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WO2017131054A1 - 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2017131054A1
WO2017131054A1 PCT/JP2017/002615 JP2017002615W WO2017131054A1 WO 2017131054 A1 WO2017131054 A1 WO 2017131054A1 JP 2017002615 W JP2017002615 W JP 2017002615W WO 2017131054 A1 WO2017131054 A1 WO 2017131054A1
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WO
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steel sheet
bending
less
high strength
strength
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2017/002615
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English (en)
French (fr)
Inventor
長谷川　寛
船川　義正
裕美 吉冨
洋一 牧水
善継 鈴木
玄太郎 武田
鈴木　克一
善正 姫井
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to US16/072,904 priority Critical patent/US11447852B2/en
Priority to MX2018009236A priority patent/MX2018009236A/es
Priority to KR1020187021607A priority patent/KR102148739B1/ko
Priority to EP17744284.5A priority patent/EP3409806B1/en
Priority to CN201780008501.6A priority patent/CN108603264B/zh
Priority to JP2017525421A priority patent/JP6274360B2/ja
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength galvanized steel sheet, a high-strength member, and a method for producing a high-strength galvanized steel sheet suitable for automobile parts.
  • steel sheets used for automobile parts are required to have high strength.
  • increasing the strength of a steel sheet generally causes a decrease in workability, and therefore development of a steel sheet that is excellent in both strength and workability is required.
  • high-strength steel sheets having a tensile strength (hereinafter referred to as TS) exceeding 1180 MPa are often subjected to bending-based processing such as rocker parts, and are required to have excellent bendability.
  • TS tensile strength
  • a steel plate used for manufacturing such a part is required to have high rust prevention properties.
  • it is also important that the steel sheet used for production of parts has excellent impact resistance.
  • Patent Document 1 discloses a technique related to a hot-dip galvanized steel sheet having excellent bendability.
  • Patent Document 2 discloses a technique related to a hot dip galvanized steel sheet having excellent impact resistance.
  • Patent Document 1 does not consider impact resistance, particularly impact resistance after processing, and there is room for improvement.
  • the technique described in Patent Document 2 does not consider the impact resistance after processing.
  • the present invention has been made in order to solve the above problems, and its purpose is to provide a high-strength galvanized steel sheet that can improve impact resistance after processing, a method for producing the same, and a high-strength member obtained using the steel sheet. Is to provide.
  • the present inventors have conducted extensive research, and as a result, in the plated steel sheet, the impact resistance after processing the parts is not necessarily dependent on the steel sheet characteristics but strongly influenced by the plating state. I found out. Based on this knowledge, by adjusting to a specific component composition, adjusting to a specific steel structure, and adjusting the density of the gap that divides the total thickness of the plated layer in the plate thickness section perpendicular to the rolling direction of the galvanized layer The present inventors have found that the above problems can be solved and have completed the present invention. More specifically, the present invention provides the following.
  • the component composition further includes, by mass, Cr: 0.005 to 2.0%, Mo: 0.005 to 2.0%, V: 0.005 to 2.0%, Ni: 0 0.005 to 2.0%, Cu: 0.005 to 2.0%, Nb: 0.005 to 0.20%, Ti: 0.005 to 0.20%, B: 0.0001 to 0.0050 %, Ca: 0.0001 to 0.0050%, REM: 0.0001 to 0.0050%, Sb: 0.0010 to 0.10%, Sn: 0.0010 to 0.50%
  • the number density of carbides having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more is 10 5 pieces / mm 2 or less [1] or [2]
  • [5] A bent portion formed by bending the high-strength galvanized steel sheet according to any one of [1] to [4], and at the position of 50 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface in the bent portion.
  • the Vickers hardness HV measured by the following measurement method is 350 or more, and the density of gaps dividing the total thickness of the galvanized layer in the plate thickness section perpendicular to the rolling direction is 50 pieces / mm or more in the bending portion.
  • a sample is cut out from the central part of the width of the ridgeline of the bent part, and a Vickers hardness test is performed on a plate thickness section perpendicular to the ridgeline at a load of 50 gf and a score of 5 points at a position of 50 ⁇ m from the steel plate surface in the plate thickness direction. Then, the average of three points excluding the maximum value and the minimum value is obtained.
  • a hot-rolled sheet or cold-rolled sheet having the component composition described in [1] or [2] is heated at a temperature of 750 ° C. or higher after the heating temperature, and a region of 550 to 700 ° C. is 3 ° C./s. Cooling at the above average cooling rate, galvanizing the annealing step in which the residence time in the temperature range of 750 ° C. or higher in the heating and cooling is 30 seconds or more, and the annealed plate after the annealing step, as necessary Further, in the temperature range of Ms to Ms-200 ° C. during cooling after the galvanizing step, bending and unbending are performed at a bending radius of 500 to 1000 mm in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • a method of producing a high-strength galvanized steel sheet characterized by comprising a bending / bending return step in which processing is performed at least once and cooling to 50 ° C. or less.
  • a temper rolling process for performing temper rolling and after the temper rolling, bending and unbending processes are performed at a bending radius of 500 mm or less in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • the high-strength galvanized steel sheet of the present invention has a steel sheet and a galvanized layer formed on the steel sheet. First, the steel plate will be described, and then the galvanized layer will be described.
  • the steel sheet has a specific component composition and a specific steel structure.
  • a steel plate is demonstrated in order of a component composition and steel structure.
  • the component composition of the steel sheet in the high-strength galvanized steel sheet of the present invention is mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 3.0% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, P : 0.100% or less, S: 0.02% or less, Al: 1.0% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the above component composition is further in terms of mass%: Cr: 0.005 to 2.0%, Mo: 0.005 to 2.0%, V: 0.005 to 2.0%, Ni: 0.00. 005 to 2.0%, Cu: 0.005 to 2.0%, Nb: 0.005 to 0.20%, Ti: 0.005 to 0.20%, B: 0.0001 to 0.0050% , Ca: 0.0001 to 0.0050%, REM: 0.0001 to 0.0050%, Sb: 0.0010 to 0.10%, Sn: 0.0010 to 0.50% May be included.
  • % Representing the content of a component means “% by mass”.
  • C 0.05 to 0.30%
  • C is an element effective for increasing TS by generating martensite and bainite containing carbide.
  • TS 1180 MPa or more, or Vickers hardness HV: 350 or more at a position of 50 ⁇ m in the thickness direction from the surface in the bent portion cannot be achieved.
  • the C content exceeds 0.30%, the martensite is cured, the bending property is significantly deteriorated, and the impact resistance is deteriorated. Therefore, the C content is 0.05 to 0.30%.
  • the preferable C content for the lower limit is 0.06 or more. More preferably, it is 0.07 or more.
  • the preferable C content for the upper limit is 0.25% or less. More preferably, it is 0.20% or less.
  • Si 3.0% or less (excluding 0%) Si is an element effective for increasing TS by solid solution strengthening of steel. If the Si content exceeds 3.0%, the impact resistance deteriorates. Therefore, the Si content is 3.0% or less, preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • the lower limit value of Si is not particularly limited, but is usually 0.01% or more.
  • Mn 1.5 to 4.0% Mn is an element effective in increasing TS by generating martensite and bainite containing carbide. If the Mn content is less than 1.5%, such an effect cannot be obtained sufficiently. Further, if the Mn content is less than 1.5%, ferrite or bainite not containing carbide is generated which is not preferable in the present invention, and TS: 1180 MPa or more or Vickers at a position of 50 ⁇ m from the surface to the plate thickness direction in the bent portion. Hardness HV: 350 or more cannot be achieved. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, the impact resistance deteriorates. Therefore, the Mn content is 1.5 to 4.0% or less. A preferable Mn content for the lower limit is 2.0% or more. A preferable Mn content for the upper limit is 3.5% or less.
  • P 0.100% or less (excluding 0%) Since the impact resistance deteriorates, it is desirable to reduce the amount of P as much as possible. In the present invention, the P content is acceptable up to 0.100%.
  • the lower limit is not particularly defined, but if it is less than 0.001%, the production efficiency is lowered, so 0.001% or more is preferable.
  • S 0.02% or less (excluding 0%) Since S deteriorates impact resistance, the amount is preferably reduced as much as possible. In the present invention, the S content is acceptable up to 0.02%.
  • the lower limit is not particularly specified, but if it is less than 0.0005%, the production efficiency is lowered, so 0.0005% or more is preferable.
  • Al acts as a deoxidizer and is preferably added in the deoxidation step.
  • the Al content is preferably 0.01% or more.
  • TS is 1180 MPa or more or Vickers hardness HV at a position of 50 ⁇ m from the surface to the plate thickness direction in the bent portion HV: 350
  • the Al content is allowed up to 1.0%. Preferably it is 0.50% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities, but if necessary, Cr: 0.005 to 2.0%, Mo: 0.005 to 2.0%, V: 0.005 to 2.0%, Ni: 0.005-2.0%, Cu: 0.005-2.0%, Nb: 0.005-0.20%, Ti: 0.005-0.20%, B: 0.0001-0. 0050%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, REM: 0.0001 to 0.0050%, Sb: 0.0010 to 0.10%, Sn: 0.0010 to 0.50% 1 It may contain seeds or more.
  • Cr, Ni and Cu are effective elements that contribute to high strength by generating martensite and bainite containing carbide.
  • the content is preferably within the above range.
  • the preferable range of each content of Cr, Ni, and Cu is 0.05% or more.
  • the preferable range of each content of Cr, Ni, and Cu is 0.7% or less.
  • Mo, V, Nb, and Ti are elements that form carbides and are effective in increasing the strength by precipitation strengthening.
  • the content is preferably within the above range. If the respective contents of Mo, V, Nb, and Ti exceed the upper limit, the carbides become coarse and the impact resistance of the present invention cannot be obtained.
  • the preferable range of each content of Mo, V, Nb, and Ti is 0.01% or more.
  • the preferable range of each content of Nb and Ti is 0.05% or less.
  • the preferable range of each content of Mo and V is 0.5% or less.
  • B is an effective element that improves the hardenability of the steel sheet, generates martensite and bainite containing carbides, and contributes to high strength.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the content of B exceeds 0.0050%, inclusions increase and bendability deteriorates.
  • preferable B content is 0.0005% or more.
  • a preferable B content for the upper limit is 0.0040% or less.
  • Ca and REM are effective elements for improving impact resistance by controlling the form of inclusions.
  • the content is preferably within the above range.
  • the content of Ca and REM exceeds the upper limit, the amount of inclusions increases and the bendability deteriorates.
  • the preferable range of the content of Ca and REM is 0.0005% or more.
  • the preferable range of content of Ca and REM is 0.0040% or less.
  • Sn and Sb are effective elements for suppressing denitrification, deboronation, etc., and suppressing the strength reduction of steel.
  • the content is preferably within the above range. If the contents of Sn and Sb exceed the upper limits, the impact resistance deteriorates. About a minimum, the preferable range of content of Sn and Sb is 0.010% or more. About the upper limit, the preferable range of content of Sn and Sb is 0.10% or less.
  • inevitable impurity elements such as Zr, Mg, La and Ce may be included up to 0.002% in total. Further, N may be contained in an amount of 0.008% or less as an inevitable impurity.
  • bainite having no ferrite and carbide has a total area ratio of 0 to 55%
  • bainite having martensite and carbide has a total area ratio of 45 to 100%
  • residual austenite has an area ratio of 0 to Consists of 5%.
  • Total area ratio of bainite without ferrite and carbide 0-55% Ferrite and bainite having no carbide can be appropriately contained in order to increase the ductility of the steel sheet. However, when the total area ratio exceeds 55%, desired strength cannot be obtained. Therefore, the total area ratio of bainite having no ferrite and carbide is 0 to 55%, preferably 0 to 50%.
  • the bainite without carbides is corroded with 3% nital after polishing the plate thickness cross section parallel to the rolling direction, and the 1/4 position from the surface to the plate thickness direction is 1500 times magnification with SEM (scanning electron microscope). This refers to the case where carbides cannot be confirmed in the obtained image data. As shown in FIG.
  • the carbide is a portion having a characteristic of white dots or lines.
  • examples of the carbide include iron-based carbides such as cementite, Ti-based carbides, Nb-based carbides, and the like.
  • adopts the value measured by the method as described in an Example.
  • Total area ratio of bainite with martensite and carbide 45-100% Martensite and bainite containing carbide are structures necessary for obtaining the TS of the present invention and impact resistance. Such an effect can be obtained by setting the total area ratio to 45% or more. Therefore, the total area ratio of bainite having martensite and carbide is 45 to 100%.
  • the bainite containing carbide is a 3% nital corroded after polishing a plate thickness section parallel to the rolling direction, and a 1/4 position from the surface to the plate thickness direction with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 1500 times. This refers to the case where carbides can be confirmed in the image data obtained by photographing.
  • Area ratio of retained austenite 0 to 5%
  • the area ratio is allowed up to 5%. If it exceeds 5%, the impact resistance deteriorates. Therefore, the retained austenite is 0 to 5%, preferably 0 to 3%.
  • pearlite is mentioned as a phase other than the above, and an area ratio of up to 10% is acceptable.
  • Particle size is the number density of the above carbides 0.5 ⁇ m is 10 5 / mm 2 or less
  • the number density of carbides is preferably 10 5 pieces / mm 2 or less. Satisfying this can further improve the impact resistance.
  • the lower limit is preferably 0.05 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more.
  • the particle size means the equivalent diameter of a circle when the area of carbide is converted to a circle of the same area.
  • Density in the plate width direction of the gap that divides the total thickness of the galvanized layer in the plate thickness section in the direction perpendicular to the rolling direction of the galvanized layer from the surface of the plated layer toward the plate thickness direction (sometimes called "gap density") ) Is 10 pieces / mm or more.
  • the density of the gap that divides the total thickness of the plating layer in the thickness cross section perpendicular to the rolling direction of the galvanized layer is 10 pieces / mm or more. Further, when the gap density exceeds 100 / mm, the powdering property is impaired, and therefore the gap density is preferably 100 / mm or less.
  • Gap that divides the total thickness of the plating layer means a gap in which both ends of the gap reach both ends in the thickness direction of the galvanized layer. The measurement of the gap density is as described in the examples.
  • the galvanized layer means a layer formed by a known plating method.
  • the galvanized layer includes an alloyed galvanized layer formed by alloying.
  • the composition of the galvanizing is preferably 0.05 to 0.25% of Al and the balance of zinc and inevitable impurities.
  • the high strength member of the present invention has a bent portion formed by bending the high strength galvanized steel sheet of the present invention.
  • the bending process is, for example, a process performed under conditions where R (bending radius) / t (plate thickness) is 1 to 5, bending angle is 60 to 90 °, and bending temperature is 100 ° C. or less.
  • R means R inside a bending process part.
  • the Vickers hardness HV at a position of 50 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface in the bent portion is 350 or more. If the Vickers hardness HV is less than 350, the high strength of the present invention cannot be achieved.
  • the upper limit is not particularly limited, but if it exceeds 600, there is a risk of delayed fracture, so 600 or less is preferable.
  • the bending radius of the bent portion is not particularly specified, but is preferably 20 mm or less.
  • the bending method is not particularly limited. Tensile bending or multiple bending may be performed. In addition, the value obtained by the method as described in an Example is employ
  • the density of gaps dividing the total thickness of the galvanized layer in the plate thickness section perpendicular to the rolling direction is 50 pieces / mm or more. Impact resistance is improved by setting the gap density to 50 pieces / mm or more.
  • the stress concentration in the steel plate at the tip of the gap is alleviated. If it is less than 50 / mm, such an effect cannot be obtained. In addition, if it exceeds 500 pieces / mm, the powdering property may be deteriorated, so the gap density is preferably 500 pieces / mm or less.
  • the “gap that divides the entire thickness of the plating layer” means a gap in which both ends of the gap reach both ends in the thickness direction of the galvanized layer, as described above.
  • the method for producing a high-strength galvanized steel sheet according to the present invention includes an annealing step, a galvanizing step, and a bending and bending back step.
  • the annealing step is to heat at a temperature of 750 ° C. or higher after the heating temperature, cool the region of 550 to 700 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C./s or more, and in the heating and cooling, the temperature range of 750 ° C. or higher. It refers to a process whose residence time is 30 seconds or more.
  • the manufacturing method of the said hot rolled sheet or cold rolled sheet is not specifically limited.
  • the slab used for manufacture of a hot rolled sheet or a cold rolled sheet by a continuous casting method.
  • the slab can also be produced by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • To hot-roll the slab the slab may be cooled to room temperature and then re-heated for hot rolling, or the slab may be charged in a heating furnace without being cooled to room temperature. Can also be done.
  • an energy saving process in which hot rolling is performed immediately after performing a slight heat retention can also be applied. When heating the slab, it is preferable to heat to 1100 ° C.
  • the heating temperature of the slab is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the slab heating temperature is the temperature of the slab surface.
  • finish rolling may increase anisotropy and reduce workability after cold rolling and annealing, it is preferably performed at a finishing temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point.
  • lubrication rolling with a friction coefficient of 0.10 to 0.25 in all passes or a part of the finishing rolling.
  • the steel sheet wound up after hot rolling is subjected to heat treatment and cold rolling as necessary after removing the scale by pickling or the like.
  • Heating temperature 750 ° C. or more
  • the annealing temperature is set to 750 ° C. or higher.
  • the upper limit is not particularly defined, 950 ° C. or lower is preferable from the viewpoint of operability.
  • the H 2 O concentration in the furnace atmosphere in the temperature range of 750 to 900 ° C. is preferably 500 to 5000 ppm.
  • the amount of carbon in the vicinity of the surface is reduced, and the number density of carbides having a particle size of 0.5 ⁇ m or more in a region within 10 ⁇ m in the thickness direction from the steel sheet surface can be reduced to 10 5 / mm 2 or less.
  • the impact property can be further improved.
  • Average cooling rate in the region of 550 to 700 ° C . 3 ° C./s or more If the average cooling rate in the region of 550 to 700 ° C. is less than 3 ° C./s, the bainite containing no ferrite or carbide exceeds 55% in a large area ratio. The desired steel structure cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate in the region of 550 to 700 ° C. is set to 3 ° C./s or more.
  • the upper limit is not particularly specified, but is preferably 500 ° C./s or less from the viewpoint of operability.
  • reheating may be performed with a residence time in the temperature range of Ms to 600 ° C. and Ms to 600 ° C. for 1 to 100 seconds.
  • the residence time 30 seconds or longer
  • austenite generation is insufficient, and a desired steel structure is obtained in the steel sheet. It becomes impossible. Therefore, the annealing holding time is 30 seconds or more.
  • the upper limit is not particularly specified, but 1000 seconds or less is preferable from the viewpoint of operability.
  • the temperature and time conditions until plating application are not specifically defined, since it is necessary to contain austenite after galvanization or alloying, the temperature until application of plating is preferably 350 ° C. or higher.
  • the galvanizing process is a process in which galvanizing is performed on the annealed plate after the annealing process, and further alloying treatment is performed as necessary.
  • Fe 0 to 20.0%
  • Al 0.001% to 1.0%
  • the method for the plating treatment is not particularly limited, and a general method such as hot dip galvanization or electrogalvanization may be employed, and the conditions may be set as appropriate. Moreover, you may perform the alloying process heated after hot dip galvanization.
  • the heating temperature for the alloying treatment is not particularly limited, but is preferably 460 to 600 ° C.
  • the bending and bending back process is a single bending and bending process at a bending radius of 500 to 1000 mm in the direction perpendicular to the rolling direction in the temperature range of Ms to Ms-200 ° C during cooling after the galvanizing process. This is a step of performing the above cooling to 50 ° C. or lower.
  • the galvanized layer During cooling after galvanization or galvanization alloying, the galvanized layer has a gap that penetrates the entire thickness of the galvanized layer (to divide the total thickness of the galvanized layer in order to reduce residual stress due to the difference in expansion coefficient with the steel sheet. Gap).
  • the galvanized layer changes. Furthermore, the formation of gaps in the galvanized layer also changes by controlling the tension applied to the surface by bending.
  • the gap density can be adjusted to a desired range.
  • the bending angle is preferably in the range of 60 to 180 °. If any of the temperature range, the bending radius, and the number of bending processes is out of the specified range, a desired gap density cannot be obtained, and bendability and impact resistance deteriorate. In addition, it is necessary to perform bending bending return processing over the whole board, and it is preferable that bending bending return processing is performed over the whole board with a roll at the time of conveyance of a steel plate.
  • the Ms point is a temperature at which martensitic transformation starts and is determined by a formaster.
  • Cooling to 50 ° C or below is necessary for the subsequent oil coating.
  • the cooling rate in the cooling is not particularly limited, but the average cooling rate is usually 1 to 100 ° C./s.
  • temper rolling is performed after the cooling, and that bending and unbending are performed three or more times at a bending radius of 500 mm or less in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • the gap density can be further increased, and bendability and impact resistance can be further improved.
  • the area ratio of ferrite, martensite, and bainite is the ratio of the area of each structure to the observation area. These area ratios are obtained by cutting a sample from the steel sheet after annealing and parallel to the rolling direction. After polishing the surface, it was corroded with 3% nital, and a 1/4 position in the thickness direction from the surface was photographed with SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times, respectively, and three images were taken from the obtained image data, Media Cybernetics, Inc.
  • the area ratio of each tissue is obtained using Image-Pro manufactured by the company, and the average area ratio of the visual field is defined as the area ratio of each tissue.
  • ferrite is black
  • martensite and residual austenite is white or light gray
  • bainite is black or dark gray containing oriented carbide and / or island martensite (because grain boundaries between bainite can be confirmed)
  • a bainite containing no carbide can be distinguished from a bainite containing carbide.
  • Island-like martensite is distinguished as white or light gray in the image data as shown in FIG.
  • the area ratio of bainite is the area ratio of the black or dark gray portion excluding the white or light gray portion in the bainite.
  • the area ratio of martensite was determined by subtracting the area ratio of residual austenite described later (the volume ratio is regarded as the area ratio) from the area ratio of the white or light gray structure.
  • the martensite may be autotempered martensite containing carbide or tempered martensite. It should be noted that martensite containing carbide is different from bainite because the carbide orientation is not uniform. Island-like martensite is also martensite having any of the above characteristics. In the present invention, a white portion that is not dotted or linear is distinguished as the martensite or retained austenite. Moreover, although it may not contain in this invention, perlite can be distinguished as a black and white layered structure.
  • the volume ratio of retained austenite is obtained by grinding an annealed steel sheet to 1 ⁇ 4 of the plate thickness and further polishing 0.1 mm by chemical polishing, using Mo Ka line with an X-ray diffractometer, and fcc iron (The integrated reflection intensity of the (200) plane, (220) plane, (311) plane of austenite) and the (200) plane, (211) plane, and (220) plane of bcc iron (ferrite) was measured. The volume ratio was obtained from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of fcc iron to the integrated reflection intensity from each surface.
  • V (F + B1) means the total area ratio of bainite not containing ferrite and carbide
  • V (M + B2) means the total area ratio of bainite containing martensite and carbide
  • V ( ⁇ ) means the area ratio of retained austenite, other: the area ratio of phases other than the above.
  • gap density For the thickness cross section in the direction perpendicular to the rolling direction of the galvanized layer, 30 field images were photographed at 3000 times near the surface layer by SEM, and the number of gaps that divide the total plating thickness existing in the field of view was determined. The gap density was determined by dividing by 10 to 10 or more mm. An example of the photographed image is shown in FIG.
  • Microstructure observation (surface carbide density) In the region within 10 ⁇ m in the plate thickness center side in the plate thickness direction from the steel plate surface (interface between the plate and the plating layer) in the plate thickness section in the direction perpendicular to the rolling direction of the galvanized layer, the grain size is 0. (Carbide number density of 5 ⁇ m or more) First, the carbide observation of 5 fields of view is performed by SEM at 1500 times, and the number of particles having a particle diameter of 0.5 ⁇ m or more is confirmed in the field of view. It was determined by dividing by the total area of the region within 10 ⁇ m in the thickness direction.
  • Tensile test JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z 2201) was sampled from the annealed plate in a direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241 with a strain rate of 10 ⁇ 3 / s was performed. TS was determined. In the present invention, 1180 MPa or more was accepted.
  • Bendability A strip-shaped test piece having a width of 30 mm and a length of 100 mm with the direction parallel to the rolling direction as the bending test axis direction was collected from the annealed plate and subjected to a bending test. Stroke speed is 10 mm / s, indentation load is 10 ton, pressing holding time is 5 seconds, 90 ° V bending test is performed, and the ridgeline part of the bending apex is observed with a 10 times magnifier, and cracks of 0.5 mm or more are observed. The minimum bending radius that disappeared was determined, and R / t obtained by dividing the minimum bending radius by the plate thickness was 2.5 or less.
  • Post-bending properties Bending is performed in the same manner as the bendability evaluation under the conditions of a bending angle of 90 °, a temperature of 45 ° C, and a bending radius of 5mm, and a sample is cut out from the center of the width of the bending ridgeline and perpendicular to the bending ridgeline.
  • a 30-field image of the vicinity of the bending apex was taken with a SEM at 3000 magnifications, and the gap density was obtained by dividing the number of gaps dividing the total plating thickness existing in the field of view by the steel sheet surface line length of the entire field of view. , 50 / mm or more was regarded as acceptable.
  • a Vickers hardness test is performed at a position of 50 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel plate under the conditions of a load of 50 gf and a score of 5 points, and an average of three points excluding the maximum value and the minimum value is obtained.
  • the Vickers hardness HV (bending portion HV) at a position of 50 ⁇ m in the thickness direction from the surface in the bending portion was set as 350 or more.
  • the comparative example which is out of the scope of the present invention does not have a desired strength, does not have a bendability, or does not have a post-processing impact resistance.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel plate having a TS of 1180 MPa or more and having excellent impact resistance and a high-strength galvanized steel plate having excellent bendability and post-processing impact resistance.
  • the high-strength member and the high-strength steel plate of the present invention are used for automobile parts, it can greatly contribute to the improvement of automobile collision safety and fuel consumption.

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Abstract

加工後の耐衝撃性を改善できる高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法、当該鋼板を用いて得た高強度部材を提供する。　特定の成分組成と、フェライトと炭化物を有さないベイナイトを面積率の合計で０～５５％、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトを面積率の合計で４５～１００％、残留オーステナイトを面積率で０～５％からなる鋼組織と、を有する鋼板と、該鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を備え、前記亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が１０個／ｍｍ以上であることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板とする。

Description

高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は、自動車用部品に好適な、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
　自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から、自動車用部品に用いられる鋼板には、高強度化が求められている。しかしながら、鋼板の高強度化は、一般に加工性の低下を招くため、強度と加工性の両方に優れた鋼板の開発が必要とされている。特に、引張強度（以下、ＴＳ）が１１８０ＭＰａを超える高強度鋼板は、ロッカー部品など曲げ主体の加工が施されることが多く、曲げ性に優れることが求められている。加えて、このような部品は腐食環境下で使用されるため、このような部品の製造に用いられる鋼板は高い防錆性を有することが要求される。さらには部品のパフォーマンスとして乗員保護の観点から、部品の製造に用いられる鋼板は、優れた耐衝撃性を有することも重要となる。
　特許文献１では曲げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。特許文献２では耐衝撃性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
特開２００１－１１５６５号公報 特開２０１２－３１４６２号公報
　しかしながら、特許文献１では耐衝撃性、特に加工後の耐衝撃性については考慮されておらず、改善の余地がある。また、特許文献２に記載の技術も、加工後の耐衝撃性を考慮したものではない。
　本発明は以上の課題を解決するためになされたものであり、その目的は、加工後の耐衝撃性を改善できる高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法、当該鋼板を用いて得た高強度部材を提供することにある。
　本発明者らは、上記した課題を達成するため、鋭意研究を重ねた結果、めっき鋼板においては部品加工後の耐衝撃特性は必ずしも鋼板特性のみによらず、めっき状態に強く影響されることを知見した。この知見に基づき、特定の成分組成に調整し、特定の鋼組織に調整するとともに、亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面におけるめっき層全厚を分断する間隙の密度を調整することで上記課題を解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。より具体的には本発明は以下のものを提供する。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトと炭化物を有さないベイナイトを面積率の合計で０～５５％、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトを面積率の合計で４５～１００％、残留オーステナイトを面積率で０～５％からなる鋼組織と、を有する鋼板と、該鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を備え、前記亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が１０個／ｍｍ以上であることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～２．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～２．０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％から選ばれる１種以上を含むことを特徴とする［１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［３］鋼板表面から板厚方向に１０μｍ以内の領域において、円相当径が０．５μｍ以上の炭化物個数密度が１０５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［４］前記亜鉛めっき層は、合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする［１］～［３］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
　［５］［１］～［４］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板を曲げ加工してなる曲げ加工部を有し、前記曲げ加工部において表面から板厚方向に５０μｍの位置における、下記測定方法で測定したビッカース硬さＨＶが３５０以上であり、前記曲げ加工部において、圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が５０個／ｍｍ以上であることを特徴とする高強度部材。
（測定方法）
　曲げ加工部の稜線の幅中央部よりサンプルを切り出し、稜線と直角な板厚断面について、鋼板表面から板厚方向に５０μｍの位置で、荷重５０ｇｆ、点数５点の条件でビッカース硬さ試験を行い、最大値と最小値を除いた３点の平均を求める。
　［６］［１］または［２］に記載の成分組成を有する熱延板又は冷延板を、加熱温後が７５０℃以上の条件で加熱し、５５０～７００℃の領域を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、前記加熱および冷却において７５０℃以上の温度域の滞留時間が３０秒以上である焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の焼鈍板に亜鉛めっきを施し、必要に応じてさらに合金化処理を施す亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程後の冷却中のＭｓ～Ｍｓ－２００℃の温度域において、圧延方向に対して垂直方向に、曲げ半径５００～１０００ｍｍで曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行い、５０℃以下まで冷却する曲げ曲げ戻し工程と、を有することを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［７］さらに、前記曲げ曲げ戻し工程後に、調質圧延を施す調質圧延工程と、前記調質圧延後に、圧延方向に対して直角方向に、曲げ半径５００ｍｍ以下で曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ３回以上行う第二曲げ曲げ戻し工程とを有することを特徴とする［６］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［８］前記焼鈍工程において、７５０～９００℃の温度域における炉内雰囲気のＨ２Ｏ濃度が５００～５０００ｐｐｍであることを特徴とする［６］または［７］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を用いれば、加工後に優れた耐衝撃性を有する部品等の製品を得ることができる。
炭化物を有するベイナイト（ａ）、炭化物を有しないベイナイト（ｂ）を説明するための図である。 めっき層の間隙を示す画像の一例である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度亜鉛めっき鋼板＞
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板と当該鋼板上に形成された亜鉛めっき層とを有する。先ず、鋼板について説明し、続いて亜鉛めっき層について説明する。
　上記鋼板は、特定の成分組成と、特定の鋼組織とを有する。成分組成と、鋼組織の順で鋼板について説明する。
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板における鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
　また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～２．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～２．０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％から選ばれる１種以上を含んでもよい。以下、各成分について説明する。成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味するものとする。
　Ｃ：０．０５～０．３０％
　Ｃは、マルテンサイトや、炭化物を含むベイナイトを生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満ではこのような効果が十分得られず、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上または曲げ加工部において表面から板厚方向に５０μｍの位置におけるビッカース硬さＨＶ：３５０以上が達成できない。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えるとマルテンサイトが硬化して曲げ性の劣化が顕著になり、また耐衝撃性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０５～０．３０％とする。下限について好ましいＣ含有量は０．０６以上である。より好ましくは０．０７以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．２５％以下である。より好ましくは０．２０％以下である。
　Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）
　Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、耐衝撃性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下とする。Ｓｉの下限値は特に限定されないが、通常は、０．０１％以上である。
　Ｍｎ：１．５～４．０％
　Ｍｎは、マルテンサイトや、炭化物を含むベイナイトを生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．５％未満ではこうした効果が十分得られない。また、Ｍｎ含有量が１．５％未満では本発明に好ましくないフェライトや、炭化物を含まないベイナイトが生成して、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上または曲げ加工部において表面から板厚方向に５０μｍの位置におけるビッカース硬さＨＶ：３５０以上が達成できない。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると耐衝撃性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５～４．０％以下である。下限について好ましいＭｎ含有量は２．０％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は３．５％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下（０％を含まない）
　Ｐは、耐衝撃性が劣化するため、その量は極力低減することが望ましい。本発明ではＰ含有量が０．１００％まで許容できる。下限は特に規定しないが、０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．００１％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
　Ｓは、耐衝撃性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＳ含有量が０．０２％まで許容できる。下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
　Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない）
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。脱酸剤として用いる観点からは、Ａｌ含有量は０．０１％以上が好ましい。多量にＡｌを含有すると本発明に好ましくないフェライトや炭化物を含まないベイナイトが多量に生成して、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上または曲げ加工部において表面から板厚方向に５０μｍの位置におけるビッカース硬さＨＶ：３５０以上と耐衝撃性を両立できない。本発明ではＡｌ含有量が１．０％まで許容される。好ましくは０．５０％以下とする。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、必要に応じてＣｒ：０．００５～２．０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～２．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～２．０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％から選ばれる１種以上を含有してもよい。
　Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、マルテンサイトや、炭化物を含むベイナイトを生成させ、高強度化に寄与する有効な元素である。このような効果を得るにはそれぞれ含有量を上記範囲にすることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量が上限を超えると、耐衝撃性が劣化する。下限について、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量の好ましい範囲は０．０５％以上である。上限についてＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量の好ましい範囲は０．７％以下である。
　Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉは炭化物を形成して、析出強化により高強度化に有効な元素である。このような効果を得るにはそれぞれ含有量を上記範囲にすることが好ましい。Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉはそれぞれの含有量が上限を超えると炭化物が粗大化して本発明の耐衝撃性が得られなくなる。下限について、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉのそれぞれの含有量の好ましい範囲は０．０１％以上である。上限について、Ｎｂ、Ｔｉのそれぞれの含有量の好ましい範囲は０．０５％以下である。上限について、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの含有量の好ましい範囲は０．５％以下である。
　Ｂは鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトや、炭化物を含むベイナイトを生成させ、高強度化に寄与する有効な元素である。こうした効果を得るにはＢ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると介在物が増加して、曲げ性が劣化する。下限について、好ましいＢ含有量は０．０００５％以上である。上限について好ましいＢ含有量は０．００４０％以下である。
　Ｃａ、ＲＥＭは、介在物の形態制御により耐衝撃性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ含有量を上記範囲にすることが好ましい。Ｃａ、ＲＥＭの含有量が上限を超えると、介在物量が増加して曲げ性が劣化する。下限についてＣａ、ＲＥＭの含有量の好ましい範囲は、０．０００５％以上である。上限についてＣａ、ＲＥＭの含有量の好ましい範囲は、０．００４０％以下である。
　Ｓｎ、Ｓｂは脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ含有量を上記範囲にすることが好ましい。Ｓｎ、Ｓｂの含有量がそれぞれ上限を超えると耐衝撃性が劣化する。下限について、Ｓｎ、Ｓｂの含有量の好ましい範囲は、０．０１０％以上である。上限について、Ｓｎ、Ｓｂの含有量の好ましい範囲は、０．１０％以下である。
　なお、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂの含有量が、上記の下限値未満であっても、本発明の効果を害さない。したがって、これらの成分の含有量が上記下限値未満の場合はこれらの元素を不可避的不純物として含むものとして扱う。
　また、本発明では、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ等の不可避的不純物元素を合計で０．００２％まで含んでも構わない。また、Ｎを不可避的不純物として０．００８％以下含んでもよい。
　続いて、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の鋼組織について説明する。上記鋼組織は、フェライトと炭化物を有さないベイナイトを面積率の合計で０～５５％、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトを面積率の合計で４５～１００％、残留オーステナイトを面積率で０～５％からなる。
　フェライトと炭化物を有しないベイナイトの面積率の合計：０～５５％
　フェライトと、炭化物を有しないベイナイトとは、鋼板の延性を高めるため、適宜含有できるがその面積率の合計が５５％を超えると、所望の強度が得られなくなる。したがって、フェライトと炭化物を有しないベイナイトの面積率の合計は０～５５％、好ましくは０～５０％とする。炭化物を有しないベイナイトとは、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、表面から板厚方向に１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で撮影し、得られた画像データにおいて、炭化物を確認できない場合を指す。図１に示す通り、画像データにおいて、炭化物は白色の点状あるいは線状という特徴を有する部分である。ここで、炭化物とはセメンタイトなどの鉄系の炭化物、Ｔｉ系の炭化物、Ｎｂ系の炭化物等が例示できる。なお、上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
　マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトの面積率の合計：４５～１００％
　マルテンサイトと、炭化物を有するベイナイトとは、本発明のＴＳと耐衝撃性を得るのに必要な組織である。このような効果は、該面積率の合計を４５％以上とすることで得られる。したがって、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトの面積率の合計は４５～１００％とする。炭化物を有するベイナイトとは、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、表面から板厚方向に１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で撮影し、得られた画像データにおいて、炭化物を確認できる場合を指す。なお、上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
　残留オーステナイトの面積率：０～５％
　本発明において、残留オーステナイトを含むことは好ましくないが、面積率で５％まで許容される。５％を超えると耐衝撃性が劣化する。したがって、残留オーステナイトは０～５％、好ましくは０～３％とする。なお、上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
　なお、上記以外の相としてはパーライトが挙げられ、面積率で１０％までは許容できる。
　粒径（円相当径）が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度が１０５個／ｍｍ２以下
　また、本発明では、鋼板表面から板厚方向に１０μｍの領域において、粒径が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度を１０５個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。これを満たすことで耐衝撃性をさらに高めることができる。下限については、０．０５×１０５個／ｍｍ２以上が好ましい。ここで粒径とは炭化物の面積を同面積の円に換算したときの円の相当径を意味する。また、粒径の確認方法や個数密度の測定方法は実施例に記載の通りである。
　次に、亜鉛めっき層について説明する。亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な方向の板厚断面における亜鉛めっき層全厚をめっき層表面から板厚方向に向かって分断する間隙の板幅方向の密度（「間隙密度」と呼ぶ場合がある）が１０個／ｍｍ以上である。
　上記間隙密度が１０個／ｍｍ未満では、曲げ性や加工後の耐衝撃性が劣化する。したがって、亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面におけるめっき層全厚を分断する間隙の密度は１０個／ｍｍ以上とする。また、上記間隙密度が１００個／ｍｍを超えるとパウダリング性を損ねるため上記間隙密度は１００個／ｍｍ以下が好ましい。「めっき層全厚を分断する間隙」とは、間隙の両端が亜鉛めっき層の厚み方向両端まで到達している間隙を意味する。なお、上記間隙密度の測定は実施例に記載の通りである。
　また、亜鉛めっき層とは、公知のめっき法で形成された層を意味する。また、亜鉛めっき層には、合金化処理してなる合金化亜鉛めっき層も含む。なお、亜鉛めっきの組成はＡｌが０．０５～０．２５％、残部が亜鉛と不可避的不純物とからなることが好ましい。
　＜高強度部材＞
　本発明の高強度部材は、上記本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を曲げ加工してなる曲げ加工部を有する。曲げ加工とは例えば、Ｒ（曲げ半径）／ｔ（板厚）が１～５、曲げ角度が６０～９０°、曲げる際の温度が１００℃以下の条件で行う加工である。なお、Ｒは曲げ加工部の内側のＲを意味する。
　上記曲げ加工部において表面から板厚方向に５０μｍの位置におけるビッカース硬さＨＶが３５０以上である。該ビッカース硬さＨＶが３５０未満では本発明の高強度が達成されない。上限は特に限定されないが６００を超えると遅れ破壊の恐れがあるため６００以下が好ましい。また、曲げ加工部の曲げ半径は特に規定はしないが、２０ｍｍ以下が好ましい。曲げ加工方法は特に問わない。引張曲げや複数回曲げをしても構わない。なお、ビッカース硬さＨＶは実施例に記載の方法で得た値を採用する。
　また、上記曲げ加工部において、圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が５０個／ｍｍ以上である。該間隙密度を５０個／ｍｍ以上とすることで耐衝撃性が向上する。その機構は明らかではないが間隙先端の鋼板における応力集中が緩和されるためと推測される。５０個／ｍｍ未満ではこのような効果は得られない。また、５００個／ｍｍを超えるとパウダリング性が劣化する場合があるため上記間隙密度は５００個／ｍｍ以下が好ましい。「めっき層全厚を分断する間隙」とは、上記と同様、間隙の両端が亜鉛めっき層の厚み方向両端まで到達している間隙を意味する。
　＜高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
　本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、焼鈍工程と、亜鉛めっき工程と、曲げ曲げ戻し工程と、を有する。
　焼鈍工程とは、加熱温後が７５０℃以上の条件で加熱し、５５０～７００℃の領域を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、前記加熱および冷却において７５０℃以上の温度域の滞留時間が３０秒以上である工程を指す。
　なお、上記熱延板や冷延板の製造方法は特に限定されない。熱延板や冷延板の製造に用いるスラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。また、上記スラブは、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりするため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。スラブを熱間圧延する際は、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。仕上げ圧延は、異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、Ａｒ３変態点以上の仕上げ温度で行うことが好ましい。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０～０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。熱間圧延後に巻き取られた鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、熱処理、冷間圧延が必要に応じて施される。
　加熱温度（焼鈍温度）：７５０℃以上
　焼鈍温度が７５０℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となる。焼鈍により生成したオーステナイトはベイナイト変態やマルテンサイト変態により最終組織におけるマルテンサイトあるいはベイナイト（炭化物を有するもの有さないものの両方を含む）となるため、オーステナイトの生成が不十分になると、上記鋼板において所望の鋼組織が得られなくなる。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。上限は特に規定しないが操業性等の観点からは９５０℃以下が好ましい。
　Ｈ２Ｏ濃度：５００～５０００ｐｐｍ
　また、上記焼鈍において７５０～９００℃の温度域における炉内雰囲気のＨ２Ｏ濃度を５００～５０００ｐｐｍとすることが好ましい。これにより、表面近傍の炭素量が低減し、鋼板表面から板厚方向に１０μｍ以内の領域における粒径０．５μｍ以上の炭化物個数密度を１０５個／ｍｍ２以下とすることが可能となり、耐衝撃性をさらに向上させることができる。
　５５０～７００℃の領域の平均冷却速度：３℃／ｓ以上
　５５０～７００℃の領域の平均冷却速度が３℃／ｓ未満ではフェライトや炭化物を含まないベイナイトが面積率で５５％を超えて多量に生成して、所望の鋼組織が得られない。したがって、５５０～７００℃の領域の平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、操業性等の観点からは５００℃／ｓ以下が好ましい。
　上記冷却後に、加熱温度Ｍｓ～６００℃、Ｍｓ～６００℃の温度域の滞留時間が１～１００秒の再加熱を行ってもかまわない。
　滞留時間：３０秒以上
　上記加熱および冷却において７５０℃以上の温度域の滞留時間（焼鈍保持時間）が３０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分となって、上記鋼板において所望の鋼組織が得られなくなる。したがって、焼鈍保持時間は３０秒以上とする。上限は特に規定しないが、操業性等の観点からは１０００秒以下が好ましい。
　なお、めっき付与までの間の温度および時間条件は特に規定しないが、亜鉛めっき後あるいは合金化後にオーステナイトを含有する必要があるため、めっき付与までの温度は３５０℃以上であることが好ましい。
　亜鉛めっき工程とは、焼鈍工程後の焼鈍板に亜鉛めっきを施し、必要に応じてさらに合金化処理を施す工程である。例えば、質量％で、Ｆｅ：０～２０．０％、Ａｌ：０．００１％～１．０％を含有し、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計０～３０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を、冷却された焼鈍板の表面に形成する。めっき処理の方法は特に限定されず、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等の一般的な方法を採用すればよく、条件も適宜設定すればよい。また、溶融亜鉛めっき後に加熱する合金化処理を行ってもよい。合金化処理のための加熱温度は特に限定されないが４６０～６００℃が好ましい。
　曲げ曲げ戻し工程とは、亜鉛めっき工程後の冷却中のＭｓ～Ｍｓ－２００℃の温度域において、圧延方向に対して直角方向に、曲げ半径５００～１０００ｍｍで曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行い、５０℃以下まで冷却する工程である。
　亜鉛めっき後あるいは亜鉛めっき合金化後の冷却中に、亜鉛めっき層では鋼板との膨張率差による残留応力緩和のために、亜鉛めっき層全厚を貫通する間隙（亜鉛めっき層全厚を分断する間隙）を形成する。この際、オーステナイトを含有していると、Ｍｓ点以下になった時にマルテンサイト変態による膨張が生じ、亜鉛めっき層中の間隙の形成が変化する。さらに曲げ加工により表面に付加される張力を制御することでも亜鉛めっき層中の間隙形成は変化する。これらを上記範囲、すなわちＭｓ～Ｍｓ－２００℃の温度域で曲げ半径５００～１０００ｍｍで曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上（好ましくは２～１０回）施すことで、高強度亜鉛めっき鋼板の間隙密度を所望の範囲に調整できる。また、曲げ角度は６０～１８０゜の範囲にあることが好ましい。温度域、曲げ半径、および曲げ加工数のいずれかが規定外になると所望の間隙密度が得られず、曲げ性や耐衝撃性が劣化する。なお、曲げ曲げ戻し加工は板全体にわたって施す必要があり、曲げ曲げ戻し加工には、鋼板の搬送時にロールにより曲げ曲げ戻し加工が板全体にわたって行われるようにすることが好ましい。なお、Ｍｓ点とはマルテンサイト変態が開始する温度でありフォーマスタにより求める。
　上記曲げ曲げ戻し後に、５０℃以下まで冷却する。５０℃以下までの冷却はその後の塗油等のために必要である。なお、上記冷却における冷却速度は特に限定されないが、通常、平均冷却速度が１～１００℃／ｓである。
　上記冷却後に調質圧延を行うとともに、圧延方向対して直角方向に、曲げ半径５００ｍｍ以下で曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ３回以上行うことが好ましい。この３回以上の曲げ曲げ戻しにより、上記間隙密度をより高め、曲げ性や耐衝撃性をさらに向上させることができる。但し、上記Ｍｓ～Ｍｓ－２００℃での曲げ及び曲げ戻し加工が適正に行われない場合、このような効果は得られない。なお、冷却後に調質圧延のみを行ってもよい。
　表１に示す成分組成の鋼を転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、１２００℃に加熱後、粗圧延、仕上げ圧延して、厚さ３．０ｍｍの熱延板とした。熱延の仕上げ圧延温度は９００℃、巻取り温度は５００℃とした。次いで、酸洗後、一部板厚１．４ｍｍに冷間圧延し冷延板を製造し焼鈍に供した（Ｎｏ．９については、加熱温度Ｍｓ～６００℃、Ｍｓ～６００℃の温度域の滞留時間が１～１００秒の再加熱を行った。）。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２に示す条件で行い、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板１～２３を作製した。ここで、亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）は４６０℃のめっき浴中に浸漬し、付着量３５～４５ｇ／ｍ２のめっきを形成させ、合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）はめっき形成後４６０～６００℃で１～６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。得られためっき鋼板に表２に示す条件で曲げ曲げ戻し加工を施し、５０℃以下まで冷却した。一部の例では伸長率０．３％の調質圧延後に曲げ曲げ戻しを行った。なお、いずれの曲げ曲げ戻しも、ロールにより板全体に曲げ曲げ戻し加工する方法で行った。そして、以下の試験方法にしたがい、組織観察、引張特性、曲げ性、引張後耐衝撃性を評価した。
　組織観察（各相の面積率）
　フェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことであり、これらの面積率は、焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、表面から板厚方向に１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、視野の平均面積率を各組織の面積率とする。画像データにおいて、フェライトは黒、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白または明灰色、ベイナイトは方位の揃った炭化物または島状マルテンサイトあるいはその両方を含む黒または暗灰色（ベイナイト間の粒界を確認できるため炭化物を含まないベイナイトと炭化物を含むベイナイトとを区別できる。なお、島状マルテンサイトとは図１に示す通り、画像データにおいて白色または明灰色の部分である。）として区別される。なお、本発明においてベイナイトの面積率は上記ベイナイト中の白または明灰色の部分を除いた黒または暗灰色の部分の面積率である。マルテンサイトの面積率は該白または明灰色組織の面積率から後述する残留オーステナイトの面積率（体積率を面積率とみなす）を差し引くことで求めた。なお、本発明において、マルテンサイトは炭化物を含むオートテンパードマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトであっても構わない。なお炭化物を含むマルテンサイトは、炭化物方位は揃っておらずベイナイトとは異なる。島状マルテンサイトも上記のいずれかの特徴を持つマルテンサイトである。また、本発明において点状または線状でない白色部は上記マルテンサイトあるいは残留オーステナイトとして区別した。また、本発明では含有しない場合もあるが、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別できる。
　なお、残留オーステナイトの体積率は焼鈍後の鋼板を板厚の１／４まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫa線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求めた。
　なお、表中の「V(F+B1)」はフェライトと炭化物を含まないベイナイトの合計面積率を意味し、「V（M+B2）」はマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計面積率を意味し、「V(γ)」は残留オーステナイトの面積率、その他：前記以外の相の面積率を意味する。
　組織観察（間隙密度）
　亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な方向の板厚断面について、ＳＥＭにより表層付近を３０００倍で３０視野像撮影し、視野に存在するめっき全厚を分断する間隙数を視野全体の鋼板表面線長で除すことで間隙密度を求め、１０個／ｍｍ以上を合格とした。なお、撮影された画像の一例を図２に示した。
　組織観察（表層炭化物密度）
　表層炭化物密度（亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な方向の板厚断面における鋼板表面（鋼板とめっき層との界面）から板厚方向に板厚中央側１０μｍ以内の領域において、粒径が０．５μｍ以上の炭化物個数密度）は、先ず、ＳＥＭで１５００倍で５視野の炭化物観察を行い、該視野において粒径が０．５μｍ以上の粒子数を確認し、その数を観察視野の鋼板表面から板厚方向に１０μｍ以内の領域の総面積で除することで求めた。
　引張試験
　焼鈍板より圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。なお、本発明では１１８０ＭＰａ以上を合格とした。
　耐衝撃性
　上記と同様の引張試験において、１％のひずみ量まで引張加工を施した後、該試験片の中央部より平行部の幅５ｍｍ、長さ７ｍｍの試験片を用い、歪速度２０００／ｓで引張試験を行ったときの歪量５％までの吸収エネルギーＡＥ１で評価した（鉄と鋼、８３（１９９７）、Ｐ．７４８）。吸収エネルギーは応力－真歪曲線を歪量０～５％の範囲で積分することにより求めた。該吸収エネルギーＡＥ１と上記引張試験でのＴＳとの比（ＡＥ１／ＴＳ）が０．０５０以上を合格とした。なお、この評価で加工後の耐衝撃性に優れると評価できる。
　曲げ性
　焼鈍板より圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊形の試験片を採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が１０ｍｍ／ｓ、押込み荷重が１０ｔｏｎ、押付け保持時間５秒、９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、０．５ｍｍ以上の亀裂が認められなくなる最小曲げ半径を求め、この最小曲げ半径を板厚で除したＲ／ｔが２．５以下を合格とした。
　曲げ加工後特性
　曲げ性評価と同様の方法で、曲げ角度９０°、温度４５℃、曲げ半径が５ｍｍの条件で曲げ加工を行い、曲げ稜線部の幅中央部よりサンプルを切り出し、曲げ稜線と直角な板厚断面について、ＳＥＭにより曲げ頂点付近を３０００倍で３０視野像撮影し、視野に存在するめっき全厚を分断する間隙数を視野全体の鋼板表面線長で除すことで間隙密度を求め、５０個／ｍｍ以上を合格とした。また、該板厚断面について、鋼板表面から板厚方向に５０μｍの位置で、荷重５０ｇｆ、点数５点の条件でビッカース硬さ試験を行い、最大値と最小値を除いた３点の平均を求め、これを曲げ加工部における表面から板厚方向に５０μｍの位置におけるビッカース硬さＨＶ（曲げ部　ＨＶ）とし、３５０以上を合格とした。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　発明例では、いずれも優れた曲げ性および加工後耐衝撃性を有する高強度鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は所望の強度が得られていないか、曲げ性が得られていないか、加工後耐衝撃性が得られていない。
産業上利用の可能性
本発明によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、優れた耐衝撃性を有する高強度部材用鋼板および優れた曲げ性および加工後耐衝撃性を有する高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の高強度部材および高強度鋼板を自動車部品用途に使用すると、自動車の衝突安全性改善と燃費向上に大きく寄与することができる。 
 

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．３０％、
    Ｓｉ：３．０％以下、
    Ｍｎ：１．５～４．０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：１．０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　フェライトと炭化物を有さないベイナイトを面積率の合計で０～５５％、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトを面積率の合計で４５～１００％、残留オーステナイトを面積率で０～５％からなる鋼組織と、を有する鋼板と、
    　該鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を備え、
    　前記亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が１０個／ｍｍ以上であることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００５～２．０％、
    Ｍｏ：０．００５～２．０％、
    Ｖ：０．００５～２．０％、
    Ｎｉ：０．００５～２．０％、
    Ｃｕ：０．００５～２．０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
    Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、
    Ｓｎ：０．００１０～０．５０％から選ばれる１種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  3. 　鋼板表面から板厚方向に１０μｍ以内の領域において、円相当径が０．５μｍ以上の炭化物個数密度が１０５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記亜鉛めっき層は、合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板を曲げ加工してなる曲げ加工部を有し、
    　前記曲げ加工部において表面から板厚方向に５０μｍの位置における、下記測定方法で測定したビッカース硬さＨＶが３５０以上であり、
    　前記曲げ加工部において、圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が５０個／ｍｍ以上であることを特徴とする高強度部材。
    （測定方法）
    　曲げ加工部の稜線の幅中央部よりサンプルを切り出し、稜線と直角な板厚断面について、鋼板表面から板厚方向に５０μｍの位置で、荷重５０ｇｆ、点数５点の条件でビッカース硬さ試験を行い、最大値と最小値を除いた３点の平均を求める。
  6. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する熱延板又は冷延板を、加熱温後が７５０℃以上の条件で加熱し、５５０～７００℃の領域を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、前記加熱および冷却において７５０℃以上の温度域の滞留時間が３０秒以上である焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の焼鈍板に亜鉛めっきを施し、必要に応じてさらに合金化処理を施す亜鉛めっき工程と、
    　前記亜鉛めっき工程後の冷却中のＭｓ～Ｍｓ－２００℃の温度域において、圧延方向に対して垂直方向に、曲げ半径５００～１０００ｍｍで曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行い、５０℃以下まで冷却する曲げ曲げ戻し工程と、を有することを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　さらに、前記曲げ曲げ戻し工程後に、調質圧延を施す調質圧延工程と、
    　前記調質圧延後に、圧延方向に対して直角方向に、曲げ半径５００ｍｍ以下で曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ３回以上行う第二曲げ曲げ戻し工程とを有することを特徴とする請求項６に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　前記焼鈍工程において、７５０～９００℃の温度域における炉内雰囲気のＨ２Ｏ濃度が５００～５０００ｐｐｍであることを特徴とする請求項６または７に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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