JP2009149938A - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】良好なめっき外観を有し成形性に優れた引張強度５９０ＭＰａ級の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【解決手段】質量％でＣ：０．００５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．７％以上１．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬで、加熱帯の雰囲気ガス組成のＣＯ／Ｈ２Ｏ比を０．００１以上０．８以下とし、加熱帯出側における鋼板温度が７００℃以上で幅方向温度偏差を２０℃未満とし、さらに加熱帯内における４００℃〜加熱帯出側温度までの平均昇温速度が１０℃／ｓ以上となるようにして鋼板を加熱し、次に７００〜９４０℃の温度域で１５〜６００ｓ焼鈍し、引き続き３℃／ｓ以上の冷却速度で４４０〜５５０℃に冷却した後溶融亜鉛めっきする。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される成形性に優れ、良好なめっき特性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。しかしながら、鋼板の高強度化は成形性の低下を招くことから、高強度と高成形性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
このような要求に対して、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼（Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。例えば、特許文献１では化学成分と熱延条件と焼鈍条件を規定することにより、表面性状と曲げ加工性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法、特許文献２では化学成分とマルテンサイト量および製造方法を規定することにより、優れた機械的性質を有する高強度鋼板よびその製造方法、特許文献３では所定成分の鋼に対して熱延条件および焼鈍条件を規定することにより曲げ性に優れた鋼板の製造方法、特許文献４ではマルテンサイト分率とその粒径および機械的特性を規定することにより衝突安全性と成形性に優れた鋼板およびその製造方法が提案されている。また、特許文献５では化学成分と構成相とその硬さ比を規定することにより、伸びフランジ性に優れた鋼板、特許文献６では、化学成分と構成相、その粒径、硬さ比などを規定することにより、疲労特性に優れた鋼板が提案されている。
これら鋼板は実使用時の防錆性向上を目的に表面にめっきを施す場合がある。その中ではプレス性、スポット溶接性、塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた合金化溶融亜鉛めっきが多く使用されており、種々の鋼板の開発が進められてきた。
溶融亜鉛めっき鋼板に関する提案としては、特許文献７では化学成分と残留オーステナイト量を規定することにより延性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、特許文献８では化学成分とマルテンサイト分率とその粒径を規定することにより伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、特許文献９では化学成分とフェライト粒径とその集合組織およびマルテンサイト分率を規定することにより、伸びフランジ性や形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が提案されている。
また、特許文献１０〜１３では所定成分の鋼に対して連続溶融亜鉛めっきラインでの熱処理条件を規定することにより、伸びや穴広げ、曲げ性の優れた鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１４、１５では、化学成分と溶融亜鉛めっきラインでの製造条件を規定することにより伸びフランジ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および設備が提案されている。
さらに、めっき性やめっき品質も考慮したものとして、特許文献１６で化学成分とマルテンサイト量、めっき皮膜中のＦｅ濃度を規定することにより、形状凍結性、めっき密着性および延性に優れた鋼板、特許文献１７で化学成分と残留オーステナイト量、めっき皮膜中のＦｅ、Ａｌ濃度を規定することにより、延性とフレーキング性、パウダリング性に優れた鋼板が提案されている。また、特許文献１８では、高Ｓｉ、高Ｍｎ鋼においてもめっき表面外観を確保するために、めっき鋼板と素地鋼板の界面近傍に形成されるＳｉ−Ｍｎ濃化層を適切な形態に制御することにより、不めっき部分のない良好な表面外観を呈する溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献１９では、化学成分と製造条件を規定することにより、成形性とめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許第１８５３３８９号公報 特表２００３−５０５６０４号公報 特許３６１０８８３号公報 特開平１１−６１３２７号公報 特開平１０−６０５９３号公報 特開平７−１１３８３号公報 特許３５２７０９２号公報 特開２００３−２１３３６９号公報 特開２００３−２１３３７０号公報 特許第２８６２１８６号公報 特許第２８６２１８７号公報 特許第２７６１０９５号公報 特許第２７６１０９６号公報 特開平６−９３３４０号公報 特開平６−１０８１５２号公報 特開２００４−１１５８４３号公報 特開２００２−４７５３５号公報 特開２００１−２８８５５０号公報 特許第３４５９５００号公報
しかしながら、上述した発明は以下に述べる課題がある。例えば、特許文献１では、単相域で焼鈍し、その後の冷却は６〜２０℃／ｓで４００℃まで冷却することが規定されているが、溶融亜鉛めっき鋼板の場合、めっき密着性を考慮する必要があること、また４００℃までの冷却はめっき浴温以下まで冷却するため、めっき前に昇温する必要があり、めっき浴前に昇温設備を有さないＣＧＬでは製造できない。また、特許文献２、３、４、６、７、９では伸びフランジ性は考慮されておらず、特に、溶融亜鉛めっきを施した場合は、めっき密着性や伸びフランジ性が安定して得られない。
特許文献５では、構成相をフェライトとベイナイトまたはパーライトとすることにより、伸びフランジ性を確保することを提案しているが、この場合、十分な延性を得ることができない。特許文献８では、化学成分とマルテンサイトの粒径および面積率の規定により、伸びフランジ性と耐衝突特性の向上を図っているが、フェライトとマルテンサイトの複合組織で特に溶融亜鉛めっきを施した場合には、良好な伸びフランジ性が安定して得られない。
特許文献１０では延性は優れるものの穴広げ性や曲げ性は考慮されておらず、逆に特許文献１１、１２では穴広げ性や曲げ性は優れるものの伸びが考慮されていない。また、特許文献１３においては、延性の向上を主目的としており、穴広げ性は十分なものではなく、これらの発明鋼では、その適用部位は限られたものとなる。また、特許文献１４、１５では、溶融亜鉛めっきライン内での熱処理中に焼戻しマルテンサイトを生成させる必要があるため、Ｍｓ点以下までの冷却後に、再加熱する設備が必要である。
また、特許文献１６、１７ではめっき性やめっき密着性は確保可能なものの、伸びフランジ性は考慮されておらず、特に、溶融亜鉛めっきを施した場合は、めっき密着性や伸びフランジ性が安定して得られない。特許文献１８では、界面近傍の粒界にＳｉ−Ｍｎ濃化層が存在する場合に、表面外観が優れるとされているが、機械的特性の確保に関しては十分なものではなく、また特性のバラツキが著しいといった課題がある。
特許文献１９では、化学成分と製造条件を規定することにより、成形性とめっき密着性に優れた鋼板が提案されているが、特許文献１９で規定されている成分と製造条件のみでは、特性のバラツキが大きく、必ずしも成形性に優れる鋼板は得られない。
本発明は、上述した課題を解決し、良好なめっき特性を有し、成形性に優れた引張強度５９０ＭＰａ級の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供するものである。
上記目的を達成するための本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）化学成分として、質量％でＣ：０．００５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．７％以上１．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬで、加熱帯の雰囲気ガス組成のＣＯ／Ｈ２Ｏ比（容量比）を０．００１以上０．８以下とし、加熱帯出側における鋼板温度が７００℃以上で幅方向温度偏差を２０℃未満とし、さらに加熱帯内における４００℃〜加熱帯出側温度までの平均昇温速度が１０℃／ｓ以上となるようにして鋼板を加熱し、次に７００〜９４０℃の温度域で１５〜６００ｓ焼鈍し、引き続き３℃／ｓ以上の冷却速度で４４０〜５５０℃の温度域の温度に冷却した後、２００ｓ以内に４４０〜５００℃の溶融亜鉛めっき浴に４４０〜５５０℃の鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２） （１）の鋼板は、化学成分として、さらに質量％でＣｒ：０．０５％以上１．２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする（１）の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３） （１）または（２）の鋼板は、化学成分として、さらに質量％でＴｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下から選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする（１）または（２）の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（４） （１）〜（３）の何れかの鋼板は、化学成分として、さらに質量％でＣａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れかの高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（５） （１）〜（４）の何れかの高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法で溶融亜鉛めっきを施したのち、引き続き鋼板を４６０〜６００℃に加熱して合金化処理することを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、良好なめっき特性を有し、成形性に優れた引張強度５９０ＭＰａ級の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供でき、産業上の利用価値は非常に大きく、特に自動車車体の軽量化および防錆化に対して極めて有益であって、工業的効果が大きい。
本発明者らは、延性と伸びフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋼板のミクロ組織や化学成分、さらにはめっき層近傍の鋼板組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、従来、伸びフランジ性の確保が困難であった焼戻されていないマルテンサイトとフェライトからなるＤＰ鋼においても、フェライトの分率と硬さの制御と同時に、めっき層との界面近傍の鋼板表層に形成した酸化物の分布形態やその大きさを最適に制御することにより、めっき表面外観と延性に優れるのみでなく、さらに十分な伸びフランジ性を確保可能な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を発明するに至った。
以下、本発明について詳細に説明する。
一般に、フェライトと焼戻しをされていない硬質なマルテンサイトとの二相構造では、延性は確保可能なものの、フェライトとマルテンサイトの硬度差が大きいために、十分な伸びフランジ性が得られないことが知られている。このため、フェライトを主相とし、硬質第二相を炭化物を含むベイナイトやパーライトとすることにより、硬度差を抑制し、伸びフランジ性の確保が図られてきたが、この場合は十分な延性が確保できないことが問題であった。また、第二相をマルテンサイトまたは残留オーステナイト（残留オーステナイトを含むベイナイトも含む）とした場合においても、延性と同時に伸びフランジ性を確保するために、例えば、第二相組織をマルテンサイトとベイナイトの混在組織とするなどの検討が行われてきた。しかしながら、第二相を種々の相の混在組織とし、かつその分率などを高精度で制御するためには、熱処理条件の精密な制御が必要であり、製造安定性などに問題を生じる場合が多かった。
本発明者らは、上述したような各相の硬度差、分率と機械的特性の関係に対して詳細に検討するのみでなく、めっきを施した場合における特性変化とその向上の可能性に対しても検討を行った。検討に際しては、特に、溶融亜鉛めっきラインでの熱処理において、特別な設備の必要がなく最も安定した製造が可能と考えられるフェライトと焼戻されていないマルテンサイトからなるＤＰ鋼での特性向上の可能性に着目して詳細に研究を進めた。
その結果、鋼板自体の相構造と機械的特性の関係に関しては、フェライトを固溶強化してかつその分率を大幅に増加させることにより、硬度差による伸びフランジ性の低下度合いが大幅に軽減され、硬度差の影響がほとんどなくなることを知見した。そして、この効果を最大限に活用することにより、焼戻しされていないマルテンサイトを第二相とするＤＰ鋼においても、十分な伸びフランジ性が確保可能なことを知見した。また、フェライトの固溶強化を活用することにより、フェライト分率を増加させた場合の強度確保を図り、本発明鋼の母材組織を決定するに至った。
このように、フェライトの固溶強化は強度確保を主目的に行っているものであり、従来、硬質第二相が焼戻されていないマルテンサイトの場合にはフェライトの固溶強化能を活用しても硬度差の低減の効果は十分ではなかったものを、体積分率の最適化により伸びフランジ性を確保可能とした点が、本発明の特徴の一つである。具体的には、フェライトの体積分率を９０％以上とすることにより、硬度差による伸びフランジ性の劣化を抑制可能であり、このときフェライトのＨＶ（ビッカース硬度）を１２０以上とすることにより強度確保が可能となり、本発明の鋼板組織が得られる。
また、前記鋼板組織は、化学成分として、質量％でＣ：０．００５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．７％以上１．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を、７００〜９４０℃の温度域で１５〜６００ｓ焼鈍し、引き続き３℃／ｓ以上の冷却速度で４４０〜５５０℃の温度域の温度に冷却した後、２００ｓ以内に４４０〜５００℃の溶融亜鉛めっき浴に４４０〜５５０℃の鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきを施すことで得られる。
上記熱履歴によって所望の組織を確保し良好な機械特性を得ることが可能であるが、鋼板中に易酸化性元素であるＳｉやＭｎを多量に添加するため、従来の連続溶融亜鉛めっきプロセスでは不めっきや合金化遅延が発生し、めっき密着性の劣化が起こる。
また、上述した鋼板組織を有する場合においても、溶融亜鉛めっきを施した場合は伸びフランジ性のばらつきが大きく、必ずしも十分な伸びフランジ性が安定して得られるとは限らないことがわかった。そこで、本発明者らは、このような溶融亜鉛めっきを施した場合に伸びフランジ性にばらつきが生じる要因について、鋭意研究を行った。
その結果、めっき性確保のために内部酸化物等の介在物を鋼板表層に生成させた場合に、めっき層と鋼板との界面に存在する酸化物（Ｓｉ、Ｍｎ系）の分布状態が伸びフランジ性に影響していることを知見した。そして、このような酸化物の鋼板表層の粒界での存在量を低減することにより、伸びフランジ性を安定して確保可能となることを見出した。具体的には、めっき層直下の地鉄表層３μｍまでの領域の粒界の全長さに対して酸化物が析出した粒界の長さを５０％以下とすることにより、伸びフランジ性が安定する。さらに、めっき層直下の地鉄表層３μｍまでの領域において粒界に析出した酸化物の粒界に沿った平均長さを０．３μｍ以下とした場合、さらに安定して優れた伸びフランジ性の確保が可能である。
この効果は基本的には他の組織構造の場合においても同様であるが、特に本発明鋼板の組織である焼戻しされていないマルテンサイトとフェライトを活用したＤＰ鋼の場合に大きな効果を有する。これは、第二相が焼戻しマルテンサイトやベイナイト、パーライトの場合と比べて、より硬質な焼戻しされていないマルテンサイトとフェライトを活用する本発明鋼では、打抜きなどのせん断加工時やせん断加工後における伸びフランジ成形時における鋼板表層域でのボイドの発生のしやすさが、顕著になるためと考えられる。
めっき層直下の地鉄表層３μｍまでの領域の粒界の酸化物の析出状態を前記のようにする方法について本発明者らは鋭意検討した。その結果、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬで、加熱帯中における雰囲気ガス組成のＣＯ／Ｈ２Ｏ比を０．００１以上０．８以下（容量比）とし、加熱帯出側の鋼板温度を７００℃以上で幅方向温度偏差を２０℃未満とし、かつ加熱帯内における４００℃〜加熱帯出側温度までの温度域の平均昇温速度を１０℃／ｓ以上となるようにして加熱した後再結晶焼鈍することで、めっき層直下の地鉄表層３μｍまでの領域の地鉄結晶粒内および／または結晶粒界にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐから選ばれる１種以上の酸化物を析出させるとともに、その際めっき層直下の地鉄表層３μｍまでの領域における粒界の全長さに対して酸化物等の介在物が析出した粒界の長さが５０％以下にすることが可能であり、その結果不めっき、合金化遅延と合金化遅延による合金ムラの発生、めっき密着性の劣化と延びフランジ性の劣化の両方を防止可能であることが分かった。これは鋼板表層が内部酸化することでＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ等の易酸化性元素の欠乏層が生成し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ等の易酸化性元素が選択酸化しにくくなることで効果があるわけである。さらにめっき密着性向上させるため、溶融亜鉛めっき浴温を４４０〜５００℃とし、鋼板温度を４４０〜５５０℃にして浸漬させて溶融亜鉛めっきを施す。
以上述べたように、本発明は、従来、伸びフランジ性の確保が困難であった焼戻しされていないマルテンサイトとフェライトからなるＤＰ鋼において、フェライトの分率を大幅に増加することにより第二相との硬度差による伸びフランジ性の劣化への影響を低減して鋼板自身の伸びフランジ性を高め、さらにめっき層との界面近傍の鋼板組織を最適化することによりバラツキなく安定して良好な伸びフランジ性を確保可能とすると同時に、フェライト相を固溶強化して硬質第二相の分率を低減させても強度確保を可能とし、かつフェライト相の優れた加工性を最大限に活用して延性を確保した点に特徴がある。
このように、本発明者らは、延性と伸びフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋼板のミクロ組織や化学成分、さらにはめっき層近傍の鋼板組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、従来、伸びフランジ性の確保が困難であった焼戻されていないマルテンサイトとフェライトからなるＤＰ鋼においても、フェライトの分率と硬度制御に加えて、めっき層との界面近傍の鋼板表層に形成した酸化物を最適に制御することにより十分な伸びフランジ性を確保可能で、かつ延性、めっき密着性に優れた鋼板に製造方法を発明するに至った。
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板の化学成分について説明する。なお、各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．００５％以上０．１２％以下
Ｃは鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、０．００５％未満では、鋼板の強度の確保と所定の特性を満たすことが難しい。一方、Ｃ量が０．１２％を超えると、フェライト分率を９０％以上確保することが困難となるのみでなく、溶接部および熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。こうした観点から、Ｃ量を０．００５％以上０．１２％以下の範囲内とする。フェライト分率を安定して確保するために、好ましくは０．０８％未満、さらに好ましくは０．０４％未満である。
Ｓｉ：０．７％以上１．８％以下
Ｓｉはフェライト生成元素であり、またフェライトの固溶強化に有効な元素であり、延性確保とフェライトの硬度確保のために０．７％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、Ｓｉの添加量は０．７〜１．８％とする。好ましくは、０．９％超である。
Ｍｎ：０．５％以上２．８％以下
Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第二相の分率調整に必要な元素である。このためには、Ｍｎは０．５％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎを２．８％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大となりフェライト分率の確保が困難となる。従って、Ｍｎ量を０．５％以上２．８％以下とする。好ましくは１．６％以上である。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また０．１％超えだと合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐ量を０．１％以下とする。
Ｓ：０．０７％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面から０．０７％以下とする。
Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：１．０％以下
Ａｌは、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。しかしながら、Ａｌの過剰な添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、Ａｌの添加量は１．０％以下とする。好ましくは、０．５％以下である。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほどよく、０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ量を０．００８％以下とする。
本発明の鋼板は、以上の基本成分および鉄を主成分とするものである。主成分とは、不可避的不純物の含有および上記基本成分の作用を損なうことがなく、むしろこれらの作用を向上させ、あるいは機械的、化学的特性を改善できる元素の含有を妨げない趣旨であり、例えば下記のＣｒ、Ｖ、Ｍｏのうちから１種以上の元素を含有することができる。
Ｃｒ：０．０５％以上１．２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．２％、Ｖ：１．０％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大による著しい強度上昇などの懸念が生じる。したがって、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：１．２％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下とする。
更に、下記のＴｉ、Ｎｂ、Ｂのうちから１種以上の元素を含有することができる。
Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には、その添加量をそれぞれ０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下とする。
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
更に、下記のＮｉ、Ｃｕのうちから１種以上の元素を含有することができる。
Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下
Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。また内部酸化を促進してめっき密着性を向上させる。その効果は、それぞれ０．０５％以上で得られる。しかし、２．０％を超えて添加すると、鋼板の加工性を低下させる。従って、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、その添加量をそれぞれ０．０５％以上２．０％以下とする。
更に、下記のＣａ、ＲＥＭのうちから１種以上の元素を含有することができる。
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。その効果は、それぞれ０．００１％以上で得られる。しかしながら、過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし、表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量をそれぞれ０．００１％以上０．００５％以下とする。
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および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。
本発明では、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬ（連続式溶融亜鉛めっきライン）を用いて上記化学組成を有する鋼板を加熱焼鈍した後溶融めっきを施す。
めっき層直下の地鉄表層に酸化物等の介在物を導入するには、焼鈍過程において鋼板の表層における酸素ポテンシャルを増加し、地鉄表層部を内部酸化させることで可能である。例えば、鋼板をＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬで、加熱帯出側の鋼板温度を７００℃以上とすることで鋼板表層にＦｅ系スケールを付着させ、このＦｅ系スケールが次の還元帯において酸素供給源となり、鋼板表層を内部酸化する方法である。加熱帯出側の鋼板温度が７００℃未満ではＦｅ系スケールの生成量が不十分であるため、還元帯で還元焼鈍する際に内部酸化層が形成されず、不めっきや合金化遅延、合金化遅延による合金ムラが発生し、めっき密着性が劣化する。加熱帯出側の鋼板温度は還元帯における焼鈍温度未満でないと所望の組織が得られないため、加熱帯出側の鋼板温度は還元帯における焼鈍温度未満とする。加熱帯出側板温が前記温度以上になると酸化物が存在する粒界の割合が５０％を越え、かつ酸化物の粒界に沿った平均長さが０．３μｍを越える。また、加熱帯出側の鋼板温度は、幅方向温度偏差を２０℃未満とすることが必要である。温度偏差が２０℃以上では、幅方向における鋼板組織や内部酸化層の形成量が変化するため、局所的な機械特性の差が大きくなるため、塑性加工時の変形挙動ムラが発生し、その結果、伸びフランジ性が劣化する。
加熱帯出側の鋼板温度の幅方向温度偏差は、加熱帯の幅方向に複数設置されたバーナーの出力調整で調整できる。具体的には、鋼板の両端部の温度が上がりやすいので、幅方向に複数、例えば４本設置したバーナーのうち、両端部の２本のバーナー出力を、幅方向の放射温度計による温度分布を見ながら燃焼ガスの流量を調整することで低減することで幅方向温度偏差を２０℃未満に抑制できる。
また、加熱帯内における４００℃〜加熱帯出側温度までの平均昇温速度を１０℃／ｓ以上とする。平均昇温速度が１０℃／ｓ未満では昇温過程で加熱帯雰囲気から供給される酸素が鋼板表層部の内部に拡散することで過剰な内部酸化層が形成される。その結果、次の還元帯で還元焼鈍される際に伸びフランジ性に最も影響を及ぼすめっき層直下の地鉄表層３μｍまでの領域において、粒界の全長さに対して酸化物等の介在物が析出した粒界の長さが５０％を越えたり、粒界に析出した酸化物の粒界に沿った平均長さが０．３μｍを越えたりして、伸びフランジ性が劣化する。なお４００℃以上としたのは、実質的にＦｅ系スケールは４００℃未満では形成されないからである。
更に、加熱帯内における雰囲気ガス組成のＣＯ／Ｈ２Ｏ比（容量比）を０．００１以上０．８以下とする。加熱帯にはコークスガスなどの燃焼ガスが混入しているため、ガス組成は多種に及ぶが、その中で未燃ガスの一種であるＣＯはＨ２Ｏと解離平衡することでＨ２ＯをＨ２に還元する効果がある。そのため、ＣＯ濃度が上昇すると鋼板の酸化が抑制される。一方Ｈ２Ｏは鋼板表面で分解しＯを放出することで鋼板を酸化する。そのため、鋼板を積極的に酸化するためにはＣＯ濃度を抑制し、Ｈ２Ｏの相対量を多くする必要がある。但し、０．８越えではＤＦＦ出側温度を７００℃以上としても還元効果が勝るためＦｅの酸化量が確保できず、不めっきや合金化遅延、合金化遅延による合金ムラが発生し、めっき密着性確保が困難であるため不適である。０．００１未満では加熱帯中でのＦｅの酸化量が過剰となるため、還元帯で還元できず、酸化物が存在する粒界の割合が５０％を越え、かつ酸化物の粒界に沿った平均長さが０．３μｍを越えるため不適である。
なお、ＤＦＦまたはＮＯＦの雰囲気ガス組成は、従来はいわゆるコークスガスを空気と混入させたものを燃焼して制御していた。しかしながら、コークスガスはコークスの成分、石炭の原産地などによって、組成が日々変動するため、単に、空気と混入させて燃焼させるだけではＣＯ／Ｈ２Ｏ比を制御できない。そのため、本発明ではＣＯ／Ｈ２Ｏ比を制御するため、上記範囲内に入らない場合はＣＯや水蒸気の発生装置を炉外に設置して別途混入することが必要である。
次に、還元帯で、７００〜９４０℃の温度域、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイト相とフェライト相の２相域で、１５〜６００ｓ再結晶焼鈍することでフェライト分率９０％以上とし、ＨＶ１２０以上とする。焼鈍温度が７００℃未満の場合、焼鈍時間が１５秒未満の場合は、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了せず目標とする特性が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が９４０℃を超えると、オーステナイト粒の成長が著しく、焼鈍後の冷却によって生じる第二相からのフェライトの核生成サイトの減少を引き起こし、本発明が意図する鋼板組織が得られない場合がある。また、焼鈍時間が６００秒を超える焼鈍は、多大なエネルギー消費にともなうコスト増を引き起こす。このため、焼鈍温度を７００〜９４０℃とし、焼鈍時間を１５〜６００秒とする。
焼鈍後、３℃／ｓ以上の冷却速度で、４４０〜５５０℃の温度域の温度に冷却した後、２００ｓ以内に溶融亜鉛めっきを施す。冷却速度が３℃／ｓ未満の場合には、パーライト等が析出し、目標とする組織が得られない場合がある。また、４４０〜５５０℃の温度域でめっき浴への浸漬までの時間が２００秒を超えるとベイナイト変態等が進行し、目標とする組織が得られない場合がある。
溶融亜鉛めっきは、溶融亜鉛めっき鋼板（めっき層の合金化処理を行わないもの。本明細書ではＧＩと記載する。）製造時は０．１２〜０．２２質量％の溶解Ａｌ量のめっき浴、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき後合金化処理するもの。本明細書ではＧＡと記載する。）製造時は０．０８〜０．１８質量％の溶解Ａｌ量のめっき浴で、板温４４０〜５５０℃で鋼板をめっき浴中に浸入させておこない、ガスワイピングなどで付着量を調整する。溶融亜鉛めっき浴温度は通常の４４０〜５００℃の範囲であればよく、さらに合金化処理を施す場合には鋼板を４６０〜６００℃に加熱して処理することが望ましい。６００℃超になると、未変態オーステナイト中から炭化物が析出（場合によりパーライト化）して、目標とする組織が得られず、延性の劣化が生じ、またパウダリング性も劣化する。４６０℃未満では合金化が進行しない。
めっき付着量は片面当たり２０〜１５０ｇ／ｍ２とする。２０ｇ／ｍ２未満は耐食性が劣化する。１５０ｇ／ｍ２越えはコストアップし、かつ耐食効果が飽和する。
合金化処理する場合、合金化度（皮膜中Ｆｅ％）は７〜１５質量％になるようにする。７質量％未満は合金化ムラが生じ外観性が劣化したり、いわゆるζ相が生成して摺動性が劣化する。１５質量％越えは硬質で脆いΓ相が多量に形成しめっき密着性が劣化する。
フェライトのＨＶは、いわゆるビッカース硬度計を用いて、Ｎ＝５で行い圧痕径から硬度を換算し、平均値を求めた。
めっき層直下の鋼板表層部における介在物の形成状況を確認するには、断面を鏡面研摩したサンプルのＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察、またはＦＩＢ（集束イオンビーム）などにより薄片化したでサンプルの断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察などが有効である。介在物の同定は、例えば、断面研摩サンプルのＳＥＭ−ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）、ＦＥ−ＡＥＳ（電界放射型−オージェ電子分光）、さらに詳細な解析には、薄片化サンプルや断面研摩試料から取得したレプリカ試料のＴＥＭ−ＥＤＳなどで行うことができる。
析出物の存在する粒界の割合は、ＳＥＭまたはＴＥＭの断面観察像より、観察される結晶粒界の長さ、および粒界上に析出物の占める長さを実測し、その比をとることで評価できる。この際、状況に応じて二値化等の画像処理を行うことも有効である。また、粒界に析出した酸化物の粒界に沿った長さについても、同様にＳＥＭまたはＴＥＭの断面観察像より実測することができる。
いずれも、精度を向上させるためには、評価数を多くとることが重要である。例えば、ＳＥＭ観察では５０００倍で任意の５視野以上、分析点に関しては任意の１０点以上について評価し、それらの平均値をもって評価値とすることが好ましい。
なお、本発明鋼板の製造方法に関しては、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬであれば、以外は、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。また、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合でもよい。めっきの素材鋼板は、熱延鋼板、熱延工程後冷間圧延工程を経た冷延鋼板のいずれでもよい。
以下、本発明を実施例によってさら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、本発明の要旨を変更することなく設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
表１に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱圧、酸洗後、冷間圧延によって１．２ｍｍ厚の冷延鋼板とした。その後、ＤＦＦ型加熱帯を有するＣＧＬで加熱帯出側温度及び空気比および必要に応じてＨ２ＯやＣＯを加熱帯に導入してＣＯ／Ｈ２Ｏ比を適宜変更して加熱した。ＤＦＦ出側鋼板温度および幅方向温度分布は放射温度計で測定した。オーステナイト単相域もしくは二相域で熱処理後、４６３℃の亜鉛めっき浴でめっきを施し、またはさらに合金化処理を施した。得られた鋼板に対して０．３％の調質圧延を施した。
ＤＦＦ出側の鋼帯温度の幅方向温度偏差は、加熱帯の中で幅方向に４本設置したバーナーの両端部の２本のバーナー出力を、幅方向の放射温度計による温度分布を見ながら燃焼ガスの流量を調整することで低減することで温度偏差を抑制する方法により調整した。両端部の出力が中心部２本のバーナー出力と全く同等の場合は両端部の温度が上昇し、幅方向温度偏差が２０℃を越える。
鋼板断面組織（圧延方向に平行な面）は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍で１０視野観察して、各相の面積率を測定し、各結晶粒の相構造を同定した。なお、組織観察サンプルには、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別を図るため、２００℃×２時間の熱処理を施したサンプルと製品ままのサンプルを試験に供した。この２００℃×２時間の熱処理は、相分率の変化を生じさせることなくマルテンサイトのみから炭化物を生成させて残留オーステナイトと区別可能にするものであり、他の変化が生じていないことは製品ままサンプルとの比較により、確認した。
フェライトのＨＶは、いわゆるビッカース硬度計を用いてＮ＝５で行い圧痕径から硬度を換算し、平均値をとった。
また、めっき層直下の鋼板表層部の介在物形態、固溶量の評価のため、供試鋼を鋼板圧延方向に垂直な断面で鏡面研摩することでめっき／母材界面の断面試料を作製した。
析出物が粒界に占める長さの割合は、上記試料をＳＥＭを用いて倍率５０００倍で、めっき／母材界面付近の反射電子像を５視野取得した。それぞれの反射電子像で確認できる結晶粒界のうち、下地鋼板の深さ３μｍまでの範囲に含まれる長さ、および粒界上に占める個々の析出物の長さを実測し、その割合を観察した５視野分の平均値をもって評価値とした。
粒界に存在する析出物の長さの平均値は、上記のＳＥＭ像の評価において、個々の析出物の粒回に沿った方向の長さを測定し、その平均を算出した。
引張試験は、鋼板をＪＩＳ５号試験片に加工した試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行った。ＴＳ（引張り強さ）、Ｔ．Ｅｌ（全伸び）を測定し、強度と全伸びの積（ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ）で表される強度−伸びバランスの値を求めた。なお、本発明では、ＴＳは、ＴＳ≧５９０ＭＰａの場合を良好と判定し、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌは、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≧１７７００（ＭＰａ・％）の場合を良好と判定した。
伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％で直径１０ｍｍの穴を打抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率（％）を求め、この限界穴広げ率の値から伸びフランジ性を評価した。なお、本発明では、ＴＳ×λは、ＴＳ×λ≧４７２００（ＭＰａ・％）を良好と判定した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
めっき特性は、合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板については、めっき後外観と密着性を評価し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板については、合金化処理後の外観と密着性（パウダリング性）を評価した。
合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板の外観評価は、めっき後外観を目視観察し、不めっきのないものを○、不めっきがあるものを×とした。密着性は、ボールインパクト試験で、１ｍ高さから１．８ｋｇの錘を１／２インチのポンチの上に落として、めっき鋼板の当たった部分をセロテープ（登録商標）剥離し、めっき層剥離の有無を目視判定し、以下のように評価した。
○：めっき層の剥離なし
×：めっき層が剥離
外観評価、密着性評価の両方が○のものをめっき特性が良好（評価○）、少なくともいずれかの評価が×のものをめっき特性が不良（評価×）と評価した。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観評価は、合金化処理後の外観を目視観察し、合金化ムラ、不めっきがないものを○、合金化ムラ、不めっきがあるものは×とした。また密着性は、めっき鋼板にセロテープ（登録商標）を貼りテープ面を９０°曲げ曲げ戻しをしたときの単位長さ当たりの剥離量を蛍光Ｘ線によりＺｎカウント数を測定し、下記の基準に照らしてランク１、２のものを良好（○）、３以上のものを不良（×）と評価した。
蛍光Ｘ線カウント数 ランク
０−５００未満 ：１（良）
５００−１０００未満 ：２
１０００−２０００未満：３
２０００−３０００未満：４
３０００以上 ：５（劣）
外観評価、密着性評価の両方が○のものをめっき特性が良好（評価○）、少なくともいずれかの評価が×のものをめっき特性が不良（評価×）と評価した。
表２〜表５に、それらの評価結果をまとめて記す。これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する鋼板は、所要の引張強度が確保され、強度−伸びバランスの値と伸びフランジ性のバランスに優れ、まためっき特性も良好であり、目標とした特性が得られていることがわかる。
Figure 2009149938
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本発明は、良好なめっき特性を有し、成形性に優れた引張強度５９０ＭＰａ級の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として利用することができる。

Claims (5)

  1. 化学成分として、質量％でＣ：０．００５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．７％以上１．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬで、加熱帯の雰囲気ガス組成のＣＯ／Ｈ２Ｏ比（容量比）を０．００１以上０．８以下とし、加熱帯出側における鋼板温度が７００℃以上で幅方向温度偏差を２０℃未満とし、さらに加熱帯内における４００℃〜加熱帯出側温度までの平均昇温速度が１０℃／ｓ以上となるようにして鋼板を加熱し、次に７００〜９４０℃の温度域で１５〜６００ｓ焼鈍し、引き続き３℃／ｓ以上の冷却速度で４４０〜５５０℃の温度域の温度に冷却した後、２００ｓ以内に４４０〜５００℃の溶融亜鉛めっき浴に４４０〜５５０℃の鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  2. 請求項１記載の鋼板は、化学成分として、さらに質量％でＣｒ：０．０５％以上１．２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  3. 請求項１または２記載の鋼板は、化学成分として、さらに質量％でＴｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下から選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１または２記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  4. 請求項１〜３の何れかの項記載の鋼板は、化学成分として、さらに質量％でＣａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかの項記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 請求項１〜４の何れかの項記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法で溶融亜鉛めっきを施したのち、引き続き鋼板を４６０〜６００℃に加熱して合金化処理することを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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