JP2020509204A - 連続生産性に優れた高強度熱延鋼板及び冷延鋼板、ならびに表面品質及びめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む熱延鋼板であって、上記熱延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、上記内部酸化物の最大深さは１μｍ以下（０μｍを含む）である高強度熱延鋼板などが開示される。
Description
本発明は、連続生産性に優れた高強度熱延鋼板及び冷延鋼板、ならびに表面品質及びめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法に関する。
近年、地球環境保全のための二酸化炭素の規制による自動車の軽量化及び自動車の衝突安全性を向上させるための自動車用鋼板の高強度化が継続的に求められている。
最近では、かかる要求を満足させるために、９５０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開発され、自動車に適用されている。
鋼板の強度を高める方法としては、炭素をはじめとする鋼の強化成分の添加量を増加させる方法が挙げられる。この方法によると、簡単に高強度鋼板を製造することができるが、自動車車体用鋼板の場合には、車体を成形する過程でクラックが発生してはいけないため、鋼板の伸び率もともに確保する必要がある。
自動車用鋼板の強度及び延性をともに確保するために、鋼中に主に添加する成分としてＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉなどを添加し、これらの添加量を適切に調節し、製造工程の条件を制御することで、高強度及び延性を有する鋼板を製造することができる。
一般に、自動車の寿命延長のために自動車に用いられる鋼板は、耐食性を向上させる必要があり、そのために溶融亜鉛めっき鋼板を用いている。
９５０ＭＰａ以上の強度を有する自動車用高強度鋼板の場合、鋼中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの成分を添加することで、目標とする強度及び伸び率を確保している。しかし、酸化しやすいＭｎ、Ｓｉ及び／またはＡｌが鋼中に含まれる高強度鋼板は、焼鈍炉中に存在する微量の酸素或いは水蒸気と反応し、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌが鋼板の表面に単独、或いは複合酸化物を形成し、結果として溶融亜鉛の濡れ性を妨害し、めっき鋼板の表面には局部的または全体的に亜鉛が付着されない、いわゆる未めっきが発生し、めっき鋼板の表面品質を大幅に落とす。
かかる高強度亜鉛めっき鋼板を製造するための一般の連続工程では、溶鋼を製造した後、連続鋳造を介してスラブを製造し、スラブを高温で加熱して熱間圧延を行い、後の酸洗工程により熱延鋼板の表面の酸化鉄を除去し、冷間圧延を行ってから鋼板を製造した後、溶融めっき設備で焼鈍を経て溶融めっきを施して製造される。
鋼中にＳｉ、Ｍｎ及び／またはＡｌが大量に含まれる高強度鋼の場合、熱間圧延後の鋼板を巻取る巻取り温度が高いと、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌが素地鉄の表層部結晶粒界にＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどを主成分とする内部酸化物が形成されるが、後の酸洗工程で完全に除去できずに冷間圧延が行わると、圧延によって鋼板表層部の結晶粒界に存在する酸化物が破壊され、結晶粒の弱化が起こり脱落しやすくなり、後の焼鈍及びめっき工程で鋼板表面から脱落した結晶粒が各種のロール（ｒｏｌｌ）にくっつき、鋼板に打ち込まれて転写され、いわゆるデント（Ｄｅｎｔ）と呼ばれる欠陥を誘発する。
かかる熱延工程において、内部酸化を防止するためには、巻取り温度を内部酸化が起こらないように５５０℃以下の低温にする必要がある。しかし、高強度鋼では、巻取り温度が低い場合には、熱延鋼板の組織がベイナイト或いはマルテンサイト組織を含むようになり、結果として熱延鋼板の強度上昇を誘発するようになって、後の冷間圧延が難しくなるという問題が発生するため、高強度鋼の巻取り温度は通常６００℃以上と高くする必要があり、熱延鋼板の強度が高いほど、巻取り温度は高くしなければ、冷間圧延時のロールにかかる荷重を軽減することができず、冷間圧延が不可能となる。しかし、巻取り温度が高いほど、内部酸化深さは増加するという問題が発生し、同一の巻取り温度でも鋼中のＭｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの酸化性成分の含有量が高いほど、内部酸化深さが増加するようになり、特にＳｉ含有量が大きく影響を及ぼす。
一方、鋼中のＭｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの含有量、特にＳｉ含有量が低い場合には、巻取り温度を上げても内部酸化がほとんど発生しないが、引張強度９５０Ｍｐａ級以上の製品で、目的とする強度及び伸び率を確保するためには、これらの成分の添加が不可欠である。
内部酸化が発生した鋼板は、後の酸洗過程で結晶粒界に存在する内部酸化物も一部の酸によって溶解され、結晶粒界の弱化が起こり、後の冷間圧延過程において内部酸化が起こった結晶粒界は破壊が起こり、結晶粒が励起状態になり、後の焼鈍炉内で各種のロールによって結晶粒が脱落してロールに付着し、鋼板に打ち込まれた形の（Ｄｅｎｔ）欠陥を誘発する。
したがって、鋼板を初めて生産するときにはデント（Ｄｅｎｔ）欠陥が発生しないが、生産が続くにつれて鋼板のデント（Ｄｅｎｔ）の数が増え、もはや生産が難しくなる。一方、鋼板に生成されたデント（Ｄｅｎｔ）は、打ち込まれた形の凹み欠陥であって、それが自動車用部品に加工した後の塗装過程で鮮明に示されるため問題となる。
そこで、自動車車体構造用部材などに用いられる引張強度９５０ＭＰａ以上の高強度を有する高強度鋼板を、デント（Ｄｅｎｔ）欠陥が発生することなく、安定的な連続生産が可能でありながら、表面品質及びめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造するために、本発明を提供するに至った。
高強度鋼めっき品質を向上させるために様々な技術が提案された。そのうち、特許文献１は、焼鈍過程で空気及び燃料を空燃比０．８０〜０．９５で制御し、酸化性雰囲気の直接火炎炉（ｄｉｒｅｃｔ ｆｌａｍｅ ｆｕｒｎａｃｅ）内で鋼板を酸化させ、鋼板内部の一定の深さまでＳｉ、Ｍｎ、またはＡｌの単独或いは複合酸化物を含む鉄酸化物を形成させた後、還元性雰囲気において還元焼鈍させ、鉄酸化物を還元させることで溶融亜鉛めっきを行う技術を提供する。このように焼鈍工程で酸化してから還元する方法を用いると、鋼板表層から一定の深さにＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの酸素との親和力が大きい成分が内部酸化し、表層での拡散が抑制され、表層のＳｉ、Ｍｎ、またはＡｌの単独或いは複合酸化物が相対的に減少するようになり、めっき浴中に亜鉛との濡れ性が改善され、未めっきを減少させることができる。すなわち、鉄が酸化し得る高い酸素分圧下で加熱すると、表層部の一定の深さまで鉄が酸化し、鉄酸化物層が形成される。鉄よりも酸化しやすい元素は、鉄酸化層の下で酸化し、酸化物として存在するため、それ以上表面に拡散しない。その後に続く還元工程において、鉄酸化物は、一定量の水素が含まれる雰囲気下で簡単に鉄に還元され、表層には還元された鉄層として存在するため、亜鉛との濡れ性がよく、めっき性が改善される。しかし、高強度鋼板の酸化後、還元法によってめっき性は改善されても、鋼板を用いて構造部材に成形した後の組立工程でスポット（Ｓｐｏｔ）溶接時の液化脆性クラックを防ぐことはできない。
高強度鋼めっき性を向上させるための他の方法として、特許文献２が挙げられる。特許文献２では、焼鈍炉内の露点（Ｄｅｗ Ｐｏｉｎｔ）を高く維持し、酸化が容易なＭｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの成分を鋼中で内部酸化させ、焼鈍後の鋼板表面で外部酸化する酸化物を減少させることでめっき性を向上させる技術を提供する。この方法によって酸化性成分を内部酸化させると、外部酸化が減少し、めっき性を改善させる特徴があるが、熱延工程における内部酸化物と同様に、焼鈍中に鋼板表層部の結晶粒界に形成された内部酸化物も焼鈍炉内の各種のロールに付着してデント（Ｄｅｎｔ）欠陥が発生するという問題がある。
したがって、本発明は、鋼中にＭｎ、Ｓｉ及び／またはＡｌが大量に含まれる高強度鋼を熱間圧延及び巻取した後、鋼板表層部における内部酸化物の生成を抑制することで、後の焼鈍過程で鋼板のデント（Ｄｅｎｔ）発生を抑制するとともに、連続生産性を向上させ、且つ焼鈍過程で鋼板表面にＭｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの単独、或いは複合酸化物の形成を抑制し、表面品質及びめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することにその目的がある。
本発明のいくつかの目的の一つは、連続生産性に優れた高強度熱延鋼板及び冷延鋼板、ならびに表面品質及びめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供することである。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む熱延鋼板であって、上記熱延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、上記内部酸化物の最大深さは１μｍ以下（０μｍを含む）である高強度熱延鋼板を提供する。
本発明の他の側面は、重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む冷延鋼板と、上記冷延鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を含み、上記冷延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、上記内部酸化物の最大深さは０．３μｍ以下（０μｍを除く）である高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
本発明のさらに他の側面は、重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを再加熱した後、仕上げ熱間圧延温度Ａｒ３℃以上の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を６００〜８００℃の温度で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を５５０℃以下の温度まで２℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する段階と、を含む高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。
本発明のさらに他の側面は、重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを再加熱した後、仕上げ熱間圧延温度Ａｒ３℃以上の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を６００〜８００℃の温度で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を５５０℃以下の温度まで２℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を露点温度−６０〜−３０℃の条件下で８２０〜８７０℃の温度まで加熱した後、５〜１２０秒間維持して再結晶焼鈍する段階と、上記再結晶焼鈍された冷延鋼板を２０℃／ｓｅｃ以上の速度で２５０〜３５０℃の温度まで冷却した後、５０〜１５０秒間維持する段階と、上記冷却及び維持された冷延鋼板を３０℃／ｓｅｃ以上の速度で４６０〜５００℃の温度まで加熱した後、７秒以内に亜鉛めっき浴に浸漬してめっきする段階と、を含む高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
本発明のいくつかの効果の一つとして、本発明による高強度熱延鋼板は、連続生産性に優れるという長所がある。
また、本発明による高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、表面品質及びめっき密着性に優れるという長所がある。
本発明の多様でありながら有意義な長所及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
以下、本発明の一側面である連続生産性に優れた高強度熱延鋼板について詳細に説明する。
まず、本発明の高強度熱延鋼板の合金成分及び好ましい含有量範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含有量は、特に言及しない限り、すべて重量基準であることを予め明らかにしておく。
Ｃ：０．１４〜０．３％
Ｃは、マルテンサイトの強度を確保するために不可欠な元素である。本発明において、かかる効果を得るためには０．１４％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が多すぎる場合には、延性、曲げ加工性、及び溶接性が低下し、プレス成形性及びロール加工性が劣化するため、その上限は０．３％に限定することが好ましい。
Ｃは、マルテンサイトの強度を確保するために不可欠な元素である。本発明において、かかる効果を得るためには０．１４％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が多すぎる場合には、延性、曲げ加工性、及び溶接性が低下し、プレス成形性及びロール加工性が劣化するため、その上限は０．３％に限定することが好ましい。
Ｓｉ：１〜２．０％
Ｓｉは、鋼の降伏強度を向上させるとともに、室温でフェライト及び残留オーステナイトを安定化させる役割を果たし、特にＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の場合、冷却中のオーステナイトからセメンタイトの析出を抑制し、炭化物の成長を阻止することで、残留オーステナイトを安定化させるのに寄与する。したがって、本発明のように、引張強度９５０ＭＰａ級以上でありながら延性に優れた鋼板を製造するのに不可欠な元素である。本発明において、かかる効果を得るためには、１％以上含まれることが好ましく、１．１％以上含まれることがより好ましい。但し、その含有量が多すぎる場合には、熱延鋼板の表層部粒界及び粒内にＳｉを大量に含む内部酸化物が形成され、かかる内部酸化物により冷間圧延後の焼鈍過程で表層部の結晶が脱落し、ロールに付着して鋼板に打ち込まれた形の欠陥がもたらされる。また、熱間圧延時にＡｒ３変態温度が大きく上昇し、オーステナイトとフェライトの二相域で圧延されるため、熱延鋼板の強度が大幅に増加し、冷間圧延時にクラックを誘発する可能性がある。これを考慮すると、Ｓｉ含有量の上限は２．０％に限定することが好ましい。
Ｓｉは、鋼の降伏強度を向上させるとともに、室温でフェライト及び残留オーステナイトを安定化させる役割を果たし、特にＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の場合、冷却中のオーステナイトからセメンタイトの析出を抑制し、炭化物の成長を阻止することで、残留オーステナイトを安定化させるのに寄与する。したがって、本発明のように、引張強度９５０ＭＰａ級以上でありながら延性に優れた鋼板を製造するのに不可欠な元素である。本発明において、かかる効果を得るためには、１％以上含まれることが好ましく、１．１％以上含まれることがより好ましい。但し、その含有量が多すぎる場合には、熱延鋼板の表層部粒界及び粒内にＳｉを大量に含む内部酸化物が形成され、かかる内部酸化物により冷間圧延後の焼鈍過程で表層部の結晶が脱落し、ロールに付着して鋼板に打ち込まれた形の欠陥がもたらされる。また、熱間圧延時にＡｒ３変態温度が大きく上昇し、オーステナイトとフェライトの二相域で圧延されるため、熱延鋼板の強度が大幅に増加し、冷間圧延時にクラックを誘発する可能性がある。これを考慮すると、Ｓｉ含有量の上限は２．０％に限定することが好ましい。
Ｍｎ：２．６〜５％
Ｍｎは、フェライトの形成を抑制し、オーステナイトを安定化する硬化能増加元素としてよく知られている。特に、本発明で目標とする強度及び延性を確保するために、Ｍｎが２．６％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が多すぎる場合には、焼鈍過程でＭｎの表面酸化量の増加によってめっき性の確保が難しくなるため、その上限は５％に限定することが好ましい。
Ｍｎは、フェライトの形成を抑制し、オーステナイトを安定化する硬化能増加元素としてよく知られている。特に、本発明で目標とする強度及び延性を確保するために、Ｍｎが２．６％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が多すぎる場合には、焼鈍過程でＭｎの表面酸化量の増加によってめっき性の確保が難しくなるため、その上限は５％に限定することが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％
ｓｏｌ．Ａｌは、製鋼工程において脱酸のために添加される元素である。また、ｓｏｌ．Ａｌは、炭質化物の形成にも役立つ。フェライト域を拡大してＡｃ１変態点を下げることで、焼鈍コストを低減するためにも役立つ。本発明において、かかる効果を得るために、０．００１％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が多すぎる場合には、焼鈍過程でｓｏｌ．Ａｌの表面酸化量が増加し、めっき性の確保が難しくなるため、その上限は２％に限定することが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌは、製鋼工程において脱酸のために添加される元素である。また、ｓｏｌ．Ａｌは、炭質化物の形成にも役立つ。フェライト域を拡大してＡｃ１変態点を下げることで、焼鈍コストを低減するためにも役立つ。本発明において、かかる効果を得るために、０．００１％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が多すぎる場合には、焼鈍過程でｓｏｌ．Ａｌの表面酸化量が増加し、めっき性の確保が難しくなるため、その上限は２％に限定することが好ましい。
Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％
Ｔｉは、窒化物形成元素であって、鋼中の固溶Ｎの含有量を下げ、熱間圧延性クラックの原因となるＡｌＮの形成を抑制する役割を果たす。本発明において、かかる効果を得るために、化学当量的に（４８／１４）＊［Ｎ］以上添加する必要がある。但し、その含有量が多すぎる場合には、固溶Ｎの除去の他に、追加の炭化物析出によるマルテンサイトの炭素濃度及び強度が低下する可能性があるため、その上限は０．１％に限定することが好ましい。
Ｔｉは、窒化物形成元素であって、鋼中の固溶Ｎの含有量を下げ、熱間圧延性クラックの原因となるＡｌＮの形成を抑制する役割を果たす。本発明において、かかる効果を得るために、化学当量的に（４８／１４）＊［Ｎ］以上添加する必要がある。但し、その含有量が多すぎる場合には、固溶Ｎの除去の他に、追加の炭化物析出によるマルテンサイトの炭素濃度及び強度が低下する可能性があるため、その上限は０．１％に限定することが好ましい。
Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）
Ｐは、鋼中不可避に含まれる不純物であって、その含有量が多すぎる場合には、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生する可能性が高くなり、デント欠陥がもたらされる可能性が高くなる。これを防止するための観点でＰ含有量の上限は０．０４％に限定することが好ましい。
Ｐは、鋼中不可避に含まれる不純物であって、その含有量が多すぎる場合には、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生する可能性が高くなり、デント欠陥がもたらされる可能性が高くなる。これを防止するための観点でＰ含有量の上限は０．０４％に限定することが好ましい。
Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）
Ｓは、Ｐと同様に鋼中不可避に含まれる不純物であって、その含有量が多すぎる場合には、鋼の延性及び溶接性が劣化する。これを防止するための観点でＳ含有量の上限は０．０１５％に限定することが好ましい。
Ｓは、Ｐと同様に鋼中不可避に含まれる不純物であって、その含有量が多すぎる場合には、鋼の延性及び溶接性が劣化する。これを防止するための観点でＳ含有量の上限は０．０１５％に限定することが好ましい。
Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）
Ｎは、鋼中不可避に含まれる不純物であって、その含有量が多すぎる場合には、ＡｌＮの形成により連続鋳造時にクラックが発生する可能性が大幅に増加する。これを防止するための観点でＮ含有量の上限は０．０２％に限定することが好ましい。
Ｎは、鋼中不可避に含まれる不純物であって、その含有量が多すぎる場合には、ＡｌＮの形成により連続鋳造時にクラックが発生する可能性が大幅に増加する。これを防止するための観点でＮ含有量の上限は０．０２％に限定することが好ましい。
Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％
本発明においてＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎを添加する理由は２つである。
本発明においてＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎを添加する理由は２つである。
第一に、これらの成分が鋼中に添加されると、熱間圧延後の高い巻取り温度で熱延鋼板の表面及び表層部に濃化し、酸素が鋼内部に拡散することを防ぐことで、鋼内部の結晶粒界及び粒内にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅなどで構成された内部酸化物の形成を抑制するという効果がある。
第二は、熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延後の高温の焼鈍過程でＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ成分が先に鋼板表面及び表層部に濃化し、鋼中Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの酸化性成分が鋼板表面に拡散することを防ぐことで、焼鈍鋼板の表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌで構成された酸化物が形成されることを抑制することにより、亜鉛めっき浴で亜鉛が付着することを簡単にする役割を果たす。
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ成分の一つ或いは二つ以上が、添加量０．０８％未満でも、焼鈍鋼板の表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌで構成された酸化物の形成を抑制し、亜鉛めっき浴で亜鉛が付着することを簡単にしてめっき品質及び密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能である。しかし、熱延鋼板の内部酸化を十分に抑制できず、結果として焼鈍炉内で各種のロール（Ｒｏｌｌ）に素地鉄表層部の結晶が付着し、鋼板にデント（Ｄｅｎｔ）欠陥が発生することを誘発する。これは、鋼板の生産量が増加するほど、次第に激しくなるため、最初の１〜２コイル（Ｃｏｉｌ）は、めっき品質及び密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が製造されても、その後はデント（Ｄｅｎｔ）欠陥が発生し、製品の生産を行うことができなくなる。
つまり、内部酸化を抑制するために、鋼中に添加する必要があるＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ成分の一つ或いは二つ以上を少なくとも０．０８％以上にすることで、本発明で限定した熱延鋼板の内部酸化深さが１μｍ以下となり、後の酸洗、冷延後の焼鈍過程でデント（Ｄｅｎｔ）欠陥を防止することができる。結果的に、熱延内部酸化を抑制し、後の焼鈍過程でデント（Ｄｅｎｔ）の発生がなく、連続生産が可能であり、同時に焼鈍過程で鋼板表面に焼鈍酸化物の形成を抑制し、めっき品質を確保するための最低限の添加量は、０．０８％に制限することが好ましい。もし、後述のように、Ｓｂ、Ｂｉ、及びＳｎのうち１種以上を含有量合計で０．００１〜０．０５重量％含む合金化抑制層を形成させる場合には、上記元素のうちＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉの一つまたは二つ以上の元素の含有量合計を０．０８％以上含むことができる。
但し、鋼中Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎなどの含有量が多すぎる場合には、内部酸化抑制効果に優れるが、延性が低下するという問題がある。本発明において、これらの成分の添加により、延性が低下することを防止するために、特殊な熱処理を行うが、これらの成分の含有量合計が０．２％を超えた場合には、本発明で提案する熱処理を適用しても目標とする伸び率を確保することができないため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎのうち１種以上の含有量合計の上限は０．２％に制限することが好ましい。
上記組成に加えて、残りは鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不可避不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及することはしないが、例えば、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｎａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｐｂ、及びＣｄのうち１種以上であってもよく、これらの含有量がそれぞれ０．１％未満の場合には、本発明の効果を低下させない。
一方、上記組成に加えて、有効な成分の添加が排除されるものではなく、例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂからなる群より選択された１種以上をさらに含むことができる。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、硬化能増加元素であって、鋼の強度を確保するのに効果的な成分であるが、Ｃｒを添加しなくても物性の確保の観点では大きな支障はない。一方、Ｃｒ含有量が多すぎる場合には、製造コストが急激に増加するため好ましくない。これを考慮すると、Ｃｒ含有量の上限は１．０％に限定することが好ましい。
Ｃｒは、硬化能増加元素であって、鋼の強度を確保するのに効果的な成分であるが、Ｃｒを添加しなくても物性の確保の観点では大きな支障はない。一方、Ｃｒ含有量が多すぎる場合には、製造コストが急激に増加するため好ましくない。これを考慮すると、Ｃｒ含有量の上限は１．０％に限定することが好ましい。
Ｍｏ：０．２％以下
Ｍｏは、溶融亜鉛の濡れ性を劣化させることなく鋼の強度を向上させるのに有効な成分であるが、これを添加しなくても、物性の確保の観点で大きな支障はない。一方、Ｍｏ含有量が多すぎる場合には、製造コストが急激に増加するため好ましくない。これを考慮すると、Ｍｏ含有量の上限は０．２％に限定することが好ましい。
Ｍｏは、溶融亜鉛の濡れ性を劣化させることなく鋼の強度を向上させるのに有効な成分であるが、これを添加しなくても、物性の確保の観点で大きな支障はない。一方、Ｍｏ含有量が多すぎる場合には、製造コストが急激に増加するため好ましくない。これを考慮すると、Ｍｏ含有量の上限は０．２％に限定することが好ましい。
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、オーステナイト粒界に炭化物の形で偏析し、焼鈍熱処理時のオーステナイトの結晶粒粗大化を抑制し、鋼の強度を向上させる役割を果たすが、Ｎｂを添加しなくても物性の確保の観点で大きな支障はない。一方、Ｎｂ含有量が多すぎる場合には、製造コストが急激に増加するため好ましくない。これを考慮すると、Ｎｂ含有量の上限は０．１％に限定することが好ましい。
Ｎｂは、オーステナイト粒界に炭化物の形で偏析し、焼鈍熱処理時のオーステナイトの結晶粒粗大化を抑制し、鋼の強度を向上させる役割を果たすが、Ｎｂを添加しなくても物性の確保の観点で大きな支障はない。一方、Ｎｂ含有量が多すぎる場合には、製造コストが急激に増加するため好ましくない。これを考慮すると、Ｎｂ含有量の上限は０．１％に限定することが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、鋼の強度を確保するのに効果的な成分であるが、Ｂを添加しなくても物性の確保の観点で大きな支障はない。但し、Ｂ含有量が多すぎる場合には、焼鈍表面に濃化し、めっき性が大幅に劣化する可能性があるため、その含有量の上限は０．００５％に限定することが好ましい。
Ｂは、鋼の強度を確保するのに効果的な成分であるが、Ｂを添加しなくても物性の確保の観点で大きな支障はない。但し、Ｂ含有量が多すぎる場合には、焼鈍表面に濃化し、めっき性が大幅に劣化する可能性があるため、その含有量の上限は０．００５％に限定することが好ましい。
以下、本発明の高強度熱延鋼板の微細組織などについて詳細に説明する。
本発明の熱延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、上記内部酸化物の最大深さは１μｍ以下（０μｍを含む）であることを特徴とする。
本発明の熱延鋼板の場合、表面濃化元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどが大量に添加されるため、その表層部には内部酸化物が必然的に形成される。ところが、本発明者らの研究では、内部酸化物の最大深さが一定の範囲を超えた場合、冷延後の焼鈍過程でデント（Ｄｅｎｔ）欠陥が誘発され、その結果、連続生産性が低下する。これを防止するために、上記内部酸化物の最大深さを１μｍ以下（０μｍを含む）に抑える必要がある。ここで、内部酸化物の最大深さが０μｍを含むとは、内部酸化物がまったく存在しない場合を含むことを意味する。本発明の一例では、上記内部酸化物の最大深さを０．８μｍ以下（０μｍを含む）とすることができる。
一方、本発明において、熱延鋼板の微細組織については特に限定せず、例えば、フェライト、パーライト、及びベイナイトのうち、１種以上の組織を適正な割合で含むことができる。但し、このうち、ベイナイトが過度に形成されると、熱延鋼板の強度が過度に上昇し、冷間圧延過程で鋼板にクラックが発生する可能性がある。これを防止するための観点から、ベイナイトの面積分率の上限は５０％で制御することが好ましく、より好ましくは上限を４０％に定めることができる。
以下、本発明の他の側面である連続生産性に優れた高強度冷延鋼板について詳細に説明する。
本発明の他の側面である高強度冷延鋼板は、上述した成分系を有し、上記冷延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、上記内部酸化物の最大深さが０．３μｍ以下（０μｍを除く）であることを特徴とする。もし、冷延鋼板の内部酸化物の最大深さが０．３μｍを超えると、焼鈍過程でデント（Ｄｅｎｔ）欠陥が誘発され、その結果、連続生産性が低下する可能性がある。本発明の一例によると、上記内部酸化物の最大深さは０．２μｍ以下（０μｍを除く）であることができる。
以下、本発明のさらに他の側面である、表面品質及びめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。
本発明の他の側面である高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述した成分系を有する冷延鋼板と、上記冷延鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を含み、上記冷延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、上記内部酸化物の最大深さは０．３μｍ以下（０μｍを除く）であることを特徴とする。もし、冷延鋼板の内部酸化物の最大深さが０．３μｍを超えると、焼鈍過程でデント（Ｄｅｎｔ）欠陥が誘発され、その結果、連続生産性が低下する可能性がある。本発明の一例によると、上記内部酸化物の最大深さは０．２μｍ以下（０μｍを除く）であることができる。
一例によると、冷延鋼板の表面から厚さ方向に０．００１μｍの地点におけるＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上の含有量合計が、上記冷延鋼板の表面から厚さ方向に０．０２μｍの地点におけるＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上の含有量合計の３〜１５倍であることができる。
冷延鋼板の表層部にＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分の濃化は、高温の焼鈍過程でＭｎ、Ｓｉ及び／またはＡｌの表面拡散を抑制するという効果があるため、これらの成分の濃化程度が大きいほどＭｎ、Ｓｉ、Ａｌの表面拡散を抑制する効果が大きく、めっき品質及びめっき密着性を確保するために、少なくともめっき層と素地鉄の界面から素地鉄の厚さ方向に０．００１μｍの地点における含有量が、素地鉄界面から素地鉄の厚さ方向に０．０２μｍの地点における含有量に対して、少なくとも３倍以上濃化する必要がある。しかし、１５倍を超えると、めっき浴中のＦｅ−Ａｌ−Ｚｎで構成された合金化抑制層の形成を妨害し、密着性が低下するため、上限は１５倍に制限する。本発明の一実施例によると、素地鉄の厚さ方向に０．００１μｍの地点における含有量及び０．０２μｍ地点における含有量は、それぞれ５回測定したものを平均したものと定めることができる。
一方、本発明において、冷延鋼板の微細組織については特に限定せず、例えば、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトのうち１種以上の組織を適正な割合で含むことができる。但し、強度及び延性をともに確保するための観点では、このうち残留オーステナイトの面積分率を５〜５０％で制御することが好ましい。
一例によると、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に形成された合金化抑制層をさらに含むことができる。この場合、上記合金化抑制層は、Ｓｂ、Ｂｉ、及びＳｎのうち１種以上を、含有量合計で０．００１〜０．０５重量％含むことができる。一例では、これらの元素を含有量合計で０．００１〜０．０３％含むことができる。このように、合金化抑制層内のＳｂ、Ｂｉ、及びＳｎのうち１種以上が一定量以上含まれる場合、めっき密着性が向上するようになる。但し、その含有量が多すぎる場合には、合金化抑制層が粗大となり、めっき密着性が逆に減少する可能性がある。したがって、その含有量合計を０．０５重量％以下に制御する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、強度及び延性に非常に優れるという利点がある。一例によると、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９５０Ｍｐａ以上であり、引張強度と伸び率の積が１６０００Ｍｐａ・％以上であることができる。
上述した本発明の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板、及び高輝度溶融亜鉛めっき鋼板は様々な方法で製造することができ、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような方法により製造することができる。
以下、本発明のさらに他の側面である、連続生産性に優れた高強度熱延鋼板及び冷延鋼板、ならびに表面品質及びめっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
まず、上述した成分系を有するスラブを再加熱する。このとき、再加熱温度は１１００〜１３００℃であることが好ましい。もし、再加熱温度が１１００℃未満の場合には、熱間圧延荷重が急激に増加する可能性がある。これに対し、１３００℃を超えると、再加熱コストが上昇し、表面スケールの量が過度に増加する可能性がある。
次に、仕上げ熱間圧延温度Ａｒ３℃以上の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る。もし、仕上げ圧延温度がＡｒ３℃未満の場合には、フェライトとオーステナイトの二相域、或いはフェライト域圧延が行われて混粒組織が生成され、熱間圧延荷重の変動に起因する誤動作が懸念されるため、Ａｒ３℃以上の温度に制限する。
次に、熱延鋼板を６００〜８００℃の温度で巻取りする。巻取り温度が６００℃未満の場合には、熱延鋼板の強度が高すぎ、冷間圧延過程で圧延ロールの破断が発生する可能性がある。また、鋼板の幅方向に材質偏差が激しくなり、冷間圧延後の鋼板が曲がる反曲が発生しやすい。これに対し、巻取り温度が８００℃を超えると、熱延鋼板中の内部酸化物の最大深さが１μｍを超え、後の焼鈍過程で冷延鋼板の表層部の内部酸化深さが０．３μｍを超えるようになり、その結果、最終的にはデント（Ｄｅｎｔ）欠陥が流出するおそれがある。
次に、巻取られた熱延鋼板を５５０℃以下の温度まで２℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する。一般に、巻取り後には、常温の空気中で自然冷却、すなわち、空冷を行うようになるが、空冷の場合、冷却速度が遅いため、内部酸化が終了する５５０℃以下に下がるまでの時間がかなりかかり、巻取り後にも、内部酸化がさらに進むようになる。したがって、少なくとも巻取られた熱延鋼板の表面温度が５５０℃以下の温度になるまでは強制的な冷却を行う必要があり、本発明の場合には、２℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。一方、巻取り後の冷却速度が速いほど、内部酸化の防止に有利であるため、本発明では、その上限については特に限定しないが、冷却速度が速すぎる場合には、熱延鋼板の強度が増加し、冷間圧延の負荷を増加させる可能性があり、結果として冷間圧延が難しくなりうるため、これを考慮すると、その上限を１０℃／ｍｉｎに限定することができる。
次に、選択的に、冷却された熱延鋼板を酸洗してから水洗することができる。この場合、酸洗は、温度６０〜８０℃である１５〜２０体積％の塩酸水溶液に３０〜６０秒間行う。本酸洗工程は、熱延鋼板の表面に存在する酸化スケールを除去し、且つ熱延鋼板の表層部の一部も溶解させることにより、表層部１μｍ以下に存在しうる内部酸化物の一部を溶解する機能を行う。したがって、酸濃度及び温度が高く、時間が長いほど、素地鉄の表層部に溶解量が多く、酸洗後の内部酸化深さが減少する可能性があるが、酸濃度が高すぎる場合には、鋼板表面に局部腐食が起こり、小さい穴の形の欠陥が発生する可能性があり、塩酸水溶液の温度が高い場合には、塩酸の蒸発量が多く、周辺設備を腐食させるおそれがある。一方、酸洗時間は、表面の酸化スケールを除去するために、少なくとも３０秒を必要とする。長すぎると生産性が低下するため、６０秒に制限する。
次に、冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。このとき、冷間圧下率は３０〜６０％であることができる。冷間圧下率が３０％未満の場合には、熱延板の厚さを過度に薄くする必要があるため、熱間圧延が難しくなる可能性がある。これに対し、６０％を超えると、冷間圧延ロールにかかる荷重が大幅に増加し、圧延ロールの破損が起こるおそれがある。
次に、選択的に、冷延鋼板の表面にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎのうち１種以上の元素からなる先めっき層を形成することができる。この場合、先めっき層の付着量は、片面当たりに０．０１〜２ｇ／ｍ２で制御することができる。このように先めっきを行うと、後の工程である再結晶焼鈍工程において露点を目標範囲に制御するのに非常に有効である。
次に、冷延鋼板を露点温度−６０〜−３０℃の条件下で８２０〜８７０℃の温度まで加熱した後、５〜１２０秒間維持し、再結晶焼鈍する。
本発明において、焼鈍温度は目標とした材質を得るために、オーステナイト単相域まで加熱することが非常に重要である。本発明では、熱延内部酸化及びめっき性の向上のために、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎを１種或いは２種以上添加するが、これらの添加は伸び率の低下をもたらす。したがって、本発明では、伸び率を高めるために、焼鈍及び冷却後の残留オーステナイトを最大にし、その後の再加熱を介して一部のオーステナイトに対して焼戻しをさせ、伸び率を確保する方法が重要である。したがって、オーステナイト単相域の少なくとも８２０℃以上に加熱する必要がある。しかし、８７０℃を超えると、表面にＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ濃化が過度に増加し、このうち、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎの大量の濃化は、めっき品質及び密着性の向上効果を減少させる。したがって、焼鈍温度は８２０〜８７０℃に制限することが好ましい。
焼鈍時間は、均一な再結晶組織を得るために、少なくとも５秒を必要とする。長すぎる場合には、生産性が低下するため、１２０秒に制限する。
もし、露点温度が−６０℃よりも低いと、鋼中Ｓｉ及びＡｌの表面への拡散速度がＭｎの拡散速度よりも速くなり、焼鈍後の鋼板表面に形成するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを主成分とする複合酸化物のうちＳｉ及びＡｌ含有量がＭｎに対して大幅に増加し、表面の複合酸化物のうちＳｉまたはＡｌ含有量がＭｎに対して大きいほどめっき性が劣化するため、本発明の成分組成及び製造条件でも、亜鉛の濡れ性を確保することが不十分である。これに対し、露点が−３０℃を超えると、焼鈍過程でＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ成分の一部が鋼板表層部の素地鉄内部に結晶粒界及び粒内で酸化し、内部酸化物として存在して熱延鋼板の内部酸化物の深さを１μｍ以下に制御することで、酸洗及び冷間圧延後の内部酸化物の最大深さが０．３μｍ以下であっても、焼鈍過程で内部酸化がさらに発生し、焼鈍過程で鋼板表層部の内部酸化深さが、本発明で制限した０．３μｍを超え、炉内デント（Ｄｅｎｔ）が発生する可能性があるため、焼鈍炉内の雰囲気ガスの露点は−６０〜−３０℃に制限することが好ましい。
一例によると、再結晶焼鈍は、３〜７０体積％Ｈ２−Ｎ２ガス雰囲気条件下で行うことができる。水素含有量が３体積％未満では、鋼板表面に存在する鉄酸化物の還元が不十分であり、水素含有量が増加するほど還元効果の観点では有利であるが、経済性が低下し、生産性が低下するため、その上限を７０体積％に限定する。
次に、再結晶焼鈍された冷延鋼板を２０℃／ｓｅｃ以上の速度で２５０〜３５０℃の温度まで冷却した後、５０〜１５０秒間維持する。
本発明では、再結晶焼鈍後の冷却過程も材料の強度及び延性を確保するのに非常に重要な工程である。本発明の焼鈍加熱及び維持により、鋼板をオーステナイト単相とし、冷却過程でフェライト変態を最小限にして冷却した後、残留オーステナイトを最大化させるために冷却速度は速いほどよく、少なくとも２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で２５０〜３５０℃まで冷却することが必要である。もし、平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満であれば、冷却中にフェライト変態が多くなり、目標とした強度及び延性を確保することができない。また、冷却終了温度は、残留オーステナイトを最大化するために、少なくとも２５０℃を必要とする。冷却温度が２５０℃未満になると、一部のマルテンサイト相が形成されて強度は上昇するが、伸び率が大きく低下するという問題がある。冷却温度が３５０℃を超えると、オーステナイトがベイナイトに変態される量が増加し、目標とした強度及び延性を確保するのに不利である。
一方、冷却された鋼板は、その後、５０〜１５０秒間維持する過程が必要である。少なくとも５０秒間冷却温度で維持させながらオーステナイトを安定化し、一部のオーステナイトをベイナイトに変態させるように誘導する。しかし、維持時間が１５０秒を超えると、ベイナイト変態量が増加し、最終製品の延性が低下する可能性があるため、１５０秒に制限することが好ましい。
次に、冷却及び維持された冷延鋼板を３０℃／ｓｅｃ以上の速度で４６０〜５００℃の温度まで加熱した後、７秒以内に亜鉛めっき浴に浸漬し、めっきする。
冷却温度で維持された鋼板は、後の工程であるめっき浴に浸漬させるために、昇温する必要がある。この昇温過程で残留オーステナイトの一部に焼戻しが起こり、引張強度は若干低下するが、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎなどの添加により低下した伸び率を確保することができる。しかし、加熱速度が毎秒３０℃未満では、加熱するのに時間がかかり、焼戻しが過度に行われ、引張強度の低下が発生するため、少なくとも３０℃／ｓｅｃとする。同様に、４６０〜５００℃まで加熱した後、７秒以内にめっき浴に浸漬する必要がある。また、加熱後の維持時間が長くなると、焼戻しが増加し、強度低下の原因となる。
一例によると、亜鉛めっき浴は、Ａｌを０．１２〜０．３重量％含むことができる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、Ａｌ含有量を０．１２〜０．１５％で管理することがよく、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、０．１５％〜０．３％で管理することがよい。
一例によると、亜鉛めっき浴の温度は４５０〜５００℃であることができる。４５０℃未満では、亜鉛の粘度が増加し、亜鉛めっき浴内のロールの駆動性が低下し、５００℃を超えると、亜鉛の蒸発が増加するため好ましくない。
次に、選択的に、４８０〜６００℃の温度で１秒以上合金化熱処理することができる。この場合、合金化処理された溶融亜鉛めっき層は、７〜１３重量％のＦｅを含むことができる。
以下、本発明を実施例を通じてより詳細に説明する。しかし、これらの実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのもので、これらの実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
（実施例１）
下記表１及び表２の組成を有する鋼スラブを１２００℃の温度で１時間再加熱し、すべての鋼スラブのＡｒ３よりも高い９００℃で仕上げ圧延し、下記表３の巻取り温度まで冷却した後、５５０℃の温度まで３℃／ｍｉｎの平均冷却速度で強制冷却した後、炉冷を行った。冷却が完了した熱延鋼板は、熱延内部酸化物の観察のために鋼板の断面を走査電子顕微鏡で観察した。このとき、熱延鋼板の内部酸化物の最大深さは５０００倍で５ヶ所を測定し、このうち最大深さを選択した。
下記表１及び表２の組成を有する鋼スラブを１２００℃の温度で１時間再加熱し、すべての鋼スラブのＡｒ３よりも高い９００℃で仕上げ圧延し、下記表３の巻取り温度まで冷却した後、５５０℃の温度まで３℃／ｍｉｎの平均冷却速度で強制冷却した後、炉冷を行った。冷却が完了した熱延鋼板は、熱延内部酸化物の観察のために鋼板の断面を走査電子顕微鏡で観察した。このとき、熱延鋼板の内部酸化物の最大深さは５０００倍で５ヶ所を測定し、このうち最大深さを選択した。
次に、冷却が完了した熱延鋼板を６０℃、１７体積％のＨＣｌ溶液で４０秒間酸洗し、表面の酸化鉄を溶解させた後、４５％の圧下率で冷間圧延した。その後、冷延の内部酸化物の観察のために鋼板の断面を走査電子顕微鏡で観察した。このとき、冷延鋼板の内部酸化物の最大深さは５０００倍で５ヶ所を測定し、このうち最大深さを選択した。また、冷延鋼板のクラック発生有無を観察し、その結果を下記表３に示した。
次に、前処理を介して表面に付着した異物を除去した後、下記表４の加熱及び冷却条件で焼鈍を行った後、めっき浴温度４６０℃、Ａｌ含有量０．１３ｗｔ％（ＧＡの場合）、または０．２２ｗｔ％（ＧＩの場合）の条件でめっきし、エアナイフを用いて片面基準のめっき付着量６０ｇ／ｍ２に調節し、冷却してめっき鋼板を得た。このとき、一部の試験片は、焼鈍後の表面及び素地鉄表層部の濃化を観察するためにめっきを施していなかった。その後、一部の試験片に対してさらに５５０℃で２５秒間合金化熱処理を行い、下記表４に合金化熱処理を行った後の試験片の場合をＧＡ、合金化熱処理を行わなかった試験片の場合をＧＩに示した。
次に、めっきが完了しためっき鋼板を対象に、表面品質評価のために、表面の未めっき部位の存在有無及び程度を肉眼で確認し、めっき密着性を評価するために、鋼板表面に自動車構造用接着剤を塗布してから乾燥し、９０度曲げた後、めっき層が接着剤に付着するかどうかを確認し、以下の基準で表面品質及びめっき密着性を評価し、その結果を下記表５にともに示した。
−表面品質；○：未めっき部位なし、△：直径２ｍｍ未満のサイズの未めっき存在、Ｘ：直径２ｍｍを超える未めっき存在
−めっき密着性；○：めっき剥離なし、△：部分剥離、Ｘ：完全剥離
−表面品質；○：未めっき部位なし、△：直径２ｍｍ未満のサイズの未めっき存在、Ｘ：直径２ｍｍを超える未めっき存在
−めっき密着性；○：めっき剥離なし、△：部分剥離、Ｘ：完全剥離
次に、ＪＩＳ５号の引張試験を行い、めっき鋼板の引張強度及び伸び率を測定し、その結果を下記表５にともに示した。また、めっき鋼板の内部酸化物の最大深さは５０００倍で５ヶ所を測定し、このうち最大深さを選択した。
次に、めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層と冷延鋼板の界面の合金化抑制層内のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ含有量を測定するために亜鉛めっき層だけを除去した後、界面の合金化抑制層を溶解してＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）で分析した。また、めっき鋼板の冷延鋼板の表層部の濃化を観察するために断面をＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）で加工し、３−Ｄ ＡＰＴ（Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ Ｔｏｐｏｇｒａｐｈｙ）の組成プロファイルを用いて冷延鋼板の表層部から冷延鋼板の深さ方向に０．００１μｍの位置にある５地点のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎの平均含有量を測定し、冷延鋼板の表層部から素地鉄の深さ方向に０．０２μｍの位置にある５地点のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎの平均含有量を測定して、表層部０．０２μｍ地点の含有量に対する０．００１μｍ地点の含有量の割合を測定し、表層部の濃化度とした。
＊表層部の濃化度＝０．００１μｍ地点のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分総和（ｗｔ％）／０．０２μｍ地点のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分総和（ｗｔ％）
＊表層部の濃化度＝０．００１μｍ地点のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分総和（ｗｔ％）／０．０２μｍ地点のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分総和（ｗｔ％）
上記表１〜５に示すように、本発明例である１〜２、４〜６、９、１４〜１５、２０、及び２２〜２４は、本発明で限定した成分範囲を有する鋼種を用いて本発明で限定した製造方法により、熱延鋼板、冷延鋼板、及び溶融亜鉛めっき鋼板を製造したものであり、熱延鋼板の内部酸化物の最大深さが１μｍ以下であり、冷延鋼板の内部酸化物の最大深さが０．３μｍ以下であり、焼鈍後の冷延鋼板の内部酸化物の最大深さが０．３μｍ以下であった。また、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎの表層部濃化度が３〜１５であり、亜鉛めっき層と冷延鋼板の界面のＦｅ−Ａｌ系合金化抑制層内のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ成分のうち一つ或いは二つ以上が０．００１〜０．０５％含まれ、引張強度９５０ｍｐａ以上、引張強度（Ｍｐａ）×伸び率（％）＝１６０００であり、表面品質及びめっき密着性に優れて示された。
比較例３及び１３は、熱間圧延工程で鋼板巻取り温度を、本発明で限定した５５０℃よりも低い温度で巻取りした場合であって、それぞれベイナイトの面積分率が７４％及び６９％と熱延鋼板の強度が高すぎ、冷間圧延過程で鋼板にクラックが発生した。
一方、比較例２９の場合には、鋼成分のうちＳｉが本発明で限定した範囲よりも高い場合であって、冷間圧延過程で鋼板にクラックが発生した。
比較例５−１は、上記表３の試験片番号５の冷延鋼板を用いたが、溶融めっき過程で、焼鈍温度が本発明で限定した範囲よりも高い場合であって、焼鈍後のＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎの表層濃化度が本発明で限定した範囲である１５倍を超え、めっき後の表面品質及びめっき密着性が比較的劣っている。
比較例７の場合には、鋼成分、熱延巻取り温度が本発明で限定した範囲を満たし、熱延内部酸化深さが本発明で限定した範囲を満たしているが、焼鈍過程で焼鈍炉内の露点温度を、本発明で限定した範囲よりも高く行った場合であって、焼鈍炉内で内部酸化がさらに進み、焼鈍後の鋼板の内部酸化深さが本発明の限定範囲を超えた。
比較例８の場合には、焼鈍温度が本発明で限定した範囲よりも高い場合であって、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎの表層部濃化度が本発明で限定される範囲を超え、部分的にめっき剥離が発生した。
比較例１０の場合には、鋼成分及び熱延条件は、本発明で限定した範囲を満たしているが、焼鈍工程における冷却温度が本発明の限定範囲よりも高い場合であって、オーステナイトがベイナイトに変態される量が増加し、Ｔｓ×Ｅｌが本発明で限定した範囲よりも低かった。
比較例１１及び２５の場合には、熱延巻取り温度が本発明で限定した範囲よりも高い場合であって、内部酸化抑制成分であるＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ含有量は本発明で限定した範囲を満たしても、熱延内部酸化深さが本発明で限定した範囲を超え、冷延鋼板及び焼鈍後の内部酸化深さが本発明で限定した範囲を超えた。
一方、比較例１２の場合には、鋼成分のうちＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分を添加しない場合であって、熱延巻取り温度が本発明の範囲を満たしても、内部酸化深さが１２μｍと本発明で限定した範囲を超え、焼鈍内部酸化深さも５．８μｍと深かった。また、冷延鋼板の焼鈍過程において鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの酸化性成分の濃化により、直径２ｍｍを超える未めっきが存在し、めっき剥離が激しく発生した。
比較例１３の場合には、鋼成分のうちＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分を添加しない場合であるが、熱延巻取り温度が本発明の範囲よりも低く、巻取り温度が低いため、熱延内部酸化は０．２μｍと本発明を満たしているが、巻取り温度が低く、熱延強度が大きく高まり、冷間圧延過程においてクラックが発生した。
比較例１６の場合には、鋼成分及び熱延条件は本発明で限定した範囲を満たしたが、焼鈍工程においてそれぞれ平均冷却速度が本発明で限定した範囲よりも低い場合であって、オーステナイトが冷却過程でフェライトに変態され、残留オーステナイト含有量が減少し、結果として、ＴＳ×ＥＬが本発明で限定した範囲よりも低かった。
比較例１７の場合には、鋼成分及び熱延条件は本発明で限定した範囲を満たしたが、冷却温度における維持時間が本発明の限定範囲を外れた場合であって、オーステナイト安定化が起こらず、後の再加熱時の焼戻し量が増加し、結果としてＴＳ×ＥＬが低かった。
一方、比較例１８の場合には、鋼成分、熱延条件、焼鈍、及び冷却条件は本発明で限定した範囲を満たしたが、冷却維持後に、４７０℃まで再加熱する速度が本発明で限定した範囲よりも遅く、加熱中に焼戻し発生量が多く、強度及び延性がともに低下した。
比較例１９の場合には、鋼成分、熱延条件、焼鈍、冷却、及び再加熱条件は本発明で限定した範囲を満たしたが、４８０℃まで再加熱した後、めっき浴に浸漬されるまでに長時間が経過され、焼戻しが増加し、結果としてＴＳ×ＥＬが低かった。
比較例２０−１の場合には、上記表３の試験片番号２０の冷延鋼板を用いたが、溶融めっき過程で再加熱速度が本発明で限定した範囲よりも低い場合であって、長時間再加熱する間に焼戻しが起こり、炭化物析出によって伸び率が大幅に減少し、結果としてＴｓ×Ｅｌが本発明で限定した範囲よりも低かった。
比較例２１の場合には、焼鈍温度が本発明で限定した範囲よりも低い場合であって、フェライトとオーステナイトの二相域で焼鈍され、後の冷却、維持、及び再加熱を経て、残留オーステナイト量が減少し、結果としてＴＳ×ＥＬが低かった。
比較例２６の場合には、焼鈍温度が本発明で限定したオーステナイト単相域ではなく、二相域で焼鈍した後、冷却温度も本発明で限定した範囲よりも高い場合であって、残留オーステナイトの含有量が低く、結果としてＴＳ×ＥＬが本発明で限定した範囲よりも低かった。
比較例２７及び２８の場合には、鋼成分のうちＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分を本発明で限定した範囲よりも少なく添加した場合であって、熱延内部酸化深さが本発明で限定した範囲を超え、後の冷延鋼板及び焼鈍鋼板の内部酸化深さが本発明で限定した範囲よりも深かった。しかし、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分が焼鈍工程でＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの焼鈍酸化物の形成を抑制する効果が十分であるため、めっき品質及び密着性には優れていた。
比較例２９の場合には、鋼成分のうちＳｉ含有量が本発明で限定した範囲を超えた場合であって、熱間圧延工程で二相域圧延が行われ、その結果、熱延鋼板に再結晶が起こらない加工硬化されたフェライトとセメンタイトが大量に存在し、熱延鋼板の強度が大幅に増加し、結果として冷間圧延作業時に板破断が発生した。
比較例３０の場合には、鋼成分のうちＭｎ含有量が本発明で限定した範囲を超えた場合であって、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分の添加量が本発明の範囲を満たしても、焼鈍過程において鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの焼鈍酸化物の生成量が多く、鋼板に２ｍｍ未満の点状の未めっきが発生し、部分的に剥離が発生した。
一方、図１は、発明例９による冷延鋼板を３Ｄ−ＡＰで分析した結果を視覚的に表したものである。
（実施例２）
コイル状の製品を連続的に生産し、デント（Ｄｅｎｔ）欠陥の発生有無を確認するために、実際の生産設備で生産して分析した。下記表６及び７の組成を有する成分を連続鋳造した後、鋼スラブを製造した。これを活用して、１２００℃の温度で１時間維持した後、すべての鋼スラブのＡｒ３よりも高い温度の９００℃で仕上げ圧延後、下記表８に示した巻取り温度まで冷却し、コイルに巻取り、５５０℃の温度まで３℃／ｍｉｎの平均冷却速度で強制冷却した後、空冷した。
コイル状の製品を連続的に生産し、デント（Ｄｅｎｔ）欠陥の発生有無を確認するために、実際の生産設備で生産して分析した。下記表６及び７の組成を有する成分を連続鋳造した後、鋼スラブを製造した。これを活用して、１２００℃の温度で１時間維持した後、すべての鋼スラブのＡｒ３よりも高い温度の９００℃で仕上げ圧延後、下記表８に示した巻取り温度まで冷却し、コイルに巻取り、５５０℃の温度まで３℃／ｍｉｎの平均冷却速度で強制冷却した後、空冷した。
常温まで冷却が完了した熱延鋼板は、熱延内部酸化物の観察のために鋼板の断面を走査電子顕微鏡で観察した。このとき、鋼板の内部酸化物の最大深さは５０００倍で５ヶ所を測定し、このうち最大深さを選択した。
熱延鋼板の酸洗は７０℃、１７Ｖｏｌ％ＨＣｌ溶液で３０〜５０秒間酸洗を行い、次いで直ちに冷間圧延を行った。冷間圧延が完了した鋼板は、断面の内部酸化深さを観察するために鋼板の断面を走査電子顕微鏡で観察した。このとき、鋼板の内部酸化物の最大深さは５０００倍で５ヶ所を測定し、このうち最大深さを選択した。
冷延鋼板は、前処理を介して表面に付着した異物を除去した後、下記表８の加熱及び冷却条件で焼鈍し、めっき浴の温度４５６℃、めっき浴内のＡｌ含有量０．２２ｗｔ％の条件でめっきを行った後、エアナイフを用いて片面基準のめっき付着量６０ｇ／ｍ２に調節し、冷却してめっき鋼板を製造した。生産量に応じた焼鈍炉内のデント（Ｄｅｎｔ）欠陥の有無を確認するために、同一の鋼を同一条件でそれぞれ１５コイル（Ｃｏｉｌ）ずつ連続生産し、デント（Ｄｅｎｔ）発生が開始したコイル（Ｃｏｉｌ）の数を測定し、その結果を下記表９に示した。
その後、めっきが完了しためっき鋼板を対象に、表面品質及びめっき密着性を評価し、引張強度及び伸び率を測定し、その結果を下記表９にともに示した。具体的な測定及び評価方法は実施例１と同一である。
上記表６〜９に示すように、本発明例の３３、３５、及び３６は、本発明で提案する合金組成及び製造条件をすべて満たす場合であって、内部酸化物の最大深さが適切に制御され、１５コイルのすべてにおいてデント（ｄｅｎｔ）が発生せず、内部酸化防止のためにＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ成分が０．０８％以上添加されても、引張強度９５０ＭＰａ以上、引張強度（Ｍｐａ）×伸び率（％）＝１６０００である表面品質及びめっき密着性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができることが確認できる。
比較例３１の場合には、鋼中熱延内部酸化を抑制することができる成分が含まれていないため、熱延鋼板の素地鉄表面から１２μｍの深さまで内部酸化し、酸洗及び冷延後にも冷延鋼板においても素地鉄の表面から５．２μｍの深さまで内部酸化し、焼鈍過程において表層の内部酸化した結晶粒が脱落し、焼鈍炉内のロールに付着した後、２回目のコイルからデント欠陥が観察された。
比較例３２の場合には、鋼中に熱延内部酸化抑制成分であるＳｂが０．０４％添加された鋼種であって、熱延内部酸化がＰ鋼種に比べて減少し、熱延鋼板の内部酸化深さが５．２μｍと比較例３１に比べて減少したが、本発明で限定した１μｍを超え、酸洗及び冷間圧延後の冷延鋼板でも、本発明で限定した内部酸化深さよりも深い２．４μｍと４番目の生産コイルからデントが観察された。
比較例３４の場合には、鋼成分は本発明で限定した範囲であり、熱延内部酸化が発生しないため、１５コイルのすべてを生産するまでデントが発生しなかったが、焼鈍加熱及び冷却後の再加熱速度が本発明で限定した範囲よりも遅く、再加熱後めっき浴浸漬までの維持時間が長く、残留オーステナイトの焼戻しにより強度が低下し、結果としてＴＳ×Ｅｌが減少した。
一方、図２（ａ）は、比較例３１による冷延鋼板の断面を観察したＳＥＭ画像であり、図２（ｂ）は、発明例３３による断面を観察したＳＥＭ画像である。
以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。
Claims (32)
- 重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む熱延鋼板であって、前記熱延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、前記内部酸化物の最大深さは１μｍ以下（０μｍを含む）である、高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板は、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｎａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｐｂ、及びＣｄからなる群より１種以上をさらに含み、これらの含有量はそれぞれ０．１％未満である、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
- 微細組織としてベイナイトを含み、その面積分率は５０％以下である、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、表層部にはＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、前記内部酸化物の最大深さは０．３μｍ以下（０μｍを除く）である、高強度冷延鋼板。
- 前記冷延鋼板の表面から厚さ方向に０．００１μｍ地点におけるＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上の含有量合計が、前記冷延鋼板の表面から厚さ方向に０．０２μｍ地点におけるＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上の含有量合計の３〜１５倍である、請求項５に記載の高強度冷延鋼板。
- 微細組織として残留オーステナイトを含み、その面積分率は５〜５０％である、請求項５に記載の高強度冷延鋼板。
- 重量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項５に記載の高強度冷延鋼板。
- Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｎａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｐｂ、及びＣｄからなる群より１種以上をさらに含み、これらの含有量はそれぞれ０．１％未満である、請求項５に記載の高強度冷延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む冷延鋼板と、前記冷延鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層と、を含み、
前記冷延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｆｅのうち１種以上の元素を含有する内部酸化物が存在し、前記内部酸化物の最大深さは０．３μｍ以下（０μｍを除く）である、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記冷延鋼板の表面から厚さ方向に０．００１μｍの地点におけるＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上の含有量合計が、前記冷延鋼板の表面から厚さ方向に０．０２μｍの地点におけるＳｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上の含有量合計の３〜１５倍である、請求項１０に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 引張強度が９５０Ｍｐａ以上であり、引張強度と伸び率の積が１６０００Ｍｐａ・％以上である、請求項１０に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記冷延鋼板は、その微細組織として残留オーステナイトを含み、その面積分率は５〜５０％である、請求項１０に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記冷延鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面に形成された合金化抑制層をさらに含み、前記合金化抑制層は、Ｓｂ、Ｂｉ、及びＳｎのうち１種以上を合計で０．００１〜０．０５重量％含む、請求項１０に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記冷延鋼板は、重量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項１０に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記冷延鋼板は、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｎａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｐｂ、及びＣｄからなる群より１種以上をさらに含み、これらの含有量はそれぞれ０．１％未満である、請求項１０に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを再加熱した後、仕上げ熱間圧延温度Ａｒ３℃以上の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を６００〜８００℃の温度で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を５５０℃以下の温度まで２℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する段階と、を含む、高強度熱延鋼板の製造方法。 - 前記スラブの再加熱温度は１１００〜１３００℃である、請求項１７に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記巻取られた熱延鋼板の冷却速度は２〜１０℃／ｓｅｃである、請求項１７に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、重量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項１７に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｎａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｐｂ、及びＣｄからなる群より１種以上をさらに含み、これらの含有量はそれぞれ０．１％未満である、請求項１７に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを再加熱した後、仕上げ熱間圧延温度Ａｒ３℃以上の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を６００〜８００℃の温度で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を５５０℃以下の温度まで２℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する段階と、
前記冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含む、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 重量％で、Ｃ：０．１４〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．０％、Ｍｎ：２．６〜５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２％、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｐ：０．０４％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎのうち１種以上：合計０．０８〜０．２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを再加熱した後、仕上げ熱間圧延温度Ａｒ３℃以上の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を６００〜８００℃の温度で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を５５０℃以下の温度まで２℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する段階と、
前記冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板を露点温度−６０〜−３０℃の条件下で８２０〜８７０℃の温度まで加熱した後、５〜１２０秒間維持して再結晶焼鈍する段階と、
前記再結晶焼鈍された冷延鋼板を２０℃／ｓｅｃ以上の速度で２５０〜３５０℃の温度まで冷却した後、５０〜１５０秒間維持する段階と、
前記冷却及び維持された冷延鋼板を３０℃／ｓｅｃ以上の速度で４６０〜５００℃の温度まで加熱した後、７秒以内に亜鉛めっき浴に浸漬してめっきする段階と、を含む、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記巻取後冷間圧延前に、前記巻取られた熱延鋼板を酸洗してから水洗する段階をさらに含み、
前記巻取られた熱延鋼板を、温度６０〜８０℃である１５〜２０体積％の塩酸水溶液で３０〜６０秒間酸洗する、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記冷間圧延時の圧下率は３０〜６０％である、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記再結晶焼鈍は３〜７０体積％Ｈ２−Ｎ２ガス雰囲気条件下で行う、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき浴はＡｌを０．１２〜０．３重量％含む、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき浴の温度は４５０〜５００℃である、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記冷延鋼板の再結晶焼鈍前に、前記冷延鋼板の表面にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎのうち１種以上の元素からなる先めっき層を形成する段階をさらに含み、 前記先めっき層の付着量は片面当たりに０．０１〜２ｇ／ｍ２である、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき後に、４８０〜６００℃の温度で１秒以上合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、重量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下からなる群より選択された１種以上をさらに含む、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｎａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｐｂ、及びＣｄからなる群より１種以上をさらに含み、これらの含有量はそれぞれ０．１％未満である、請求項２３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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