JP3587114B2 - 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係わり、特に連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板の延性および摺動性の向上に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要であり、自動車部品用鋼板には、優れた延性を有することが強く求められている。
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。高い耐食性が要求される部位に適用される部品の素材には、溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００４】
延性に優れる高張力鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。また、近年では残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。しかし、多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトや残留オーステナイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しい。このため、これらの相を有する組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて製造することは、一般には困難である。
【０００５】
このような状況で、組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、ＣｒやＭｏ等の焼入れ性向上元素を多量に含有させた鋼板をめっき母板として用い、マルテンサイト等の低温変態相の生成を容易にするという方法が一般的に採用されている。しかし、合金元素の多量添加は製造コストの上昇を招くという問題がある。
【０００６】
また、例えば、特公昭６２−４０４０５号公報には、連続溶融亜鉛めっきラインにおいてＡｃ１〜Ａｃ３変態点間の加熱温度より溶融亜鉛めっきを施すまで、および合金化処理後３００ ℃以下まで冷却する冷却工程における冷却速度を、所定の臨界冷却速度以上とすることにより組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が提案されている。しかし、特公昭６２−４０４０５号公報に記載された技術で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、延性面で、現状の自動車部品用鋼板等の要求を十分に満足できるものであるとはいえない。
【０００７】
一方、成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法として、焼戻しマルテンサイトを利用する方法が提案されている。
例えば、特開平６−９３３４０ 号公報、特開平６−１０８１５２号公報には、熱延鋼板を冷間圧延したのち、再結晶温度以上かつＡｃ１点以上に加熱保持し、その後溶融亜鉛槽に至るまでの間、あるいは合金化処理前にＭｓ 点以下の温度に急冷し、鋼板中に部分的あるいは全部分マルテンサイトを生成させ、ついでＭｓ 点以上の温度であって少なくとも溶融亜鉛浴温度および合金化炉温度に加熱して、焼戻しマルテンサイトを生成させる、伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【０００８】
しかしながら、特開平６−９３３４０ 号公報、特開平６−１０８１５２号公報に記載された技術で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びフランジ性には優れるものの、自動車部品用素材として広く使用される鋼板として、延性の面で十分に満足できるものではなかった。
また、従来の高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、プレス成形時に割れを多発する場合があった。これは、プレス成形時に、素材である溶融亜鉛めっき鋼板の摺動性が低いためであり、自動車部品用鋼板には良好なプレス加工性を有することが求められることから、自動車部品用鋼板としての高張力溶融亜鉛めっき鋼板にも、プレス加工時の摺動性向上が望まれていた。
【０００９】
溶融亜鉛めっき鋼板の摺動性向上については、めっき相構造を制御する方法が提案されている。例えば、特開平１０−１３０８０２ 号公報には、再結晶焼鈍時の６００ ℃以上の還元性雰囲気の露点を−１０℃〜−４０℃とし、６００ 〜９００ ℃の昇温速度を１０℃／ｓ以下として焼鈍し、溶融亜鉛めっき処理とさらに合金化処理を行う密着性と摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。この方法では、再結晶焼鈍の還元性雰囲気の露点と加熱速度を調整し、粒面での鉄の拡散速度と粒界での鉄の拡散速度に大きな相違を与え、粒界上に合金層を発達させ、粒面上に合金層の発達を遅らせて粒面上に油溜まりとなるクレータを生じさせることで摺動性が向上するとしている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平１０−１３０８０２ 号公報に記載された技術で製造された溶融亜鉛めっき鋼板は、極低炭素鋼あるいは低炭素鋼などの軟鋼板をめっき母板としており、自動車部品用高張力溶融亜鉛めっき鋼板として、満足できる高強度と、十分な延性および摺動性とを保持していないという問題があった。
【００１１】
本発明は、上記した従来技術の抱える問題を解決し、自動車部品用素材として好適な、優れた延性および摺動性を有する高張力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。なお、本発明における高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して製造されることが望ましい。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、まず、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、延性におよぼす鋼板の組成およびミクロ組織の影響について、鋭意研究を重ねた。その結果、溶融亜鉛めっき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の組織を、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相とからなる複合組織とし、複合組織中の各相の体積率を所定の比率とすることにより、優れた延性を発現させることが可能であることを知見した。
【００１３】
さらに、本発明者らは、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板を、まずラス状のマルテンサイトを含む組織としたうえで、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめっき処理を施すことにより、上記した複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能であるという知見を得た。
【００１４】
しかし、かかる複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板といえども、摺動性が十分でない場合があった。従来の高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、積極的に表面粗さの制御が行っていなかったため、めっき母板やめっき層の表面凹凸により、加工時の摺動性が大きく影響され、例えば、めっき鋼板の表面粗さが極端に大きかったり、極端に小さかったりして、加工時の摺動性が劣化し割れが発生する場合が多かった。また、とくにめっき母板のＳｉ含有量が高い場合には、熱間圧延時に鋼板表面にスケール起因の凹凸が生じやすく、これが後工程まで影響して最終製品の表面粗さが大きくなりやすいということもある。
【００１５】
そこで、本発明者は、かかる複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板の加工時の摺動性向上について検討した。その結果、鋼板の表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ 、好ましくはＲａ ：０．５ 〜０．８ μｍ にすることにより、加工時の摺動性が効果的に向上することを見いだした。
ここで、本発明者らが、行った基礎的実験結果について説明する。
【００１６】
表面粗さを種々変化させた鋼板を用い、図２に示すような形状の、フロントサイドメンバーのモデルをプレス成形した場合の割れ発生状況を調査し、摺動性におよぼす表面粗さの影響を評価した。割れなしの場合を○、割れ発生の場合を×とし、割れなしの場合を摺動性良とした。なお、成形時のしわ押さえ力は、通常使用する十分な条件である１５ｔｏｎｆ（１４７ ｋＮ）と、厳しい条件である３５ｔｏｎｆ（３４３ｋＮ ）とした。その結果を図１に示す。図１から、鋼板の表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とすることにより良好な摺動性が得られることがわかる。さらに、Ｒａ ：０．５ 〜０．８ μｍ とすることにより、さらに厳しい条件でも優れた摺動性が得られことがわかる。
【００１７】
本発明は上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、本発明は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で３０％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で２０％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、表面粗さがＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ を有することを特徴とする延性および摺動性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、また、本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で、０．０５〜１．０ ｍａｓｓ％、
（ｂ群）：Ｂを０．００３ ｍａｓｓ％以下、
（ｃ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
（ｄ群）：Ｔｉ、 Ｎｂ 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．２ ｍａｓｓ％、
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００１８】
また、第２の本発明は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％を含み、好ましくはあるいはさらに次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で、０．０５〜１．０ ｍａｓｓ％、
（ｂ群）：Ｂを０．００３ ｍａｓｓ％以下、
（ｃ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
（ｄ群）：Ｔｉ、 Ｎｂ 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．２ ｍａｓｓ％、
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａｃ３変態点−５０℃） 以上好ましくは（Ａｃ３変態点＋１００ ℃） 以下の温度域で５ｓ以上好ましくは１２０ ｓ以下保持する一次加熱処理を施した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点） の温度域で５〜１２０ ｓ間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する三次工程と、次いで、調質圧延を施し表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とする四次工程と、を順次施すことを特徴とする延性および摺動性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また第２の本発明では、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、４５０ ℃〜５５０ ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５ ℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する工程であることが好ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。
まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお以下、組成におけるｍａｓｓ％を単に％と記す。
【００２０】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成に効果があり、不可欠の元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５％未満では所望の高強度化が得られず、一方、Ｏ．２０％を超えると、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは０．０５〜０．２０％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％
Ｓｉは、固溶強化により鋼を強化するとともに、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｓｉ含有量がＯ．３ ％以上で認められる。一方、１．８ ％を超えて含有すると、めっき性が顕著に劣化する。このため、Ｓｉは０．３ 〜１．８ ％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｍｎ含有量が１．０ ％以上で認められる。一方、３．０ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。このため、Ｍｎは１．０ 〜３．０ ％の範囲に限定した。
【００２３】
さらに、本発明の鋼板では、必要に応じて、上記した化学成分に加え、下記に示す（ａ群）〜（ｄ群）のうちの１群または２群以上を含有することができる。
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で、０．０５〜１．０ ％
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕは、いずれも鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で０．０５％以上含有して認められる。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で１．０ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上は、合計で０．０５〜１．０ ％の範囲に限定するのが望ましい。なお、より好ましい範囲はＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で０．０５〜０．５ ％である。
【００２４】
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ ％以下
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が０．００３ ％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは０．００３ ％以下に限定するのが望ましい。なお、より望ましい範囲は０．００１ 〜０．００２ ％である。
【００２５】
（ｃ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１％以下
Ｃａ、ＲＥＭ は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような効果はＣａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、０．０１％を超えると飽和する。このため、Ｃａ、ＲＥＭ のうちの１種または２種の含有量は、合計で０．０１％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は０．００１ 〜０．００５ ％である。
【００２６】
（ｄ群）：Ｔｉ、 Ｎｂ 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．２ ％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋼中で炭窒化物を形成し、これら炭窒化物による析出強化により鋼を高強度化する効果を有するとともに、結晶粒径を微細化する効果も有しており、必要に応じて含有できる。このような効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１％以上で認められる。一方、合計で０．２ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で、０．０１〜０．２ ％の範囲に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量合計で０．０２〜０．１５％である。
【００２７】
本発明に用いる鋼板では、上記した化学成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ａｌ：０．１ ％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下が許容できる。
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と（１）フェライト、（２）焼戻マルテンサイト、（３）残留オーステナイトおよび（４）低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。これら各相が混在共存する複合組織となることにより、鋼板の延性向上等の効果が発現する。なお、本発明における焼戻マルテンサイトとは、ラス状のマルテンサイトを加熱した際に生成する相を指す。
【００２８】
（１）フェライト
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、体積率で３０％以上含有する。フェライト量が３０％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は３０％以上に限定した。なお、フェライト量が７０％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、フェライト量は７０％以下とするのが望ましい。
【００２９】
（２）焼戻マルテンサイト
焼戻マルテンサイトは、焼戻前のラス状マルテンサイトのラス形態を引き継いだ微細な内部構造を有することが特徴である。焼戻マルテンサイトは、焼戻しによって軟質化しており、十分な塑性変形能を有するため、鋼板の延性向上にも有効な相である。本発明の鋼板では、このような焼戻マルテンサイトを、体積率で２０％以上含有する。焼戻マルテンサイト量が２０％未満では、前記した効果が十分に期待できない。このため、複合組織中の焼戻マルテンサイト量は２０％以上に限定した。なお、焼戻しマルテンサイト量が６０％を超えると、フェライトの減少に伴い強度が上昇し、延性向上の利点が得にくくなるため、焼戻しマルテンサイト量は６０％以下とするのが望ましい。
【００３０】
（３）残留オーステナイト
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。本発明の鋼板では、このような残留オーステナイトを、体積率で２％以上含有する。残留オーステナイト量が２％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量は２％以上に限定した。また、残留オーステナイト量は、好ましくは５％以上である。なお、残留オーステナイト量は多いほどよいが、実際的には１５％以下である。
【００３１】
（４）低温変態相
本発明でいう低温変態相とは、焼き戻しされていないマルテンサイトあるいはべイナイトを指す。
マルテンサイト、べイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、前記作用を十分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。本発明においては、低温変態相の量はとくに限定せず、鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。なお、好ましくは体積率で５〜３０％である。
【００３２】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成および上記した複合組織を有する鋼板の表層に、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。めっき層の付着量（目付量）は、使用部位による耐食性要求により適宜決定すればよく、とくに規定されない。自動車部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の付着量は３０〜１２０ ｇ／ｍ２とするのが好ましい。
【００３３】
さらに、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｒａ ：０．３ 〜１．０ μｍ の表面粗さを有するめっき鋼板である。表面粗さがＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ の範囲とすることによりプレス成形時の摺動性が向上する。鋼板表面のＲａ が０．３ μｍ 未満、あるいは１．０ μｍ 超えでは、摺動性が低下しプレス成形時に割れが発生する。このため、鋼板表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ の範囲に限定した。なお、好ましくはＲａ ：０．５ 〜０．８ μｍ の範囲である。また、所望の表面粗さは、溶融亜鉛めっき層の形成後所定の表面粗さを付与された圧延ロールを用いた調質圧延により付与するのが好ましい。
【００３４】
次に、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する鋼片を溶製し、通常の公知の方法で鋳造し、次いで通常の公知の方法で熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延して、鋼板とする。また、必要に応じて、酸洗あるいは焼鈍等の工程を加えることができる。
本発明では、上記した組成を有する鋼板に、一次加熱処理後冷却しラス状マルテンサイトを含有する組織とする一次工程（▲１▼）と、次いで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次加熱処理を施し、一次工程で形成されたマルテンサイトの焼戻しと、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかる後亜鉛めっき処理を施し、冷却して残留オーステナイトおよび低温変態相の生成を図る三次工程（▲３▼）を施し、ついで調質圧延を施し表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とする調質圧延工程（▲４▼）を施し、延性および摺動性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【００３５】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（Ａｃ３変態点−５０℃）以上の温度域に少なくとも５ｓｅｃ 以上保持する一次加熱処理を施した後、Ｍｓ 点以下の温度まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で鋼板を急冷する。この一次工程により、鋼板中にラス状マルテンサイトが生成される。三次工程後の鋼板中に、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相の均一微細な複合組織を得るためには、一次工程後の鋼板組織を、ラス状のマルテンサイトを含む組織とすることが必要である。
【００３６】
一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａｃ３変態点−５０℃）未満、あるいは保持時間が５ｓｅｃ 未満では、加熱保持中に生成するオーステナイト量が少なく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が不足する。なお、一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａｃ３変態点＋１００ ℃）を超えると、加熱保持中にオーステナイトの結晶粒径が粗大化し、一次加熱後に粗大なマルテンサイトを含む組織となる。この組織は三次工程後の焼戻マルテンサイトの組織粗大化の要因となり延性確保の観点から好ましくない。このため、一次加熱処理の加熱保持温度は（Ａｃ３変態点＋１００ ℃）以下とするのが好ましい。また、保持時間は１２０ ｓｅｃ 以下とするのが好ましい。
【００３７】
また、一次加熱処理後の冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却後の鋼板組織をラス状マルテンサイトを含む組織とすることができない。なお、一次加熱処理後の冷却速度は、鋼板の形状を良好に保つためには１００ ℃／ｓ以下とするのが望ましい。
なお、めっき母板として、最終圧延が（Ａｒ３ 変態点−５０℃）以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、最終圧延後の冷却時に、Ｍｓ点以下の温度まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷することにより、この一次工程を代替することができる。
【００３８】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程によりラス状マルテンサイトを生成させた鋼板に、さらに Ａｃ１変態点〜Ａｃ３ 変態点の温度域で５〜１２０ ｓ間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する。この二次工程により、一次工程で形成されたマルテンサイトを焼戻マルテンサイトとするとともに、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る。
【００３９】
二次加熱処理における加熱保持温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイトが再生成せず、三次工程後に残留オーステナイトや低温変態相が得られない。また、保持温度がＡｃ３変態点を超えると、鋼板組織の全オーステナイト化を招き、焼戻マルテンサイトが消失する。また、二次加熱処理における加熱保持時間が５ｓ未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、三次工程後に十分な量の残留オーステナイトが得られない。また、加熱保持時間が１２０ ｓを超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化が進行し、必要量の焼戻マルテンサイトを得ることが困難となる。
【００４０】
また、二次加熱処理後の５００ ℃までの温度範囲での冷却速度が５℃／ｓ未満では二次加熱処理にて生成したオーステナイトがフェライトやパーライトに変態し、残留オーステナイトや低温変態相とならない。なお、二次加熱処理後の冷却速度は５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とするのが好ましい。
なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。このような連続溶融亜鉛めっきラインで行うことにより、二次工程後直ちに三次工程に移行でき、生産性が向上する。
【００４１】
▲３▼三次工程
三次工程では、上記した二次工程を施された鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、５ ℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端に高温でのめっきは必要な残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、５００ ℃以下でのめっき処理とするのが好ましい。また、めっき処理後の冷却速度が極端に小さいときは、残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、めっき後から ３００℃までの温度範囲における冷却速度は５℃／ｓ以上に限定するのがよい。なお、好ましくは５０℃／ｓ以下である。また、めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００４２】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。溶融亜鉛めっき層の合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、４５０ 〜５５０ ℃の温度域まで再加熱して行う。合金化処理後は、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却するのが好ましい。高温での合金化処理は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下する。このため、合金化処理温度の上限は５５０ ℃に限定する。また、合金化処理温度が４５０ ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。このため、合金化処理温度の下限は４５０ ℃とするのが好ましい。また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合には必要な残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、合金化処理後から３００ ℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓ以上に限定するのがよい。
【００４３】
▲４▼四次工程
上記した三次工程に続いて、鋼板表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とする調質圧延を行う四次工程を施す。調質圧延方法はとくに限定されないが、鋼板表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とするために、使用する圧延ロールの表面粗さ、および／または調質圧延の圧下率を適正に調整するのが好ましい。なお、調質圧延にレベラー加工を併用しても同様の効果が期待できなんら問題はない。
【００４４】
また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はない。
本発明は、焼鈍設備とめっき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛めっきラインにおいて、二次工程と三次工程を連続して行うことを前提としているが、各工程を独立した設備で実施することも可能である。
【００４５】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚２．６ ｍｍまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚１．４ ｍｍの冷延鋼板を得た。なお、表１に示した化学成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００４６】
【表１】
【００４７】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。三次工程を経た鋼板にさらに、所定の表面粗さ粗度を付与した圧延ロールを用い調質圧延を行う四次工程を施した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、ミクロ組織、表面粗さ、機械的特性、摺動性を調査した。
【００４８】
なお、溶融亜鉛めっき処理は、浴温４７５ ℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、片面当たりの目付量（付着量）が５０ｇ／ｍ２となるように、ガスワイピングにより目付量を調整した。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、１０℃／ｓの加熱速度で５００ ℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜１１％となるように調整した。
【００４９】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のラス状マルテンサイト、フェライト、焼戻マルテンサイトの量については、倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した１００ ｍｍ四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回析Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはＭｏＫ α線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１ ｝、｛２００ ｝、｛２２０ ｝、｛３１１ ｝各面の回析Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００５０】
鋼板の機械的特性は、引張試験により調査した。
引張試験は、鋼板より圧延直角方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２０４に規定のＪＩＳ ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して、引張強さ（ＴＳ）および破断伸び（Ｅｌ）を測定した。
加工時の摺動性は、図２に示す形状のフロントサイドメンバーのモデルを、しわ押え力１５ｔｏｎｆ（１４７ｋＮ ）としてプレス成形した際の割れ発生により評価した。
【００５１】
表面粗さは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１の規定に準拠して、カットオフや測定範囲は標準値を用い測定し、算術平均粗さＲａ で表示した。
得られた結果を表３に示す。
【００５２】
【表２】
【００５３】
【表３】
【００５４】
【表４】
【００５５】
【表５】
【００５６】
表３から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、５９０ ＭＰａ 以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２００００ ＭＰａ ・％以上と延性に優れ、さらに摺動性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度−伸びバランスで高い値を示さないか、あるいは摺動性が低下しているかで、延性および摺動性が同時に優れるものはない。
【００５７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、非常に優れた延性と摺動性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力亜鉛めっき鋼板が、安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】加工時の摺動性におよぼす鋼板表面粗さの影響を示すグラフである。
【図２】摺動性評価に使用したフロントサイドメンバーのモデル形状を示す模式的に示す説明図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係わり、特に連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板の延性および摺動性の向上に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要であり、自動車部品用鋼板には、優れた延性を有することが強く求められている。
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。高い耐食性が要求される部位に適用される部品の素材には、溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００４】
延性に優れる高張力鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。また、近年では残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。しかし、多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトや残留オーステナイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しい。このため、これらの相を有する組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて製造することは、一般には困難である。
【０００５】
このような状況で、組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、ＣｒやＭｏ等の焼入れ性向上元素を多量に含有させた鋼板をめっき母板として用い、マルテンサイト等の低温変態相の生成を容易にするという方法が一般的に採用されている。しかし、合金元素の多量添加は製造コストの上昇を招くという問題がある。
【０００６】
また、例えば、特公昭６２−４０４０５号公報には、連続溶融亜鉛めっきラインにおいてＡｃ１〜Ａｃ３変態点間の加熱温度より溶融亜鉛めっきを施すまで、および合金化処理後３００ ℃以下まで冷却する冷却工程における冷却速度を、所定の臨界冷却速度以上とすることにより組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が提案されている。しかし、特公昭６２−４０４０５号公報に記載された技術で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、延性面で、現状の自動車部品用鋼板等の要求を十分に満足できるものであるとはいえない。
【０００７】
一方、成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法として、焼戻しマルテンサイトを利用する方法が提案されている。
例えば、特開平６−９３３４０ 号公報、特開平６−１０８１５２号公報には、熱延鋼板を冷間圧延したのち、再結晶温度以上かつＡｃ１点以上に加熱保持し、その後溶融亜鉛槽に至るまでの間、あるいは合金化処理前にＭｓ 点以下の温度に急冷し、鋼板中に部分的あるいは全部分マルテンサイトを生成させ、ついでＭｓ 点以上の温度であって少なくとも溶融亜鉛浴温度および合金化炉温度に加熱して、焼戻しマルテンサイトを生成させる、伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【０００８】
しかしながら、特開平６−９３３４０ 号公報、特開平６−１０８１５２号公報に記載された技術で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びフランジ性には優れるものの、自動車部品用素材として広く使用される鋼板として、延性の面で十分に満足できるものではなかった。
また、従来の高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、プレス成形時に割れを多発する場合があった。これは、プレス成形時に、素材である溶融亜鉛めっき鋼板の摺動性が低いためであり、自動車部品用鋼板には良好なプレス加工性を有することが求められることから、自動車部品用鋼板としての高張力溶融亜鉛めっき鋼板にも、プレス加工時の摺動性向上が望まれていた。
【０００９】
溶融亜鉛めっき鋼板の摺動性向上については、めっき相構造を制御する方法が提案されている。例えば、特開平１０−１３０８０２ 号公報には、再結晶焼鈍時の６００ ℃以上の還元性雰囲気の露点を−１０℃〜−４０℃とし、６００ 〜９００ ℃の昇温速度を１０℃／ｓ以下として焼鈍し、溶融亜鉛めっき処理とさらに合金化処理を行う密着性と摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。この方法では、再結晶焼鈍の還元性雰囲気の露点と加熱速度を調整し、粒面での鉄の拡散速度と粒界での鉄の拡散速度に大きな相違を与え、粒界上に合金層を発達させ、粒面上に合金層の発達を遅らせて粒面上に油溜まりとなるクレータを生じさせることで摺動性が向上するとしている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平１０−１３０８０２ 号公報に記載された技術で製造された溶融亜鉛めっき鋼板は、極低炭素鋼あるいは低炭素鋼などの軟鋼板をめっき母板としており、自動車部品用高張力溶融亜鉛めっき鋼板として、満足できる高強度と、十分な延性および摺動性とを保持していないという問題があった。
【００１１】
本発明は、上記した従来技術の抱える問題を解決し、自動車部品用素材として好適な、優れた延性および摺動性を有する高張力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。なお、本発明における高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して製造されることが望ましい。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、まず、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、延性におよぼす鋼板の組成およびミクロ組織の影響について、鋭意研究を重ねた。その結果、溶融亜鉛めっき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の組織を、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相とからなる複合組織とし、複合組織中の各相の体積率を所定の比率とすることにより、優れた延性を発現させることが可能であることを知見した。
【００１３】
さらに、本発明者らは、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板を、まずラス状のマルテンサイトを含む組織としたうえで、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめっき処理を施すことにより、上記した複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能であるという知見を得た。
【００１４】
しかし、かかる複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板といえども、摺動性が十分でない場合があった。従来の高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、積極的に表面粗さの制御が行っていなかったため、めっき母板やめっき層の表面凹凸により、加工時の摺動性が大きく影響され、例えば、めっき鋼板の表面粗さが極端に大きかったり、極端に小さかったりして、加工時の摺動性が劣化し割れが発生する場合が多かった。また、とくにめっき母板のＳｉ含有量が高い場合には、熱間圧延時に鋼板表面にスケール起因の凹凸が生じやすく、これが後工程まで影響して最終製品の表面粗さが大きくなりやすいということもある。
【００１５】
そこで、本発明者は、かかる複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板の加工時の摺動性向上について検討した。その結果、鋼板の表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ 、好ましくはＲａ ：０．５ 〜０．８ μｍ にすることにより、加工時の摺動性が効果的に向上することを見いだした。
ここで、本発明者らが、行った基礎的実験結果について説明する。
【００１６】
表面粗さを種々変化させた鋼板を用い、図２に示すような形状の、フロントサイドメンバーのモデルをプレス成形した場合の割れ発生状況を調査し、摺動性におよぼす表面粗さの影響を評価した。割れなしの場合を○、割れ発生の場合を×とし、割れなしの場合を摺動性良とした。なお、成形時のしわ押さえ力は、通常使用する十分な条件である１５ｔｏｎｆ（１４７ ｋＮ）と、厳しい条件である３５ｔｏｎｆ（３４３ｋＮ ）とした。その結果を図１に示す。図１から、鋼板の表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とすることにより良好な摺動性が得られることがわかる。さらに、Ｒａ ：０．５ 〜０．８ μｍ とすることにより、さらに厳しい条件でも優れた摺動性が得られことがわかる。
【００１７】
本発明は上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、本発明は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で３０％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で２０％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、表面粗さがＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ を有することを特徴とする延性および摺動性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、また、本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で、０．０５〜１．０ ｍａｓｓ％、
（ｂ群）：Ｂを０．００３ ｍａｓｓ％以下、
（ｃ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
（ｄ群）：Ｔｉ、 Ｎｂ 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．２ ｍａｓｓ％、
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００１８】
また、第２の本発明は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％を含み、好ましくはあるいはさらに次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で、０．０５〜１．０ ｍａｓｓ％、
（ｂ群）：Ｂを０．００３ ｍａｓｓ％以下、
（ｃ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
（ｄ群）：Ｔｉ、 Ｎｂ 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．２ ｍａｓｓ％、
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａｃ３変態点−５０℃） 以上好ましくは（Ａｃ３変態点＋１００ ℃） 以下の温度域で５ｓ以上好ましくは１２０ ｓ以下保持する一次加熱処理を施した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点） の温度域で５〜１２０ ｓ間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する三次工程と、次いで、調質圧延を施し表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とする四次工程と、を順次施すことを特徴とする延性および摺動性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また第２の本発明では、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、４５０ ℃〜５５０ ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５ ℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する工程であることが好ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。
まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお以下、組成におけるｍａｓｓ％を単に％と記す。
【００２０】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成に効果があり、不可欠の元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５％未満では所望の高強度化が得られず、一方、Ｏ．２０％を超えると、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは０．０５〜０．２０％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％
Ｓｉは、固溶強化により鋼を強化するとともに、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｓｉ含有量がＯ．３ ％以上で認められる。一方、１．８ ％を超えて含有すると、めっき性が顕著に劣化する。このため、Ｓｉは０．３ 〜１．８ ％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｍｎ含有量が１．０ ％以上で認められる。一方、３．０ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。このため、Ｍｎは１．０ 〜３．０ ％の範囲に限定した。
【００２３】
さらに、本発明の鋼板では、必要に応じて、上記した化学成分に加え、下記に示す（ａ群）〜（ｄ群）のうちの１群または２群以上を含有することができる。
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で、０．０５〜１．０ ％
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕは、いずれも鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で０．０５％以上含有して認められる。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で１．０ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上は、合計で０．０５〜１．０ ％の範囲に限定するのが望ましい。なお、より好ましい範囲はＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で０．０５〜０．５ ％である。
【００２４】
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ ％以下
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が０．００３ ％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは０．００３ ％以下に限定するのが望ましい。なお、より望ましい範囲は０．００１ 〜０．００２ ％である。
【００２５】
（ｃ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１％以下
Ｃａ、ＲＥＭ は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような効果はＣａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、０．０１％を超えると飽和する。このため、Ｃａ、ＲＥＭ のうちの１種または２種の含有量は、合計で０．０１％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は０．００１ 〜０．００５ ％である。
【００２６】
（ｄ群）：Ｔｉ、 Ｎｂ 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．２ ％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋼中で炭窒化物を形成し、これら炭窒化物による析出強化により鋼を高強度化する効果を有するとともに、結晶粒径を微細化する効果も有しており、必要に応じて含有できる。このような効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１％以上で認められる。一方、合計で０．２ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で、０．０１〜０．２ ％の範囲に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量合計で０．０２〜０．１５％である。
【００２７】
本発明に用いる鋼板では、上記した化学成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ａｌ：０．１ ％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下が許容できる。
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と（１）フェライト、（２）焼戻マルテンサイト、（３）残留オーステナイトおよび（４）低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。これら各相が混在共存する複合組織となることにより、鋼板の延性向上等の効果が発現する。なお、本発明における焼戻マルテンサイトとは、ラス状のマルテンサイトを加熱した際に生成する相を指す。
【００２８】
（１）フェライト
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、体積率で３０％以上含有する。フェライト量が３０％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は３０％以上に限定した。なお、フェライト量が７０％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、フェライト量は７０％以下とするのが望ましい。
【００２９】
（２）焼戻マルテンサイト
焼戻マルテンサイトは、焼戻前のラス状マルテンサイトのラス形態を引き継いだ微細な内部構造を有することが特徴である。焼戻マルテンサイトは、焼戻しによって軟質化しており、十分な塑性変形能を有するため、鋼板の延性向上にも有効な相である。本発明の鋼板では、このような焼戻マルテンサイトを、体積率で２０％以上含有する。焼戻マルテンサイト量が２０％未満では、前記した効果が十分に期待できない。このため、複合組織中の焼戻マルテンサイト量は２０％以上に限定した。なお、焼戻しマルテンサイト量が６０％を超えると、フェライトの減少に伴い強度が上昇し、延性向上の利点が得にくくなるため、焼戻しマルテンサイト量は６０％以下とするのが望ましい。
【００３０】
（３）残留オーステナイト
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。本発明の鋼板では、このような残留オーステナイトを、体積率で２％以上含有する。残留オーステナイト量が２％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量は２％以上に限定した。また、残留オーステナイト量は、好ましくは５％以上である。なお、残留オーステナイト量は多いほどよいが、実際的には１５％以下である。
【００３１】
（４）低温変態相
本発明でいう低温変態相とは、焼き戻しされていないマルテンサイトあるいはべイナイトを指す。
マルテンサイト、べイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、前記作用を十分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。本発明においては、低温変態相の量はとくに限定せず、鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。なお、好ましくは体積率で５〜３０％である。
【００３２】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成および上記した複合組織を有する鋼板の表層に、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。めっき層の付着量（目付量）は、使用部位による耐食性要求により適宜決定すればよく、とくに規定されない。自動車部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の付着量は３０〜１２０ ｇ／ｍ２とするのが好ましい。
【００３３】
さらに、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｒａ ：０．３ 〜１．０ μｍ の表面粗さを有するめっき鋼板である。表面粗さがＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ の範囲とすることによりプレス成形時の摺動性が向上する。鋼板表面のＲａ が０．３ μｍ 未満、あるいは１．０ μｍ 超えでは、摺動性が低下しプレス成形時に割れが発生する。このため、鋼板表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ の範囲に限定した。なお、好ましくはＲａ ：０．５ 〜０．８ μｍ の範囲である。また、所望の表面粗さは、溶融亜鉛めっき層の形成後所定の表面粗さを付与された圧延ロールを用いた調質圧延により付与するのが好ましい。
【００３４】
次に、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する鋼片を溶製し、通常の公知の方法で鋳造し、次いで通常の公知の方法で熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延して、鋼板とする。また、必要に応じて、酸洗あるいは焼鈍等の工程を加えることができる。
本発明では、上記した組成を有する鋼板に、一次加熱処理後冷却しラス状マルテンサイトを含有する組織とする一次工程（▲１▼）と、次いで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次加熱処理を施し、一次工程で形成されたマルテンサイトの焼戻しと、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかる後亜鉛めっき処理を施し、冷却して残留オーステナイトおよび低温変態相の生成を図る三次工程（▲３▼）を施し、ついで調質圧延を施し表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とする調質圧延工程（▲４▼）を施し、延性および摺動性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【００３５】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（Ａｃ３変態点−５０℃）以上の温度域に少なくとも５ｓｅｃ 以上保持する一次加熱処理を施した後、Ｍｓ 点以下の温度まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で鋼板を急冷する。この一次工程により、鋼板中にラス状マルテンサイトが生成される。三次工程後の鋼板中に、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相の均一微細な複合組織を得るためには、一次工程後の鋼板組織を、ラス状のマルテンサイトを含む組織とすることが必要である。
【００３６】
一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａｃ３変態点−５０℃）未満、あるいは保持時間が５ｓｅｃ 未満では、加熱保持中に生成するオーステナイト量が少なく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が不足する。なお、一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａｃ３変態点＋１００ ℃）を超えると、加熱保持中にオーステナイトの結晶粒径が粗大化し、一次加熱後に粗大なマルテンサイトを含む組織となる。この組織は三次工程後の焼戻マルテンサイトの組織粗大化の要因となり延性確保の観点から好ましくない。このため、一次加熱処理の加熱保持温度は（Ａｃ３変態点＋１００ ℃）以下とするのが好ましい。また、保持時間は１２０ ｓｅｃ 以下とするのが好ましい。
【００３７】
また、一次加熱処理後の冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却後の鋼板組織をラス状マルテンサイトを含む組織とすることができない。なお、一次加熱処理後の冷却速度は、鋼板の形状を良好に保つためには１００ ℃／ｓ以下とするのが望ましい。
なお、めっき母板として、最終圧延が（Ａｒ３ 変態点−５０℃）以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、最終圧延後の冷却時に、Ｍｓ点以下の温度まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷することにより、この一次工程を代替することができる。
【００３８】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程によりラス状マルテンサイトを生成させた鋼板に、さらに Ａｃ１変態点〜Ａｃ３ 変態点の温度域で５〜１２０ ｓ間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する。この二次工程により、一次工程で形成されたマルテンサイトを焼戻マルテンサイトとするとともに、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る。
【００３９】
二次加熱処理における加熱保持温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイトが再生成せず、三次工程後に残留オーステナイトや低温変態相が得られない。また、保持温度がＡｃ３変態点を超えると、鋼板組織の全オーステナイト化を招き、焼戻マルテンサイトが消失する。また、二次加熱処理における加熱保持時間が５ｓ未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、三次工程後に十分な量の残留オーステナイトが得られない。また、加熱保持時間が１２０ ｓを超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化が進行し、必要量の焼戻マルテンサイトを得ることが困難となる。
【００４０】
また、二次加熱処理後の５００ ℃までの温度範囲での冷却速度が５℃／ｓ未満では二次加熱処理にて生成したオーステナイトがフェライトやパーライトに変態し、残留オーステナイトや低温変態相とならない。なお、二次加熱処理後の冷却速度は５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とするのが好ましい。
なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。このような連続溶融亜鉛めっきラインで行うことにより、二次工程後直ちに三次工程に移行でき、生産性が向上する。
【００４１】
▲３▼三次工程
三次工程では、上記した二次工程を施された鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、５ ℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端に高温でのめっきは必要な残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、５００ ℃以下でのめっき処理とするのが好ましい。また、めっき処理後の冷却速度が極端に小さいときは、残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、めっき後から ３００℃までの温度範囲における冷却速度は５℃／ｓ以上に限定するのがよい。なお、好ましくは５０℃／ｓ以下である。また、めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００４２】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。溶融亜鉛めっき層の合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、４５０ 〜５５０ ℃の温度域まで再加熱して行う。合金化処理後は、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却するのが好ましい。高温での合金化処理は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下する。このため、合金化処理温度の上限は５５０ ℃に限定する。また、合金化処理温度が４５０ ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。このため、合金化処理温度の下限は４５０ ℃とするのが好ましい。また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合には必要な残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、合金化処理後から３００ ℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓ以上に限定するのがよい。
【００４３】
▲４▼四次工程
上記した三次工程に続いて、鋼板表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とする調質圧延を行う四次工程を施す。調質圧延方法はとくに限定されないが、鋼板表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とするために、使用する圧延ロールの表面粗さ、および／または調質圧延の圧下率を適正に調整するのが好ましい。なお、調質圧延にレベラー加工を併用しても同様の効果が期待できなんら問題はない。
【００４４】
また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はない。
本発明は、焼鈍設備とめっき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛めっきラインにおいて、二次工程と三次工程を連続して行うことを前提としているが、各工程を独立した設備で実施することも可能である。
【００４５】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚２．６ ｍｍまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚１．４ ｍｍの冷延鋼板を得た。なお、表１に示した化学成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００４６】
【表１】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。三次工程を経た鋼板にさらに、所定の表面粗さ粗度を付与した圧延ロールを用い調質圧延を行う四次工程を施した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、ミクロ組織、表面粗さ、機械的特性、摺動性を調査した。
【００４８】
なお、溶融亜鉛めっき処理は、浴温４７５ ℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、片面当たりの目付量（付着量）が５０ｇ／ｍ２となるように、ガスワイピングにより目付量を調整した。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、１０℃／ｓの加熱速度で５００ ℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜１１％となるように調整した。
【００４９】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のラス状マルテンサイト、フェライト、焼戻マルテンサイトの量については、倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した１００ ｍｍ四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回析Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはＭｏＫ α線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１ ｝、｛２００ ｝、｛２２０ ｝、｛３１１ ｝各面の回析Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００５０】
鋼板の機械的特性は、引張試験により調査した。
引張試験は、鋼板より圧延直角方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２０４に規定のＪＩＳ ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して、引張強さ（ＴＳ）および破断伸び（Ｅｌ）を測定した。
加工時の摺動性は、図２に示す形状のフロントサイドメンバーのモデルを、しわ押え力１５ｔｏｎｆ（１４７ｋＮ ）としてプレス成形した際の割れ発生により評価した。
【００５１】
表面粗さは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１の規定に準拠して、カットオフや測定範囲は標準値を用い測定し、算術平均粗さＲａ で表示した。
得られた結果を表３に示す。
【００５２】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
表３から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、５９０ ＭＰａ 以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２００００ ＭＰａ ・％以上と延性に優れ、さらに摺動性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度−伸びバランスで高い値を示さないか、あるいは摺動性が低下しているかで、延性および摺動性が同時に優れるものはない。
【００５７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、非常に優れた延性と摺動性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力亜鉛めっき鋼板が、安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】加工時の摺動性におよぼす鋼板表面粗さの影響を示すグラフである。
【図２】摺動性評価に使用したフロントサイドメンバーのモデル形状を示す模式的に示す説明図である。
Claims (4)
- 鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板が、ｍａｓｓ％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で３０％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で２０％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、表面粗さがＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ であることを特徴とする延性および摺動性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記組成に加え、さらに、下記（ａ群）〜（ｄ群）のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性および摺動性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうちの１種または２種以上を合計で、０．０５〜１．０ ｍａｓｓ％、
（ｂ群）：Ｂを０．００３ ｍａｓｓ％以下、
（ｃ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
（ｄ群）：Ｔｉ、 Ｎｂ 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．２ ｍａｓｓ％、 - ｍａｓｓ％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％
を含む組成を有する鋼板に、（Ａｃ３変態点−５０℃） 以上の温度域で５ｓ以上保持する一次加熱処理を施した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点） の温度域で５〜１２０ ｓ間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する三次工程と、次いで、調質圧延を施し表面粗さをＲａ ：０．３ 〜１．０ μｍ とする四次工程と、を順次施すことを特徴とする延性および摺動性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、４５０ ℃〜５５０ ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する工程であることを特徴とする請求項３に記載の延性および摺動性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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