JP2007070732A

JP2007070732A - 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2007070732A
Application number: JP2006271050A
Authority: JP
Inventors: Kazuo Hikita; 和夫匹田; Hajime Ishigaki; 一石垣
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-10-02
Filing date: 2006-10-02
Publication date: 2007-03-22
Anticipated expiration: 2022-09-25
Also published as: JP4975406B2

Abstract

【課題】形状凍結性、めっき密着性および延性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％およびＡｌ：０．５〜２．０％を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記（１）式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板の上に、質量％で、Ｆｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備える高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法である。さらに、Ｍｏ：１．０％未満、Ｃｒ：１．０％未満およびＢ：０．０１％未満のうちの何れか１種以上を含有することができる。２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４・・・（１）
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、建築、電気機器等に用いられる部材として有用な高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法に関する。

近年、自動車においては、環境への影響の観点から燃費の向上が望まれており、そのために車体の軽量化が進んでいる。また、車体を軽量化しても安全性を維持できるように、車体を構成する様々な部材において、従来から用いられてきた鋼板より強度が高い鋼板（高張力鋼板）への需要が高まっている。しかしながら、強度が高くなると延性の低下および形状凍結性の低下が起こりやすいため、強度が高く、かつ形状凍結性および延性の良好な鋼板が必要とされている。

強度と延性のバランスを向上させるために、鋼へのＳｉの添加が非常に有効であることが知られている。さらに、フェライト生成元素のＳｉまたはＡｌとオーステナイト生成元素のＭｎを多量に含有し、残留オーステナイトの歪み誘起変態による大きな伸び（ＴＲＩＰ効果）を利用した高延性の高張力鋼板（以下、「残留オーステナイト型高張力鋼板」または単に「残留オーステナイト型鋼板」という）等の開発がなされている。

しかしながら、この残留オーステナイト型高張力鋼板は降伏比（ＹＲ）が高く、成形後の弾性回復による形状変化が大きいため、形状凍結性の観点からは十分の性能を有しているとはいえない。

この残留オーステナイト型高張力鋼板を製造するためには、焼鈍処理後、３５０〜６００℃の温度域での保持時間（以下、この温度域での保持を「低温保持」、そのときの保持時間を「低温保持時間」という）を長くしてベイナイト変態を促進させ、オーステナイトにＣを濃縮させて安定化し、室温までオーステナイトを残留させることが重要である。

このとき、ＳｉまたはＡｌの含有量が少ないと、べイナイト変態中にセメンタイトが析出してしまい、オーステナイト中にＣが濃縮されず、安定にならない。また、低温保持時間が短い場合にもべイナイト変態が十分でなく、やはりオーステナイトが安定にならない。オーステナイトが安定化しない場合、冷却中にオーステナイトの一部がマルテンサイト変態を起こしてしまい、ＴＲＩＰ効果が得られにくくなり、延性が低下する。

また、強度が同じでも、ＹＲが低いフェライトとマルテンサイトの複合組織を持つＤｕａｌＰｈａｓｅ鋼（以下、「ＤＰ鋼」という）の鋼板の開発も進んでいる。この鋼板は、残留オーステナイト型鋼板と比較して、形状凍結性においては優れているが、延性については残留オーステナイト型鋼板より低くなっている。なお、この鋼板においても、一般的に、延性確保のためにＳｉが添加されることが多い。

一方、耐食性および外観の向上という観点から、自動車用部材としてめっき材の適用が進んでおり、現在では、多くの部材に溶融亜鉛めっき鋼板が用いられている。しかし、既設の溶融亜鉛めっき設備では、低温保持ライン長が短いものが多い。このため、母材鋼板がＳｉ含有量の多い残留オーステナイト型鋼板の場合には、還元焼鈍処理後、溶融亜鉛めっきを施す前の低温保持時間を長くしなければならず、既存の設備では、ライン速度が低下し、生産性が著しく低下する。

さらに、低温保持時間を長くすると、還元性雰囲気下であっても、鋼板表面にＳｉの酸化物が濃化するため、めっき濡れ性およびめっき密着性が低下する。以上のことから、Ｓｉを添加した鋼を母材鋼板として用いる場合は、生産性の低下およびめっき密着性の劣化が懸念される。

前記Ｓｉを多量に含有した残留オーステナイト型鋼板およびその製造方法は、例えば、特許文献１〜特許文献５で開示されている。しかし、そのような鋼板を得るためには、前述したように、低温保持時間を長くとることが必要であり、生産性が著しく低下するだけでなく、形状凍結性、めっき濡れ性およびめっき密着性にも問題がある。

特許文献６では、ＳｉおよびＡｌの含有量の少ないめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されており、その鋼板組織はベイナイトとフェライト、またはベイナイトとフェライトとマルテンサイトである。また、特許文献７では、Ｓｉ含有量は少ないが、Ａｌを０．０７〜０．７％含有する鋼板およびその製造方法が開示されており、その鋼板組織はフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトである。そのような鋼板は、形状凍結性とめっき密着性には優れるものの、延性が十分ではない。

特許文献８には、Ｓｉ含有量が少なく、Ａｌ含有量が多い残留オーステナイト型の鋼板が開示されているが、前述の通り、残留オーステナイト型鋼板は形状凍結性が悪いだけでなく、成分および製造条件（特に、低温保持時間と最終冷却条件）により特性が大きく変わるため好ましくない。

前記の残留オーステナイト型鋼とＤＰ鋼の問題点を整理すると、以下のようになる。
〔残留オーステナイト型鋼〕
（イ）降伏比（ＹＲ）が高いため、形状凍結性が悪い。
（ロ）製造するに際し、オーステナイトを安定化させ、室温までオーステナイトを残留させるために低温保持時間を長時間とする必要があるので、めっき密着性と生産性が悪い。一方、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果により延性が良好となる。これに対し、低温保持時間を短時間とすると、マルテンサイトが一部混在するようになり、ＴＲＩＰ効果が発現しにくくなって延性が低下する。
〔ＤＰ鋼〕
（イ）降伏比が低く、形状凍結性は優れるが、残留オーステナイト型鋼に比べて延性が劣る。

以上述べたように、Ｓｉ添加量が少なく、製造条件で低温保持時間が短くても、優れた形状凍結性とめっき密着性を有し、かつ、延性の優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板は実用化されていないのが現状であり、高張力鋼板の適用を推進する上で、これらの課題の解決が求められている。

特開平０５−７０８８６号公報特開平０６−１４５７８８号公報特開平１１−１３１１４５号公報特開２００１−１４００２２号公報特開２００１−３０３２２９号公報特開平０５−１２５４８５号公報特開２０００−３４５２８８号公報特開平０５−２４７５８６号公報

本発明はこのような状況に鑑みなされたもので、その目的は、形状凍結性、めっき密着性および延性に優れた、引張強さが４５０ＭＰａ以上の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記問題点を解決するため、成分および焼鈍条件が鋼板の材質に及ぼす影響を詳細に調査した結果、以下の知見を得た。
（ａ）母材鋼板は、焼鈍処理後の低温保持時間が短くマルテンサイトが生成する場合には、残留オーステナイトが存在していても、ＴＲＩＰ効果を示しにくい。

しかし、低温短時間保持中にベイナイト変態させ、さらに、ＳｉとＡｌによるオーステナイトへのＣの濃縮度とＭｎ含有量とをバランスさせることにより、オーステナイトの安定度を調整し、オーステナイトの残留を抑制してＣを多く含むマルテンサイト（以下、「高Ｃマルテンサイト」という）の生成を促進させることにより、フェライト＋マルテンサイト組織鋼（ＤＰ鋼）よりも良好な延性を確保することができる。

しかも、降伏比（ＹＲ）を低く抑えることができるので、形状凍結性も良好である。理想的な金属組織はフェライト＋ベイナイト＋高Ｃマルテンサイトである。この時、残留オーステナイトは少ない方がよい。
（ｂ）高Ｃマルテンサイトの生成には、低温保持温度と低温保持時間、および、合金化処理後の冷却速度が重要である。
（ｃ）Ａｌは、Ｓｉと同様に酸化されやすい元素であるが、ＳｉよりもＡｌの方がＡｃ₃変態点を上昇させるので、同じ焼鈍温度と焼鈍時間でもオーステナイトヘのＣ濃縮が進みやすい。そのため、焼鈍処理後の低温保持時間を短くすることができ、酸化物の生成を抑制することが可能となるので、めっき密着性の低下を回避することができる。Ｓｉを添加した場合は、低温保持を長時間行わねばならず、酸化物生成によるめっき密着性の劣化が起こる。
（ｄ）形状凍結性および延性に優れるという母材特性と、めっき密着性とを同時に満たすためには、Ａｌを積極的に添加するのがよい。
（ｅ）前処理としてＮｉを鋼板表面に付着させると、めっき密着性は向上する。

本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨は、下記（１）の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および（２）のその鋼板の製造方法にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％およびＡｌ：０．５〜２．０％を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記（１）式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板（母材鋼板）の上に、質量％で、Ｆｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備える高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

なお、（１）式におけるＳｉ（％）、Ａｌ（％）およびＭｎ（％）は、それぞれ前記母材鋼板のＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（質量％）を表す。

２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４・・・（１）
前記（１）に記載の母材鋼板は、さらに、質量％で、Ｎｉ：２．０％未満、Ｃｏ：２．０％未満およびＣｕ：１．０％未満（これらを「第１群の成分」という）のうちの何れか１種以上、Ｔｉ：０．１％未満、Ｎｂ：０．１％未満およびＶ：０．２％未満（これらを「第２群の成分」という）のうちの何れか１種以上、および、Ｍｏ：１．０％未満、Ｃｒ：１．０％未満およびＢ：０．０１％未満（これらを「第３群の成分」という）のうちの何れか１種以上、の三つのグループの何れか一以上のグループに属する元素を含むものであってもよい。

本願の請求項２に規定する鋼板は、さらに上記第３群の成分のうちの何れか１種以上を含有した母材鋼板の上に、質量％で、Ｆｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備える高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
（２）前記（１）に記載の化学組成を有する鋼板に、下記（Ａ）〜（Ｆ）の処理を順次施す高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ａ）７００〜９００℃の二相共存温度域で３０〜６００秒焼鈍する処理
（Ｂ）３〜２００℃／秒の冷却速度で３５０〜５５０℃の温度域まで冷却する処理
（Ｃ）前記温度域で１０〜９０秒間保持する処理
（Ｄ）溶融亜鉛めっき浴に浸漬する処理
（Ｅ）４７０〜６００℃の温度域に５〜１８０秒間保持する処理
（Ｆ）４℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下まで冷却する処理
前記（Ａ）の処理の前に、鋼板表面にＮｉを付着させる処理を施せば、めっき密着性が向上する。

本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、形状凍結性、めっき密着性および延性に優れるとともに、高い強度を有する鋼板であり、自動車、建築、電気機器等に用いられる部材として好適である。この溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明の方法により容易に製造することができる。

以下、本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板（上記（１）の発明）およびその製造方法（上記（２）の発明）について詳細に説明する。なお、母材鋼板の化学成分含有量の「％」、めっき皮膜中のＦｅ含有量の「％」およびめっき浴中のＡｌ濃度の「％」は、いずれも「質量％」を意味する。

本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、母材鋼板の化学組成を上記のように規定するのは以下の理由による。

Ｃ：０．１０〜０．３０％
本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板においては、Ｃを多く含むマルテンサイトを生成させることによって延性を高め、強度と延性のバランスをＤＰ鋼よりも向上させる。そのため、Ｃは必須の元素である。Ｃの含有量は目標とする鋼板強度に応じて適宜定めればよいが、本発明が狙いとする４５０ＭＰａ以上の引張強さを達成し、かつ、ＤＰ鋼より延性を向上させるためには、０．１０％以上含有させることが必要である。Ｃ含有量の上限は、良好なスポット溶接性を確保するために、０．３０％とする。

Ｓｉ：０．２％以下
Ｓｉは、セメンタイトに固溶せず、セメンタイトの析出を抑制する。上述したように、低温保持中にセメンタイトが生成しにくいベイナイト変態を促進させ、オーステナイト中にＣを濃縮させてオーステナイトの安定度を調整するために重要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が増加すると低温保持を長時間行わねばならず、めっき密着性が低下するので、その含有量は０．２％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は、Ｓｉ単独では規定せず、後述するように、ＡｌおよびＭｎを含めた合計の含有量で規定する。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるだけでなく、オーステナイト生成元素で、オーステナイトの安定度に直接作用する重要な元素である。また、高温からの冷却中におけるパーライトの生成を抑制する効果も有している。これらの効果を得るためには、少なくとも１．０％含有させることが必要であり、その範囲内で、狙いとする母材鋼板の引張強さに応じてＭｎ含有量を適宜調整すればよい。Ｍｎ含有量の上限は、コストおよび転炉での溶製の観点から３．０％とする。

Ａｌ：０．５〜２．０％
Ａｌは、脱酸材としても用いられると同時に、Ｓｉと同じように、低温保持中にセメンタイトが生成しにくいベイナイト変態を促進させ、オーステナイト中にＣを濃縮させてオーステナイトの安定度を調整するために重要な元素である。低温保持時間を短くできるため、Ｓｉを含有させる場合に比べ、めっきの密着性を高めることができることから、本発明ではＡｌを積極的に利用する。

最終的に高Ｃのマルテンサイトを得るためには、Ａｌを０．５％以上含有させる必要がある。ただし、過剰の添加はめっきの密着性および溶接性を悪化させるので、上限は、２．０％とする。

２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４（上記（１）式）
ＳｉとＡｌによるオーステナイトへのＣの濃縮度とＭｎ含有量とをバランスさせることにより、オーステナイトの安定度を調整し、オーステナイトの残留を抑制して高Ｃのマルテンサイトの生成を促進することができる。

Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）の値が２を下回る場合には、オーステナイトの安定度が低くなり、焼鈍処理時の高温からの冷却中および低温保持中にオーステナイトからパーライトが生成するか、またはオーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解し、所望の組織が得られない。

一方、Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）の値が４を上回る場合には、オーステナイトの安定度が高くなりすぎて、オーステナイトが残留し、マルテンサイト量が減少して所望量（体積％で、３〜５０％）が得られなくなるため、延性が低下するだけでなく、ＹＲ（降伏比）が高くなって形状凍結性が劣化する。したがって、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量は、２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４の関係を満たすように調整することが必要である。望ましくは、２．５≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦３．５の関係を満たすように調整することである。

本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、上述した成分以外、残部がＦｅと不純物からなるものである。不純物としては、Ｐ、ＳおよびＮの上限を抑えることが必要である。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であって、できるだけ低い方が望ましい。特に、０．１％を超えて含まれると鋼板の延性劣化が顕著になることから、Ｐ含有量は０．１％以下とする。

Ｓ：０．１％以下
Ｓも不純物として綱中に不可避的に含有される元素であって、やはり低い方が望ましい。特に、０．１％を超えて含まれると、ＭｎＳの析出が顕著になり、鋼板の延性が阻害されるのみならず、オーステナイトの安定化元素として添加されるＭｎがＭｎＳとして消費されるので、Ｓ含有量は０．１％以下とする。

Ｎ：０．０２０％以下
Ｎも不純物として綱中に不可避的に含有される元素であり、その含有量は低い方が望ましい。Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、ＡｌＮとして消費されるＡｌの量が多く、Ａｌの効果が減殺されるばかりでなく、ＡｌＮによる延性の劣化が顕著になるので、Ｎ含有量の上限は０．０２０％とする。

上記（１）の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、さらに、前記第１群の成分（Ｎｉ：２．０％未満、Ｃｏ：２．０％未満およびＣｕ：１．０％未満）のうちの何れか１種以上、前記第２群の成分（Ｔｉ：０．１％未満、Ｎｂ：０．１％未満およびＶ：０．２％未満）のうちの何れか１種以上、および、前記第３群の成分（Ｍｏ：１．０％未満、Ｃｒ：１．０％未満およびＢ：０．０１％未満）のうちの何れか１種以上、の三つのグループの何れか一以上のグループに属する元素を含むものであってもよい。これらの成分の作用効果と含有量の適正範囲は下記のとおりである。

Ｎｉ：２．０％未満、Ｃｏ：２．０％未満およびＣｕ：１．０％未満
Ｎｉ、ＣｏおよびＣｕは、Ｍｎと同じように、オーステナイト生成元素であると同時に、鋼板の強度を向上させる元素である。また、いずれもＦｅよりも酸化されにくいので、鋼板表面に濃化し、ＳｉやＡｌの酸化によるめっき密着性の低下を防止する効果を有するので、必要に応じて添加してもよい。

これらを添加する場合には、過剰の添加はコストの上昇を招くので、Ｎｉ、Ｃｏについては、含有量は、それぞれ２．０％未満とする。Ｃｕについては、熱間割れの防止の観点から、１．０％未満とする。含有量の下限は特に定めないが、添加による顕著な効果を得るためには、Ｎｉ、ＣｏおよびＣｕの何れについても０．１％以上含有させるのが望ましい。

Ｔｉ：０．１％未満、Ｎｂ：０．１％未満およびＶ：０．２％未満
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼板の強度を向上させるだけでなく、亜鉛めっきの合金化処理を行う場合には、合金化速度を向上させる有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、過剰の添加は延性の劣化をもたらすだけでなく、降伏比（ＹＲ）も上昇させ、形状凍結性を劣化させるので、Ｔｉ、Ｎｂについては、その含有量は、それぞれ０．１％未満とする。Ｖについては、Ｔｉ、Ｎｂと比較して添加の効果が小さいので、その含有量は０．２％未満とする。含有量の下限は特に定めないが、添加による顕著な効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂについては、それぞれ０．００５％以上、Ｖについては０．０１％以上含有させるのが望ましい。

Ｍｏ：１．０％未満、Ｃｒ：１．０％未満およびＢ：０．０１％未満
Ｍｏ、ＣｒおよびＢは、焼鈍処理時の高温からの冷却中におけるパーライトの生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進する有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。添加する場合には、ＭｏおよびＣｒについては１．０％以上、Ｂについては０．０１％以上添加してもその効果が飽和するだけでなく、コスト高になるので、その含有量は、ＭｏおよびＣｒについてはそれぞれ１．０％未満、Ｂについては０．０１％未満とする。

これらの含有量の下限は特に定めないが、添加による顕著な効果を得るためには、Ｍｏ、Ｃｒについては、それぞれ０．１％以上含有させ、Ｂについては０．０００５％以上含有させるのが望ましい。

本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、さらに、体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有するものとする。形状凍結性と延性の双方を同時に満足するためには、高Ｃマルテンサイトが母材中に存在することが重要であり、そのためには、体積％でマルテンサイトが３％以上含まれることが必要である。しかし、含有量が５０％を超えると、強度が高くなりすぎ、延性が劣化するばかりか、高Ｃマルテンサイトが少なくなる。マルテンサイトの望ましい含有量は、５〜３５％である。

なお、ここでいうマルテンサイトの含有量（存在量）は、４％ピクリン酸エチルアルコール溶液と、１％ピロ亜硫酸ナトリウム水溶液とによるレペラ法により着色エッチングを行い、光学顕微鏡観察によって体積率を測定することにより求めた値である。

本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の鋼板の上に７〜１５％のＦｅを含有する亜鉛合金めっき層を備える鋼板である。めっき層中のＦｅの含有量を前記の範囲に規定するのは、Ｆｅ含有量が１５％を超えるとめっき密着性や加工性の確保が困難になり、また、７％に満たない場合は良好なスポット溶接性が確保できなくなるからである。

次に、本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（上記（２）の発明）について説明する。

まず、母材鋼板としては、上記の化学組成を有する冷間圧延鋼板（冷延鋼板）を用いる。この鋼板を得るための熱間圧延、冷間圧延は公知の方法で行えばよいが、母材の粒径が大きくなりすぎたり、小さくなりすぎると母材鋼板としての所望の特性が得られないので、熱間圧延工程における巻取り温度は７００℃以下、冷延率は４０〜８０％の範囲内にするのが望ましい。

この母材鋼板に、その表面を溶融めっきに適する状態にするために、アルカリ水溶液での洗浄や、ナイロンブラシ等での表面研削等、公知の方法で前処理を施す。

この前処理時において、鋼板表面にＮｉを付着させる処理を施せば、めっき密着性が著しく向上する。この場合、鋼板表面へのＮｉの付着量は、経済性の観点から、１ｇ／ｍ²以下とするのが望ましい。

続いて、母材鋼板を７００〜９００℃の二相（フェライト相＋オーステナイト相）共存温度域に加熱して、３０〜６００秒間焼鈍する（上記（Ａ）の処理）。この焼鈍処理は、通常、還元性雰囲気中で行う。

還元性雰囲気としては、水素を５〜３０体積％含有し、残部が窒素からなり、露点が−６０〜０℃の範囲にあるガス雰囲気が好適である。なお、材料特性を向上させるために、冷間圧延後に、連続焼鈍ラインまたはバッチ式焼鈍により予備焼鈍を施してもよい。

前記の焼鈍処理において、焼鈍温度が７００℃未満であったり、焼鈍時間が３０秒未満であったりすると、再結晶が起こりにくく、かつセメンタイトが固溶しないため、鋼板の特性が劣化する。

一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、結晶粒が粗大化するだけでなく、焼鈍中のオーステナイトの体積率が増大し、最終的に生成するマルテンサイト中のＣ含有量が低くなるだけでなく、炉温の上昇による製造コストの増大が避けられない。また、焼鈍時間が６００秒を超える場合には、結晶粒が粗大化するほか、ライン速度が低下し、生産性が低下するので、好ましくない。

焼鈍処理後の母材鋼板を、めっき浴温近傍の３５０〜５５０℃の温度域（すなわち、低温保持温度域）まで３〜２００℃／秒の冷却速度で冷却し（上記（Ｂ）の処理）、その温度域で１０〜９０秒間保持（低温保持）する（上記（Ｃ）の処理）。

焼鈍処理後の冷却速度が３℃／秒より低い場合には、冷却中にオーステナイトからパーライトまたはセメンタイトが生成し、所望の金属組織が得られない。冷却速度が２００℃／秒より速い場合には、冷却速度の制御が困難になり、均一な組織が得られない。

低温保持温度が３５０℃未満では、焼鈍後の冷却中に低Ｃのマルテンサイトが生成し、低温保持温度が５５０℃より高い場合には、ベイナイト変態が起こらず、オーステナイトがパーライトに変態するため、所望の材料特性が得られない。

低温保持時間が１０秒未満の場合には、ベイナイト変態が起こらず、オーステナイトへのＣの濃縮が進まないため、低Ｃのマルテンサイトとなり、延性が低下する。低温保持時間が９０秒を超える場合には、先に述べたように、生産性が低下するだけでなく、酸化物の生成によるめっき密着性の劣化を招くほか、本発明の理想組織である高Ｃマルテンサイトの生成が抑制されて、延性の低下と形状凍結性不良を招く。

前記所定の低温保持を行った後の母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する処理を行って、鋼板表面に亜鉛めっき層を形成させる（上記（Ｄ）の処理）。

めっき浴温度は、めっき付着量の調整を容易にするために４３０℃以上とし、Ｚｎの蒸発を避けてめっき浴の維持を容易にするために５５０℃以下とする。めっき浴から引き上げた後のめっき付着量の調整は、気体絞り法等、通常用いられている方法により行えばよい。

その後、４７０〜６００℃の温度域に５〜１８０秒間保持する合金化処理を行った後（上記（Ｅ）の処理）、２５０℃以下の温度に４℃／秒以上の冷却速度で冷却する（上記（Ｆ）の処理）。

合金化処理温度が４７０℃未満では、合金化が起こらず、６００℃を超えると、オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解して特性が劣化する。

合金化処理時間が５秒未満では、合金化が起こらず、めっき密着性が劣化する。一方、合金化処理時間が１８０秒を超えると、オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解して特性が劣化するだけでなく、前記の低温保持時間が規定範囲を超えた場合と同様、ライン速度が低下し、生産性が低下する。

合金化処理後の冷却速度が４℃／秒未満では、冷却中にマルテンサイトが生成しにくく、ベイナイトまたはフェライトとセメンタイトが生成する。そのため、合金化処理後の冷却速度は４℃／秒以上とする。この冷却は、窒素および工業用ガス（空気）を用いて行う。さらに通常のミスト冷却を行ってもよい。

上記本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、高い強度を有し、形状凍結性および延性が良好で、めっき密着性にも優れているので、家電製品、建材、自動車車体用などの素材として好適である。特に、建築分野で鋼板を塗装して使用する場合等において、本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は優れた性能および経済性を発揮することができる。

表１に示す鋼種を真空溶解炉で溶製し、鍛造を施した鋳塊（厚さ：２０ｍｍ）を仕上げ温度８５０℃で板厚４．０ｍｍまで熱間圧延した。その後、６５０℃で３０分間保持し、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで炉冷した。この熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を施して板厚１．２ｍｍの溶融亜鉛めっき用冷延鋼板を得た。

この冷延鋼板を母材鋼板として、これに縦型溶融めっきシミュレータを用いて、めっき付着量が６０ｍｇ／ｍ²になるように溶融亜鉛めっきを施し、その後、ソルトバスを用いて合金化処理を施し、種々の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。

溶融亜鉛めっきの各工程における条件を表２に示す。表２において、「還元焼鈍処理」の欄の冷却速度（すなわち、還元焼鈍処理後の冷却速度）を「冷却速度ＣＲ１」と、「合金化処理」の欄の冷却速度を「冷却速度ＣＲ２」と記す。

これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、マルテンサイトの体積率を求め、引張試験を行って、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定し、また、形状凍結性およびめっき密着性を調査した。マルテンサイトの体積率は、先に述べた方法により求めた。

形状凍結性の調査では、下記の試験条件でハット型成形試験を行い、パンチ肩部のスプリングバック量（角度）を測定した。
〔試験条件〕
サンプルサイズ：幅５０ｍｍ×長さ２５０ｍｍ
パンチ肩部半径：１０ｍｍ
ダイス肩部半径：１０ｍｍ
パンチ幅：５０ｍｍ
成形高さ：６０ｍｍ
成形速度：６０ｍｍ／ｍｉｎ
めっき密着性の調査は、前記の形状凍結性の調査後のサンプルのダイス肩部外側でテープ剥離試験を行い、剥離したテープをルーペにより観察し、下記の判断基準で評価した。
◎印：めっき剥離が認められず、極めて良好
○印：若干のめっき剥離が認められるが、めっき密着性に問題なく、良好
×印：多量の剥離が認められ、不良
調査結果を表３に示す。なお、表２に示した溶融亜鉛めっき条件のうちの変化させた条件（還元焼鈍温度および冷却速度ＣＲ１、低温保持温度および時間、合金化処理後の冷却速度ＣＲ２）も、表３に併せて示した。

表３に示したように、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、強度が高く、延性も良好で、強度・延性バランスの指標としての「ＴＳ（引張強さ）×Ｅｌ（伸び）」が高い値を示している。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、形状凍結性も良好で、めっき密着性にも優れている。また、めっき前処理で鋼板表面にＮｉを付着させた本発明例のＮｏ．４および１４では、めっき密着性の向上が認められた。

これに対し、母材鋼板のＳｉ含有量を本発明の規定（０．２％以下）を超えて０．６３％、１．００％とした比較例のＮｏ．２２、２３では、引張特性は優れているが、Ｓｉの酸化物が鋼板表面に濃化しているため、めっき密着性が不良であった。

焼鈍温度を本発明の規定（７００〜９００℃）より低い６５０℃とした比較例のＮｏ．９では、再結晶および変態が起こらず、引張特性が劣化しただけでなく、形状凍結性も悪かった。

焼鈍処理後の冷却速度ＣＲ１を本発明の規定（３〜２００℃／ｓ）より低い１℃／ｓとした比較例のＮｏ．６、および低温保持温度を本発明の規定（３５０〜５５０℃）より高い６５０℃とした比較例のＮｏ．２では、冷却中または低温保持中にパーライト変態が起こり、引張特性が劣化した。

低温保持時間を本発明の規定（１０〜９０秒）より短い１秒とした比較例のＮｏ．１２では、低温保持中のベイナイト変態がほとんど起こらず、オーステナイトのほとんどがマルテンサイト変態を起こし、引張特性が劣化した。

合金化処理後の冷却速度ＣＲ２を本発明の規定（４℃／ｓ以上）より低い１℃／ｓとした比較例のＮｏ．１５では、冷却中にオーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解し、マルテンサイトが生成せず、引張特性が劣化した。

本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、形状凍結性、めっき密着性および延性に優れるとともに、引張強さが４５０ＭＰａ以上の高い強度を有する鋼板であり、自動車、建築、電気機器等に用いられる部材として好適である。この溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明の方法により容易に製造することができる。これにより、自動車用等として最適なめっき鋼板およびその製造方法として、広く利用することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％およびＡｌ：０．５〜２．０％を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記（１）式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板の上に、質量％で、Ｆｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備えることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４・・・（１）
請求項１に記載の成分に加えて、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％未満、Ｃｒ：１．０％未満およびＢ：０．０１％未満のうちの何れか１種以上を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記（１）式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板の上に、質量％で、Ｆｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備えることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４・・・（１）
請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼板に、下記（Ａ）〜（Ｆ）の処理を順次施すことを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ａ）７００〜９００℃の二相共存温度域で３０〜６００秒間焼鈍する処理
（Ｂ）３〜２００℃／秒の冷却速度で３５０〜５５０℃の温度域まで冷却する処理
（Ｃ）前記温度域で１０〜９０秒間保持する処理
（Ｄ）溶融亜鉛めっき浴に浸漬する処理
（Ｅ）４７０〜６００℃の温度域に５〜１８０秒間保持する処理
（Ｆ）４℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下まで冷却する処理
前記（Ａ）の処理の前に、鋼板表面にＮｉを付着させることを特徴とする請求項３に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。