WO2020203943A1 - 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a galvanized steel sheet used for automobile parts and the like and a method for manufacturing the same.
- the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-072087 filed in Japan on April 4, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
- TRIP-type steel sheet utilizing the transformation-induced plasticity (TRIP) phenomenon of retained austenite has been proposed (for example, Patent Document 1 and Patent Document 2).
- High-strength steel sheets for automobiles are required to have corrosion resistance depending on the parts to which they are applied.
- hot-dip galvanized steel sheets or alloyed hot-dip galvanized steel sheets are applied as steel sheets for automobiles.
- Si is added to improve ductility, there is a problem that non-plating is likely to occur during hot-dip galvanizing due to the concentration of Si on the surface of the steel sheet and oxidation.
- Patent Documents 3 and 4 a high-strength steel sheet containing Si is pre-plated with Ni, and the surface layer is processed to activate it, thereby improving the wettability of the plating and reducing the alloying temperature.
- a method for producing a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet is disclosed. This method of performing Ni pre-plating is a new hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet in that plating can be applied to the cold-rolled steel sheet whose material has already been made by the cold-rolling-annealing process. It is expected as a method of applying plating in.
- Patent Document 5 discloses a technique for producing a TRIP type high-strength hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet by utilizing the technique of Ni pre-plating.
- Patent Document 5 describes TRIP having a ductility equivalent to that of a cold-rolled steel sheet of TRIP steel manufactured by a normal cold-rolling-annealing process by controlling the steel composition, microstructure, annealing conditions, alloyed hot-dip galvanizing conditions, and the like. It is intended to provide an alloyed hot dip galvanized cold rolled steel sheet of a mold.
- the present invention is intended to solve the above problems, and an object of the present invention is to provide a galvanized steel sheet having excellent strength and excellent workability and fatigue characteristics, and a method for producing the same. Another object of the present invention is to provide a galvanized steel sheet having the above-mentioned various properties and further excellent in galvanized appearance and adhesion, which is a characteristic required for a general galvanized steel sheet, and a method for producing the same. And. More specifically, according to the present invention, in producing a galvanized steel sheet to which Ni pre-plating is applied using a hot-rolled steel sheet as a base plate, high-strength galvanized steel sheet having excellent workability, fatigue characteristics, plating appearance and adhesion is obtained. An object of the present invention is to provide a steel sheet and a method for producing the same.
- the present inventors performed melting, hot rolling, hot-dip galvanizing and alloying hot-dip galvanizing of various steels having different C content, Si content and Mn content in a laboratory to obtain desired strength. , Workability (ductility and hole expandability), fatigue characteristics, plating appearance and various methods for obtaining adhesion were investigated. As a result, the present inventors reduce the amount of martensite and ferrite and set ⁇ Hv, which is the difference between the maximum value and the minimum value of Vickers hardness, to Hv50 or less in the cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. As a result, it was found that the fatigue characteristics can be improved without deteriorating the strength, workability, plating appearance and adhesion of the galvanized steel sheet.
- the present inventors specify the chemical composition of the galvanized steel sheet, perform temper rolling with an elongation rate of 0.7% or more, grind and remove the surface layer of the steel sheet by 2.0 ⁇ m or more, and then Ni It has been found that it can be produced by pre-plating and cooling to a temperature range of 400 ° C. or lower at an average cooling rate of 15 ° C./sec or higher after hot-dip galvanizing or alloying treatment. It should be noted that excellent plating appearance means that no non-plating is observed on the surface of the galvanized steel sheet, and excellent adhesion means excellent adhesion between the steel sheet and the galvanized layer.
- the galvanized steel sheet according to one aspect of the present invention is a galvanized steel sheet having a steel sheet and a galvanized layer arranged on the steel sheet.
- the steel sheet has a chemical composition of mass%.
- the rest consists of Fe and impurities
- the metallographic structure of the steel sheet has a total volume fraction of 70% or more of tempered martensite and bainite, 8% or more of retained austenite, 0 to 10% of fresh martensite, and 0 to 10% of ferrite.
- the galvanized steel sheet according to another aspect of the present invention is a galvanized steel sheet having a steel sheet and a galvanized layer arranged on the steel sheet.
- the steel sheet has a chemical composition of mass%.
- the rest consists of Fe and impurities
- the metallographic structure of the steel sheet has a total volume fraction of 70% or more of tempered martensite and bainite, 8% or more of retained austenite, 0 to 10% of fresh martensite, and 0 to 10% of ferrite.
- ⁇ Hv Consisting of In the cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, ⁇ Hv, which is the difference between the maximum value and the minimum value of Vickers hardness, is Hv50 or less, and the galvanized layer has 7.0 to 15.0% by mass of Fe and 0. .Containing 5 to 2.0 g / m 2 of Ni, The tensile strength is 980 MPa or more.
- the galvanized steel sheet according to the above [1] or [2] is When the chemical composition of the steel sheet is mass%, Ti: 0.005 to 0.30%, Nb: 0.005 to 0.30%, V: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.05-3.0%, Mo: 0.05-3.0%, Ni: 0.05-5.0%, Cu: 0.1-3.0%, B: 0.0003 to 0.0100%, Ca: 0.0010-0.0100%, Mg: 0.0005-0.0100%, It may contain one or more of Zr: 0.0010 to 0.0500% and REM: 0.0010 to 0.0500%.
- the method for producing a galvanized steel sheet according to another aspect of the present invention is the method for producing a galvanized steel sheet according to the above [1].
- the slab having the chemical composition described in the above [1] is directly hot-rolled so that the finish-rolling completion temperature is Ar 3 points or more, or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher to complete the finish-rolling.
- the process of obtaining a hot-rolled steel sheet by hot rolling so that the temperature is Ar 3 points or more and A step of cooling the hot-rolled steel sheet from the finish rolling completion temperature to a temperature range of 600 ° C. or lower at an average cooling rate of 50 ° C./sec or more and winding it in a temperature range of 300 to 500 ° C.
- the method for producing a galvanized steel sheet according to another aspect of the present invention is the method for producing a galvanized steel sheet according to the above [2].
- the slab having the chemical composition described in the above [2] is directly hot-rolled so that the finish rolling completion temperature becomes Ar 3 points or more, or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher to complete the finish rolling.
- the process of obtaining a hot-rolled steel sheet by hot rolling so that the temperature is Ar 3 points or more and A step of cooling the hot-rolled steel sheet from the finish rolling completion temperature to a temperature range of 600 ° C. or lower at an average cooling rate of 50 ° C./sec or more and winding it in a temperature range of 300 to 500 ° C.
- the step of obtaining a galvanized steel sheet by cooling the hot-rolled steel sheet after the alloying treatment to a temperature range of 400 ° C. or lower at an average cooling rate of 15 ° C./sec or more is included.
- a hot-dip galvanized steel sheet manufactured by immersing a steel sheet in a hot-dip galvanized bath and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet manufactured by subjecting the hot-dip galvanized steel sheet to an alloying treatment are used. Collectively, it is described as a galvanized steel sheet. Further, the hot-dip galvanized layer and the alloyed hot-dip galvanized layer are collectively referred to as a zinc-plated layer.
- the galvanized steel sheet according to the present embodiment includes a steel sheet and a galvanized layer arranged on the steel sheet.
- the lower limit value and the upper limit value are included in the numerical limitation range described below with “ ⁇ ” in between. Numerical values that indicate "less than” or “greater than” do not fall within the numerical range. In addition,% about chemical composition shows mass%.
- the steel plate according to this embodiment has a chemical composition of mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 1.7 to 3.0%, P. : 0.020% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.005 to 1.00%, N: 0.0010 to 0.0500%, Ti: 0 to 0.30%, Nb: 0 to 0.30%, V: 0 to 0.50%, Cr: 0 to 3.0%, Mo: 0 to 3.0%, Ni: 0 to 5.0%, Cu: 0 to 3.0%, B: 0 to 0.0100%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0500% and REM: 0 to 0.0500%, and the balance is It consists of Fe and impurities.
- each element will be described.
- C 0.05 to 0.30%
- C is an element that stabilizes retained austenite, which increases the strength of steel and improves ductility. If the C content is less than 0.05%, a tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained, so the C content is set to 0.05% or more. Preferably, it is 0.10% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.30%, the ductility, weldability and toughness of the galvanized steel sheet are significantly deteriorated. Therefore, the C content is set to 0.30% or less. Preferably, it is 0.27% or less.
- Si 0.5-3.0%
- Si is an element useful for increasing the strength of steel sheets by solid solution strengthening. Further, since Si suppresses the formation of cementite, it has an effect of promoting the concentration of C in austenite during bainite transformation, and is an essential element for forming retained austenite after hot spreading. If the Si content is less than 0.5%, the above effect cannot be sufficiently obtained, so the Si content is set to 0.5% or more. Preferably, it is 1.0% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 3.0%, the scale peelability and chemical conversion treatment property caused by hot rolling are significantly deteriorated. Therefore, the Si content is set to 3.0% or less. Preferably, it is 2.7% or less.
- Mn 1.7-3.0%
- Mn is an element effective for enhancing hardenability. If the Mn content is less than 1.7%, the effect of enhancing hardenability cannot be sufficiently obtained, and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.7% or more. Preferably, it is 2.0% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, the toughness of the galvanized steel sheet deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 3.0% or less. Preferably, it is 2.6% or less.
- P 0.020% or less
- P is an impurity element that segregates at the grain boundaries to reduce the grain boundary strength and deteriorate the toughness of the galvanized steel sheet, so it is desirable to reduce it as much as possible.
- the P content is limited to 0.020% or less in consideration of the current refining technology and manufacturing cost. Since the refining cost increases when the P content is excessively reduced, the P content may be 0.002% or more.
- S 0.010% or less S is an impurity element that deteriorates hot workability and toughness, and it is desirable to reduce it as much as possible.
- the S content is limited to 0.010% or less in consideration of the current refining technology and manufacturing cost. Since the refining cost increases when the S content is excessively reduced, the S content may be 0.001% or more.
- Al 0.005 to 1.00%
- Al is an element used as an antacid. Further, Al has an effect of forming AlN in the steel and suppressing coarsening of crystal grains. If the Al content is less than 0.005%, the above effect is not exhibited, so the Al content is set to 0.005% or more. Preferably, it is 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 1.00%, the toughness of the galvanized steel sheet deteriorates, so the Al content is set to 1.00% or less. The Al content is preferably 0.85% or less.
- N 0.0010-0.0500% N has the effect of forming nitrides in the steel and suppressing grain coarsening. Since the above effect is not exhibited when the N content is less than 0.0010%, the N content is set to 0.0010% or more, while when the N content exceeds 0.0500%, the toughness of the galvanized steel sheet deteriorates. Therefore, the N content is 0.0500% or less.
- the N content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
- the rest of the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment consists of Fe and impurities.
- the impurity means an impurity that is allowed within a range that does not adversely affect the galvanized steel sheet according to the present embodiment.
- the steel sheet according to the present embodiment replaces a part of Fe, and is Ti, Nb, V, Cr, Mo, Ni, Cu, B, Ca, Mg, Zr, depending on the desired strength level and other desired properties.
- one or more of REM may be contained.
- the galvanized steel sheet according to the present embodiment can solve the problem even if it does not contain the following elements, the lower limit of the content when the following elements are not contained is 0%.
- Ti 0 to 0.30%
- Ti is an element that forms TiN in steel and is an element that is effective in suppressing coarsening of crystal grains.
- TiN may become coarse and the toughness of the galvanized steel sheet may deteriorate. Therefore, the Ti content is preferably 0.30% or less.
- Nb 0 to 0.30%
- Nb is an element that forms fine carbonitrides in steel, and is an element that is effective in suppressing coarsening of crystal grains.
- Nb 0.005% or more.
- the Nb content is preferably 0.30% or less.
- V 0 to 0.50%
- V is an element that forms fine carbonitrides in steel.
- V it is preferable to contain V of 0.01% or more.
- the V content is preferably 0.50% or less.
- Cr 0 to 3.0%
- Mo 0 to 3.0%
- Ni 0 to 5.0%
- Cu 0 to 3.0%
- Cr, Mo, Ni and Cu are elements effective for improving the ductility and toughness of galvanized steel sheets.
- the content of even one of Cr, Mo and Ni is 0.05% or more
- the Cu content is 0. It is preferably 1% or more.
- the Cr content, Mo content or Cu content exceeds 3.0%, or when the Ni content exceeds 5.0%, the strength of the galvanized steel sheet increases too much and the toughness is impaired. There is. Therefore, it is preferable that the Cr content, the Mo content, and the Cu content are each 3.0% or less, and the Ni content is 5.0% or less.
- B 0 to 0.0100%
- B is an element that segregates at the grain boundaries and suppresses the segregation of P and S at the grain boundaries.
- B is also an element effective for enhancing hardenability.
- the B content is preferably 0.0100% or less.
- Ca, Mg, Zr and REM are elements that control the sulfide into a preferable form and are effective in suppressing deterioration of hot workability and toughness due to S.
- the content of even one of Ca, Zr and REM is 0.0010% or more, and the Mg content is 0. It is preferably 0005% or more.
- the Ca content and the Mg content should be 0.0100% or less, and the Zr content and the REM content should be 0.0500% or less, respectively. Is preferable.
- the REM rare earth refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoids, and the REM content refers to the total content of these elements.
- the chemical composition of the steel sheet described above may be measured by a general analysis method.
- ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum
- C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
- N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
- the metallographic structure of the steel sheet according to the present embodiment has a total volume fraction of 70% or more of tempered martensite and bainite, 8% or more of retained austenite, 0 to 10% of fresh martensite, and 0 to 0 to It consists of 10% ferrite.
- Tempered martensite and bainite are metal structures that are effective for ensuring the strength of galvanized steel sheets and also for hole expansion. It is also a metallic structure useful for controlling the stability of retained austenite and the volume fraction of retained austenite.
- the total volume fraction of tempered martensite and bainite is set to 70% or more. It is preferably 80% or more.
- the upper limit of the volume fraction of tempered martensite and bainite may be 92% or less or 90% or less from the viewpoint of ensuring ductility.
- Tempering martensite is martensite softened by tempering.
- This structure is a structure in which martensite generated during cooling after hot rolling or during cooling after winding is tempered during immersion in a galvanized bath or during alloying.
- tempered martensite is defined by Equation 1 described later.
- Residual austenite 8% or more Residual austenite is a structure that enhances ductility, especially uniform elongation, by transformation-induced plasticity (TRIP).
- the volume fraction of retained austenite is 8% or more in order to obtain the desired ductility and hole expandability.
- the retained austenite is transformed into martensite by processing and contributes to the improvement of the strength of the galvanized steel sheet.
- the upper limit of the volume fraction of retained austenite may be 20% from the viewpoint of the stability of retained austenite.
- Fresh martensite 0-10% Fresh martensite is a structure that is quite hard and is very advantageous for ensuring strength, but if it is present in excess, it deteriorates the hole expandability of galvanized steel sheets. Therefore, the volume fraction of fresh martensite is set to 10% or less. When the workability of the galvanized steel sheet is further improved, the volume fraction of fresh martensite is preferably 3% or less. Since the galvanized steel sheet according to the present embodiment can solve the problem even when fresh martensite is not contained, the volume fraction of fresh martensite may be 0%. The lower limit of the volume fraction of fresh martensite may be 1% from the viewpoint of ensuring strength.
- the fresh martensite is martensite that has a high C concentration and is not tempered, or martensite that has a small amount of tempering.
- cementite is precipitated in retained austenite during immersion in a hot-dip galvanizing bath or during alloying, and the C concentration in retained austenite excluding cementite is lowered, and martensite is formed in the final cooling. It is an organization that has become. Specifically, fresh martensite is defined by Equation 2 described later.
- the volume fraction of ferrite is set to 10% or less. Since the galvanized steel sheet according to the present embodiment can solve the problem even when ferrite is not contained, the volume fraction of ferrite may be 0%. The lower limit of the volume fraction of ferrite may be 1% from the viewpoint of ensuring ductility.
- a method for measuring the volume fraction of the metal structure will be described.
- a sample is taken from the central portion of the galvanized steel sheet in the plate width direction so that the cross section perpendicular to the plate width direction becomes the observation surface.
- the area fraction of martensite (tempered martensite and fresh martensite), bainite, and ferrite is such that the structure at the depth of 1/4 of the plate thickness of the observation surface (cross section in the rolling direction) is subjected to repeller etching or nightal etching.
- Observe with an optical microscope or SEM determine each phase, and measure the area fraction of each phase using an image analyzer or the like.
- the surface integral of each phase obtained is used as the volume fraction.
- Tempered martensite and fresh martensite are distinguished by the Vickers hardness (Hv) and C concentration (mass%) of martensite.
- HvM Vickers hardness
- For the Vickers hardness (HvM) of martensite measure the Vickers hardness at three points in the martensite grain with a test force of 5 gf in accordance with JIS Z 2244: 2009, and calculate the average value of the Vickers hardness. Get in. Next, the C concentration (CM) of the martensite is measured.
- the concentration including the C concentration of cementite is defined as the C concentration of the martensite.
- C concentration (CM) of martensite the C concentration was measured at a pitch of 0.5 ⁇ m or less using the electron probe microanalyzer (EPMA) attached to the FE-SEM, and the average value of the obtained C concentration was calculated. Get by doing. From the Vickers hardness (HvM) and C concentration (CM) of the obtained martensite, tempered martensite and fresh martensite are distinguished. Specifically, when the obtained HvM and CM satisfy the following formula 1, it is determined to be tempered martensite. Further, when the obtained CM is 0.8% by mass or more and HvM and CM satisfy the following formula 2, it is determined to be fresh martensite.
- martensite that does not satisfy both the following formulas 1 and 2 may be present, but the volume fraction is less than 0.1%. Since it does not affect the characteristics of the galvanized steel sheet according to the present embodiment, it can be ignored.
- the value (-982.1 x CM 2 + 1676 x CM + 189) in which the C concentration (CM) of martensite is substituted into the denominator on the left side of the above formulas 1 and 2 represents the original hardness of martensite at that C concentration. It is a calculated value.
- the tempered martensite contained in the metal structure of the steel plate according to the present embodiment has a lower hardness than the original martensite due to cementite precipitation in the martensite grains due to tempering.
- the fresh martensite contained in the steel sheet according to the present embodiment is not tempered and has a hardness close to the original hardness of martensite. Therefore, in the present embodiment, tempered martensite and fresh martensite are distinguished by obtaining the ratio between the original hardness of martensite and the hardness of martensite actually obtained by measurement.
- the volume fraction of retained austenite is measured by the following method.
- a sample is taken from the center of the galvanized steel sheet in the plate width direction so that the cross section parallel to the plate surface becomes the observation surface.
- the surface of the sample is ground to a depth of 1/4, then chemically polished, and then subjected to X-ray diffraction using a Mo tube.
- the diffraction intensity of ferrite (200) is I ⁇ (200).
- the body integration rate of retained austenite is obtained from the intensity ratio of the diffraction intensity I ⁇ (211) of ferrite (211), the diffraction intensity I ⁇ (220) of (200) of austenite, and the diffraction intensity I ⁇ (311) of (311). .
- V ⁇ in the following formula indicates the volume fraction of retained austenite.
- V ⁇ 0.25 ⁇ ⁇ I ⁇ (220) / (1.35 ⁇ I ⁇ (200) + I ⁇ (220)) + I ⁇ (220) / (0.69 ⁇ I ⁇ (211) + I ⁇ (220)) + I ⁇ (311) / (1.5 x I ⁇ (200) + I ⁇ (311)) + I ⁇ (311) / (0.69 x I ⁇ (211) + I ⁇ (311)) ⁇
- ⁇ Hv: Hv50 or less which is the difference between the maximum value and the minimum value of Vickers hardness
- the steel sheet according to the present embodiment has a cross section perpendicular to the rolling direction, and has a maximum value (Hv max ) and a minimum value (Hv min ) of Vickers hardness. ), ⁇ Hv (Hv max ⁇ Hv min ) is Hv50 or less.
- ⁇ Hv exceeds Hv50 stress is concentrated at the boundary between the soft part having low Vickers hardness and the hard part having high Vickers hardness when an external force is applied, and the generation and growth of cracks are promoted. Poor hole expandability and fatigue characteristics.
- ⁇ Hv which is the difference between the maximum value and the minimum value of Vickers hardness, is measured by the following method.
- a test piece is collected from the central portion of the galvanized steel sheet in the plate width direction so that the cross section perpendicular to the rolling direction is the measurement surface.
- the obtained test piece is subjected to a Vickers hardness test with a test force of 5 gf in accordance with JIS Z 2244: 2009 after dissolving and removing only the galvanized layer with a 5% HCl aqueous solution containing an inhibitor.
- the Vickers hardness is measured at a pitch of 0.05 mm from the surface of the steel plate to the position of 1/2 depth of the steel plate for the cross section perpendicular to the rolling direction.
- Hv max is obtained by calculating the average value of the maximum values of Vickers hardness of each test piece.
- Hv min is obtained by calculating the average value of the minimum values of the Vickers hardness of each test piece. By subtracting Hv min from the obtained Hv max , ⁇ Hv (Hv max ⁇ Hv min ) is obtained.
- the galvanized layer according to the present embodiment contains Fe in an amount of less than 7.0% by mass and Ni in an amount of 0.5 to 2.0 g / m 2 .
- the galvanized layer according to another embodiment contains 7.0 to 15.0% by mass of Fe and 0.5 to 2.0 g / m 2 of Ni.
- the Fe content in the galvanized layer differs between the case where the alloying treatment is not performed and the case where the alloying treatment is performed.
- Fe content less than 7.0% by mass or 7.0 to 15.0% by mass
- alloying treatment By subjecting the galvanized steel sheet to an alloying treatment, spot weldability and coatability can be further improved. Specifically, by immersing the steel sheet in a hot-dip galvanizing bath and then performing an alloying treatment, Fe is incorporated into the galvanized layer, and the Fe concentration in the galvanized layer becomes 7.0% by mass or more. An alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent spot weldability and coatability can be obtained.
- the range of the Fe content in the galvanized layer when the alloying treatment is performed is set to 7.0 to 15.0% by mass. Preferably, it is 8.0% by mass or more, or 14.0% by mass or less.
- the Fe content in the galvanized layer will be less than 7.0% by mass. Even if the Fe content in the galvanized layer is less than 7.0% by mass, the galvanized steel sheet is excellent in corrosion resistance, moldability and hole expansion property. It is preferably 5.5% or less.
- the lower limit of the Fe content in the galvanized layer when the alloying treatment is not performed is not particularly limited, but the lower limit may be 1.0% by mass in actual operation.
- Ni content 0.5-2.0 g / m 2
- the galvanized layer according to this embodiment needs to contain 0.5 to 2.0 g / m 2 of Ni. If the Ni content in the galvanized layer is less than 0.5 g / m 2 or more than 2.0 g / m 2 , good adhesion cannot be obtained.
- the Ni content in the galvanized layer is preferably 1.2 g / m 2 or less.
- Al content 0.1-1.0% by mass Since Al is added to the galvanized bath to control the alloying reaction in the galvanized bath, a small amount of Al is contained in the galvanized layer. If the Al content in the galvanized layer is less than 0.1% by mass or more than 1.0% by mass, the alloying reaction in the galvanized bath cannot be controlled, and the zinc-plated layer is properly alloyed. It may not be possible. Therefore, the Al content in the galvanized layer is preferably 0.1 to 1.0% by mass. The Al content in the galvanized layer is more preferably 0.2% by mass or more.
- the content of Fe and Al in the above-mentioned galvanized layer only the galvanized layer was dissolved and removed with a 5% HCl aqueous solution to which an inhibitor was added, and the content of Fe and Al in the solution (% by mass) was obtained by ICP. Obtained by measuring.
- the Ni content (g / m 2 ) in the galvanized layer the Ni content (mass%) in the galvanized layer was measured in the same manner as above, and the Ni content (mass) in the galvanized layer was measured. %) And the amount of galvanized adhesion (g / m 2 ) can be calculated.
- the amount of the zinc plating layer according to the present embodiment is not particularly limited, but from the viewpoint of corrosion resistance, the amount of adhesion on one side is preferably 5 g / m 2 or more.
- the galvanized steel sheet according to the present embodiment may be subjected to upper layer plating for the purpose of further improving coatability and weldability, and various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment and welding may be performed. It does not deviate from the present invention even if the property improving treatment or the like is applied.
- the slab obtained by casting is directly hot-rolled so that the finish rolling completion temperature becomes Ar 3 points or more.
- the slab obtained by casting is once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher, and hot rolling is performed so that the finish rolling completion temperature is Ar 3 points or higher.
- the heating temperature is set to 1100 ° C or higher.
- the upper limit of the heating temperature may be 1300 ° C. or lower from the viewpoint of suppressing scale formation.
- the finish rolling completion temperature is set to Ar 3 points or more in order to suppress the formation of ferrite.
- the three Ar points can be obtained by measuring the thermal expansion curve of the steel sheet during heating and cooling with a general-purpose transformation measuring device. Further, the finish rolling completion temperature means the surface temperature of the steel sheet immediately after the finish rolling is completed.
- the average cooling rate from the finish rolling completion temperature to the temperature range of 600 ° C or lower is set to 50 ° C./sec or more.
- the upper limit is not particularly limited, but may be 500 ° C./sec or less, 200 ° C./sec or less, or 100 ° C./sec or less from the viewpoint of increasing the cost of the cooling equipment.
- the winding temperature after hot rolling exceeds 500 ° C, the hot-rolled sheet structure becomes a structure containing coarse ferrite pearlite, and the metal structure of the final steel sheet obtained after hot-dip galvanizing or alloying treatment is inhomogeneous. The structure is not good, and good hole expansion is not obtained in the galvanized steel sheet. Therefore, the winding temperature is set to 500 ° C. or lower. Preferably, the take-up temperature is 450 ° C. or lower. On the other hand, if the winding temperature is less than 300 ° C., the bainite transformation does not proceed sufficiently, the concentration of C in austenite becomes insufficient, and a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained after cooling. Therefore, the winding temperature is set to 300 ° C. or higher. Preferably, the take-up temperature is 350 ° C. or higher.
- temper rolling with an elongation rate of 0.7% or more is performed for the purpose of correcting the shape of the steel sheet, preventing elongation at the yield point, and homogenizing the hardness distribution in the plate thickness direction. If the elongation rate is less than 0.7%, the above effect cannot be sufficiently obtained, so the elongation rate is set to 0.7% or more. If the elongation rate exceeds 3.0%, the yield ratio is significantly increased and the elongation is deteriorated. Therefore, the elongation rate is preferably 3.0% or less, more preferably 2.0% or less.
- the elongation rate during temper rolling can be obtained from, for example, the difference between the rotation speed of the inlet payoff reel and the rotation speed of the outlet tension reel.
- pickling may be performed after hot rolling or after temper rolling in order to remove the scale generated during hot rolling.
- the surface layer of the steel sheet is ground and removed by 2.0 ⁇ m or more, and then Ni pre-plating is performed.
- Ni pre-plating is performed by grinding and removing the surface layer of the steel sheet by 2.0 ⁇ m or more in addition to temper rolling with an elongation rate of 0.7% or more.
- the metal structure of the final steel sheet obtained after hot dip galvanizing or alloying treatment becomes a homogeneous structure.
- the hardness distribution in the plate thickness direction can be homogenized.
- the alloying of zinc and iron is promoted during the alloying treatment after hot-dip galvanizing, and the heating temperature during the alloying treatment is promoted. Can be lowered. As a result, it is possible to prevent deterioration of the hole expansion property of the galvanized steel sheet due to the decomposition of retained austenite during the alloying treatment to generate cementite.
- the mechanism by which alloying is promoted by performing Ni pre-plating after surface grinding is not clear, but it is thought that the surface of the steel sheet is activated by the effect of strain introduced into the surface layer of the steel sheet by grinding. Be done.
- the Ni pre-plating method may be any of electroplating, dip plating, and spray plating, and the plating adhesion amount is preferably about 1.0 to 4.0 g / m 2 .
- the amount of plating adhered may be 2.0 g / m 2 or less. If the amount of grinding off the surface layer of the steel sheet is less than 2.0 ⁇ m, or if Ni pre-plating is not performed, the alloying promoting effect cannot be obtained. As a result, since the alloying temperature has to be raised, deterioration of the hole expandability cannot be prevented in the galvanized steel sheet as described later.
- the amount of grinding off the surface layer of the steel sheet is preferably 3.0 ⁇ m or more. Since the effect of grinding and removing the surface layer of the steel sheet is saturated at more than 20 ⁇ m, the amount of grinding and removing the surface layer of the steel sheet may be 20 ⁇ m or less.
- the amount of grinding removal on the surface layer of the steel sheet can be obtained by measuring the thickness of the hot-rolled steel sheet before and after grinding removal and obtaining the difference between the two.
- the temperature referred to here is the surface temperature of the steel sheet. If the average temperature rise rate before hot-dip galvanizing is less than 20 ° C./sec, the strain introduced by grinding and removing the surface layer of the steel sheet is alleviated, and the alloying promoting effect cannot be obtained.
- the average heating rate before hot-dip galvanizing may be 100 ° C./sec or less and 50 ° C./sec or less.
- heating temperature before galvanizing is less than 430 ° C., non-plating is likely to occur during hot-dip galvanizing. If the heating temperature before hot-dip galvanizing exceeds 480 ° C., the strain introduced by grinding and removing the surface layer of the steel sheet is alleviated and the alloying promoting effect cannot be obtained.
- alloying treatment may be performed in which the temperature is maintained in the temperature range of 470 to 560 ° C. for 10 to 40 seconds.
- the spot weldability and coatability of the galvanized steel sheet can be further improved by increasing the Fe concentration in the galvanized layer to 7.0% by mass or more. If the temperature during the alloying process is less than 470 ° C., the alloying will be insufficient. When the temperature during the alloying treatment exceeds 560 ° C., retained austenite is decomposed to form cementite, which deteriorates the hole expansion property of the galvanized steel sheet.
- the time for performing the alloying treatment is determined by the balance with the alloying temperature, but is preferably in the range of 10 to 40 seconds. If the alloying treatment time is less than 10 seconds, alloying is difficult to proceed, and if it exceeds 40 seconds, retained austenite is decomposed to generate cementite, which deteriorates the hole expansion property of the galvanized steel sheet.
- the average cooling rate may be 50 ° C./sec or less and 25 ° C./sec or less.
- temper rolling with an elongation rate of 0.2 to 1.0% may be performed for the purpose of correcting the shape of the finally obtained galvanized steel sheet and preventing the yield point elongation. If the elongation rate is less than 0.2%, the above effect cannot be sufficiently obtained, and if the elongation rate exceeds 1.0%, the yield ratio is significantly increased and the elongation is deteriorated.
- the galvanized steel sheet (hot-dip galvanized steel sheet) shown in Table 3B was obtained by performing temper rolling, grinding and removal of the steel sheet surface layer, Ni pre-plating and hot-dip galvanizing under the conditions shown in Table 2B. It was.
- the finally obtained galvanized steel sheets had a thickness of 2.3 mm.
- ⁇ Hv which is the difference between the maximum and minimum values of the volume fraction and Vickers hardness of each metal structure of the steel sheet, the Fe content of the galvanized layer, and Ni by the above method.
- the content and Al content were measured.
- the mechanical properties tensile strength, total elongation, hole expansion rate, workability, fatigue properties
- plating appearance and adhesion of the obtained galvanized steel sheet were evaluated.
- the Al content in the galvanized layer was in the range of 0.1 to 1.0% by mass.
- Tensile strength and total elongation were evaluated by conducting a tensile test on a JIS No. 5 test piece cut out so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the galvanized steel sheet, in accordance with JIS Z 2241: 2011.
- Tensile (maximum) strength (TS) and total elongation (EL) were determined from the stress-strain curve obtained by the tensile test. When the tensile strength was 980 MPa or more, it was judged to be acceptable because it had excellent strength. The tensile strength may be 1100 MPa or less. The obtained total elongation was used as an index of workability described later.
- the hole expansion test was performed in accordance with JIS Z 2256: 2010, and the hole expansion rate ( ⁇ ) was measured. The obtained hole expansion rate was used as an index of workability described later.
- TS ⁇ EL and TS ⁇ ⁇ were obtained as indicators of workability.
- TS ⁇ EL was 16000 MPa ⁇ % or more and TS ⁇ ⁇ was 40,000 MPa ⁇ % or more, it was judged to be acceptable because it was excellent in workability.
- the appearance of plating was visually observed to determine the presence or absence of non-plating. When no non-plating was visually observed, it was judged to be acceptable because the plating appearance was excellent.
- the sample subjected to the cylindrical deep drawing test (punch diameter: 40 mm, BHF (Black Holder Force): 1 ton, drawing ratio: 2.0) was degreased with a solvent, and then the side surface was peeled off to tape the tape.
- the degree of blackening was measured.
- the degree of blackening was measured by measuring the brightness (L value), and the difference from the L value of the blank tape was taken as the degree of blackening.
- L value brightness
- “Good” was described in the column of adhesion in the table.
- the degree of blackening was 30% or more, it was judged as a failure, and "Bad” was described in the adhesion column in the table.
- the obtained test results are shown in Tables 3A and 3B.
- the Fe content shown in Tables 3A and 3B indicates the Fe content in the galvanized layer.
- the Fe content was 7.0 to 15.0% by mass, indicating that the alloying was sufficiently advanced. ing.
- the Fe content was less than 7.0% by mass.
Abstract
所定の化学組成を有する鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有し、前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、前記亜鉛めっき層が、所定量のＦｅおよびＮｉを含有し、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする亜鉛めっき鋼板およびその製造方法。
Description
本発明は、自動車部品などに用いられる亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０１９年４月４日に、日本に出願された特願２０１９－０７２０８７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１９年４月４日に、日本に出願された特願２０１９－０７２０８７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、環境問題への対応のため、炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的として自動車の軽量化が望まれている。また、衝突安全性向上に対する要求はますます高くなっている。自動車の軽量化および衝突安全性向上のためには鋼板の高強度化が有効な手段である。ところが、一般的には鋼板を高強度化すると加工性（延性および穴広げ性）が劣化するため、高強度と加工性とを両立する鋼板が必要とされている。
高延性を有する高強度鋼板として、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を利用した、いわゆるＴＲＩＰ型の鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び特許文献２）。自動車用高強度鋼板は適用される部品によっては耐食性が必要とされる。耐食性が必要とされる場合には、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理をした鋼板）が自動車用鋼板として適用されている。しかし、ＴＲＩＰ鋼においては、延性向上のためにＳｉが添加されるため、Ｓｉが鋼板表面に濃縮して酸化することにより、溶融亜鉛めっき時に不めっきが発生し易いという課題があった。
特許文献３及び特許文献４には、Ｓｉ添加の高強度鋼板について、Ｎｉプレめっきを行い、表層に加工を加えて活性化することで、めっきの濡れ性改善と合金化温度の低減とを達成する、高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。Ｎｉプレめっきを行うこの方法は、冷延－焼鈍プロセスによって既に材質を作りこんだ冷延鋼板に対してめっきを付与することができる点で、新たな溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき付与の方法として期待されている。
特許文献５には、Ｎｉプレめっきの技術を活用してＴＲＩＰ型の高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板を作製する技術が開示されている。特許文献５は、鋼成分、ミクロ組織、焼鈍条件、合金化溶融亜鉛めっき条件などを制御することで、通常の冷延－焼鈍プロセスで製造したＴＲＩＰ鋼の冷延鋼板と同等の延性を有するＴＲＩＰ型の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を提供しようとするものである。
しかしながら、このような技術を熱延鋼板に適用してＴＲＩＰ型の溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製造しようとすると、表層部の軟質化などに起因して、ユーザーニーズを満足させる高い疲労特性が得られないという課題があった。
本発明は、上記課題を解決しようとするものであり、優れた強度を有し、且つ加工性及び疲労特性に優れた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。また、本発明は、上記諸特性を有した上で更に、一般的な亜鉛めっき鋼板に要求される特性である、めっき外観および密着性に優れた亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供すること目的とする。より具体的には、本発明は、熱延鋼板を原板として、Ｎｉプレめっきを適用した亜鉛めっき鋼板を製造するに当たり、加工性、疲労特性、めっき外観および密着性に優れた高強度の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、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量を変化させた種々の鋼について、実験室で溶解、熱間圧延、溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきを行い、所望の強度、加工性（延性および穴拡げ性）、疲労特性、めっき外観および密着性を得るための方法を種々検討した。その結果、本発明者らは、マルテンサイトおよびフェライトの量を低減することおよび鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖをＨｖ５０以下とすることで、亜鉛めっき鋼板の強度、加工性、めっき外観および密着性を劣化させることなく、疲労特性を向上できることを見出した。また、本発明者らは、上記亜鉛めっき鋼板は、化学成分を特定した上で、伸び率０．７％以上の調質圧延を行うこと、鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後にＮｉプレめっきすることおよび溶融亜鉛めっき後または合金化処理後に１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することによって製造できることを見出した。なお、めっき外観に優れるとは、亜鉛めっき鋼板の表面に不めっきが観察されないことをいい、密着性に優れるとは、鋼板と亜鉛めっき層との密着性に優れることをいう。
上記知見によってなされた本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、
前記亜鉛めっき層が、７．０質量％未満のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［２］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり
前記亜鉛めっき層が、７．０～１５．０質量％のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［３］上記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板は、
前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３０％、
Ｎｂ：０．００５～０．３０％、
Ｖ ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～３．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．０％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．１～３．０％、
Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％の１種又は２種以上を含有してもよい。
［４］前記亜鉛めっき鋼板の疲労限度比が０．４以上であることを特徴とする［１］から［３］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．１～１．０質量％であることを特徴とする［１］から［４］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［６］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含む。
［７］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記［２］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記［２］に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板に対し、４７０～５６０℃の温度域で１０～４０秒保持する合金化処理を行う工程と、
前記合金化処理後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含む。
［１］本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、
前記亜鉛めっき層が、７．０質量％未満のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［２］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり
前記亜鉛めっき層が、７．０～１５．０質量％のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［３］上記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板は、
前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３０％、
Ｎｂ：０．００５～０．３０％、
Ｖ ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～３．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．０％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．１～３．０％、
Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％の１種又は２種以上を含有してもよい。
［４］前記亜鉛めっき鋼板の疲労限度比が０．４以上であることを特徴とする［１］から［３］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．１～１．０質量％であることを特徴とする［１］から［４］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［６］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含む。
［７］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記［２］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記［２］に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板に対し、４７０～５６０℃の温度域で１０～４０秒保持する合金化処理を行う工程と、
前記合金化処理後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含む。
本発明に係る上記態様によれば、強度、加工性、疲労特性、めっき外観および密着性に優れた亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することができる。
以下、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板およびその製造方法について以下に詳しく説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。なお、本実施形態では、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬することで製造される溶融亜鉛めっき鋼板と、溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施すことで製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板とを総称して、亜鉛めっき鋼板と記載する。また、溶融亜鉛めっき層と合金化溶融亜鉛めっき層とを総称して、亜鉛めっき層と記載する。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、鋼板上に配された亜鉛めっき層とからなる。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下で「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。なお、化学組成に関する％は全て質量％を示す。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、鋼板上に配された亜鉛めっき層とからなる。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下で「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。なお、化学組成に関する％は全て質量％を示す。
本実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：１．７～３．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～１．００％、Ｎ：０．００１０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｎｉ：０～５．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％およびＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。以下、各元素について説明する。
Ｃ：０．０５～０．３０％
Ｃは鋼の強度を増加させ、また延性を向上させる残留オーステナイトを安定させる元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができないため、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の延性、溶接性および靭性などが著しく劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２７％以下である。
Ｃは鋼の強度を増加させ、また延性を向上させる残留オーステナイトを安定させる元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができないため、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の延性、溶接性および靭性などが著しく劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２７％以下である。
Ｓｉ：０．５～３．０％
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するため、ベイナイト変態時にオーステナイト中へのＣの濃化を促進させる効果を持ち、熱延後に残留オーステナイトを生成させるのに必須の元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満では上記効果が十分に得られないため、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。好ましくは、１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性が著しく劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．７％以下である。
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するため、ベイナイト変態時にオーステナイト中へのＣの濃化を促進させる効果を持ち、熱延後に残留オーステナイトを生成させるのに必須の元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満では上記効果が十分に得られないため、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。好ましくは、１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性が著しく劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．７％以下である。
Ｍｎ：１．７～３．０％
Ｍｎは焼入れ性を高めるために有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．７％未満では焼入れ性を高める効果が十分に得られず、所望の強度が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は１．７％以上とする。好ましくは、２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．６％以下である。
Ｍｎは焼入れ性を高めるために有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．７％未満では焼入れ性を高める効果が十分に得られず、所望の強度が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は１．７％以上とする。好ましくは、２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．６％以下である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、亜鉛めっき鋼板の靱性を劣化させる不純物元素であるため、可能な限り低減させることが望ましい。Ｐ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量を過剰に低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ含有量は０．００２％以上としてもよい。
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、亜鉛めっき鋼板の靱性を劣化させる不純物元素であるため、可能な限り低減させることが望ましい。Ｐ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量を過剰に低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ含有量は０．００２％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、可能な限り低減させることが望ましい。Ｓ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０１０％以下に制限する。Ｓ含有量を過剰に低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ含有量は０．００１％以上としてもよい。
Ｓは、熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、可能な限り低減させることが望ましい。Ｓ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０１０％以下に制限する。Ｓ含有量を過剰に低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ含有量は０．００１％以上としてもよい。
Ａｌ：０．００５～１．００％
Ａｌは脱酸剤として使用される元素である。また、Ａｌは、鋼中にＡｌＮを形成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、上記効果が発現されないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化するため、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．８５％以下である。
Ａｌは脱酸剤として使用される元素である。また、Ａｌは、鋼中にＡｌＮを形成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、上記効果が発現されないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化するため、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．８５％以下である。
Ｎ：０．００１０～０．０５００％
Ｎは鋼中に窒化物を形成して結晶粒粗大化を抑制する効果がある。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記効果が発現されないため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする、一方、Ｎ含有量が０．０５００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化するため、Ｎ含有量は０．０５００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎは鋼中に窒化物を形成して結晶粒粗大化を抑制する効果がある。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記効果が発現されないため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする、一方、Ｎ含有量が０．０５００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化するため、Ｎ含有量は０．０５００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代え、所望の強度レベルおよびその他の所望する特性に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭの１種又は２種以上を含有しても良い。ただ、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は以下の元素を含有しなくてもその課題を解決することができるので、以下の元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。
本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代え、所望の強度レベルおよびその他の所望する特性に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭの１種又は２種以上を含有しても良い。ただ、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は以下の元素を含有しなくてもその課題を解決することができるので、以下の元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。
Ｔｉ：０～０．３０％
Ｔｉは鋼中でＴｉＮを形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．００５％以上のＴｉを含有させることが好ましい。しかし、Ｔｉを過剰に含有させるとＴｉＮが粗大化し、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｔｉは鋼中でＴｉＮを形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．００５％以上のＴｉを含有させることが好ましい。しかし、Ｔｉを過剰に含有させるとＴｉＮが粗大化し、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｎｂ：０～０．３０％
Ｎｂは鋼中に微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．００５％以上のＮｂを含有させることが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に含有させると析出物が粗大になり、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｎｂは鋼中に微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．００５％以上のＮｂを含有させることが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に含有させると析出物が粗大になり、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｖ：０～０．５０％
Ｖは、Ｎｂと同様、鋼中に微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．０１％以上のＶを含有させることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合があるため、Ｖ含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。
Ｖは、Ｎｂと同様、鋼中に微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．０１％以上のＶを含有させることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合があるため、Ｖ含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。
Ｃｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｎｉ：０～５．０％およびＣｕ：０～３．０％
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕは、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させるのに有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させる効果を確実に得るためには、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉのうち１種でもその含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、Ｃｕ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量またはＣｕ含有量が３．０％を超えると、あるいはＮｉ含有量が５．０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度が上昇し過ぎて、靭性を損なう場合がある。したがって、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量およびＣｕ含有量はそれぞれ３．０％以下とし、Ｎｉ含有量は５．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕは、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させるのに有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させる効果を確実に得るためには、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉのうち１種でもその含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、Ｃｕ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量またはＣｕ含有量が３．０％を超えると、あるいはＮｉ含有量が５．０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度が上昇し過ぎて、靭性を損なう場合がある。したがって、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量およびＣｕ含有量はそれぞれ３．０％以下とし、Ｎｉ含有量は５．０％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０～０．０１００％
Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。また、Ｂは、焼き入れ性を高めるのに有効な元素でもある。粒界の強化によって、亜鉛めっき鋼板の延性、靭性、熱間加工性および焼き入れ性を向上させる効果を確実に得るためには、０．０００３％以上のＢの含有させることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粒界に粗大な析出物が生じて、熱間加工性および靭性を損なう場合がある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。
Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。また、Ｂは、焼き入れ性を高めるのに有効な元素でもある。粒界の強化によって、亜鉛めっき鋼板の延性、靭性、熱間加工性および焼き入れ性を向上させる効果を確実に得るためには、０．０００３％以上のＢの含有させることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粒界に粗大な析出物が生じて、熱間加工性および靭性を損なう場合がある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％およびＲＥＭ：０～０．０５００％
Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、硫化物を好ましい形態に制御し、Ｓによる熱間加工性および靭性の劣化の抑制に有効な元素である。熱間加工性および靭性を向上させる効果を確実に得るためには、Ｃａ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種でもその含有量を０．００１０％以上とすることが好ましく、またＭｇ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量およびＭｇ含有量はそれぞれ０．０１００％以下、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。
なお、本実施形態においてＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、硫化物を好ましい形態に制御し、Ｓによる熱間加工性および靭性の劣化の抑制に有効な元素である。熱間加工性および靭性を向上させる効果を確実に得るためには、Ｃａ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種でもその含有量を０．００１０％以上とすることが好ましく、またＭｇ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量およびＭｇ含有量はそれぞれ０．０１００％以下、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。
なお、本実施形態においてＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。表面に亜鉛めっき層を備える場合は、機械研削により表面の亜鉛めっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。
本実施形態に係る鋼板の金属組織は、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなる。
本実施形態に係る鋼板の金属組織は、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなる。
焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計：７０％以上
焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、亜鉛めっき鋼板の強度を確保した上で、穴拡げ性を確保するために有効な金属組織である。また、残留オーステナイトの安定性、残留オーステナイトの体積分率の制御に有用な金属組織でもある。引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において上記効果を得るために、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の体積分率は７０％以上とする。好ましくは８０％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率の上限は、延性確保の観点から、９２％以下、または９０％以下としてもよい。
焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、亜鉛めっき鋼板の強度を確保した上で、穴拡げ性を確保するために有効な金属組織である。また、残留オーステナイトの安定性、残留オーステナイトの体積分率の制御に有用な金属組織でもある。引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において上記効果を得るために、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の体積分率は７０％以上とする。好ましくは８０％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率の上限は、延性確保の観点から、９２％以下、または９０％以下としてもよい。
なお、焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しによって軟化したマルテンサイトである。この組織は、熱間圧延後の冷却中または巻き取り後の冷却中に生成したマルテンサイトが、亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは合金化中に焼き戻された組織である。具体的には、焼き戻しマルテンサイトは後述する式１で定義される。
残留オーステナイト：８％以上
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によって延性、特に一様伸びを高める組織である。所望の延性および穴拡げ性を得るために、残留オーステナイトの体積分率は８％以上とする。なお、残留オーステナイトは、加工によって、マルテンサイトに変態して亜鉛めっき鋼板の強度の向上に寄与する。残留オーステナイトの体積分率の上限は、残留オーステナイトの安定性の観点から、２０％としてもよい。
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によって延性、特に一様伸びを高める組織である。所望の延性および穴拡げ性を得るために、残留オーステナイトの体積分率は８％以上とする。なお、残留オーステナイトは、加工によって、マルテンサイトに変態して亜鉛めっき鋼板の強度の向上に寄与する。残留オーステナイトの体積分率の上限は、残留オーステナイトの安定性の観点から、２０％としてもよい。
フレッシュマルテンサイト：０～１０％
フレッシュマルテンサイトは、かなり硬く、強度の確保には非常に有利な組織であるが、過剰に存在すると亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性を劣化させる。そのため、フレッシュマルテンサイトの体積分率は１０％以下とする。亜鉛めっき鋼板の加工性をより向上させる場合、フレッシュマルテンサイトの体積分率は３％以下とすることが好ましい。フレッシュマルテンサイトが含まれない場合であっても本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板はその課題を解決することができるので、フレッシュマルテンサイトの体積分率は０％としてもよい。フレッシュマルテンサイトの体積分率の下限は、強度確保の観点から、１％としてもよい。
なお、フレッシュマルテンサイトは、Ｃ濃度が高く、焼き戻しされていないマルテンサイト、もしくは、焼き戻し量が少ないマルテンサイトである。この組織は、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは、合金化中に残留オーステナイト中にセメンタイトが析出し、セメンタイトを除いた残留オーステナイト中のＣ濃度が低くなり、最終の冷却にてマルテンサイトとなった組織である。具体的には、フレッシュマルテンサイトは後述する式２で定義される。
フレッシュマルテンサイトは、かなり硬く、強度の確保には非常に有利な組織であるが、過剰に存在すると亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性を劣化させる。そのため、フレッシュマルテンサイトの体積分率は１０％以下とする。亜鉛めっき鋼板の加工性をより向上させる場合、フレッシュマルテンサイトの体積分率は３％以下とすることが好ましい。フレッシュマルテンサイトが含まれない場合であっても本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板はその課題を解決することができるので、フレッシュマルテンサイトの体積分率は０％としてもよい。フレッシュマルテンサイトの体積分率の下限は、強度確保の観点から、１％としてもよい。
なお、フレッシュマルテンサイトは、Ｃ濃度が高く、焼き戻しされていないマルテンサイト、もしくは、焼き戻し量が少ないマルテンサイトである。この組織は、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは、合金化中に残留オーステナイト中にセメンタイトが析出し、セメンタイトを除いた残留オーステナイト中のＣ濃度が低くなり、最終の冷却にてマルテンサイトとなった組織である。具体的には、フレッシュマルテンサイトは後述する式２で定義される。
フェライト：０～１０％
フェライトの体積分率が増え過ぎると、不均質な金属組織となり、板厚方向の硬さ分布が不均質になる。そのため、フェライトの体積分率は１０％以下とする。フェライトが含まれない場合であっても本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板はその課題を解決することができるので、フェライトの体積分率は０％としてもよい。フェライトの体積分率の下限は、延性確保の観点から１％としてもよい。
フェライトの体積分率が増え過ぎると、不均質な金属組織となり、板厚方向の硬さ分布が不均質になる。そのため、フェライトの体積分率は１０％以下とする。フェライトが含まれない場合であっても本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板はその課題を解決することができるので、フェライトの体積分率は０％としてもよい。フェライトの体積分率の下限は、延性確保の観点から１％としてもよい。
次に、金属組織の体積分率の測定方法について説明する。
まず、亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、板幅方向に垂直な断面が観察面となるように、試料を採取する。
マルテンサイト（焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイト）、ベイナイト並びにフェライトの面積分率は、上記観察面（圧延方向断面）の板厚１／４深さの位置の組織をレペラーエッチングやナイタールエッチングで現出し、光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察し、各相を判定して、画像解析装置などを用いて各相の面積分率を測定する。得られた各相の面積分率を体積分率とする。
まず、亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、板幅方向に垂直な断面が観察面となるように、試料を採取する。
マルテンサイト（焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイト）、ベイナイト並びにフェライトの面積分率は、上記観察面（圧延方向断面）の板厚１／４深さの位置の組織をレペラーエッチングやナイタールエッチングで現出し、光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察し、各相を判定して、画像解析装置などを用いて各相の面積分率を測定する。得られた各相の面積分率を体積分率とする。
焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとは、マルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈｖ）およびＣ濃度（質量％）で区別する。マルテンサイトのビッカース硬さ（ＨｖＭ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、試験力５ｇｆでマルテンサイト粒内の３点におけるビッカース硬さを測り、そのビッカース硬さの平均値を算出することで得る。次に、そのマルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）を測定する。
本実施形態では、マルテンサイト粒内にセメンタイトが存在する場合、セメンタイトのＣ濃度も合わせた濃度をそのマルテンサイトのＣ濃度とする。マルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）は、ＦＥ－ＳＥＭ付属の電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、０．５μｍ以下のピッチで、Ｃ濃度を測定し、得られたＣ濃度の平均値を算出することで得る。得られたマルテンサイトのビッカース硬さ（ＨｖＭ）とＣ濃度（ＣＭ）とから、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを区別する。具体的には、得られたＨｖＭおよびＣＭが下記式１を満たす場合、焼き戻しマルテンサイトと判別する。また、得られたＣＭが０．８質量％以上であり、且つＨｖＭおよびＣＭが下記式２を満たす場合、フレッシュマルテンサイトと判別する。
なお、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の金属組織には、下記式１および式２の両方を満たさないマルテンサイトが存在する場合があるが、その体積分率は０．１％未満であり、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の特性に影響を与えるものではないため、無視できる。
ＨｖＭ／（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）≦０．６０…式１ＨｖＭ／（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）≧０．８０…式２（ＣＭ≧０．８）
上記式１および式２の左辺の分母にマルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）を代入した値（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）は、そのＣ濃度の本来のマルテンサイトの硬さを表した計算値である。本実施形態に係る鋼板の金属組織に含まれる焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しによるマルテンサイト粒内へのセメンタイト析出などにより、本来のマルテンサイトより硬さが低くなっている。
一方、本実施形態に係る鋼板に含まるフレッシュマルテンサイトは、焼き戻されておらず、本来のマルテンサイトの硬さに近い硬さとなっている。そこで、本実施形態では、本来のマルテンサイトの硬さと、実際に測定して得られるマルテンサイトの硬さとの比を求めることで、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを区別する。
残留オーステナイトの体積分率は、以下の方法により測定する。
亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、板面に平行な断面が観察面となるように、試料を採取する。試料の表面を１／４深さの位置まで研削した後、化学研磨してからＭｏ管球を用いたＸ線回折により、下記式に基づいて、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）、オーステナイトの（２００）の回折強度Ｉγ（２２０）及び（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より、残留オーステナイトの体積分率を求める。なお、下記式中のＶγは残留オーステナイトの体積分率を示す。
亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、板面に平行な断面が観察面となるように、試料を採取する。試料の表面を１／４深さの位置まで研削した後、化学研磨してからＭｏ管球を用いたＸ線回折により、下記式に基づいて、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）、オーステナイトの（２００）の回折強度Ｉγ（２２０）及び（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より、残留オーステナイトの体積分率を求める。なお、下記式中のＶγは残留オーステナイトの体積分率を示す。
Ｖγ＝０．２５×｛Ｉγ（２２０）／（１．３５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（２２０）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（３１１）／（１．５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（３１１））＋Ｉγ（３１１）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（３１１））｝
ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖ：Ｈｖ５０以下
本実施形態に係る鋼板は、圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値（Ｈｖｍａｘ）と最小値（Ｈｖｍｉｎ）との差であるΔＨｖ（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）がＨｖ５０以下である。ΔＨｖがＨｖ５０超となると、外力負荷時にビッカース硬さが低い軟質部と、ビッカース硬さが高い硬質部との境界に応力が集中して亀裂の発生及び進展が促進されるため、亜鉛めっき鋼板の穴広げ性および疲労特性が劣化する。
本実施形態に係る鋼板は、圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値（Ｈｖｍａｘ）と最小値（Ｈｖｍｉｎ）との差であるΔＨｖ（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）がＨｖ５０以下である。ΔＨｖがＨｖ５０超となると、外力負荷時にビッカース硬さが低い軟質部と、ビッカース硬さが高い硬質部との境界に応力が集中して亀裂の発生及び進展が促進されるため、亜鉛めっき鋼板の穴広げ性および疲労特性が劣化する。
ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖは以下の方法によって測定する。
亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、圧延方向に垂直な断面が測定面となるように、試験片を採取する。得られた試験片について、インヒビターを添加した５％ＨＣｌ水溶液で亜鉛めっき層のみを溶解除去した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、試験力５ｇｆでビッカース硬さ試験を行う。ビッカース硬さは、圧延方向に垂直な断面について、鋼板表面から板厚１／２深さの位置までを０．０５ｍｍピッチで測定する。この方法で、少なくとも３つの試験片についてビッカース硬さ試験を行う。各試験片のビッカース硬さの最大値の平均値を算出することでＨｖｍａｘを得る。また、各試験片のビッカース硬さの最小値の平均値を算出することでＨｖｍｉｎを得る。得られたＨｖｍａｘからＨｖｍｉｎを引くことで、ΔＨｖ（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）を得る。
亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、圧延方向に垂直な断面が測定面となるように、試験片を採取する。得られた試験片について、インヒビターを添加した５％ＨＣｌ水溶液で亜鉛めっき層のみを溶解除去した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、試験力５ｇｆでビッカース硬さ試験を行う。ビッカース硬さは、圧延方向に垂直な断面について、鋼板表面から板厚１／２深さの位置までを０．０５ｍｍピッチで測定する。この方法で、少なくとも３つの試験片についてビッカース硬さ試験を行う。各試験片のビッカース硬さの最大値の平均値を算出することでＨｖｍａｘを得る。また、各試験片のビッカース硬さの最小値の平均値を算出することでＨｖｍｉｎを得る。得られたＨｖｍａｘからＨｖｍｉｎを引くことで、ΔＨｖ（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）を得る。
次に、本実施形態に係る亜鉛めっき層について説明する。
本実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｆｅを７．０質量％未満含有し、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する。また、別の実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｆｅを７．０～１５．０質量％含有し、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する。本実施形態では、合金化処理を行わない場合と、合金化処理を行う場合とで、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が異なる。
本実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｆｅを７．０質量％未満含有し、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する。また、別の実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｆｅを７．０～１５．０質量％含有し、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する。本実施形態では、合金化処理を行わない場合と、合金化処理を行う場合とで、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が異なる。
Ｆｅ含有量：７．０質量％未満または７．０～１５．０質量％
まず、合金化処理を行う場合について説明する。亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施すことによって、スポット溶接性および塗装性をより高めることができる。具体的には、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれ、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度が７．０質量％以上となり、スポット溶接性および塗装性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。一方、Ｆｅ含有量が１５．０質量％を超えると、亜鉛めっき層の密着性が劣化し、加工時に亜鉛めっき層が破壊・脱落して金型に付着することで、亜鉛めっき鋼板に疵が発生する。したがって、合金化処理を行う場合の亜鉛めっき層中のＦｅ含有量の範囲は７．０～１５．０質量％とする。好ましくは、８．０質量％以上、または１４．０質量％以下である。
まず、合金化処理を行う場合について説明する。亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施すことによって、スポット溶接性および塗装性をより高めることができる。具体的には、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれ、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度が７．０質量％以上となり、スポット溶接性および塗装性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。一方、Ｆｅ含有量が１５．０質量％を超えると、亜鉛めっき層の密着性が劣化し、加工時に亜鉛めっき層が破壊・脱落して金型に付着することで、亜鉛めっき鋼板に疵が発生する。したがって、合金化処理を行う場合の亜鉛めっき層中のＦｅ含有量の範囲は７．０～１５．０質量％とする。好ましくは、８．０質量％以上、または１４．０質量％以下である。
合金化処理を行わない場合、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は７．０質量％未満となる。亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７．０質量％未満であっても、亜鉛めっき鋼板は耐食性、成形性および穴拡げ性に優れる。好ましくは、５．５％以下である。合金化処理を行わない場合の亜鉛めっき層中のＦｅ含有量の下限は特に限定しないが、実操業上、下限は１．０質量％としてもよい。
Ｎｉ含有量：０．５～２．０ｇ／ｍ２
本実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する必要がある。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量が０．５ｇ／ｍ２未満または２．０ｇ／ｍ２超では、良好な密着性が得られない。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量は、１．２ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。
本実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する必要がある。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量が０．５ｇ／ｍ２未満または２．０ｇ／ｍ２超では、良好な密着性が得られない。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量は、１．２ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。
Ａｌ含有量：０．１～１．０質量％
亜鉛めっき浴内での合金化反応を制御するために亜鉛めっき浴にはＡｌが添加されるため、亜鉛めっき層中には少量のＡｌが含まれる。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が０．１質量％未満、または１．０質量％超であると、亜鉛めっき浴内での合金化反応を制御できず、亜鉛めっき層を適正に合金化させることができない場合がある。そのため、亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は０．１～１．０質量％が好ましい。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は０．２質量％以上であることがより好ましい。
亜鉛めっき浴内での合金化反応を制御するために亜鉛めっき浴にはＡｌが添加されるため、亜鉛めっき層中には少量のＡｌが含まれる。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が０．１質量％未満、または１．０質量％超であると、亜鉛めっき浴内での合金化反応を制御できず、亜鉛めっき層を適正に合金化させることができない場合がある。そのため、亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は０．１～１．０質量％が好ましい。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は０．２質量％以上であることがより好ましい。
上述した亜鉛めっき層中のＦｅおよびＡｌの含有量は、インヒビターを添加した５％ＨＣｌ水溶液で亜鉛めっき層のみを溶解除去し、ＩＣＰにて溶解液中のＦｅおよびＡｌの含有量（質量％）を測定することで得る。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量（ｇ／ｍ２）については、上記と同様にして亜鉛めっき層中のＮｉの含有量（質量％）を測定し、亜鉛めっき層中のＮｉの含有量（質量％）と亜鉛めっきの付着量（ｇ／ｍ２）から計算することができる。
本実施形態に係る亜鉛めっき層のめっき付着量については特に限定しないが、耐食性の観点から、片面付着量で５ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。
なお、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板上に塗装性、溶接性をより向上する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
なお、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板上に塗装性、溶接性をより向上する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
次に、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法について述べる。
本実施形態においては、上述した化学組成からなる鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブを得る。得られたスラブを熱間圧延する。更に、酸洗、調質圧延を施した後、Ｎｉプレめっきを行い、その後、溶融亜鉛めっきを行う。必要に応じて、溶融亜鉛めっき後、合金化処理を行う。
本実施形態においては、上述した化学組成からなる鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブを得る。得られたスラブを熱間圧延する。更に、酸洗、調質圧延を施した後、Ｎｉプレめっきを行い、その後、溶融亜鉛めっきを行う。必要に応じて、溶融亜鉛めっき後、合金化処理を行う。
熱間圧延では、鋳造して得られたスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う。または、鋳造して得られたスラブを一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う。加熱温度が１１００℃未満では材料の均質化が不十分となることから、加熱温度は１１００℃以上とする。加熱温度の上限は、スケール生成の抑制の観点から、１３００℃以下としてもよい。仕上げ圧延完了温度はフェライトの生成を抑制するためにＡｒ３点以上とする。なお、Ａｒ３点は汎用の変態測定装置により鋼板の加熱・冷却時の熱膨張曲線を測定することにより求めることができる。また、仕上げ圧延完了温度とは、仕上げ圧延が完了した直後の鋼板の表面温度のことをいう。
仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域までの平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、フェライトが多量に生成し、溶融亜鉛めっきまたは合金化処理後に得られる最終的な鋼板の金属組織が不均質な組織となり、亜鉛めっき鋼板において良好な穴拡げ性が得られない。そのため、仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とする。上限は特に限定しないが、冷却設備のコスト増大の観点から、５００℃／秒以下、２００℃／秒以下又は１００℃／秒以下としてもよい。
熱間圧延後の巻き取り温度が５００℃を超えると、熱延板組織が粗大なフェライト・パーライトを含む組織となり、溶融亜鉛めっきまたは合金化処理後に得られる最終的な鋼板の金属組織が不均質な組織となり、亜鉛めっき鋼板において良好な穴拡げ性が得られない。そのため、巻き取り温度は５００℃以下とする。好ましくは、巻き取り温度は４５０℃以下である。一方、巻き取り温度が３００℃未満であると、ベイナイト変態が十分に進まず、オーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、冷却後に十分な量の残留オーステナイトを得ることができない。そのため、巻き取り温度は３００℃以上とする。好ましくは、巻き取り温度は３５０℃以上である。
巻取り後、鋼板の形状矯正、降伏点伸びの防止及び板厚方向の硬さ分布の均質化を目的として、伸び率が０．７％以上の調質圧延を行う。伸び率が０．７％未満では、上記効果が十分に得られないので、伸び率は０．７％以上とする。伸び率が３．０％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化するので、伸び率は３．０％以下とすることが好ましく、２．０％以下とすることがより好ましい。
調質圧延時の伸び率は、例えば、入側ペイオフリールの回転数と出側テンションリールの回転数との差から求めることができる。
調質圧延時の伸び率は、例えば、入側ペイオフリールの回転数と出側テンションリールの回転数との差から求めることができる。
必要に応じて、熱間圧延時に生成したスケールを除去するために、熱間圧延後または調質圧延後に酸洗を行ってもよい。
調質圧延を行った後、または調質圧延後に酸洗を行った後、鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去し、その後、Ｎｉプレめっきを行う。伸び率０．７％以上の調質圧延に加えて鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去することにより、溶融亜鉛めっきまたは合金化処理後に得られる最終的な鋼板の金属組織が均質な組織となり、板厚方向の硬さ分布を均質化できる。鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後にＮｉプレめっきを行うことにより、めっきの濡れ性を確保でき、不めっきが生じることを抑制することができる。また、鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後にＮｉプレめっきを行うことにより、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、亜鉛と鉄との合金化が促進され、合金化処理時の加熱温度を下げることができる。これにより、合金化処理時に残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生成することにより、亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が劣化することを防ぐことができる。表面研削を行った後にＮｉプレめっきを行うことにより合金化が促進されるメカニズムについては明確ではないが、研削により鋼板表層部に導入される歪の影響により、鋼板表面が活性化することが考えられる。
鋼板の表層を研削除去する方法としては、ブラシ研磨、サンドペーパー研磨、機械研磨などの方法を用いればよい。Ｎｉプレめっきの方法は電気めっき、浸漬めっき、スプレーめっきのいずれでもよく、めっき付着量は１．０～４．０ｇ／ｍ２程度が好ましい。めっき付着量は２．０ｇ／ｍ２以下であってもよい。鋼板の表層を研削除去する量が２．０μｍ未満である場合、またはＮｉプレめっきを行わない場合には、合金化促進効果が得られない。その結果、合金化温度を高くせざるを得ないため、後述するように亜鉛めっき鋼板において穴拡げ性の劣化を防ぐことができない。また、鋼板の表層を研削除去する量が２．０μｍ未満である場合、鋼板表面に脱炭層や酸化物が残存して板厚方向の硬さ分布が不均質になったり、不めっきが生じる場合がある。合金化をより促進させるためには、鋼板の表層を研削除去する量を３．０μｍ以上とすることが好ましい。
鋼板の表層を研削除去することによる効果は２０μｍ超で飽和するので、鋼板の表層を研削除去する量は２０μｍ以下としてもよい。
鋼板の表層における研削除去の量は、研削除去の前後での熱延鋼板の板厚を測定し、両者の差分を求めることにより得ることができる。
鋼板の表層を研削除去することによる効果は２０μｍ超で飽和するので、鋼板の表層を研削除去する量は２０μｍ以下としてもよい。
鋼板の表層における研削除去の量は、研削除去の前後での熱延鋼板の板厚を測定し、両者の差分を求めることにより得ることができる。
Ｎｉプレめっきを行った後、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱後、溶融亜鉛めっき浴中で亜鉛めっきを行うことで、亜鉛めっき鋼板を得る。なお、ここでいう温度は、鋼板の表面温度である。溶融亜鉛めっきを行う前の平均昇温速度が２０℃／秒未満では、鋼板の表層を研削除去することにより導入された歪が緩和され、合金化促進効果が得られなくなる。溶融亜鉛めっきを行う前の平均昇温速度は、１００℃／秒以下、５０℃／秒以下であってもよい。亜鉛めっきを行う前の加熱温度が４３０℃未満では溶融亜鉛めっき時に不めっきを生じやすい。溶融亜鉛めっきを行う前の加熱温度が４８０℃を超えると、鋼板の表層を研削除去することにより導入された歪が緩和され合金化促進効果が得られなくなる。
溶融亜鉛めっきを行った後、必要に応じて、４７０～５６０℃の温度域で１０～４０秒保持する合金化処理を行ってもよい。これにより、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度を高めて７．０質量％以上とすることで、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性および塗装性をより向上させることができる。合金化処理時の温度が４７０℃未満では、合金化が不十分となる。合金化処理時の温度が５６０℃を超えると、残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生成することにより、亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が劣化する。合金化処理を行う時間については、合金化温度とのバランスで決まるが、１０～４０秒の範囲が望ましい。合金化処理を行う時間が１０秒未満では合金化が進みにくく、４０秒を超えると残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生じることにより亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が劣化する。
溶融亜鉛めっきまたは合金化処理の後、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却する。平均冷却速度が１５℃／秒未満であると、残留オーステナイトが分解してフェライトおよびセメンタイトが生成して、最終的に得られる鋼板の金属組織が不均質な組織となり、板厚方向の硬さ分布が不均質になる。平均冷却速度は、５０℃／秒以下及び２５℃／秒以下であってもよい。１５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するのが４００℃超までだと、残留オーステナイトが分解してフェライトおよびセメンタイトが生成して、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の金属組織が不均質な組織となり、板厚方向の硬さ分布が不均質になる。
上記冷却の後は、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の形状矯正及び降伏点伸びの防止を目的として、伸び率０．２～１．０％の調質圧延を行ってもよい。伸び率が０．２％未満では上記効果が十分に得られず、伸び率が１．０％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１に示す化学組成の鋼を鋳造し、１１００℃以上に再加熱した後、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を完了し、表２Ａおよび表２Ｂに示す条件で冷却及び巻取りを行った。その後、表２ＡのＮｏ．１～２０については、表２Ａに示す条件で、調質圧延、鋼板表層の研削除去、Ｎｉプレめっき、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行うことで、表３Ａに示す亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を得た。また、表２ＢのＮｏ．２１～５１については、表２Ｂに示す条件で、調質圧延、鋼板表層の研削除去、Ｎｉプレめっきおよび溶融亜鉛めっきを行うことで、表３Ｂに示す亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を得た。最終的に得られた亜鉛めっき鋼板はいずれも、板厚は２．３ｍｍであった。
得られた亜鉛めっき鋼板について、上述の方法により、鋼板の各金属組織の体積分率およびビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖ、並びに、亜鉛めっき層のＦｅ含有量、Ｎｉ含有量およびＡｌ含有量を測定した。
また、得られた亜鉛めっき鋼板の機械特性（引張強度、全伸び、穴広げ率、加工性、疲労特性）、めっき外観および密着性を評価した。なお、本発明例では亜鉛めっき層中のＡｌ含有量はいずれも０．１～１．０質量％の範囲内であった。
また、得られた亜鉛めっき鋼板の機械特性（引張強度、全伸び、穴広げ率、加工性、疲労特性）、めっき外観および密着性を評価した。なお、本発明例では亜鉛めっき層中のＡｌ含有量はいずれも０．１～１．０質量％の範囲内であった。
引張強度および全伸びは、長手方向が亜鉛めっき鋼板の圧延方向と垂直になるように切り出したＪＩＳ５号試験片に対し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、引張試験を行って評価した。引張試験によって得られた応力－歪曲線より、引張（最大）強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を求めた。引張強度が９８０ＭＰａ以上の場合、優れた強度を有するとして合格と判定した。引張強度は１１００ＭＰａ以下であってもよい。得られた全伸びは、後述する加工性の指標に用いた。
穴拡げ性は、穴拡げ試験をＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０準拠して行い、穴拡げ率（λ）を測定した。得られた穴広げ率は、後述する加工性の指標に用いた。
加工性の指標として、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×λとを求めた。ＴＳ×ＥＬが１６０００ＭＰａ・％以上、且つＴＳ×λが４００００ＭＰａ・％以上の場合、加工性に優れるとして合格と判定した。
疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５：１９７８に準拠して平面曲げ疲労試験を行い、疲労限度比（＝疲労強度／引張強度）を求めて、疲労限度比により評価した。疲労限度比が０．４０以上の場合、優れた疲労特性を有するとして合格と判定した。
めっき外観は目視観察により不めっきの有無を判定した。目視により不めっきが観察されなかった場合、めっき外観に優れるとして合格と判定した。
密着性は、円筒深絞り試験（ポンチ径：４０ｍｍ、ＢＨＦ（Ｂｌａｎｋ Ｈｏｌｄｅｒ Ｆｏｒｃｅ）：１ｔｏｎ、絞り比：２．０）を行ったサンプルについて、溶剤で脱脂した後、側面をテープ剥離し、テープの黒化度を測定した。黒化度は明度（Ｌ値）を測定し、ブランクテープのＬ値との差異を黒化度とした。黒化度が３０％未満の場合を合格と判定し、表中の密着性の欄に「Ｇｏｏｄ」と記載した。黒化度が３０％以上の場合を不合格と判定し、表中の密着性の欄に「Ｂａｄ」と記載した。
得られた試験結果を表３Ａおよび表３Ｂに示す。
得られた試験結果を表３Ａおよび表３Ｂに示す。
なお、表３Ａおよび表３Ｂに示すＦｅ含有量とは、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量を示している。合金化処理を行った表３Ａの合金化溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例）では、Ｆｅ含有量が７．０～１５．０質量％となっており、合金化が十分に進んだことを示している。合金化処理を行わなかった表３Ｂの溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例）では、Ｆｅ含有量が７．０質量％未満となっている。
表３Ａおよび表３Ｂを見ると、Ｎｏ．１～１０、Ｎｏ．２１～３０及びＮｏ．４２～５１の本発明例はいずれの特性も合格となり、目標とする特性が得られていることが分かる。一方、化学組成または製造方法が本発明の範囲外であったＮｏ．１１～２０及びＮｏ．３１～４１の比較例は、いずれか１つ以上の特性が劣っていることが分かる。
本発明に係る上記一態様によれば、強度、加工性、疲労特性、めっき外観および密着性に優れた亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することができる。
Claims (7)
- 鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、
前記亜鉛めっき層が、７．０質量％未満のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。 - 鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、
前記亜鉛めっき層が、７．０～１５．０質量％のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。 - 前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３０％、
Ｎｂ：０．００５～０．３０％、
Ｖ ：０．０１～０．５０％
Ｃｒ：０．０５～３．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．０％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．１～３．０％、
Ｂ ：０．０００３～０．０１００％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の亜鉛めっき鋼板。 - 前記亜鉛めっき鋼板の疲労限度比が０．４以上であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 前記亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．１～１．０質量％であることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含むことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項２に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項２に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板に対し、４７０～５６０℃の温度域で１０～４０秒保持する合金化処理を行う工程と、
前記合金化処理後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含むことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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