(57)【要約】【課題】９８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、自動車衝突時においても脆性破壊を起こし難いエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．２０質量％，Ｓｉ：０．３〜１．５質量％，Ｍｎ：１．０〜２．５質量％，Ｐ：０．１質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、溶融亜鉛めっきラインにて、７５０〜９００℃での保持の後２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍とその後の溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき後ただちに４６０〜５３０℃の温度域で合金化することにより、基材鋼板のミクロ組織を、マルテンサイトと残留オーステナイトの内の１種又は２種を合計で２５〜５０体積％を含み、残部がフェライトとベイナイトとからなるものとする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．２０質量％，Ｓｉ：０．３〜１．５質量％，Ｍｎ：１．０〜２．５質量％，Ｐ：０．１質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、マルテンサイトと残留オーステナイトの内の１種又は２種を合計で２５〜５０体積％を含み、残部がフェライトとベイナイトとからなるミクロ組織を有する鋼板を基材とし、その両面に合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とするエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％の１種又は２種を含む請求項１に記載のエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．０１質量％の１種又は２種以上を含む請求項１又は２に記載のエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、溶融亜鉛めっきラインにて、７５０〜９００℃での保持の後２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍とその後の溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき後ただちに４６０〜５３０℃の温度域で合金化することを特徴とするエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車等において衝突の際のエネルギーを吸収する部材に用いるエネルギー吸収特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法。
【背景技術】
【０００２】
近年、温暖化防止の観点から、ＣＯ2排出量の削減要求があり、各自動車メーカでは車体の軽量化を積極的に推進している。また、衝突安全性に関する法制化や基準の引き上げにより、圧壊強度及び衝突時のエネルギー吸収特性の向上が要求されている。
すなわち、車体の軽量化とエネルギー吸収特性の向上の両立化を図るため、従来の４４０ＭＰａ級を超える高強度鋼板が使用されるようになったが、特にピラーやロッカー等の骨格及び補強材には、引張強さが９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板の適用が増加している。これらの部材に使用される鋼板には、衝突時のエネルギー吸収特性に優れることが要求されている。
【０００３】
例えば特許文献１に、体積率で３０％以上のフェライト、体積率で２０％以上の焼戻マルテンサイト、体積率で２％以上の残留オーステナイト及び低温変態相からなる複合組織を有しかつ、前記低温変態相が、少なくとも体積率で５％以上のマルテンサイトを含むことにより、歪速度２×１０3／ｓで引張変形させた時の伸び１０％における瞬間ｎ値（同文献では、瞬間ｎ値を動的ｎ値とも称している。）が０．３５以上となり、延性に加えて耐衝突特性が向上し、延性、耐衝突性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が提案されている。
【特許文献１】特開２００１−２０７２３６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、特許文献１に記載された技術で得られる延性、耐衝突性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌが２００００ＭＰａ・％以上であるものの、引張強さが９８０ＭＰａ未満であり、現状の自動車構造部材である骨格及び補強材に用いるには、要求を十分に満足しているとは言えない。
ところで、自動車衝突時のエネルギー吸収特性は、鋼板をハット型形状に加工した部材を用い、落重試験により評価することが多い。そして、超高強度鋼板では、落重試験中に、部材に脆性破壊に起因する割れが発生することがある。
【０００５】
ハット型形状部材に脆性破壊が発生した場合の軸圧壊時の吸収エネルギーは低く、優れたエネルギー吸収特性を得るには、脆性破壊の発生を抑制する必要がある。軟鋼や引張強さが５９０ＭＰａ程度の高強度鋼板では脆性破壊の発生は認められないことから、脆性破壊発生による吸収エネルギーの低下は９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板特有の問題と考えられる。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、９８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、自動車衝突時においても脆性破壊を起こし難いエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明のエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０５〜０．２０質量％，Ｓｉ：０．３〜１．５質量％，Ｍｎ：１．０〜２．５質量％，Ｐ：０．１質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、マルテンサイトと残留オーステナイトの内の１種又は２種を合計で２５〜５０体積％を含み、残部がフェライトとベイナイトとからなるミクロ組織を有する鋼板を基材とし、その両面に合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする。
【０００７】
本発明のエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％の１種又は２種を、或いは必要に応じてさらに、Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．０１質量％の１種又は２種以上を含んでいても良い。
【０００８】
このような高炭素鋼板は、上記成分組成を有する鋼片に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、溶融亜鉛めっきラインにて、７５０〜９００℃での保持の後２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍とその後の溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき後ただちに４６０〜５３０℃の温度域で合金化することにより製造される。
【発明の効果】
【０００９】
本発明により、９８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、ミクロ組織を細かく調整することにより高い延性を確保し、その結果として脆性割れが発生し難く、自動車衝突時にあっても脆性破壊を起こし難いエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができた。
したがって、本発明で提供されるめっき鋼板を自動車の構造部材に適用することにより、車体の軽量化とエネルギー吸収特性の向上を両立することが可能になる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明者等は、自動車の構造部材用素材としての高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、エネルギー吸収特性の向上策について鋭意検討を重ねてきた。その過程で、超高強度鋼板を基材とした合金化溶融めっき鋼板の組織調整が重要であるとの観点から、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の組織と延性との関係、並びに両者と脆性破壊の関係を検討した。
なお、当該めっき鋼板の脆性破壊は、ハット型形状部材を試験片とする落重試験により確認した。
【００１１】
その結果、９８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板を基材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、脆性破壊の発生の有無は、鋼板の延性に左右され、鋼板の延性を向上させることで脆性破壊に起因する割れの発生が抑制できることがわかった。具体的には、鋼板の成分組成を細かく調整し、かつミクロ組織をマルテンサイトと残留オーステナイトの内の１種又は２種を合計で２５〜５０体積％を含み、残部がフェライトとベイナイトとからなるものとすることにより、鋼板のＴＳ（引張強さ）×Ｔ．Ｅｌ（全伸び）を１６０００ＭＰａ・％以上にすることができてハット型形状部材の落重試験によっても脆性破壊に起因する割れの発生を抑制できるほどに高いエネルギー吸収特性を呈する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを確認した。
【００１２】
以下に、本発明の詳細を説明する。
まず、本発明鋼板を構成する鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．２０質量％
Ｃは高強度化に有効な元素であり、０．０５質量％に満たないとその効果は得られない。またＣは溶接性に大きな影響を与える元素であり、０．２０質量％を超える程に多くなると鋼板のスポット溶接性が著しく低下する。
【００１３】
Ｓｉ：０．３〜１．５質量％
Ｓｉは高強化だけでなく、延性の向上にも有効な元素であり、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌが向上する。０．３質量％未満ではその効果は発揮されない。逆に１．５質量％を超える程に多くなると、焼鈍時にＳｉの拡散現象が著しくなって鋼板の表面にＳｉ酸化物が形成され、めっき密着性が低下する。
【００１４】
Ｍｎ：１．０〜２．５質量％
Ｍｎは固溶強化により鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させ、マルテンサイト等の低温変態相の生成を促進させる。このような作用は０．１質量％未満では効果的に発揮されない。逆に、２．５質量％を超えるほどに多くなるとバンド状組織の生成が顕著になり、延性が著しく低下する。
【００１５】
Ｐ：０．１質量％以下
Ｐは固溶強化により鋼を強化する作用を有する。しかしながら、０．１質量％を超える程に多く含ませると粒界偏析により延性を著しく低下させる。
【００１６】
Ｔｉ，Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％
Ｔｉ，Ｎｂはともに炭化物形成元素であり、微細な炭化物を形成し、また結晶粒を微細化することによって高強度化する。Ｔｉ，Ｎｂいずれの場合も０．０１質量％未満では効果が発揮されない。０．１質量％を超えると効果が飽和するだけでなく、炭化物が大きくなって延性をかえって低下させることになる。したがって、いずれも添加する場合には０．０１質量％以下とする。
【００１７】
Ｍｏ：０．５０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下
Ｍｏ，Ｃｒはともに焼入れ性を向上させることでマルテンサイト等の低温変態相の量を増加させ、高強度化する元素である。しかし、Ｍｏは０．５質量％、Ｃｒは１．０質量％を超えて添加すると延性の低下が大きくなる。また多量の添加は製造コストの上昇につながる。
Ｂ：０．０００５〜０．０１００質量％
Ｂも焼入れ性を高める作用がある。Ｂの添加効果は、０．０００５質量％以上の含有で顕著になる。しかし、Ｂ含有量が０．０１質量％を超えると、延性が劣化する。また高コストにもなる。
【００１８】
マルテンサイトと残留オーステナイトの量：２５〜５０体積％
優れた延性を維持しながら、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上の高強度化を達成するには、マルテンサイトや残留オーステナイトの利用が不可欠である。したがって、フェライト＋ベイナイトを基本組織とし、２５〜５０体積％のマルテンサイトや残留オーステナイトを生成させる。合金化溶融亜鉛めっき条件で、冷却速度が遅いとマルテンサイトに代わりパーライトが析出する。パーライトは、マルテンサイト及び残留オーステナイトに比べ強度が低い。したがってパーライトを含んではならない。そして。マルテンサイトと残留オーステナイトの合計量が２５体積％に満たないと９８０ＭＰａの引張強さを確保することができない。逆に５０体積％を超える程に多くなると強度上昇を上回る延性低下が起き、結果的にＴＳ×Ｔ．Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％を下回ってしまう。
鋼板の延性は、落重試験によるハット型形状部材の脆性破壊の発生に影響する。詳細は実施例の記載に譲るが、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％に満たないと、ハット型形状部材に脆性破壊に起因した割れが生じ、吸収エネルギーが低下する。
【００１９】
次に、本発明高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
前記した通り、本発明高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は基材鋼板の成分組成とミクロ組織が調整されていることを特徴としている。したがって、本発明高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに当たっては、成分組成が制御された鋼板の最終的な熱処理条件が大きく影響することになる。すなわち、製造途中の熱延、酸洗、冷延条件等はさほど影響しない。冷延後の処理条件が大きく影響する。冷延板を溶融亜鉛めっきラインで焼鈍、めっき及び合金化処理を施す際の各条件設定が重要となる。
【００２０】
焼鈍温度：７５０〜９００℃
焼鈍温度は７５０〜９００℃の範囲とする。７５０℃に満たないと焼鈍時に生成するオーステナイト量が少なく、高強度が得られない。逆に９００℃を超える温度では結晶粒の粗大化が進行し、ＴＳやＴ．Ｅｌが低下するばかりでなく、ＳｉやＭｎの酸化物が生成し易くなってめっき性を劣化させることになる。
【００２１】
冷却速度：２℃／ｓ以上
焼鈍後の冷却時にマルテンサイトを生成させるためには、冷却速度を大きくする必要がある。平均冷却速度が２℃／ｓに満たないと、冷却時にパーライトが生成し、ＴＳや延性を低下させることになる。
【００２２】
溶融亜鉛めっき：
この工程に特に制限はない。通常の溶融亜鉛めっきラインのめっき浴に浸漬して溶融めっきを施せばよい。
合金化温度：４６０〜５３０℃
溶融亜鉛めっき後ただちに合金化処理を施す。この合金化処理の温度が４６０℃に満たないと十分な合金化が行えない。逆に５３０℃超えるほどの高温で処理すると、パーライトが生成してＴＳや延性が低下することになる。
【実施例】
【００２３】
実施例１；
表１に示す化学成分を有する鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、溶融亜鉛めっきラインで製造し、組織観察、引張試験及び落重試験を行った。
すなわち、各種組成のスラブを１２３０℃に加熱した後、仕上げ温度８７０℃にて２．４ｍｍに熱間圧延し、５２０℃の温度で巻き取った。得られた熱延板を酸洗した後、１．４ｍｍに冷間圧延し、溶融亜鉛めっきラインにおいて、８００〜８５０℃で加熱保持した
後、約１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、５００℃で合金化処理を行った。
【００２４】
得られた合金化溶融めっき鋼板から、圧延方向に直角にＪＩＳ  Ｚ２２０１に記載の５号試験件を切り出し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠して引張試験を実施した。また、スポット溶接によって図１に示すハット型形状の落重試験体を作製し、落重試験に供した。落重試験は、１９０ｋｇの錘材を高さ１１ｍから落下させたときの荷重−変位曲線から、１５０ｍｍ潰すのに要するエネルギー量を算出し、吸収エネルギー１６ｋＪ以上を合格ラインとした。割れ発生の有無は目視で観察した。さらに、マルテンサイト及び残留オーステナイト量は画像解析により求めた。
引張試験、落重試験及び組織分率の測定結果の関係を表２に示す。
【００２５】
【表１】
2009068039.tif 000002
【００２６】
【表２】
2009068039.tif 000003
【００２７】
Ｎｏ．１〜９は、鋼成分が規定の範囲にあり、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量も２５〜５０体積％の範囲内であった。そして、ＴＳは９８０ＭＰａを超え、Ｔ．Ｅｌも優れ、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌは１６０００ＭＰａ・％を超える程に優れていた。さらに、落重試験においても、試験部材に脆性破壊に起因する割れは認められず、吸収エネルギーも１６ｋＪを超えていた。
これに対して、Ｎｏ．１０は、Ｃ量が０．０４質量％と規定値よりも少ないためにマルテンサイトと残留オーステナイトの量が少なくなっていた。このため、ＴＳは低く、吸収エネルギーも低くなっていた。
【００２８】
また、Ｎｏ．１１は、Ｓｉ量が０．０１質量％と規定値よりも少ないために、ＴＳとＴ．Ｅｌのバランスが悪くなっている。すなわち、Ｔ．Ｅｌが低く、その結果、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌが小さくなって、試験部材に脆性破壊に起因したと思われる割れが認められるとともに、吸収エネルギーも低かった。
Ｎｏ．１２は、Ｍｎ量が３．０質量％と規定値よりも多いため、マルテンサイトと残留オーステナイトの量が多くなっている。また、表２には表示できなかったが、バンド状組織の形成とも併せてＴ．Ｅｌが低くなっており、Ｎｏ．１１と同様、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌが小さくなって、試験部材に脆性破壊に起因したと思われる割れが認められるとともに、吸収エネルギーも低かった。
さらに、Ｎｏ．１３は、Ｔｉを規定値よりも多く添加しているためにＴ．Ｅｌが低くなっており、その結果、Ｎｏ．１１と同様、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌが小さくなって、試験部材に脆性破壊に起因したと思われる割れが認められるとともに、吸収エネルギーも低かった。
【００２９】
実施例２；
表１に示すＡ鋼及びＣ鋼を、実施例１と同じ条件で熱間圧延及び冷間圧延を行った後、溶融めっきラインで、種々条件を変えて焼鈍、溶融亜鉛めっき及び合金化処理を行った。この際の、各条件を表３に示す。
得られた合金化溶融めっき鋼板について、実施例１と同様に、引張試験、落重試験及び組織分率の測定を行った。
その結果を表４に示す。
【００３０】
【表３】
2009068039.tif 000004
【００３１】
【表４】
2009068039.tif 000005
【００３２】
Ｎｏ．１４は、本請求項４で規定した条件内で処理しているために、９８０ＭＰａを超えるＴＳを呈するとともに、Ｔ．Ｅｌとのバランスも良かった。ＴＳ×Ｔ．Ｅｌは１６０００ＭＰａ・％を超え、しかもマルテンサイトと残留オーステナイトの量も３８体積％になっており、落重試験をしても、試験部材に脆性破壊に起因する割れは認められず、吸収エネルギーも１６ｋＪを超えていた。
Ｎｏ．１５は、加熱温度が７２０℃と規定値よりも低いため、焼鈍時に生成するオーステナイト量が少なく、マルテンサイトも生成されずにＴＳが極めて低かった。Ｎｏ．１６は、焼鈍後の冷却速度が規定値よりも遅いために、またＮｏ．１７は、合金化処理温度が規定値よりも高すぎたために、いずれもパーライトが生成し、ＴＳが所望値に届かなかった。さらに、Ｎｏ．１８は、加熱温度が低すぎたために一部未再結晶が残り、Ｔ．Ｅｌが極端に小さくなっていた。このため、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌの値も小さく、落重試験によって、試験部材に脆性破壊に起因した思われる割れが発生し、吸収エネルギーも低かった。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】落重試験体の形状を説明する図
【図１】
2009068039.tif 000006