2009084795A1 (en) * 2007-12-28 2009-07-09 Posco High strength thin steel sheet excelling in weldability and process for producing the same

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2343393B2 (en) * 2002-03-01 2017-03-01 JFE Steel Corporation Surface treated steel plate and method for production thereof
JP4313983B2 (ja) * 2002-04-18 2009-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性および準高温域での転動疲労寿命に優れる肌焼き軸受け用鋼
JP4964494B2 (ja) * 2006-05-09 2012-06-27 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP4134203B2 (ja) * 2006-06-09 2008-08-20 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた高清浄度ばね用鋼および高清浄度ばね
KR20080060981A (ko) * 2006-12-27 2008-07-02 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법
KR100957981B1 (ko) * 2007-12-20 2010-05-19 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융도금 강판 및 그제조방법
JP5740847B2 (ja) * 2009-06-26 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5786317B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 材質安定性と加工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
JP5786318B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性と穴拡げ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

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0978214A (ja) * 1995-09-08 1997-03-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 皮膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JPH11199973A (ja) 1998-01-19 1999-07-27 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH11279690A (ja) 1998-03-31 1999-10-12 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2004211138A (ja) * 2002-12-27 2004-07-29 Jfe Steel Kk 超微細粒組織を有し疲労特性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP2004315902A (ja) 2003-04-16 2004-11-11 Nippon Steel Corp 打ち抜き端面の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2007092126A (ja) * 2005-09-29 2007-04-12 Jfe Steel Kk 曲げ剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2009084795A1 (en) * 2007-12-28 2009-07-09 Posco High strength thin steel sheet excelling in weldability and process for producing the same

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013114850A1 (ja) * 2012-01-31 2013-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013177673A (ja) * 2012-01-31 2013-09-09 Jfe Steel Corp 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US9322091B2 (en) 2012-01-31 2016-04-26 Jfe Steel Corporation Galvanized steel sheet
CN104204240A (zh) * 2012-04-06 2014-12-10 杰富意钢铁株式会社 连续式熔融镀锌设备
US9713823B2 (en) 2012-04-06 2017-07-25 Jfe Steel Corporation Continuous galvanizing line having an annealing furnace
WO2017169869A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP6278162B1 (ja) * 2016-03-31 2018-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
US11254995B2 (en) 2016-03-31 2022-02-22 Jfe Steel Corporation Steel sheet, coated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing full hard cold-rolled steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet

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