JP2006283128A - 溶融亜鉛めっき用高強度鋼板、該高強度鋼板に溶融亜鉛めっきした溶融亜鉛めっき高強度鋼板、および該溶融亜鉛めっき高強度鋼板に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板 - Google Patents

溶融亜鉛めっき用高強度鋼板、該高強度鋼板に溶融亜鉛めっきした溶融亜鉛めっき高強度鋼板、および該溶融亜鉛めっき高強度鋼板に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板 Download PDF

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Abstract

【課題】 本発明の目的は、溶融亜鉛めっきしたときに不めっき部が発生し難い溶融亜鉛めっき用高強度鋼板を提供する。他の目的は、溶融亜鉛めっきした後、これを合金化したときに、摺動性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を得ることのできる合金化溶融亜鉛めっき用高強度鋼板を提供する。
【解決手段】 溶融亜鉛めっきされる鋼板であって、質量％でＣ：０．０６〜０．１５％、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０３〜１％、Ｍｏ：０．０３〜１％およびＡｌ：０．０２〜０．１５％を含有すると共に、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）およびＳ：０．０３％以下（０％を含む）に抑えられ、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つ下記（１）式から算出されるＫ値が−２．０以上である高強度鋼板。なお、Ｋ値＝３×［Ｍｏ］−５×［Ｃｒ］…（１）、で算出され、式中［元素］は各元素の含有量（質量％）を示す。

Description

本発明は、溶融亜鉛めっき高強度鋼板または合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の素材となる高強度鋼板に関するものである。
自動車の骨格部材として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うフロントサイドメンバーなどの構造部材用鋼板は、安全性向上の観点から、あるいは環境問題対策として燃費向上を目的とする車体の軽量化の観点から、高強度化が求められている。また、構造部材用鋼板には、防錆性の向上も求められており、高強度と防錆性を兼備させるため高強度鋼板を母材とし、この表面に溶融亜鉛めっきを施した高強度鋼板が用いられている。こうした溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、溶融亜鉛めっき層が均一に形成されていることが望ましく、母材となる高強度鋼板は、めっき性が良好で溶融亜鉛めっき時に不めっき部分を発生させないことが求められる。
一方、溶融亜鉛めっき後、加熱することによって母材（素地鋼板）中の鉄をめっき層へ拡散させ、鉄と亜鉛とを合金化させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡ鋼板ということがある）は、溶接性や塗装後の耐食性にも優れるため、幅広い分野で使用されている。
ＧＡ鋼板を用いて高強度成形部品を製造する際には、成形条件（例えば、プレス条件など）の適正化に加えて、ＧＡ鋼板自体の加工性を向上させることが求められる。そのための手段としては、一般に溶融亜鉛めっきの対象となる母材自体（即ち、高強度鋼板）の加工性改善に加えて、ＧＡ鋼板の摺動性や耐パウダリング性を高めることが必要となる。
ＧＡ鋼板の摺動性を高める方法としては、例えば特許文献１に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面形状を防錆油等の液体潤滑剤を保持し易い形状とすることで、プレス成形時の摺動抵抗を小さくすることが提案されている。しかし液体潤滑剤を用いる方法では、潤滑剤の塗布むらや連続プレスしたときに発生する熱による潤滑剤の劣化によって摺動性が低下し易く、加工性が悪くなりやすい。
また耐パウダリング性（めっき密着性）を高める技術としては、特許文献２に、めっき層直下における母材のごく表層部における合金元素の濃化度合いを制御することが開示されている。しかし本発明者らが検討したところ、合金元素の濃化度合いを制御しても、めっき密着性を充分に改善できないことがあり、改善の余地を残している。
更に特許文献３には、不めっきや合金化ムラがなく、且つめっきの表面性状が良好であり、更には耐めっき剥離性や摺動性も改善できる技術として、鋼板の結晶を微細化することでアウトバーストを均一に生じさせ、耐めっき剥離性を向上させる方法が開示されている。しかしこの技術では、鋼板の結晶を微細化するために、多くの合金元素を添加しなければならず、その結果、めっき層中のＦｅ濃度を適切に制御できなくなり、摺動性や耐パウダリング性が低下することがあった。
特開２００１−２４７９４９公報（［特許請求の範囲］、［００４１］等） 特開２００２−１１５０３９号公報（［特許請求の範囲］、［０００５］、［００３３］等） 特開平１１−３２３４９２号公報（［特許請求の範囲］、［００５８］等）
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、溶融亜鉛めっきしたときに不めっき部が発生し難い溶融亜鉛めっき用高強度鋼板を提供することにある。
本発明の他の目的は、溶融亜鉛めっきした後、これを合金化したときに、摺動性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を得ることのできる合金化溶融亜鉛めっき用高強度鋼板を提供することにある。
更に他の目的は、上記溶融亜鉛めっき用高強度鋼板に、溶融亜鉛めっきした溶融亜鉛めっき高強度鋼板や、更に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板、並びにこうした溶融亜鉛めっき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を用いた自動車用部材を提供することにある。
本発明者らは、溶融亜鉛めっきしたときに不めっき部を発生し難い高強度鋼板を提供すべく検討を重ねてきた。その結果、高強度鋼板の成分組成を厳密に規定すると共に、特にＣｒとＭｏの含有バランスを適切に制御してやれば、溶融亜鉛めっき時に不めっき部分が発生しないことを見出した。
また、本発明者らは、溶融亜鉛めっき高強度鋼板に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の摺動性や耐パウダリング性改善対策についても検討を重ねてきた。その結果、高強度鋼板の成分組成のうち、特にＭｎ，Ｐ，Ｃｒ，Ｍｏの含有バランスを適切に制御すれば、溶融亜鉛めっき後に合金化処理して得られる合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の摺動性と耐パウダリング性が改善できることを見出し、本発明を完成した。
即ち、本発明に係る溶融亜鉛めっき性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０３〜１％、Ｍｏ：０．０３〜１％およびＡｌ：０．０２〜０．１５％を含有すると共に、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）およびＳ：０．０３％以下（０％を含む）に抑えられ、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つ、下記（１）式から算出されるＫ値が−２．０以上である点に要旨を有する。
Ｋ値＝３×［Ｍｏ］−５×［Ｃｒ］…（１）
式中、［元素］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
上記高強度鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｂ）Ｂ：０．００３％（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、
等を含有することが好ましい。
合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の摺動性と耐パウダリング性を改善するには、上記要件に加えて、該鋼板の成分組成が、下記（２）式から算出されるＦ値が０．７〜３．０となるように調整すればよい。
Ｆ値＝［Ｍｎ］／（２０×［Ｐ］＋３×［Ｃｒ］＋３×［Ｍｏ］）…（２）
本発明には、上記高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき高強度鋼板や、溶融亜鉛めっきした後、これを合金化した合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板も含まれる。
本発明の溶融亜鉛めっき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、自動車用部材の素材として好ましく用いることができる。
本発明によれば、高強度鋼板の成分元素の中でも特にＭｏとＣｒの含有バランスを適切に制御することで、溶融亜鉛めっきしたときに不めっき部が発生し難い溶融亜鉛めっき用高強度鋼板を提供できる。
また、本発明によれば、高強度鋼板の成分元素の中でも特にＭｎ，Ｐ，Ｃｒ，Ｍｏの含有バランスを適切に制御することで、溶融亜鉛めっきした後これを合金化したときに、摺動性と耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を与える合金化溶融亜鉛めっき用高強度鋼板を提供できる。
更に、本発明によれば、上記溶融亜鉛めっき用高強度鋼板に、溶融亜鉛めっきすることで、不めっき部分の無い溶融亜鉛めっき高強度鋼板を提供でき、また該溶融亜鉛めっき高強度鋼板を合金化処理すれば、摺動性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を提供できる。こうした溶融亜鉛めっき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、自動車用部材の素材として好ましく用いることができる。
高強度鋼板に溶融亜鉛めっきしたときに、不めっき部の発生を防止するには、高強度鋼板に含まれるＣｒとＭｏ量のバランスを、下記（１）式で算出されるＫ値が−２．０以上となるように制御することが重要である。
Ｋ値が−２．０未満では、溶融亜鉛めっき時にピンホール状の不めっき部分（めっきされない部分）が鋼板表面に多発し、外観品質を著しく損なう。Ｋ値は、−１．５以上に制御するのが好ましく、より好ましくは−１以上である。
Ｋ値＝３×［Ｍｏ］−５×［Ｃｒ］ …（１）
なお、式中、［元素］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
ＣｒとＭｏ量は、下記の範囲で上記関係を満足するように調整する必要がある。
Ｃｒ：０．０３〜１％およびＭｏ：０．０３〜１％
ＣｒとＭｏは、複合添加することで、鋼板の表面に複合酸化物を形成し、不めっきの発生を防止する元素である。即ち、例えば、Ｃｒを単独で含有する鋼板においては、Ｃｒ含有量が０．４％までであれば不めっきは発生し難いが、Ｃｒ含有量が０．４％以上になると不めっきが発生する。ところが、ＣｒとＭｏを複合添加すれば、鋼板表面に複合酸化物が形成され、不めっきの発生が防止されるのである。しかも、後述する実施例から明らかなように、ＣｒとＭｏを複合添加すれば、強度−伸びバランスも良好となり、機械的特性とめっき性を兼備した鋼板となる。また、ＣｒとＭｏは、焼入れ性向上元素であり、オーステナイト中にＣを濃化させてオーステナイトの安定性を高める作用を有しており、マルテンサイトを生成して鋼板の強度を確保するのに作用する。ＣｒまたはＭｏの含有量が０．０３％未満では、焼入性を充分に向上させることができず、また鋼板表面における酸化物の生成量が少なくなる。Ｃｒは、０．０５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｍｏは、０．０５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。しかしＣｒまたはＭｏを、１％を超えて添加してもその効果が飽和するし、コスト高となるため、上限は夫々１％とする。Ｃｒ含有量は、０．９％以下であることが好ましく、より好ましくは０．８％以下である。一方、Ｍｏ含有量は、０．９％以下であることが好ましく、より好ましくは０．８％以下である。
本発明の鋼板は、他の成分として、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、およびＡｌ：０．０２〜０．１５％を含有する。こうした範囲を規定した理由は次の通りである。
Ｃ：０．０６〜０．１５％
Ｃは、鋼板の強度を高めるために重要な元素であり、また低温変態生成物（例えば、ベイナイトやマルテンサイトなど）の生成量やその形態に影響を与えて加工性（伸びや伸びフランジ性）を向上させる。Ｃ含有量が０．０６％未満では５９０ＭＰａ以上の強度を確保できなくなるため、Ｃ含有量は０．０６％以上とする。Ｃ含有量は０．０７％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上である。しかしＣ含有量が０．１５％を超えると、溶融亜鉛めっき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板としたときに溶接性を低下させるため、０．１５％以下とする。Ｃ含有量は０．１４％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１３％以下である。
Ｍｎ：１〜３％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化して鋼板自体の強度を確保するために重要な元素である。またＭｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、所望の金属組織を得るために有用に作用する。こうした作用を発揮させるには、Ｍｎは少なくとも１％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量は１．５％以上であることが好ましく、より好ましくは１．８％以上である。Ｍｎ含有量は多い方が好ましいが、３％を超えると溶製が困難になるばかりでなく、溶融亜鉛めっき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板としたときの溶接性に悪影響を及ぼすため３％以下とする。Ｍｎ含有量は２．９％以下であることが好ましく、より好ましくは２．８％以下である。
P：０．０１〜０．０５％
Pは、鋼板中に析出物として固定され、強度−伸びバランスを確保するのに有効な元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｐを０．０１％以上含有させる必要があり、好ましい含有量は０．０１５％以上である。但し、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、めっき不良などが発生するので、上限は０．０５％とする。好ましい含有量は０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
Ａｌ：０．０２〜０．１５％
Ａｌは、脱酸のために含有させる元素であり、少なくとも０．０２％含有させる。好ましい含有量は０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。しかし多すぎると酸化物形介在物量の増大によって表面性状や靭性を悪化させるので、上限は０．１５％とする。好ましい含有量は０．１３％以下であり、更に好ましい含有量は０．１％以下である。
本発明の高強度鋼板では、ＳｉとＳは、基本的に含有していないことが好ましく、不可避的不純物として混入してくる元素である。本発明の高強度鋼板では、Ｓｉは０．２％以下、Ｓは０．０３％以下に夫々抑えるべきである。
Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）
Ｓｉは、鋼板表面に酸化皮膜（例えば、ＳｉＯ2など）を形成し、めっきの濡れ性を劣化させる有害な元素である。こうしたことからＳｉはできるだけ含有しないことが好ましく、０．２％以下に抑える。好ましくは０．１％以下に抑えるのがよい。
Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）
Ｓは、鋼板中にＭｎＳ系の析出物として固定されるが、その量が増大すると、伸びや伸びフランジ性の劣化を招く。そのため不可避的不純物として混入する場合であっても０．０３％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１５％以下に抑えるのがよい。
本発明の高強度鋼板は、上記成分元素の含有範囲を満足するものであるが、更に他の元素として、（ａ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｂ）Ｂ：０．０１％（０％を含まない）、（ｃ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、等を含有することが好ましい。こうした範囲を規定した理由は次の通りである。
Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、析出強化および組織微細化効果を有しており、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、それぞれ０．０１％以上（特に好ましくは０．０２％以上）含有させることが推奨される。しかし過剰に添加すると、熱延鋼板の強度が増加し過ぎて、冷延時に形状不良を招くため、それぞれ０．１５％以下（より好ましくは０．１３％以下）とする。
Ｂ：０．０１％（０％を含まない）
Ｂは、焼入れ性を高める元素であり、鋼板の強度（ＴＳとＹＳ）を向上させる。またＭｏと併せて含有させることにより圧延後の加速冷却時における焼入れ性が制御されて、母材の強度（ＴＳ）−靭性バランスを最適化する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂを０．０００５％以上含有させることが推奨される。より好ましくは０．００１％以上である。しかし０．０１％を超えて過多に含有させると母材靭性が劣化するため、Ｂ含有量は０．０１％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｃａは、鋼中硫化物の形態を球状化して、加工性向上に寄与する元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）添加することが推奨される。但し、０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和するので、経済的に無駄である。より好ましい含有量は０．０５％以下である。
本発明の高強度鋼板の残部成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、本発明の効果を阻害しない範囲で更に他の元素を含有していてもよい。
上述したように、高強度鋼板に含まれるＣｒとＭｏ量のバランスを適切に制御すれば、該高強度鋼板に溶融亜鉛めっきしたときの不めっき部の発生を防止でき、めっき性に優れた溶融亜鉛めっき用の高強度鋼板が得られる。
ところが該溶融亜鉛めっき高強度鋼板を合金化処理して得られる合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、摺動性と耐パウダリング性が充分に改善されているとはいえなかった。そこで本発明者らは、合金化処理後の合金化溶融亜鉛めっき層の組成に注目し、種々検討を重ねたところ、合金化溶融亜鉛めっき層の表面に軟質なζ相（ＦｅＺｎ13）が形成されていると、プレス時の摺動性が著しく低下することを知った。一方、合金化溶融亜鉛めっき層と母材（高強度鋼板）との界面に硬質で脆いΓ相（Ｆｅ3Ｚｎ10）が形成されると、耐パウダリング性が著しく低下することが判明した。そしてこうした合金化溶融亜鉛めっき層の組成は、溶融亜鉛めっき高強度鋼板を合金化処理したときの溶融亜鉛めっき層の合金化速度に影響を受けていることも明らかとなった。
そこで溶融亜鉛めっき層の合金化速度を適切に制御すべく検討を重ねたところ、合金化速度は、高強度鋼板の成分組成のうち、特にＭｎ，Ｐ，Ｃｒ，Ｍｏの含有量に影響を受けることが判明した。即ち、Ｍｎ，Ｐ，Ｃｒ，Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を向上させ、強度を確保するために必要な元素であるが、わずかな含有量の変化が溶融亜鉛めっき層の合金化速度に大きく影響を与えるのである。そして種々実験を繰返したところ、上記めっき性に優れた溶融亜鉛めっき用高強度鋼板の成分組成が、更に下記（２）式で示されるＦ値が０．７〜３．０の範囲に収まるものは、該溶融亜鉛めっき用高強度鋼板に溶融亜鉛めっきした後、これを合金化した合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、摺動性および耐パウダリング性に優れたものになることをつきとめた。
Ｆ値＝［Ｍｎ］／（２０×［Ｐ］＋３×［Ｃｒ］＋３×［Ｍｏ］）…（２）
高強度鋼板に含まれる元素が、溶融亜鉛めっき層の合金化速度にどのように影響を及ぼしているか詳細なメカニズムは明らかでないが、上記Ｆ値が０．７未満では、溶融亜鉛めっき層の合金化が進みにくく、軟質なζ相（ＦｅＺｎ13）が合金化溶融亜鉛めっき層の表面に形成される。Ｆ値は０．９以上となるように成分組成を制御することが好ましく、より好ましくは１．１以上である。一方、上記Ｆ値が３．０を超えると溶融亜鉛めっき層の合金化が進み過ぎて、合金化溶融亜鉛めっき層と母材との界面に硬質で脆いΓ相（Ｆｅ3Ｚｎ10）が発生する。Ｆ値は２．８以下となるように成分組成を制御することが好ましく、より好ましくは２．６以下である。
めっき層中のＦｅ濃度は、７〜１５質量％であることが好ましい。Ｆｅ濃度が７質量％未満では、合金化処理によるＦｅの拡散が不十分のため、軟質なζ相（ＦｅＺｎ13）が合金化溶融亜鉛めっき層の表面に形成され、プレス時の摺動性が劣化する。より好ましいＦｅ濃度は８質量％以上であり、更に好ましくは９質量％以上である。一方、Ｆｅ濃度が１５質量％を超えると、Ｆｅの拡散過多となり、合金化溶融亜鉛めっき層と母材との界面に硬質で脆いΓ相（Ｆｅ3Ｚｎ10）が生成し、パウダリングを起こし易くなる。より好ましいＦｅ濃度は１４質量％以下であり、更に好ましくは１３質量％以下である。
めっき層中のＦｅ濃度をこうした範囲に制御するには、溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ含有量を調整すればよい。この点については後述する。
以上のように、上記Ｆ値を満足する上記溶融亜鉛めっき用高強度鋼板に、溶融亜鉛めっきした後、これを合金化すれば、摺動性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板が得られる。
上記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素地鋼板の金属組織は、フェライトおよびマルテンサイトを主体とする混合組織であることが好ましい。フェライトおよびマルテンサイトを主体とする混合組織とすることで、めっき鋼板全体の高強度化を実現できる。ここで主体とは、素地鋼板の金属組織全体に占める混合組織の割合が、面積率で７０％以上であることを意味する。より好ましい面積率は８０％以上である。なお、めっき鋼板の強度を低下させない範囲であれば、パーライトやベイナイト等の金属組織が生成していても構わない。なお、フェライトとマルテンサイトの比率は、面積率で、９０：１０〜２５：７５程度であることが好ましい。
素地鋼板の金属組織は、走査型電子顕微鏡を用いて倍率３０００倍で観察すればよい。
上記溶融亜鉛めっき高強度鋼板または合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、引張強度（ＴＳ）が５９０〜１１８０ＭＰａ程度となると共に、強度と伸びとのバランスが良好（ＴＳ×Ｅｌが１２０００以上）となるため、例えば自動車の骨格部材（例えば、フロントサイドメンバー）として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバー等の自動車用部材の素材として好ましく用いることができる。
本発明に係る溶融亜鉛めっき用高強度鋼板の製法は特に限定されず、例えば、上記成分組成を満足する鋼片（スラブ）を熱間圧延した後、７００℃以下で巻き取り、必要に応じて酸洗を行った後、冷間圧延すればよい。
熱間圧延は、常法に従って行えばよい。なお、仕上温度を確保すると共に、オーステナイト粒の粗大化を防止する観点から、鋼片の加熱温度は１０００〜１３００℃とし、また、加工性を阻害する集合組織の形成を防止するために、熱間圧延の仕上温度は８００〜９５０℃とし、更にパーライトの生成を抑制するために、仕上圧延後の冷却速度は３０〜１２０℃／ｓｅｃとすることが好ましい。
巻取温度は７００℃以下にすることが好ましい。巻取温度が７００℃を超えると鋼板表面のスケールが厚くなり過ぎるため、酸洗性が劣化するからである。巻取温度の下限は特に限定されないが、低過ぎると鋼板が硬くなり過ぎて、冷間圧延性が低下するため、下限は２５０℃程度とする。好ましい巻取温度は４００℃以上である。
熱間圧延後は、必要に応じて常法に従って酸洗した後、冷間圧延を行う。冷延率は３０％以上とするのがよい。冷延率を３０％未満とするには、熱延鋼板の板厚を薄くする必要があり、酸洗に時間がかかりすぎるため生産性が低下する。
本発明に係る溶融亜鉛めっき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製法についても特に限定されず、溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、例えば、上記手順で冷間圧延後、連続式溶融亜鉛めっきラインでＡc1点以上の温度で均熱した後、平均冷却速度１℃／ｓｅｃ以上でめっき浴温度まで冷却して高強度鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを被覆することによって得られる。一方、合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、前記手順で得られた溶融亜鉛めっき高強度鋼板に、常法に従って合金化処理を施した後、平均冷却速度５℃／ｓｅｃ以上で冷却すればよい。
上記連続式溶融亜鉛めっきラインでの均熱温度は、Ａc1点以上とすればよいが、高強度鋼板の組織をフェライトとオーステナイトの混合組織として加工性を高めるには、ＡC1点より５０℃程度高い温度で均熱することが好ましい。具体的には、７８０℃程度以上である。均熱温度の上限は特に限定されないが、一般に９００℃以下である。
均熱時の保持時間も特に限定されず、例えば１０ｓｅｃ程度以上とすればよい。
均熱後は、めっき浴温度（４００〜５００℃、好ましくは４４０〜４７０℃）まで冷却速度１℃／ｓｅｃ以上で冷却した後、めっき処理する。冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満ではパーライトが生成し、最終組織として残って加工性が劣化する。冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。冷却速度の上限は特に規定されないが、板温の制御のし易さや、設備コストを考えると、５０℃／ｓｅｃとするのがよい。
めっき浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛めっき浴を用いればよい。なお、めっき浴中のＡｌ含有量は０．０５〜０．２％とすることが好ましい。Ａｌは、溶融亜鉛めっき層の合金化速度を制御するのに作用する元素であり、Ａｌを含有する溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬すると、鋼板の表面（即ち、鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面）にＦｅ−Ａｌ金属層を形成する。ところが、Ａｌが０．０５％未満では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が薄すぎるため、鋼板をめっき浴に浸漬すると、鋼板と亜鉛との合金化が直ちに進む。そのため、合金化処理工程においてめっき表面まで合金化が完了する前に、Γ相が大きく成長してしまい、耐パウダリング性（耐めっき剥離性）が低下する。より好ましいＡｌ含有量は０．０７％以上である。しかしＡｌ含有量が０．２％を超えると、Ｆｅ−Ａｌ合金層が厚くなり過ぎるため、合金化処理工程においてＦｅとＺｎの合金化が阻害され、溶融亜鉛めっき層の合金化が遅延する。従って、合金化を進行させるには、合金化ラインを長くしたり、高温下での合金化処理を別途行う必要が生じる。より好ましいＡｌ含有量は０．１８％以下である。
めっき処理後は、冷却速度５℃／ｓｅｃ以上で常温まで冷却することで、オーステナイトをマルテンサイトに変態させ、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満では、マルテンサイトが生成せず、パーライトやベイナイトが生成するおそれがある。冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
溶融亜鉛めっき後に、合金化処理を行う場合は、常法に従って５００〜７５０℃程度（好ましくは５００℃〜６００℃程度）に加熱する。なお、合金化処理を行う場合の加熱手段は特に限定されず、慣用の種々の方法（例えば、ガス加熱やインダクションヒーター加熱など）を利用できる。
合金化処理後は、冷却速度５℃／ｓｅｃ以上で常温まで冷却することで、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避不純物）の鋼を溶製し、溶鋼を鋳造して得られたスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度８７０〜９００℃で２．６mm厚まで熱間圧延し、次いで平均冷却速度４０℃／ｓｅｃで冷却した後、４８０℃で巻取った。次に、酸洗後、冷延率４６％で厚さ１．４ｍｍまで冷間圧延し冷延鋼板を製造した。得られた冷延鋼板を、連続式溶融亜鉛めっきラインにて８３０℃に加熱し、この温度で４０ｓｅｃ保持して均熱処理を行った後、平均冷却速度２５℃／ｓｅｃで冷却し、めっき浴に浸漬した。めっき浴は、公知の溶融亜鉛めっき浴を用いた。但し、Ａｌ含有量は０．１３％とした。めっき浴温４５０〜４７０℃とし、このめっき浴に３秒間浸漬させて溶融亜鉛めっきした。次に、５４０〜５６０℃に加熱してこの温度で１５秒間保持して合金化処理した後、冷却速度３０℃／ｓｅｃ以上で室温まで冷却し、次いで圧下率１．０％で調質圧延して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
鋼板の成分組成から、上記（１）式と（２）式によりＫ値とＦ値を算出した結果を下記表１に併せて示す。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用い、母材鋼板の板厚中央部における金属組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。観察倍率は３０００倍とした。その結果、フェライトおよびマルテンサイトを主体（面積率で８０％以上）とする混合組織であり、フェライトとマルテンサイトの比率は、面積率で、７４：２６〜３２：６８であった。図面代用写真として、下記表２のＮｏ．３の電子顕微鏡写真を図１に示す。
また、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、合金化溶融亜鉛めっき層を塩酸に溶解した後、原子吸光分析によってＦｅ濃度を測定した。結果を下記表２に示す。
次に、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、ＪＩＳ ５号試験片を採取し、引張試験して引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。結果を下記表２に示す。なお、ＴＳは５９０〜１１８０ＭＰａの範囲のものを合格とし、この範囲から外れる例を不合格とした。
また、ＴＳ×Ｅｌを算出し、強度−伸びバランスについて評価した。結果を下記表２に示す。なお、ＴＳ×Ｅｌが１２０００以上を合格とし、１２０００未満を不合格とした。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、めっき性、摺動性および耐パウダリング性を次の手順で評価した。
＜めっき性の評価＞
めっき性は、不めっき部の発生の有無を目視観察して評価した。不めっき部分が認められない場合を合格（○）、不めっき部分が認められる場合を不合格（×）とし、評価結果を下記表２に示す。
＜摺動性の評価＞
摺動性は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（試験片）の表面および裏面に、防錆油（パーカー興産株式会社製、「ノックスラスト５５０ＨＮ（商品名）」）を塗布量約１．５ｇ／ｍ2で塗布した後、２０ｍｍ角の平面工具を用い、試験片の両側から面圧を約３０Ｎ／ｍｍ2で押しつけた。荷重（Ｐ）と試験片の引抜き荷重（Ｆ）に基づいて摩擦係数（μ＝Ｆ／２Ｐ）を算出し、これを摺動性評価の指標にした。評価基準は、摩擦係数μが０．２０以下の場合を合格、μが０．２０を超える場合を不合格とした。結果を下記表２に示す。
＜耐パウダリング性の評価＞
耐パウダリング性は、曲げ角６０°、曲げ半径１ｍｍのＶ型パンチを用いてＶ曲げ試験を行い、曲げ部の内側におけるめっき剥離量を測定した。評価基準は、めっき剥離量が１０ｍｇ以下の場合を合格、めっき剥離量が１０ｍｇを超える場合を不合格とした。結果を下記表２に示す。
Figure 2006283128
Figure 2006283128
表１および表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜１０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、不めっきが発生せず、しかも摺動性と耐パウダリング性にも優れている。一方、Ｎｏ．１１〜２０は、本発明で規定する要件を満足しない例であり、機械的特性（特に、強度と伸びのバランス）が劣っていると共に、不めっきが発生しているか、摺動性または耐パウダリング性の少なくとも一方が劣っている。
図２に、Ｋ値およびＦｅ濃度と不めっき発生の有無の関係をグラフに示す。図中、○と▲と△は、不めっき発生無しの例を示しており、◆と×は不めっき発生有りの例を示している。但し、▲は耐パウダリング性が不合格の例、△は摺動性が不合格の例である。なお、◆は摺動性も不合格の例である。
図２から明らかなように、Ｋ値が本発明で規定する範囲を満足する場合は、不めっきが発生しないが、この範囲から外れると、不めっきが発生することがわかる。
一方、図３に、Ｆ値およびＦｅ濃度と摺動性または耐パウダリング性の関係をグラフに示す。図中、○は摺動性および耐パウダリング性が良好を示しており、×は摺動性または耐パウダリング性が劣っていることを示している。なお、▲は、摺動性と耐パウダリング性は良好であるが、不めっきが発生している例である。
図３から明らかなように、Ｆ値が本発明で規定する範囲を満足する場合は、摺動性と耐パウダリング性に優れているが、この範囲から外れると、摺動性または耐パウダリング性が劣化する。
図１は、表２のＮｏ．３の電子顕微鏡写真（図面代用写真）である。 図２は、Ｋ値およびＦｅ濃度と不めっき発生の有無の関係を示すグラフである。 図３は、Ｆ値およびＦｅ濃度と摺動性または耐パウダリング性との関係をグラフに示す。

Claims (8)

  1. 溶融亜鉛めっきされる鋼板であって、質量％で、
    Ｃ ：０．０６〜０．１５％、
    Ｍｎ：１〜３％、
    Ｐ ：０．０１〜０．０５％、
    Ｃｒ：０．０３〜１％、
    Ｍｏ：０．０３〜１％および
    Ａｌ：０．０２〜０．１５％を含有すると共に、
    Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）および
    Ｓ ：０．０３％以下（０％を含む）に抑えられ、
    残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つ、
    下記（１）式から算出されるＫ値が−２．０以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき性に優れた高強度鋼板。
    Ｋ値＝３×［Ｍｏ］−５×［Ｃｒ］…（１）
    式中、［元素］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
  2. 更に他の元素として、
    Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、
    Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）および
    Ｖ ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 更に他の元素として、Ｂ：０．０１％（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 更に他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
  5. 合金化溶融亜鉛めっき処理される鋼板であって、
    請求項１〜４のいずれかに記載の要件を満たす他、
    下記（２）式から算出されるＦ値が０．７〜３．０を満足することにより摺動性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を与えるものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
    Ｆ値＝［Ｍｎ］／（２０×［Ｐ］＋３×［Ｃｒ］＋３×［Ｍｏ］）…（２）
  6. 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板に、溶融亜鉛めっきしたことを特徴とする溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
  7. 請求項５に記載の高強度鋼板に、溶融亜鉛めっきした後、これを合金化したことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
  8. 請求項６または７に記載された溶融亜鉛めっき高強度鋼板または合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を用いて得られたことを特徴とする自動車用部材。
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