JP2004269947A - 加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法について提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％未満、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．１〜５％、Ａｌ：０．１〜４％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、かつ、鋼中のＭｎ含有量とＮｉ含有量が特定の関係式を満たし、残部鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、体積分率最大の相としてフェライトおよびベイナイトを５０〜９７体積％含有し、第２相としてオーステナイトを３〜５０体積％含有する鋼板の表面に、Ａｌ：０．００１〜０．５％およびＦｅ：２０％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有する高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％未満、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．１〜５％、Ａｌ：０．１〜４％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、かつ、鋼中のＭｎ含有量とＮｉ含有量が特定の関係式を満たし、残部鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、体積分率最大の相としてフェライトおよびベイナイトを５０〜９７体積％含有し、第２相としてオーステナイトを３〜５０体積％含有する鋼板の表面に、Ａｌ：０．００１〜０．５％およびＦｅ：２０％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有する高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融亜鉛めっきは鋼板の防食を目的として施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用されている。その製造法としては、連続ラインに於いて、脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、Ｈ２ 及びＮ２ を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱してＦｅ−Ｚｎ合金相を生成させた後に冷却、というゼンジマー法があり、鋼板の処理に多用されている。
【０００３】
めっき前の焼鈍については、脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちにＨ２ 及びＮ２ を含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行われる場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行われている。
【０００４】
また近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度めっき鋼板の需要が高まり、これまで以上の加工性を有する高強度鋼板の開発が切望されている。一方、高強度鋼板には種々の合金が添加されているうえ、組織制御を用いた高強度化と高延性化を行っていることから、熱処理方法にも大きな制約がある。
【０００５】
しかし、めっきの観点からすると鋼中の合金成分、中でもＳｉの含有量が高くなったり、熱処理条件に大きな制約があったりすると、通常の溶融亜鉛めっき浴を用いたのではめっき濡れ性が大きく低下し、不めっきが発生するため外観品質が悪化するという問題を抱えている。また、一部合金化を必要とする場合には、合金化熱処理を施す必要がある。高強度鋼板の場合には、先にも述べたように添加元素が多量であるため、このめっき後の合金加熱処理も軟鋼の場合に比べ高温・長時間化傾向にあるため、材質を作りこむ上での大きな障害の１つになっている。
【０００６】
この問題を解決する手段として、特許文献１および特許文献２等に見られるように、特定のめっきを付与することでめっき性の改善を行っているが、この方法では、溶融めっきライン焼鈍炉前段に新たにめっき設備を設けるか、もしくは、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を行わなければならず、大幅なコストアップとなるという問題点がある。
【０００７】
また、めっき製造性改善を目的として、特許文献３によりＺｎ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかし、この発明は特に製造性には十分な考慮が払われているが、高強度かつ高延性材での高加工時のめっき密着性については配慮された発明ではない。
【０００８】
さらには、特許文献４に見られるように、鋼板中にＳｉ、ＭｎおよびＮｉを含有する鋼板に関する発明はあるものの、これはめっき性の改善を目的としたものであり、本発明で述べる加工性の向上について配慮したものではない。
【０００９】
一方、衝突エネルギー吸収能を高めることを目的として、特許文献５にフェライトを主相とし，その平均粒径が１０μｍ以下であり、第２相として体積分率で３〜５０％のオーステナイトまたは３〜３０％のマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径が５μｍ以下であり、選択的にベイナイトを含有する鋼板が開示されている。しかし、この発明はめっき濡れ姓を考慮するものではなく、高強度化に伴う薄肉化に耐食性の点で対応しうる発明ではない。
【００１０】
【特許文献１】
特開平３−２８３５９号公報
【特許文献２】
特開平３−６４４３７号公報
【特許文献３】
特開平５−２３０６０８号公報
【特許文献４】
特開２０００−８５０６５８号公報
【特許文献５】
特開平１１−１８９８３９号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記課題を解決し、加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、鋼板中に含まれるＭｎ量とＮｉ量を所定の範囲に制御することで、優れた加工性を有する鋼板が製造可能であることを明らかにした。ここで述べる加工性とは、鋼板の均一伸びと全伸びのことを意味する（以下同じ）。また、めっき性については、鋼中に含まれるＳｉ量を所定の範囲に抑えることで改善可能であることを見出した。
【００１３】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．１％未満、
Ｍｎ：０．００１〜３％、
Ｎｉ：０．１〜５％、
Ａｌ：０．１〜４％、
Ｍｏ：０．００１〜４％、
Ｐ：０．０００１〜０．３％、
Ｓ：０．０１％以下
を含有し、かつ、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量が、下記（１）式を満たし、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
−３×Ｍｎ＋３．５＜Ｎｉ＜−４．８×Ｍｎ＋７．２・・（１）
（２） めっき層が
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：５％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなることを特徴とする（１）記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（３） 鋼板のミクロ組織が、体積分率最大の相としてフェライト又はフェライト及びベイナイトを体積分率（以下同じ）で５０〜９７％含有し、第２相としてオーステナイトを３〜５０％含むことを特徴とする（１）又は（２）記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（４） さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｕ：０．００１〜４％、
Ｃｒ：０．００１〜４％、
Ｃｏ：０．００１〜４％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（５） さらに、鋼中に質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（６） さらに、鋼中に質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（７） 前記（１）〜（６）のいずれかに記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後最高加熱温度が、Ａｃ１ ＋３０℃以上、Ａｃ３ ℃以下で焼鈍した後に、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７１０℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持した後、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８） Ｚｎめっき浴に浸漬した後、浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度範囲で１〜３００秒間の保持を行い、室温まで冷却することを特徴とする（７）記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１５】
本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％未満、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．１〜５％、Ａｌ：０．１〜４％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる冷片の熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後最高加熱温度がＡｃ１ ＋３０℃以上、Ａｃ３ ℃以下で連続焼鈍し、１〜１００℃／秒でＺｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持した後、４５０〜４７０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬を行い、さらに５００〜５５０℃で１０〜６０秒加熱を行った。めっき層の組成はＡｌ：０．００１〜０．５％、Ｆｅ：５〜２０％、残部がＺｎ及び不可避的不純物であった。その後、めっき鋼板表面の不めっき部面積の測定とめっき層中に含まれるＦｅ量を調査することでめっき性を調査した。
【００１６】
その結果、鋼中に含まれるＳｉ量を０．１質量％未満とすることでめっきの濡れ性が良好となることを見出した。
【００１７】
加工性の向上については、鋼板に含まれるＭｎ含有量（質量％）とＮｉ含有量（質量％）が、下記（１）式を満たすことで、同一強度のものを比較した場合、下記式を満たさないものに対し、満たすものは、均一伸び及び全伸びのいずれにおいても２〜５％程度向上することを見いだした。
【００１８】
−３×Ｍｎ＋３．５＜Ｎｉ＜−４．８×Ｍｎ＋７．２・・（１）
また、（１）式は、鋼板の強度によらず有効であり、鋼板中のＭｎ含有量とＮｉ含有量が、（１）式を満たす限りその効果は発揮される。なお、（１）式は、鋼板の強度と延性に対する鋼板成分の影響を整理した重回帰分析により、本発明者等が新たに見出した式である。
【００１９】
次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
【００２０】
Ｃ：オーステナイト安定化元素であり、二相域加熱時およびベイナイト変態温度域でフェライトからオーステナイト中へと移動し、オーステナイト中に濃化する事でオーステナイトを安定化させる。その結果、室温においてもオーステナイトが安定化する事となり、優れた延性が確保される。Ｃが０．０００１質量％未満だと３％以上のオーステナイトを確保するのが困難であることから、その下限値を０．０００１質量％とした。一方では、Ｃが０．３質量％を超えると溶接が困難となる事から、その上限を０．３質量％とした。
【００２１】
Ｓｉ：Ｓｉは焼鈍中に鋼板表面に酸化物を形成してしまい不めっきの原因となる。これは、鋼中のＳｉ含有量が０．１％以上になると顕著になることから、その上限を０．１質量％未満とした。また、０．００１質量％を超えて鋼板を低Ｓｉ化したとしても、不経済であることからその下限値を０．００１質量％とした。
【００２２】
Ｍｎ：Ｍｎは強度確保に必要な元素であり、０．００１質量％未満では、強化効果が発現しない事から下限を０．００１質量％とした。一方、３質量％を超えると延性に悪影響を及ぼす事から３質量％を上限値とした。
【００２３】
Ｎｉ：Ｎｉは、強度確保に必要な元素であり、０．１質量％未満では、強化効果が発現しない事から下限を０．１質量％とした。一方、５質量％を超えると延性に悪影響を及ぼす事から５質量％を上限値とした。
【００２４】
さらには、鋼板に含まれるＮｉを下記（１）式の範囲に制御することで、本発明の効果である優れた加工性が発揮される。ここで述べている加工性とは鋼板の均一伸びと全伸びを示し、鋼板の引張り強度（ＴＳ）と引張り試験の際の全伸び（Ｅｌ．）、あるいは、均一伸び（ｕ−Ｅｌ．）の積として表される。Ｎｉの含有量が（１）式の左辺より少ない場合、本発明の効果である優れた延性は得られない。一方、Ｎｉの含有量が（１）式の左辺を超える添加は、過度なコストの向上を招くことから好ましくない。しかしながら、この値を超えたとしても、本発明の効果である優れた延性は発揮される。
−３×Ｍｎ＋３．５＜Ｎｉ＜−４．８×Ｍｎ＋７．２・・（１）
Ａｌ：Ａｌは、脱酸材として用いられるのに加え、セメンタイトに固溶しない事から、セメンタイト析出を遅らせ、オーステナイトがフェライトとセメンタイトへ分解するのを遅らせる。この間に、オーステナイト中へとＣを濃化させる事が可能となり、室温でもオーステナイトが存在し得る。ただし、０．１質量％未満だとその効果は発揮しない。一方、４％を超えると溶接性が悪化する事から、その上限を４質量％とした。
【００２５】
Ｍｏ：Ｍｏは、セメンタイト析出およびパーライト変態を遅らせる事から、残留オーステナイトの確保に重要である。ただし、０．００１質量％未満だとその効果を発揮しない。一方、４％を超えると延性に悪影響を及ぼすことから、上限値を４質量％とした。
【００２６】
Ｐ：Ｐを０．０００１質量％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とした。一方、０．３質量％を超える量の添加では、溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから上限値を、０．３質量％とした。
【００２７】
Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１質量％以下とした。
【００２８】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＣｕ、Ｃｒ、Ｃｏの１種または２種以上を含有できる。
【００２９】
Ｃｕは、強化目的で０．００１質量％以上の添加とし、４質量％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼす。
【００３０】
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制の目的から添加する元素で、０．００１％以上とし、４％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
【００３１】
Ｃｏは、めっき性制御、ベイナイト変態制御による強度延性バランスの向上のため、０．００１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、４質量％以下にすることが望ましい。
【００３２】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として炭化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上添加できる。一方で、延性劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計添加量の上限として１質量％とした。
【００３３】
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限を０．１質量％とした。
【００３４】
不可避的不純物として、例えばＳｎなどがあるがこれら元素をＳｎ≦０．０１質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００３５】
次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
【００３６】
本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性は、体積分率最大の相（主相）であるフェライトの体積分率と第２相である残留オーステナイトの体積分率に左右される。主相であるフェライトの体積分率が（以下同じ）５０％未満であると優れた延性が発揮されない。そこでその下限値を、５０％以上とした。加えて、更なる鋼板の高強度化を指向する場合にはベイナイト相を含んでも良いが、延性を確保する観点から主相としては、フェライトの単独相、又は、フェライト及びベイナイトの複合相を、５０％以上含むことが望ましい。一方、主相であるフェライト又はフェライトおよびベイナイトが９７％を超えると、鋼板の強度を向上させる硬質相（ここでは、主に、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを示す。）の割合が極端に少なくなり、強度を向上させることができない。そこで、その上限値を９７％以下とした。
【００３７】
また、第２相である残留オーステナイトが３％未満では、その効果がほとんど表れない事から下限値を３％以上とした。一方、残留オーステナイトが５０％を超えると、極端に著しい成形を加えた場合、成形後多量のマルテンサイトが存在する事となり、二次加工性や衝撃特性に問題を生じる事があるので、本発明では、その上限値を５０％とした。
【００３８】
また、第２相の残留オーステナイト以外の相として、マルテンサイトを含有しても、本発明を逸脱するものではない。
【００３９】
鋼板の組織のサイズ分布については特に規定は設けないが、組織の均一性と細粒化による鋼板の強化の観点から、フェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトの粒径は、５０μｍ以下が望ましい。しかしながら、この大きさを超えたとしても本発明を逸脱するものではない。
【００４０】
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および体積分率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察により定量化が可能である。
【００４１】
上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を面積分率５％以下で含有する場合も本発明の範囲とする鋼板である。
【００４２】
次にめっき層について説明する。
【００４３】
めっき層中Ａｌ量は、０．００１〜０．５質量％の範囲とすることが好ましい。Ａｌは、０．００１質量％未満では、ドロス発生が顕著で良好な外観が得られないこと、０．５質量％を超えてＡｌを添加すると合金化反応を著しく抑制してしまい、合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが困難となるためである。
【００４４】
また、特にスポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、合金化処理によってこれらの特性を高めることができる。具体的には、Ｚｎメッキ浴に浸漬した後、３００〜５５０℃で合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。合金化処理後のＦｅ量が５質量％未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が２０質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。
【００４５】
また、合金化処理を行わない場合めっき層中のＦｅ量が５質量％以下未満でも、合金化により得られるスポット溶接を除く効果である耐食性と延性や加工性は良好である。
【００４６】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ２ 以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善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。
【００４７】
このような組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について以下説明する。
【００４８】
上記成分組成を満足する鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦Ａｒ３（℃）以下に冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後最高加熱温度が、Ａｃ１ ＋３０℃以上、Ａｃ３ ℃以下で焼鈍した後に、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７１０℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持した後、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、めっき浴温からめっき浴温＋１００℃の温度範囲で１〜３００秒間の保持を行った後、あるいは、保持を行わずに室温まで冷却することで、加工性に優れた、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
【００４９】
冷延鋼板の連続焼鈍では、その組織をフェライト＋オーステナイトの二相組織とするため、Ａｃ１ 変態点以上Ａｃ３ 変態点以下の温度に加熱する。この時の加熱温度が、Ａｃ１ ＋３０℃未満になると、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかりすぎ、オーステナイトの存在量も僅かとなってしまうため、加熱温度の下限値はＡｃ１ ＋３０℃とする。また、加熱温度が高くなりすぎるとオーステナイトの体積分率が大きくなりすぎて、オーステナイト中のＣ分率が低下するので、その上限温度をＡｃ３ ℃とする。
【００５０】
焼鈍の最高加熱温度での保持時間が短すぎると、未溶解炭化物が残存する可能性が高く、オーステナイト体積率が少なくなるため、１０秒以上とすることが望ましい。一方、保持時間が長すぎると、結晶粒が粗大化する可能性が高くなり強度−延性バランスが悪くなる傾向があるため、その上限は１０００秒とすることが好ましい。
【００５１】
その後、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７１０℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度で、めっき浴温度〜めっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜めっき浴温度＋１００℃の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持する。
【００５２】
これは、二相域に加熱して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させることなく、ベイナイト変態まで維持し、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域を１〜３０００秒間かけて通過させることで、その組織をフェライト（＋ベイナイト）＋残留オーステナイトとして所定の特性を得るためである。
【００５３】
焼鈍後、６５０〜７１０℃までの冷却速度が０．１℃／秒未満では結晶粒が粗大化してしまうので好ましくなく、１０℃／秒を超えるとオーステナイト中にＣが濃化し難くなるので、好ましくない。
【００５４】
冷却停止温度を６５０〜７１０℃の温度範囲としたのは、オーステナイトをパーライトに変態させることなく、ベイナイト変態まで維持し、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域を１〜３０００秒間かけて通過させることで、その組織をフェライト（＋ベイナイト）＋残留オーステナイトとして所定の特性を得るためである。冷却停止温度が、６５０℃未満であると、オーステナイトがパーライトへと変態してしまい残留オーステナイトが得られず、所定の特性が得られない。冷却停止温度が７１０℃を超えると、オーステナイト中にＣが濃化し難くなるので、好ましくない。
【００５５】
また、その後めっき浴温度〜めっき浴温度＋１００℃までの冷却速度が１℃／秒未満では、冷却途中でオーステナイトがパーライトへと変態してしまうため、残留オーステナイトが残らず望ましくない。また、冷却速度が１００℃／秒より速いと、板幅方向での冷却終点温度がばらつくこととなり、均一な鋼板の製造ができなくなるので好ましくない。
【００５６】
めっき浴侵漬前の保持温度を３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃としたのは、この温度域にてベイナイト変態が起こり、残留オーステナイトを室温まで残せるためである。３５０℃未満では、二相域に加熱して生成させたオーステナイトがマルテンサイト変態を起こしてしまい残留オーステナイトが残らないため、下限温度を３５０℃とした。保持温度がＺｎめっき浴温度＋１００℃より高いと、二相域に加熱して生成させたオーステナイトがパーライトへと変態する、あるいは、オーステナイト中からセメンタイトが析出するため、オーステナイトがベイナイトへと分解してしまうため、その上限温度をＺｎめっき浴温度＋１００℃とした。
【００５７】
Ｚｎめっき浴浸漬時間を含めた前記の保持時間が１秒未満では鋼板をめっき浴へ侵漬する時間が十分でないので好ましくなく、３０００秒を超えると設備が巨大になりすぎ、不経済となるため好ましくないので、前記の保持時間は１〜３０００秒とした。
【００５８】
必要に応じて実施するめっき浴侵漬後の保持温度を浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃としたのは、この温度より高いと、オーステナイトがパーライトへと変態する、あるいは、オーステナイト中からセメンタイトが析出するため、オーステナイトがベイナイトへと分解してしまうことから、その上限温度をＺｎめっき浴温度＋１００℃とした。保持温度が浴温より低いと合金化に長時間の時間を要するので、下限温度を浴温とした。
【００５９】
Ｚｎめっき浸漬後の保持温度から、あるいはＺｎめっき浴温度から室温までの冷却速度は特に限定するものではないが、これらの温度から３５０℃まで０．５〜１００℃／秒で冷却することが好ましい。これらの温度から３５０℃までの冷却速度が０．５℃／秒より遅いと、設備が巨大になりすぎてしまい、経済性に劣る。そこで、冷却速度の下限値を０．５℃／秒以上とすることが好ましい。一方、冷却速度が１００℃／秒を超えて、冷却したとしても、材質上はなんら問題を生じないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を１００℃／秒とすることが好ましい。
【００６０】
めっき浴侵漬後、浴温〜めっき浴温度＋１００℃の温度範囲での保持を行わなくても、本発明に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００６１】
また、本発明の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
【００６２】
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
【００６３】
さらには、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。
【００６４】
なお、焼鈍後、切削を行い鋼板表面の酸化物を除去した後、めっき浴に侵漬させ、めっきを施したとしても本発明の効果を得ることができる。
【００６５】
【実施例】
以下実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
【００６６】
表１に示すような組成の鋼板を、１２００〜１２５０℃の温度域に加熱し、Ａｒ３ 変態温度以上で熱延を完了し、５００〜７００℃の温度範囲で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とした。その後、各鋼の成分（質量％）によって下記式に従ってＡｃ１ とＡｃ３ 変態温度を計算により求めた。
Ａｃ１ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ（％）＋２９．１×Ｓｉ（％）、
Ａｃ３ ＝９１０−２０３×Ｃ（％）１／２＋４４．７×Ｓｉ（％）＋３１．５×Ｍｏ（％）−３０×Ｍｎ（％）−１１×Ｃｒ（％）＋４００×Ａｌ（％）
これらのＡｃ１ とＡｃ３ 変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ２ −Ｎ２ 雰囲気で昇温・保定した後、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で５００〜７１０℃まで冷却し、その後、０．１〜１０℃／秒の冷速でめっき浴温度まで冷却し、４６０〜５００℃に１０〜１００秒保持後、浴組成を種々に変化させた４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間侵漬することでめっきを行った。この際のめっき付着量は、片面５０ｇ／ｍ２ とした。
【００６７】
この後、一部の鋼板については、めっき浴温度〜６００℃の温度範囲で保持をして合金化処理を行った後、３５０℃までの温度域を０．１〜１００℃／秒の冷却速度で冷却後、室温まで冷却した。製造条件の詳細を表２、表３（表２の続きその１）、表４（表２の続きその２）に示す。
【００６８】
めっき表面外観におけるドロス巻き込みの状況の目視観察および不めっき部面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっき層中濃度測定は、アミン系インヒビターを入れた５％塩酸でめっき層を溶かした後、ＩＣＰ発光分析法を用いて行った。
【００６９】
めっき密着性は、パウダリングを調査し、その剥離幅が３ｍｍを超えた場合を不合格とした。
【００７０】
これらめっきを施した鋼板から、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ゲージ長さ５０ｍｍ、引張り試験速度１０ｍｍ／分で常温引張り試験を行った。
【００７１】
残留オーステナイト体積分率Ｖγの測定は、めっき層／鋼板界面より板厚の７／１６内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折で、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）とオーステナイトの（２２０）の回折強度Ｉγ（２２０）および（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より求めた。
【００７２】
Ｖγ（体積％）＝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））｝
酸化物の体積分率と分布については、研磨を行った後、ＳＥＭおよびＥＰＭ
Ａを用いて観察することで測定を行った。
【００７３】
表５、表６（表５の続きその１）に機械特性、めっき特性等を示す。表３に示すように、鋼板成分が所定の範囲を満たすものは、不めっきもなく良好なめっき性が得られている。本発明鋼の均一伸び及び全伸びは、比較鋼に対し、２〜５％高い値を示し、加工性に優れる。
【００７４】
鋼板の成分が所定の範囲であったとしても、製造条件および鋼板組織が所定の用件を満たさないものは、加工性およびめっき密着性に劣り、さらには、残留オーステナイト分率が低くなり、本発明の効果が発揮されない。
【００７５】
製造条件が本発明を満たすものであっても、成分範囲が所定の用件を満たさないものは、本発明の効果を得ることができない。
【００７６】
【表１】
【００７７】
【表２】
【００７８】
【表３】
【００７９】
【表４】
【００８０】
【表５】
【００８１】
【表６】
【００８２】
【発明の効果】
本発明により、延性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融亜鉛めっきは鋼板の防食を目的として施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用されている。その製造法としては、連続ラインに於いて、脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、Ｈ２ 及びＮ２ を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱してＦｅ−Ｚｎ合金相を生成させた後に冷却、というゼンジマー法があり、鋼板の処理に多用されている。
【０００３】
めっき前の焼鈍については、脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちにＨ２ 及びＮ２ を含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行われる場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行われている。
【０００４】
また近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度めっき鋼板の需要が高まり、これまで以上の加工性を有する高強度鋼板の開発が切望されている。一方、高強度鋼板には種々の合金が添加されているうえ、組織制御を用いた高強度化と高延性化を行っていることから、熱処理方法にも大きな制約がある。
【０００５】
しかし、めっきの観点からすると鋼中の合金成分、中でもＳｉの含有量が高くなったり、熱処理条件に大きな制約があったりすると、通常の溶融亜鉛めっき浴を用いたのではめっき濡れ性が大きく低下し、不めっきが発生するため外観品質が悪化するという問題を抱えている。また、一部合金化を必要とする場合には、合金化熱処理を施す必要がある。高強度鋼板の場合には、先にも述べたように添加元素が多量であるため、このめっき後の合金加熱処理も軟鋼の場合に比べ高温・長時間化傾向にあるため、材質を作りこむ上での大きな障害の１つになっている。
【０００６】
この問題を解決する手段として、特許文献１および特許文献２等に見られるように、特定のめっきを付与することでめっき性の改善を行っているが、この方法では、溶融めっきライン焼鈍炉前段に新たにめっき設備を設けるか、もしくは、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を行わなければならず、大幅なコストアップとなるという問題点がある。
【０００７】
また、めっき製造性改善を目的として、特許文献３によりＺｎ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかし、この発明は特に製造性には十分な考慮が払われているが、高強度かつ高延性材での高加工時のめっき密着性については配慮された発明ではない。
【０００８】
さらには、特許文献４に見られるように、鋼板中にＳｉ、ＭｎおよびＮｉを含有する鋼板に関する発明はあるものの、これはめっき性の改善を目的としたものであり、本発明で述べる加工性の向上について配慮したものではない。
【０００９】
一方、衝突エネルギー吸収能を高めることを目的として、特許文献５にフェライトを主相とし，その平均粒径が１０μｍ以下であり、第２相として体積分率で３〜５０％のオーステナイトまたは３〜３０％のマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径が５μｍ以下であり、選択的にベイナイトを含有する鋼板が開示されている。しかし、この発明はめっき濡れ姓を考慮するものではなく、高強度化に伴う薄肉化に耐食性の点で対応しうる発明ではない。
【００１０】
【特許文献１】
特開平３−２８３５９号公報
【特許文献２】
特開平３−６４４３７号公報
【特許文献３】
特開平５−２３０６０８号公報
【特許文献４】
特開２０００−８５０６５８号公報
【特許文献５】
特開平１１−１８９８３９号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記課題を解決し、加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、鋼板中に含まれるＭｎ量とＮｉ量を所定の範囲に制御することで、優れた加工性を有する鋼板が製造可能であることを明らかにした。ここで述べる加工性とは、鋼板の均一伸びと全伸びのことを意味する（以下同じ）。また、めっき性については、鋼中に含まれるＳｉ量を所定の範囲に抑えることで改善可能であることを見出した。
【００１３】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．１％未満、
Ｍｎ：０．００１〜３％、
Ｎｉ：０．１〜５％、
Ａｌ：０．１〜４％、
Ｍｏ：０．００１〜４％、
Ｐ：０．０００１〜０．３％、
Ｓ：０．０１％以下
を含有し、かつ、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量が、下記（１）式を満たし、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
−３×Ｍｎ＋３．５＜Ｎｉ＜−４．８×Ｍｎ＋７．２・・（１）
（２） めっき層が
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：５％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなることを特徴とする（１）記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（３） 鋼板のミクロ組織が、体積分率最大の相としてフェライト又はフェライト及びベイナイトを体積分率（以下同じ）で５０〜９７％含有し、第２相としてオーステナイトを３〜５０％含むことを特徴とする（１）又は（２）記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（４） さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｕ：０．００１〜４％、
Ｃｒ：０．００１〜４％、
Ｃｏ：０．００１〜４％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（５） さらに、鋼中に質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（６） さらに、鋼中に質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（７） 前記（１）〜（６）のいずれかに記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後最高加熱温度が、Ａｃ１ ＋３０℃以上、Ａｃ３ ℃以下で焼鈍した後に、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７１０℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持した後、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８） Ｚｎめっき浴に浸漬した後、浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度範囲で１〜３００秒間の保持を行い、室温まで冷却することを特徴とする（７）記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１５】
本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％未満、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．１〜５％、Ａｌ：０．１〜４％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる冷片の熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後最高加熱温度がＡｃ１ ＋３０℃以上、Ａｃ３ ℃以下で連続焼鈍し、１〜１００℃／秒でＺｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持した後、４５０〜４７０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬を行い、さらに５００〜５５０℃で１０〜６０秒加熱を行った。めっき層の組成はＡｌ：０．００１〜０．５％、Ｆｅ：５〜２０％、残部がＺｎ及び不可避的不純物であった。その後、めっき鋼板表面の不めっき部面積の測定とめっき層中に含まれるＦｅ量を調査することでめっき性を調査した。
【００１６】
その結果、鋼中に含まれるＳｉ量を０．１質量％未満とすることでめっきの濡れ性が良好となることを見出した。
【００１７】
加工性の向上については、鋼板に含まれるＭｎ含有量（質量％）とＮｉ含有量（質量％）が、下記（１）式を満たすことで、同一強度のものを比較した場合、下記式を満たさないものに対し、満たすものは、均一伸び及び全伸びのいずれにおいても２〜５％程度向上することを見いだした。
【００１８】
−３×Ｍｎ＋３．５＜Ｎｉ＜−４．８×Ｍｎ＋７．２・・（１）
また、（１）式は、鋼板の強度によらず有効であり、鋼板中のＭｎ含有量とＮｉ含有量が、（１）式を満たす限りその効果は発揮される。なお、（１）式は、鋼板の強度と延性に対する鋼板成分の影響を整理した重回帰分析により、本発明者等が新たに見出した式である。
【００１９】
次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
【００２０】
Ｃ：オーステナイト安定化元素であり、二相域加熱時およびベイナイト変態温度域でフェライトからオーステナイト中へと移動し、オーステナイト中に濃化する事でオーステナイトを安定化させる。その結果、室温においてもオーステナイトが安定化する事となり、優れた延性が確保される。Ｃが０．０００１質量％未満だと３％以上のオーステナイトを確保するのが困難であることから、その下限値を０．０００１質量％とした。一方では、Ｃが０．３質量％を超えると溶接が困難となる事から、その上限を０．３質量％とした。
【００２１】
Ｓｉ：Ｓｉは焼鈍中に鋼板表面に酸化物を形成してしまい不めっきの原因となる。これは、鋼中のＳｉ含有量が０．１％以上になると顕著になることから、その上限を０．１質量％未満とした。また、０．００１質量％を超えて鋼板を低Ｓｉ化したとしても、不経済であることからその下限値を０．００１質量％とした。
【００２２】
Ｍｎ：Ｍｎは強度確保に必要な元素であり、０．００１質量％未満では、強化効果が発現しない事から下限を０．００１質量％とした。一方、３質量％を超えると延性に悪影響を及ぼす事から３質量％を上限値とした。
【００２３】
Ｎｉ：Ｎｉは、強度確保に必要な元素であり、０．１質量％未満では、強化効果が発現しない事から下限を０．１質量％とした。一方、５質量％を超えると延性に悪影響を及ぼす事から５質量％を上限値とした。
【００２４】
さらには、鋼板に含まれるＮｉを下記（１）式の範囲に制御することで、本発明の効果である優れた加工性が発揮される。ここで述べている加工性とは鋼板の均一伸びと全伸びを示し、鋼板の引張り強度（ＴＳ）と引張り試験の際の全伸び（Ｅｌ．）、あるいは、均一伸び（ｕ−Ｅｌ．）の積として表される。Ｎｉの含有量が（１）式の左辺より少ない場合、本発明の効果である優れた延性は得られない。一方、Ｎｉの含有量が（１）式の左辺を超える添加は、過度なコストの向上を招くことから好ましくない。しかしながら、この値を超えたとしても、本発明の効果である優れた延性は発揮される。
−３×Ｍｎ＋３．５＜Ｎｉ＜−４．８×Ｍｎ＋７．２・・（１）
Ａｌ：Ａｌは、脱酸材として用いられるのに加え、セメンタイトに固溶しない事から、セメンタイト析出を遅らせ、オーステナイトがフェライトとセメンタイトへ分解するのを遅らせる。この間に、オーステナイト中へとＣを濃化させる事が可能となり、室温でもオーステナイトが存在し得る。ただし、０．１質量％未満だとその効果は発揮しない。一方、４％を超えると溶接性が悪化する事から、その上限を４質量％とした。
【００２５】
Ｍｏ：Ｍｏは、セメンタイト析出およびパーライト変態を遅らせる事から、残留オーステナイトの確保に重要である。ただし、０．００１質量％未満だとその効果を発揮しない。一方、４％を超えると延性に悪影響を及ぼすことから、上限値を４質量％とした。
【００２６】
Ｐ：Ｐを０．０００１質量％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とした。一方、０．３質量％を超える量の添加では、溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから上限値を、０．３質量％とした。
【００２７】
Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１質量％以下とした。
【００２８】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＣｕ、Ｃｒ、Ｃｏの１種または２種以上を含有できる。
【００２９】
Ｃｕは、強化目的で０．００１質量％以上の添加とし、４質量％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼす。
【００３０】
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制の目的から添加する元素で、０．００１％以上とし、４％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
【００３１】
Ｃｏは、めっき性制御、ベイナイト変態制御による強度延性バランスの向上のため、０．００１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、４質量％以下にすることが望ましい。
【００３２】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として炭化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上添加できる。一方で、延性劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計添加量の上限として１質量％とした。
【００３３】
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限を０．１質量％とした。
【００３４】
不可避的不純物として、例えばＳｎなどがあるがこれら元素をＳｎ≦０．０１質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００３５】
次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
【００３６】
本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性は、体積分率最大の相（主相）であるフェライトの体積分率と第２相である残留オーステナイトの体積分率に左右される。主相であるフェライトの体積分率が（以下同じ）５０％未満であると優れた延性が発揮されない。そこでその下限値を、５０％以上とした。加えて、更なる鋼板の高強度化を指向する場合にはベイナイト相を含んでも良いが、延性を確保する観点から主相としては、フェライトの単独相、又は、フェライト及びベイナイトの複合相を、５０％以上含むことが望ましい。一方、主相であるフェライト又はフェライトおよびベイナイトが９７％を超えると、鋼板の強度を向上させる硬質相（ここでは、主に、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを示す。）の割合が極端に少なくなり、強度を向上させることができない。そこで、その上限値を９７％以下とした。
【００３７】
また、第２相である残留オーステナイトが３％未満では、その効果がほとんど表れない事から下限値を３％以上とした。一方、残留オーステナイトが５０％を超えると、極端に著しい成形を加えた場合、成形後多量のマルテンサイトが存在する事となり、二次加工性や衝撃特性に問題を生じる事があるので、本発明では、その上限値を５０％とした。
【００３８】
また、第２相の残留オーステナイト以外の相として、マルテンサイトを含有しても、本発明を逸脱するものではない。
【００３９】
鋼板の組織のサイズ分布については特に規定は設けないが、組織の均一性と細粒化による鋼板の強化の観点から、フェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトの粒径は、５０μｍ以下が望ましい。しかしながら、この大きさを超えたとしても本発明を逸脱するものではない。
【００４０】
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および体積分率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察により定量化が可能である。
【００４１】
上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を面積分率５％以下で含有する場合も本発明の範囲とする鋼板である。
【００４２】
次にめっき層について説明する。
【００４３】
めっき層中Ａｌ量は、０．００１〜０．５質量％の範囲とすることが好ましい。Ａｌは、０．００１質量％未満では、ドロス発生が顕著で良好な外観が得られないこと、０．５質量％を超えてＡｌを添加すると合金化反応を著しく抑制してしまい、合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが困難となるためである。
【００４４】
また、特にスポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、合金化処理によってこれらの特性を高めることができる。具体的には、Ｚｎメッキ浴に浸漬した後、３００〜５５０℃で合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。合金化処理後のＦｅ量が５質量％未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が２０質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。
【００４５】
また、合金化処理を行わない場合めっき層中のＦｅ量が５質量％以下未満でも、合金化により得られるスポット溶接を除く効果である耐食性と延性や加工性は良好である。
【００４６】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ２ 以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善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。
【００４７】
このような組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について以下説明する。
【００４８】
上記成分組成を満足する鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦Ａｒ３（℃）以下に冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後最高加熱温度が、Ａｃ１ ＋３０℃以上、Ａｃ３ ℃以下で焼鈍した後に、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７１０℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持した後、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、めっき浴温からめっき浴温＋１００℃の温度範囲で１〜３００秒間の保持を行った後、あるいは、保持を行わずに室温まで冷却することで、加工性に優れた、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
【００４９】
冷延鋼板の連続焼鈍では、その組織をフェライト＋オーステナイトの二相組織とするため、Ａｃ１ 変態点以上Ａｃ３ 変態点以下の温度に加熱する。この時の加熱温度が、Ａｃ１ ＋３０℃未満になると、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかりすぎ、オーステナイトの存在量も僅かとなってしまうため、加熱温度の下限値はＡｃ１ ＋３０℃とする。また、加熱温度が高くなりすぎるとオーステナイトの体積分率が大きくなりすぎて、オーステナイト中のＣ分率が低下するので、その上限温度をＡｃ３ ℃とする。
【００５０】
焼鈍の最高加熱温度での保持時間が短すぎると、未溶解炭化物が残存する可能性が高く、オーステナイト体積率が少なくなるため、１０秒以上とすることが望ましい。一方、保持時間が長すぎると、結晶粒が粗大化する可能性が高くなり強度−延性バランスが悪くなる傾向があるため、その上限は１０００秒とすることが好ましい。
【００５１】
その後、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７１０℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度で、めっき浴温度〜めっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜めっき浴温度＋１００℃の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持する。
【００５２】
これは、二相域に加熱して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させることなく、ベイナイト変態まで維持し、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域を１〜３０００秒間かけて通過させることで、その組織をフェライト（＋ベイナイト）＋残留オーステナイトとして所定の特性を得るためである。
【００５３】
焼鈍後、６５０〜７１０℃までの冷却速度が０．１℃／秒未満では結晶粒が粗大化してしまうので好ましくなく、１０℃／秒を超えるとオーステナイト中にＣが濃化し難くなるので、好ましくない。
【００５４】
冷却停止温度を６５０〜７１０℃の温度範囲としたのは、オーステナイトをパーライトに変態させることなく、ベイナイト変態まで維持し、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域を１〜３０００秒間かけて通過させることで、その組織をフェライト（＋ベイナイト）＋残留オーステナイトとして所定の特性を得るためである。冷却停止温度が、６５０℃未満であると、オーステナイトがパーライトへと変態してしまい残留オーステナイトが得られず、所定の特性が得られない。冷却停止温度が７１０℃を超えると、オーステナイト中にＣが濃化し難くなるので、好ましくない。
【００５５】
また、その後めっき浴温度〜めっき浴温度＋１００℃までの冷却速度が１℃／秒未満では、冷却途中でオーステナイトがパーライトへと変態してしまうため、残留オーステナイトが残らず望ましくない。また、冷却速度が１００℃／秒より速いと、板幅方向での冷却終点温度がばらつくこととなり、均一な鋼板の製造ができなくなるので好ましくない。
【００５６】
めっき浴侵漬前の保持温度を３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃としたのは、この温度域にてベイナイト変態が起こり、残留オーステナイトを室温まで残せるためである。３５０℃未満では、二相域に加熱して生成させたオーステナイトがマルテンサイト変態を起こしてしまい残留オーステナイトが残らないため、下限温度を３５０℃とした。保持温度がＺｎめっき浴温度＋１００℃より高いと、二相域に加熱して生成させたオーステナイトがパーライトへと変態する、あるいは、オーステナイト中からセメンタイトが析出するため、オーステナイトがベイナイトへと分解してしまうため、その上限温度をＺｎめっき浴温度＋１００℃とした。
【００５７】
Ｚｎめっき浴浸漬時間を含めた前記の保持時間が１秒未満では鋼板をめっき浴へ侵漬する時間が十分でないので好ましくなく、３０００秒を超えると設備が巨大になりすぎ、不経済となるため好ましくないので、前記の保持時間は１〜３０００秒とした。
【００５８】
必要に応じて実施するめっき浴侵漬後の保持温度を浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃としたのは、この温度より高いと、オーステナイトがパーライトへと変態する、あるいは、オーステナイト中からセメンタイトが析出するため、オーステナイトがベイナイトへと分解してしまうことから、その上限温度をＺｎめっき浴温度＋１００℃とした。保持温度が浴温より低いと合金化に長時間の時間を要するので、下限温度を浴温とした。
【００５９】
Ｚｎめっき浸漬後の保持温度から、あるいはＺｎめっき浴温度から室温までの冷却速度は特に限定するものではないが、これらの温度から３５０℃まで０．５〜１００℃／秒で冷却することが好ましい。これらの温度から３５０℃までの冷却速度が０．５℃／秒より遅いと、設備が巨大になりすぎてしまい、経済性に劣る。そこで、冷却速度の下限値を０．５℃／秒以上とすることが好ましい。一方、冷却速度が１００℃／秒を超えて、冷却したとしても、材質上はなんら問題を生じないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を１００℃／秒とすることが好ましい。
【００６０】
めっき浴侵漬後、浴温〜めっき浴温度＋１００℃の温度範囲での保持を行わなくても、本発明に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００６１】
また、本発明の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
【００６２】
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
【００６３】
さらには、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。
【００６４】
なお、焼鈍後、切削を行い鋼板表面の酸化物を除去した後、めっき浴に侵漬させ、めっきを施したとしても本発明の効果を得ることができる。
【００６５】
【実施例】
以下実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
【００６６】
表１に示すような組成の鋼板を、１２００〜１２５０℃の温度域に加熱し、Ａｒ３ 変態温度以上で熱延を完了し、５００〜７００℃の温度範囲で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とした。その後、各鋼の成分（質量％）によって下記式に従ってＡｃ１ とＡｃ３ 変態温度を計算により求めた。
Ａｃ１ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ（％）＋２９．１×Ｓｉ（％）、
Ａｃ３ ＝９１０−２０３×Ｃ（％）１／２＋４４．７×Ｓｉ（％）＋３１．５×Ｍｏ（％）−３０×Ｍｎ（％）−１１×Ｃｒ（％）＋４００×Ａｌ（％）
これらのＡｃ１ とＡｃ３ 変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ２ −Ｎ２ 雰囲気で昇温・保定した後、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で５００〜７１０℃まで冷却し、その後、０．１〜１０℃／秒の冷速でめっき浴温度まで冷却し、４６０〜５００℃に１０〜１００秒保持後、浴組成を種々に変化させた４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間侵漬することでめっきを行った。この際のめっき付着量は、片面５０ｇ／ｍ２ とした。
【００６７】
この後、一部の鋼板については、めっき浴温度〜６００℃の温度範囲で保持をして合金化処理を行った後、３５０℃までの温度域を０．１〜１００℃／秒の冷却速度で冷却後、室温まで冷却した。製造条件の詳細を表２、表３（表２の続きその１）、表４（表２の続きその２）に示す。
【００６８】
めっき表面外観におけるドロス巻き込みの状況の目視観察および不めっき部面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっき層中濃度測定は、アミン系インヒビターを入れた５％塩酸でめっき層を溶かした後、ＩＣＰ発光分析法を用いて行った。
【００６９】
めっき密着性は、パウダリングを調査し、その剥離幅が３ｍｍを超えた場合を不合格とした。
【００７０】
これらめっきを施した鋼板から、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ゲージ長さ５０ｍｍ、引張り試験速度１０ｍｍ／分で常温引張り試験を行った。
【００７１】
残留オーステナイト体積分率Ｖγの測定は、めっき層／鋼板界面より板厚の７／１６内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折で、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）とオーステナイトの（２２０）の回折強度Ｉγ（２２０）および（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より求めた。
【００７２】
Ｖγ（体積％）＝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））｝
酸化物の体積分率と分布については、研磨を行った後、ＳＥＭおよびＥＰＭ
Ａを用いて観察することで測定を行った。
【００７３】
表５、表６（表５の続きその１）に機械特性、めっき特性等を示す。表３に示すように、鋼板成分が所定の範囲を満たすものは、不めっきもなく良好なめっき性が得られている。本発明鋼の均一伸び及び全伸びは、比較鋼に対し、２〜５％高い値を示し、加工性に優れる。
【００７４】
鋼板の成分が所定の範囲であったとしても、製造条件および鋼板組織が所定の用件を満たさないものは、加工性およびめっき密着性に劣り、さらには、残留オーステナイト分率が低くなり、本発明の効果が発揮されない。
【００７５】
製造条件が本発明を満たすものであっても、成分範囲が所定の用件を満たさないものは、本発明の効果を得ることができない。
【００７６】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【発明の効果】
本発明により、延性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．１％未満、
Ｍｎ：０．００１〜３％、
Ｎｉ：０．１〜５％、
Ａｌ：０．１〜４％、
Ｍｏ：０．００１〜４％、
Ｐ：０．０００１〜０．３％、
Ｓ：０．０１％以下
を含有し、かつ、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量が下記（１）式を満たし、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
−３×Ｍｎ＋３．５＜Ｎｉ＜−４．８×Ｍｎ＋７．２・・（１） - めっき層が
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：５％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。 - 鋼板のミクロ組織が、体積分率最大の相としてフェライト又はフェライト及びベイナイトを体積分率で５０〜９７％含有し、第２相としてオーステナイトを３〜５０％含むことを特徴とする請求項１又は２記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｕ：０．００１〜４％、
Ｃｒ：０．００１〜４％、
Ｃｏ：０．００１〜４％
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１〜３のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。 - さらに、鋼中に質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、鋼中に質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後最高加熱温度が、Ａｃ１ ＋３０℃以上、Ａｃ３ ℃以下で焼鈍した後に、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７１０℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃まで冷却した後、３５０℃〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持した後、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- Ｚｎめっき浴に浸漬した後、浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００℃の温度範囲で１〜３００秒間の保持を行い、室温まで冷却することを特徴とする請求項７記載の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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