JP2018003038A - 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】Ｍｎを含有するＴＲＩＰ鋼板を母材とする、加工性および穴拡げ性に優れた高強度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】成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：３．６〜８．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％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の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、鋼板に冷間圧延を施すに際し、冷間圧延率を２０％以上３５％以下とし、さらに焼鈍を施すに際し、焼鈍炉内での鋼板最高到達温度を６００℃以上７００℃以下とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、Ｍｎを３．６〜８．０％含有するＴＲＩＰ鋼板を母材とする加工性および穴拡げ性に優れた高強度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、家電、建材等の分野では、素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板、中でも防錆性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。特に、自動車の分野では、燃費向上および衝突安全性向上の観点から、車体材料の高強度化によって薄肉化を図り、車体の軽量化かつ高強度化を目的として、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の使用量が増加している。
一般的に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、以下の方法にて製造される。まず、スラブを熱間圧延、冷間圧延して得られた薄鋼板を用いて、母材鋼板表面を前処理工程にて脱脂および／または酸洗して洗浄するか、あるいは前処理工程を省略して予熱炉内で母材鋼板表面の油分を燃焼除去する。その後、非酸化性雰囲気中あるいは還元性雰囲気中で鋼板を加熱することで再結晶焼鈍を行う。その後、非酸化性雰囲気中あるいは還元性雰囲気中で鋼板をめっきに適した温度まで冷却して、大気に触れることなく溶融亜鉛浴に浸漬させ、鋼板表面に亜鉛めっきを施す。その後、さらに鋼板を合金化炉内で熱処理することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
鋼板の高強度化には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の固溶強化元素の添加が有効である。中でもＭｎはオーステナイト相を安定化し、オーステナイト相の量を増加させる効果を有する。また、残留オーステナイト相は変態誘起塑性を有し、これにより伸びが飛躍的に向上する。このように残留オーステナイト相の加工誘起変態により、延性を飛躍的に向上させた鋼板は、ＴＲＩＰ鋼と呼ばれている。しかし、ＴＲＩＰ鋼は、穴拡げ加工前の打ち抜き時に、残留オーステナイト相がマルテンサイトに変態してしまう。そのため、穴拡げ加工時には、ＤＰ鋼のように、相界面での応力集中が助長される。これにより、ＴＲＩＰ鋼の穴拡げ性が劣化する問題がある。
そこで、本発明者らがＴＲＩＰ鋼の穴拡げ性について鋭意調査した結果、ＴＲＩＰ鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施すことにより、さらに穴拡げ性が低下することが新たに明らかになった。すなわち、穴拡げ性が低下すると、複雑な形状の部品成型が困難となるため、Ｍｎを含有するＴＲＩＰ鋼を母材とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、穴拡げ性を改善する技術が求められる。
穴拡げ性の改善に対して、いくつかの技術が開示されている。特許文献１には、残留オーステナイト相の安定性を高めるために、オーステナイト相中のＣの濃度勾配をコントロールすることで、変態後のマルテンサイト硬度を強めることなく、安定なオーステナイト相を作り、穴拡げ性を改善する技術が開示されている。
特許文献２には、残留オーステナイトを特定の形態に制御すると共に、この残留オーステナイトを、鋼板組織の母相であるベイニティックフェライトのラス間のみならず、特定の部位、すなわち旧オーステナイトの粒界が重なり合う部位に当たる粒界三重点に、積極的に形成することで、強度と穴拡げ性を両立する技術が開示されている。
特許第４４６４７２０号公報 特許第４７１８７８２号公報
特許文献１、２に記載の技術では、穴拡げ性の改善効果が認められる。しかしながら、特許文献１、２は、ＴＲＩＰ鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施すことによる穴拡げ性の低下に関しては考慮されていない。そのため、ＴＲＩＰ鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、十分な穴拡げ性を得られない問題がある。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、Ｍｎを含有するＴＲＩＰ鋼板を母材とする、加工性および穴拡げ性に優れた高強度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を目的とする。
本発明者らは上記課題を解決するため、Ｍｎを含有するＴＲＩＰ鋼板を母材とし、合金化溶融亜鉛めっきを施した際の穴拡げ性の低下を改善する方法について、鋭意研究を重ねた。
その結果、めっき層中にＭｎを酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態で分散させること、すなわち、めっき層中に酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態のＭｎ濃度を高めることで、合金化溶融亜鉛めっきを施したＴＲＩＰ鋼板の穴拡げ性を改善できることが明らかになった。これは、固溶Ｍｎによりめっき層の強度が上昇し、母材とめっき層との強度差が小さくなったためであると考えられる。また、めっき層中のＭｎを分散させるためには、鋼板表面のひずみおよびめっき前焼鈍における再結晶を制御することが重要であることを見出した。
本発明は、以上の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：３．６〜８．０％、Ａｌ：０．００１〜１．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％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の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、鋼板に冷間圧延を施すに際し、冷間圧延率を２０％以上３５％以下とし、さらに焼鈍を施すに際し、焼鈍炉内での鋼板最高到達温度を６００℃以上７００℃以下と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。
［２］前記冷間圧延を施すに際し、圧延ロール表面の算術平均粗さＲａが３．６μｍ以上のロールを最終スタンドのロールとして用い圧延することを特徴とする［１］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［３］前記焼鈍を施すに際し、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における鋼板通過時間を３０秒以上６００秒以内、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気中の水素濃度を５Ｖｏｌ％以上５０Ｖｏｌ％以下、かつ鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の露点を−６５℃以上−２５℃以下、とすることを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［４］前記鋼板は、前記成分組成に加えて、質量％で、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜１．０００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．２００％、Ｓｂ：０．００１〜０．２００％、Ｔａ：０．００１〜０．１００％、Ｗ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％のうちから選ばれる１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高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［５］さらに、亜鉛めっき層のＦｅ含有量を７〜１５質量％の範囲とし、亜鉛めっき層にＭｎを酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態で０．２５質量％以上含有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：３．６〜８．０％、Ａｌ：０．００１〜１．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有し、前記亜鉛めっき層のＦｅ含有量を７〜１５質量％の範囲とし、さらに前記亜鉛めっき層にＭｎを酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態で０．２５質量％以上含有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。
［７］前記成分組成に加えて、質量％で、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜１．０００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．２００％、Ｓｂ：０．００１〜０．２００％、Ｔａ：０．００１〜０．１００％、Ｗ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［６］に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
なお、本発明において、高強度とは、引張強度ＴＳが９８０ＭＰa以上である。また、本発明の加工性に優れるとは、ＴＳ：９８０ＭＰａ級では伸びＥｌ≧２４％の場合を、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級では伸びＥｌ≧１８％の場合をいう。さらに、本発明の穴拡げ性に優れるとは、穴拡げ率λ≧２０％の場合をいう。本発明では、ＴＳ：９８０ＭＰａ級とは、ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の鋼板であり、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級とは、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の鋼板である。また、鋼板温度とは、鋼板表面の温度をいう。
本発明によれば、Ｍｎを含有するＴＲＩＰ鋼板を母材とし、加工性および穴拡げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
まず、本発明の概要について説明する。
本発明の特徴は、冷間圧延工程からめっき浴浸漬工程までにおいて鋼板表面のひずみ量を増加させ、合金化工程においてめっき層中へのＭｎ拡散を促進することにより、穴拡げ性を改善する点にある。これにより加工性および穴拡げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
めっき層中のＭｎ濃度を制御するためには、冷間圧延条件および焼鈍条件が最も重要である。具体的には、後述する成分を有する熱延板を冷間圧延設備において冷間圧延を施すに際し、冷間圧延率を２０％以上３５％以下とし、焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施すに際し、焼鈍炉内での鋼板最高到達温度を６００℃以上７００℃以下とすることが重要である。これにより、Ｍｎのめっき層中への拡散を促進でき、めっき層中の酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態で存在するＭｎ濃度を０．２５質量％以上とすることができる。
また、冷間圧延において、圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が３．６μｍ以上であるロールを最終スタンドのロールとして用い、圧延することが好ましい。この場合には、鋼板表面の表面積が拡大し、これにより合金化反応を活性化することができる。さらに、Ｍｎのめっき層中への拡散を促進することができる。
さらに、鋼板に焼鈍を施すに際し、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における鋼板通過時間は３０秒以上６００秒以内、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気中の水素濃度は５Ｖｏｌ％以上５０Ｖｏｌ％以下、かつ鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の露点は−６５℃以上−２５℃以下とすることが好ましい。これらの場合には、鋼板表面に生成されるＭｎ酸化物量を抑制し、これによりＭｎのめっき層中への拡散を促進することができる。
次に、本発明に用いる鋼板の鋼成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量、めっき層成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．０３〜０．３５％
Ｃは鋼板の強度を高める効果を有する。その効果を得るためには、Ｃ量は０．０３％以上含有させることが必要である。一方、Ｃ量が０．３５％を超えると自動車や家電などの製造に必要な溶接性が得られない。したがって、Ｃ量は０．０３％以上０．３５％以下とする。より好ましくは０．０８％以上、０．２２％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
Ｓｉは鋼の強化と延性を増加させるのに有効な元素である。それらの効果を得るためには、Ｓｉ量は０．０１％以上含有させることが必要である。Ｓｉ量が０．０１％未満では本発明の目的とする強度と延性が得られない。一方、Ｓｉ量が１．００％を超えると、めっき前焼鈍においてＳｉが鋼板表面に酸化物を形成し、めっき外観が劣化する。したがって、Ｓｉ量は０．０１％以上１．００％以下とする。より好ましくは０．１０％以上、０．７０％以下である。
Ｍｎ：３．６〜８．０％
Ｍｎはオーステナイト相を安定化させ、延性を大きく向上させるのに有効な元素である。その効果を得るためには、Ｍｎ量は３．６％以上含有させることが必要である。一方、Ｍｎ量が８．０％を超えると自動車や家電などの製造に必要な溶接性が得られない。従って、Ｍｎ量は３．６％以上８．０％以下とする。好ましくは４．０％以上であり、好ましくは７．０％以下とする。
Ａｌ：０．００１〜１．００％
Ａｌは溶鋼の脱酸を目的として添加されるが、その含有量が０．００１％未満の場合、その目的が達成されない。溶鋼の脱酸の効果は０．００１％以上で得られる。一方、Ａｌ量が１．００％を超えると、めっき前焼鈍においてＡｌが鋼板表面に酸化物を形成し、めっき外観が劣化する。したがって、Ａｌ量は０．００１％以上１．００％以下とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐの増加に伴いスラブ製造性が劣化する。さらに、Ｐの含有は合金化反応を抑制し、めっきムラを引き起こす。このため、Ｐ量を０．１００％以下にすることが必要である。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下とする。なお、Ｐは不可避的に含有される元素のひとつであるが、Ｐ量を０．００１％未満にする為には、コストの増大が懸念される。よって、０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは熱間脆性を引き起こしやすい元素であり、低減することが好ましい元素であるが、０．０１０％までは許容できる。よって、Ｓ量は０．０１０％以下とし、極力低減することが好ましい。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
以上の必須元素で、本発明の効果は得られるが、さらに強度と延性のバランスを向上させる目的で、必要に応じて以下の元素を含有することができる。
Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜１．０００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．２００％、Ｓｂ：０．００１〜０．２００％、Ｔａ：０．００１〜０．１００％、Ｗ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％のうちから選ばれる１種以上
Ｂ：０．００１〜０．００５％
Ｂ量は０．００１％未満では焼き入れ促進効果を得られにくい場合がある。一方、Ｂ量が０．００５％を超えると化成処理性が劣化する場合がある。よって、含有する場合、Ｂ量は０．００１％以上０．００５％以下とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは結晶粒を微細化し、強度および延性を向上させる。Ｎｂ量は、０．００５％未満では前述の効果を得られにくい場合がある。一方、Ｎｂ量が０．０５０％を超えるとコストアップを招く場合がある。よって、含有する場合、Ｎｂ量は０．００５％以上０．０５０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
Ｔｉは結晶粒を微細化し、強度および延性を向上させる。Ｔｉ量は、０．００５％未満では前述の効果を得られにくい場合がある。一方、Ｔｉ量が０．１００％を超えると化成処理性の劣化を招く場合がある。よって、含有する場合、Ｔｉ量は０．００５％以上０．１００％以下とする。
Ｃｒ：０．００１〜１．０００％
Ｃｒ量は０．００１％未満では焼き入れ性効果を得られにくい場合がある。一方、Ｃｒ量が１．０００％を超えるとＣｒが表面濃化するため、溶接性が劣化する場合がある。よって、含有する場合、Ｃｒ量は０．００１％以上１．０００％以下とする。
Ｍｏ：０．０５〜１．００％
Ｍｏ量は０．０５％未満では強度調整の効果を得られにくい場合がある。一方、Ｍｏ量が１．００％を超えるとコストアップを招く場合がある。よって、含有する場合、Ｍｏ量は０．０５％以上１．００％以下とする。
Ｃｕ：０．０５〜１．００％
Ｃｕ量は０．０５％未満では残留γ相の形成促進効果を得られにくい場合がある。一方、Ｃｕ量が１．００％を超えるとコストアップを招く場合がある。よって、含有する場合、Ｃｕ量は０．０５％以上１．００％以下とする。
Ｎｉ：０．０５〜１．００％
Ｎｉ量は０．０５％未満では残留γ相の形成促進効果を得られにくい場合がある。一方、Ｎｉ量が１．００％を超えるとコストアップを招く場合がある。よって、含有する場合、Ｎｉ量は０．０５％以上１．００％以下とする。
Ｓｎ：０．００１〜０．２００％
Ｓｎは鋼板表面の窒化を抑制し、割れを抑制する効果を有する。Ｓｎ量は、０．００１％未満では前述の効果を得られない場合がある。一方、Ｓｎ量が０．２００％を超えると効果は飽和する。よって、含有する場合、Ｓｎ量は０．００１％以上０．２００％以下とする。
Ｓｂ：０．００１〜０．２００％
Ｓｂは、鋼板表面の窒化、酸化、または酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有してもよい。Ｓｂを含有する場合は、窒化や酸化を抑制することにより、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止する。これにより疲労特性および表面品質の改善の向上に繋がる。Ｓｂ量が０．００１％未満ではこのような作用を得られない場合がある。一方、Ｓｂ量が０．２００％を超えると靭性が劣化する場合がある。よって、含有する場合、Ｓｂ量は０．００１％以上０．２００％以下とする。
Ｔａ：０．００１〜０．１００％
ＴａはＣやＮと炭化物や炭窒化物を形成することで高強度化に寄与するとともに、高降伏比（ＹＲ）化に寄与する。さらに、Ｔａは熱延板組織を微細化する作用を有し、冷間圧延、焼鈍後のフェライト粒径が微細化されるため、粒界面積の増大に伴う粒界へのＣ偏析量の増大により、高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得ることができる。このような観点から、Ｔａを０．００１％以上含有してもよい。一方、０．１００％を超える過剰のＴａの含有は、原料コストの増加を招くだけでなく、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる可能性がある。さらに、熱延板中に析出したＴａＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くし、安定した実機製造を困難にする場合がある。このため、Ｔａを含有する場合は、０．１００％以下とする。よって、含有する場合、Ｔａ量は０．００１％以上０．１００％以下とする。
Ｗ：０．００１〜０．１００％
ＷはＳｉ、Ｍｎと複合添加する事により、Γ相の生成を抑制し、めっき密着性を向上させる効果がある。このような作用は、Ｗ量を０．００１％以上含有することにより認められる。一方、０．１００％を超えて含有しても、前述の効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる場合がある。よって、含有する場合、Ｗ量は０．００１％以上０．１００％以下とする。
Ｖ：０．００１〜０．１００％
Ｖは炭窒化物を形成し、鋼を析出効果により高強度化する作用を有する元素であり、必要に応じて含有してもよい。このような作用は、Ｖを０．００１％以上含有して認められる。一方、０．１００％を超えて含有する場合、過度に高強度化し、延性が劣化してしまう場合がある。よって、含有する場合、Ｖ量は０．００１％以上０．１００％以下とする。
次に、めっき層中に存在するＭｎ濃度、めっき層中のＦｅ濃度について説明する。
上述したように、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の特徴は、めっき層中にＭｎを酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態で分散させること、すなわち、めっき層中に酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態のＭｎ濃度を高めることにより、合金化溶融亜鉛めっきを施したＴＲＩＰ鋼板の穴拡げ性を改善する点にある。
上述の成分組成の鋼板に対し、上述の冷間圧延率（２０％以上３５％以下）で圧延し、さらに焼鈍炉内での鋼板最高到達温度（６００℃以上７００℃以下）を制御したうえで、めっき層中のＦｅ濃度が、７〜１５質量％となるようめっき後に加熱することにより、めっき層中にＭｎが酸化物、炭化物および硫化物のいずれでもない形態のＭｎ濃度を０．２５質量％以上含有する鋼板が得られる。めっき層中にＭｎを酸化物、炭化物および硫化物のいずれでもない形態で分散することにより、めっき層の強度が上昇し、穴拡げ性が増加する。このような効果は、めっき層中にＭｎが酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態で０．２５質量％以上含有する場合に得られる。また、めっき層中の酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態のＭｎ濃度が１．２質量％を超えた場合、上述の効果が飽和するため１．２質量％以下が望ましい。なお、めっき層中の酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態のＭｎ濃度（以下、めっき層中の非酸化物、非炭化物、非硫化物形態Ｍｎ濃度と称する場合もある。）は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、製造条件、特に鋼板表面のひずみ量などにより、制御することができる。
本発明では、合金化後、めっき層中のＦｅ濃度が質量比で７〜１５質量％となるようにする。７質量％未満であれば、合金化ムラ発生やフレーキング性が劣化する。一方、１５質量％超では、めっき層中に脆いΓ相が多量に生成するため、耐めっき剥離性が劣化する。好ましくは、９％以上１１％以下である。
次に、本発明で最も重要である加工性および穴拡げ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とその限定理由について説明する。
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成を有する鋼を熱間圧延した後、冷間圧延して鋼板とし、次いで、連続式溶融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬと称する）において焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を行い、次いで、合金化処理を行うことで製造することができる。
熱間圧延
熱間圧延は、通常、行われる条件にて行うことができる。
酸洗
熱間圧延後は酸洗処理を行うのが好ましい。酸洗工程で表面に生成した黒皮スケールを除去し、しかる後冷間圧延する。なお、酸洗条件は特に限定しない。
冷間圧延
本発明では、２０％以上３５％以下の冷間圧延率で行うことを特徴とする。さらに、必要に応じて、冷間圧延を施すに際し、圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が３．６μｍ以上のロールを最終スタンドのロールとして用い圧延することが好ましい。なお、冷間圧延率以外は、通常行われる条件にて行うことができる。
冷間圧延率：２０％以上３５％以下
本発明の重要な点は、冷間圧延で導入したひずみを焼鈍および溶融亜鉛めっき処理後まで残存させ、合金化処理を行うことにより、合金化反応時のめっき層中へのＭｎの拡散を促進させ、めっき層中のＭｎ濃度を高めることにある。冷間圧延率が３５％を超える場合、冷延に引き続き行われるＣＧＬ焼鈍において再結晶が生じ、ひずみ量が低下する。その結果、ひずみによるＭｎ拡散促進効果を得られない。一方、冷間圧延率が２０％未満の場合、冷間圧延の能率が劣る。従って、冷間圧延率は２０％以上３５％以下とする。好ましくは２３％以上とし、好ましくは３３％以下とする。
最終スタンドの圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）：３．６μｍ以上（好適条件）
冷間圧延は、圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が３．６μｍ以上のロールを最終スタンドのロールとして用いて圧延することが好ましい。この場合、鋼板表面の表面積が拡大し、これにより合金化反応が活性化することができる。さらに、Ｍｎ元素のめっき層中への拡散を促進することができる。これらの効果を得るためには、圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は３．６μｍ以上を必要とする。なお、上限は特に定めないが、２０μｍを超える圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）を維持することは、コスト面で不利な場合がある。従って、圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が３．６μｍ以上の最終スタンドを用いて冷間圧延することが好ましい。ここで、圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は平均表面粗さであり、平均表面粗さとはロール幅方向の１／４、１／２および３／４位置でのロール表面Ｃ方向の表面粗さの平均値とする。なお、圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
溶融亜鉛めっき処理前の焼鈍
本発明では、連続式溶融亜鉛めっき設備において焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施すに際し、焼鈍炉内での鋼板最高到達温度は６００℃以上７００℃以下とすることを特徴とする。さらに、必要に応じて、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における鋼板通過時間は３０秒以上６００秒以内、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気中の水素濃度は５Ｖｏｌ％以上５０Ｖｏｌ％以下、かつ鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の露点は−６５℃以上−２５℃以下、とすることが好ましい。
焼鈍炉内での鋼板最高到達温度：６００℃以上７００℃以下
鋼板最高到達温度が６００℃未満では鋼板の強度が高く、通板性が劣り、鋼板が蛇行することにより、安定操業が困難となる。一方、鋼板最高到達温度が７００℃を超えると再結晶が著しく進行し、ひずみによるＭｎ拡散促進効果が得られない。従って、焼鈍炉内での鋼板最高到達温度は６００℃以上７００℃以下とする。
鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における鋼板通過時間：３０秒以上６００秒以内（好適条件）
鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における鋼板通過時間が３０秒未満の場合、鋼板の温度制御が困難な場合がある。一方、６００秒を超える場合、炉内の水蒸気と鋼中Ｍｎにより、鋼板表面に生成されるＭｎ酸化物量が過剰となり、めっき外観を低下させる場合がある。従って、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における鋼板通過時間を３０秒以上６００秒以内とすることが好ましい。
鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気中の水素濃度：５Ｖｏｌ％以上５０Ｖｏｌ％以下（好適条件）
炉内水素濃度を増加させるほど、上述した炉内水蒸気による鋼板表面のＭｎ酸化物生成量は抑制できる。鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気中の水素濃度が５Ｖｏｌ％未満の場合、このような効果を得られない場合がある。一方、５０Ｖｏｌ％を超える場合、上述した効果は飽和するため、コスト面で不利となる場合がある。従って、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気中の水素濃度を５Ｖｏｌ％以上５０Ｖｏｌ％以下とすることが好ましい。なお、炉内雰囲気の水素濃度は炉内導入ガス比率により制御する。さらに炉内の水素濃度をモニタリングし適宜調整することが望ましい。
鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の露点温度：−６５℃以上−２５℃以下（好適条件）
炉内露点温度が低いほど、上述した炉内水蒸気による鋼板表面のＭｎ酸化物生成量は抑制できる。鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の露点温度が−２５℃を超える場合、このような効果が得られない場合がある。一方、−６５℃未満の場合、上述した効果は飽和し、コスト面で不利となる場合がある。従って、鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の露点温度は−６５℃以上−２５℃以下とすることが好ましい。
焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理
溶融亜鉛めっき処理は、通常、行われる条件にて行うことができる。
溶融亜鉛めっき処理後、亜鉛めっき層のＦｅ含有量を７〜１５質量％の範囲として４５０℃以上６００℃以下の温度で合金化処理
合金化温度：４５０℃以上６００℃以下
合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理をした後、４５０℃以上６００℃以下に鋼板を加熱して合金化処理を施す。本発明の目的とする亜鉛めっき層のＦｅ含有量を上述の範囲とするためには、４５０℃以上６００℃以下の加熱が必要である。加熱温度が４５０℃未満では、合金化が不十分である。一方、６００℃超えでは、合金化が過剰に進んでしまう。なお、鋼板に含有されている合金元素により、より最適な好適範囲は変化する為、適宜オンライン・オフラインいずれでも良いが、めっき層中Ｆｅ含有量を測定し、微調整することが好ましい。
以上により、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有する。２０ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる。一方、１２０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する。
以下、本発明を実施例により説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを加熱炉にて１１００℃で加熱し、引き続き２．２ｍｍまで熱間圧延を施した後、５５０℃で巻き取った。次いで、酸洗により黒皮スケールを除去した後、１.６ｍｍまで２０〜３５％の範囲で冷間圧延を施し、さらに冷間圧延を施すに際し最終圧延スタンドの平均ロールの算術平均粗さ（Ｒａ）を変化させた。その後、得られた冷延鋼板に、ＲＴＦ（加熱帯）−冷却帯を備える連続溶融亜鉛めっき設備を用いて、表２に示す条件にて熱処理（焼鈍処理）を施した。なお、焼鈍炉の雰囲気はＮ２−Ｈ２−Ｈ２Ｏおよび残部不可避不純物から構成され、水素濃度は投入ガスのＨ２−Ｎ２比率で調整した。露点は投入ガスを加湿することにより調整した。水素濃度計および露点計に炉内ガスを引き込み、所定の水素濃度および露点が得られていることを確認した。次いで、焼鈍後の鋼板を４６０℃まで冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施した。めっき浴は、浴温度を４６０℃、浴組成をＡｌが０．１質量％で残部がＺｎおよび不可避不純物となるように調整した。浸漬後ガスワイピングによりめっき付着量を片面あたり５０ｇ／ｍ２に調整した。次いで、ワイピング処理後ＩＨヒーターを用い鋼板を４８０〜５４０℃に加熱し、合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
以上により得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）に対して、めっき層中のＦｅ濃度、めっき層中の非酸化物、非炭化物、非硫化物形態Ｍｎ濃度、めっき表面外観、機械特性、穴拡げ性を下記に示す測定方法および評価基準にて評価し、表２に記した。
（１）めっき層中のＦｅ濃度
鉄の腐食抑制剤を添加した塩酸を用いて、めっき層およびめっき層中酸化物、炭化物および硫化物を溶解し、塩酸中のＦｅ質量％をＩＣＰ発光分析により測定する。
（２）めっき層中の非酸化物、非炭化物、非硫化物形態Ｍｎ濃度
鉄の腐食抑制剤を添加した塩酸を用いて、めっき層およびめっき層中酸化物、炭化物および硫化物を溶解し、塩酸中のＭｎ質量％をＩＣＰ発光分析により測定し、めっき層中の全Ｍｎ濃度（Ａ）を測定する。一方で、めっき皮膜のみをアノード溶解させ、残渣として残った酸化物、炭化物および硫化物を抽出後、塩酸溶解し、塩酸中のＭｎ質量％をＩＣＰ発光分析を用いて測定し、めっき層中の酸化物、炭化物および硫化物形態Ｍｎ濃度（Ｂ）を測定する。それらの差（Ａ−Ｂ）よりめっき層中の非酸化物、非炭化物、非硫化物形態Ｍｎ濃度を算出した。
（３）圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）
圧延ロール表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は接触式にて測定する。ロール幅方向の１／４、１／２および３／４位置でのロール表面Ｃ方向の表面粗さを各ｎ＝３で測定し、計９測定の平均値を圧延ロール表面の算術平均粗さとする。測定長は平均値とする。測定長さは２．５ｍｍ、カットオフは０．８ｍｍとした。
（４）めっき外観
めっき外観は、５ｍ２の範囲を無作為に選出し、目視により判断した。本発明では、自動車の内板使用を想定し、下記基準に照らして評価した。記号△、○および◎を合格とした。
記号×：不めっきがあるものまたは合金化ムラ等の表面に模様として表れる表面欠陥が１００個／ｍ２以上存在するものを、外観不良とする。
記号△：表面欠陥が３０個／ｍ２以上１００個／ｍ２未満存在するものを、外観に優れるとする。
記号○：表面欠陥が１個／ｍ２以上３０個／ｍ２未満存在するものを、外観にいっそう優れるとする。
記号◎：表面欠陥がないものを、外観によりいっそう優れるとする。
（５）機械特性
機械特性（引張強度ＴＳ、伸びＥｌ）は、引張試験により評価した。引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（ＭＰａ）およびＥｌ（％）を測定した。本発明では、ＴＳ≧９８０ＭＰａ以上の場合を優れると判断した。また、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の鋼板ではＥｌ≧２４％の場合を、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の鋼板ではＥｌ≧１８％の場合をそれぞれ優れると判断した。
（６）穴拡げ性
穴広げ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）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％±１％で、直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。次いで、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）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た。さらに、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求めて、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
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。なお、本発明では、λ≧２０％の場合をそれぞれ優れると判断した。
以上により得られた結果を表２に示す。
Figure 2018003038
Figure 2018003038
表２によれば、本発明例の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれもめっき外観、機械特性および穴拡げ性に優れている。一方、比較例では、めっき外観、機械特性、および穴拡げ性のうち少なくとも一の特性が劣っている。
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性および穴拡げ性に優れているため、特に複雑な形状の部品成型が可能で、また自動車の車体そのものを軽量化かつ高強度化するための表面処理鋼板として利用することができる。また、自動車以外にも、素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板として、家電、建材の分野等、広範囲の分野で適用できる。

Claims (7)

  1. 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：３．６〜８．０％、Ａｌ：０．００１〜１．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％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の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    鋼板に冷間圧延を施すに際し、冷間圧延率を２０％以上３５％以下とし、
    さらに焼鈍を施すに際し、焼鈍炉内での鋼板最高到達温度を６００℃以上７００℃以下と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。
  2. 前記冷間圧延を施すに際し、圧延ロール表面の算術平均粗さＲａが３．６μｍ以上のロールを最終スタンドのロールとして用い圧延することを特徴とする請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  3. 前記焼鈍を施すに際し、
    鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における鋼板通過時間を３０秒以上６００秒以内、
    鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気中の水素濃度を５Ｖｏｌ％以上５０Ｖｏｌ％以下、
    かつ鋼板温度が５００℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の露点を−６５℃以上−２５℃以下、
    とすることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  4. 前記鋼板は、前記成分組成に加えて、質量％で、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜１．０００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．２００％、Ｓｂ：０．００１〜０．２００％、Ｔａ：０．００１〜０．１００％、Ｗ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％のうちから選ばれる１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項に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. さらに、亜鉛めっき層のＦｅ含有量を７〜１５質量％の範囲とし、亜鉛めっき層にＭｎを酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態で０．２５質量％以上含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：３．６〜８．０％、Ａｌ：０．００１〜１．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有し、
    前記亜鉛めっき層のＦｅ含有量を７〜１５質量％の範囲とし、さらに前記亜鉛めっき層にＭｎを酸化物、炭化物および硫化物のいずれにも該当しない形態で０．２５質量％以上含有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。
  7. 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜１．０００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．２００％、Ｓｂ：０．００１〜０．２００％、Ｔａ：０．００１〜０．１００％、Ｗ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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