JP3898923B2 - 高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融Ｚｎめっきは鋼板の防食を目的として施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用されている。その製造法としては、連続ラインに於いて、脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱してＦｅ−Ｚｎ合金相を生成させた後に冷却、というゼンジマー法があり、鋼板の処理に多用されている。
【０００３】
めっき前の焼鈍については、脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちにＨ2 及びＮ2 を含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行われる場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行われている。
【０００４】
これらのめっき処理で用いられるめっき浴中には溶融Ｚｎの脱酸のために少量のＡｌが添加されている。ゼンジマー法においてＺｎめっき浴は質量％で０．１％程度のＡｌを含有している。この浴中のＡｌはＦｅとの親和力がＦｅ−Ｚｎよりも強いため、鋼をめっき浴に浸漬した際、鋼表面にＦｅ−Ａｌ合金相すなわちＡｌの濃化層が生成し、Ｆｅ−Ｚｎの反応を抑制することが知られている。Ａｌの濃化層が存在するために、得られためっき層中のＡｌ含有率は通常、めっき浴中のＡｌ含有率より高くなる。
【０００５】
近年、特に自動車車体において燃費向上を目的とした車体軽量化の観点から、延性の高い高強度鋼板の需要が高まりつつある。一方、高強度鋼板には種々の合金が添加されているうえ、組織制御による高強度化と高延性化を両立させる観点から熱処理方法にも大きな制約がある。
【０００６】
しかし、めっきの観点からすると鋼中の合金成分、中でもＳｉやＡｌの含有量が高くなったり、熱処理条件に大きな制約があったりすると、通常のＡｌを含有しためっき浴を用いたのでは，めっき濡れ性が大きく低下し、不めっきが発生するため外観品質が悪化したり、めっきが塗付できたとしても、高延性であるがゆえに高加工した場合の密着性が劣化してしまう。
【０００７】
この問題を解決する手段として、特開平３−２８３５９号公報、特開平３−６４４３７号公報等に見られるように、特定のめっきを付与することでめっき性の改善を行っているが、この方法では、溶融めっきライン焼鈍炉前段に新たにめっき設備を設けるか、もしくは、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を行わなければならず、大幅なコストアップとなるという問題点がある。
【０００８】
また、高強度鋼板のめっき製造性改善を目的として、特開平５−２３０６０８号公報によりＺｎ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系めっき層を有する溶融Ｚｎめっき鋼板が開示されている。しかし、この発明は特に製造性には十分な考慮が払われているが、高強度かつ高延性材での高加工時のめっき密着性については配慮された発明ではない。
【０００９】
また、衝突エネルギー吸収能を高めることを目的として、特開平１１−１８９８３９号公報にフェライトを主相とし，その平均粒径が1０μm以下であり、第２相として体積分率で３〜５０％のオーステナイトまたは３〜３０％のマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径が５μｍ以下であり、選択的にベイナイトを含有する鋼板が開示されている。しかし、この発明はめっき濡れ性を考慮するものではなく、高強度化に伴う薄肉化に耐食性の点で対応しうる発明ではない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記課題を解決し、不めっきや高加工時のめっき密着性を改善した延性の優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、まずめっき層に特定の元素を適正濃度含有させることで、高強度鋼板の溶融Ｚｎめっき濡れ性が向上することを見いだした。また、この効果は、めっき層中Ａｌ濃度を低減することで強められること、さらに、鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２.５×（Ａ−Ｂ）≧０
を満たす鋼およびめっき組成とすることにより、極めて良好なめっきが合金元素を比較的多量に含む高強度鋼板についても得られることを見いだした。さらに、合金元素を選択・適量添加することに加えて鋼板のミクロ組織を規定することで熱処理条件を緩和しても延性の高い鋼板の製造が可能であることを見出した。
【００１２】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．３１〜４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる冷延鋼板の表面に、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｍｎ：０．００１〜２％、
を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有する溶融Ｚｎめっき冷延鋼板であって、
鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（Ｉ）式を満たし、前記冷延鋼板のミクロ組織が、体積分率で７０〜９７％のフェライトを主相としその平均粒径が２０μm以下であり、第２相として体積分率で３〜３０％のオーステナイト及び／またはマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径が１０μm以下であり、該第２相の平均粒径が前記フェライトの平均粒径の０．０１〜０．７倍であることを特徴とする高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２.５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（Ｉ）
（２） さらにめっき層中に Ｆｅ：５〜２０％を含有することを特徴とする（１）記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（３） さらにめっき層中に、質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．１％
Ｍｇ：０．００１〜３％
Ｓｉ：０．００１〜０．1％
Ｍｏ：０．００１〜０．１％
Ｗ：０．００１〜０．１％
Ｚｒ：０．００１〜０．１％
Ｃｓ：０．００１〜０．１％、
Ｒｂ：０．００１〜０．１％、
Ｋ：０．００１〜０．１％、
Ａｇ：０．００１〜５％、
Ｎａ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｄ：０．００１〜３％、
Ｃｕ：０．００１〜３％、
Ｎｉ：０．００１〜０．５％、
Ｃｏ：０．００１〜１％、
Ｌａ：０．００１〜０．１％、
Ｔｌ：０．００１〜８％、
Ｎｄ：０．００１〜０．１％、
Ｙ：０．００１〜０．１％、
Ｉｎ：０．００１〜５％、
Ｂｅ：０．００１〜０．１％、
Ｃｒ：０．００１〜０．０５％、
Ｐｂ：０．００１〜１％、
Ｈｆ：０．００１〜０．１％、
Ｔｃ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｇｅ：０．００１〜５％、
Ｔａ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｂ：０．００１〜０．１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（４） 鋼板のミクロ組織が、体積分率で５０〜９５％のフェライトを主相としその平均粒径が２０μｍ以下であり、第２相として体積分率で３〜３０％のオーステナイト及び／またはマルテンサイトを含有し、それらの平均粒径が１０μｍ以下であり、さらに体積分率で２〜４７％のベイナイトからなることを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（５） 鋼が、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．００１〜５％、
を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（６） 鋼が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜２５％、
Ｎｉ：０．００１〜１０％、
Ｃｕ：０．００１〜５％、
Ｃｏ：０．００１〜５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（７） 鋼が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（８） 鋼が、さらに質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０％含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
（９） 鋼が、さらに質量％で、Ｗ：０．００１〜５％を含有することを特徴とする（１）〜（８）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（１０） 鋼が、さらに質量％で、
Ｐ：０．０００１〜０．１％
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
を含有することを特徴とする（１）〜（９）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延工性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（１１） 鋼が、質量％で、Ｙ、希土類元素（Ｒｅｍ）の１種以上を０．０００１〜０．１％含有することを特徴とする（１）〜（１０）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（１２） 鋼のＳｉ量が０．００１〜２．５％であることを特徴とする（１）〜（１１）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（１３） （１）〜（１２）のいずれか１項に記載の高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板の製造方法であって、（１）〜（１２）の何れか１項に記載の鋼成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後、０．１×（Ａｃ３〜Ａｃ１）＋Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、０．１〜１℃／秒の冷却速度で６５０〜７００℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度〜めっき浴温度＋１００（℃）にまで冷却した後、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で後続のめっき浸漬時間を含めて１秒〜３０００秒保持し、Ｚｎめっき浴に浸漬して、その後室温まで冷却することを特徴とする高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板の製造方法。
（１４） Ｚｎめっき浴に浸漬した後、更に３００〜５５０℃で合金化処理を施し、その後室温まで冷却することを特徴とする（１３）記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
なお、本明細書中、鋼やめっき層のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなど各化学組成成分の含有量について特に断りなく単に「％」と表示している場合は、「質量％」を意味する。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１５】
本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板を０．１×（Ａｃ3〜Ａｃ1）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋５０（℃）以下で１０秒〜３０分焼鈍し、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７００℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度（４５０〜４７０℃）〜めっき浴温度＋１００（℃）にまで冷却した後，４５０〜４７０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬を行い、さらに５００〜５５０℃で１０〜６０秒加熱を行った。その後、めっき鋼板表面の不めっき部面積を測定することでめっき性を、引張り試験にて機械的性質をそれぞれ評価した。さらに、めっき密着性を評価するため、２０％の引張り歪みを与えた後６０°曲げ−曲げ戻し加工を施した後、ビニールテープを曲げ加工部に密着させはがし、めっきの剥離面積を画像解析量により定量化することで評価した。このような試験の結果から、鋼中Ｓｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼中Ｍｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼中Ａｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層中Ａｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層中Ｍｎ含有率：Ｂ（質量％）として、整理したところ、下記（Ｉ）式を満たす組成で、不めっきがなくかつ引張り・曲げ加工後のめっきの鋼板との密着性が良好な高強度溶融めっき鋼板が得られることを見出し本発明を完成させた。
【００１６】
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２.５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（Ｉ）
（Ｉ）式はめっき濡れ性に及ぼす鋼板およびめっき成分の影響を整理した重回帰分析により新たに見出した式である。
【００１７】
不めっきの発生が抑制される理由の詳細については不明であるが、めっき浴中に添加されたＡｌと鋼板表面に生成したＳｉＯ2 との濡れ性が悪いため不めっきが発生すると考えられる。すなわち、Ｚｎ浴に添加したＡｌの悪影響を除去する元素を添加することで不めっきの発生を抑制することが可能となる。本発明者らが鋭意検討した結果、めっき浴中にＭｎを適正な濃度範囲で添加することで表記目的を達成出来ることが判明した。ＭｎはＺｎ浴中に添加しているＡｌより優先的に酸化皮膜を形成し、鋼板表面に生成しているＳｉ系の酸化皮膜との反応性を高めるものと推定される。
【００１８】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
【００１９】
めっき層中Ａｌ量を０．００１〜０．５％の範囲としたのは、０．００１％未満では、ドロス発生が顕著で良好な外観が得られないこと、０．５％を超えてＡｌを添加すると合金化反応を著しく抑制してしまい、合金化溶融Ｚｎめっき層を形成することが困難となるためである。
【００２０】
めっき層中Ｍｎ量を０．００１〜２％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが発生せず、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｍｎ量が上限の２％を超えるとめっき浴中にてＭｎ−Ｚｎ化合物が析出し、めっき層中に取り込まれることで外観が著しく低下する。
【００２１】
また、特にスポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、合金化処理によってこれらの特性を高める事ができる。前記（１４）に係る発明に記載の合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき鋼板を得ることができる。合金化処理後のＦｅ量が５％未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が２０％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は５〜２０％とする。
【００２２】
前述のとおり、不めっきの発生が抑制される理由の詳細については不明であるが、めっき浴中に添加されたＡｌと鋼板表面に生成したＳｉＯ2 との濡れ性が悪いため不めっきが発生すると考えられる。すなわち、Ｚｎ浴に添加したＡｌの悪影響を除去する元素を添加することで不めっきの発生を抑制することが可能となる。本発明者らが鋭意検討した結果、上述したとおりＭｎを適正な濃度範囲で添加することで表記目的を達成出来る。ＭｎはＺｎ浴中に添加しているＡｌより優先的に酸化皮膜を形成し、鋼板表面に生成しているＳｉ系の酸化皮膜との反応性を高めるものと推定される。
【００２３】
さらにめっき層中にＣａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｋ、Ａｇ、Ｎａ、Ｃｄ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｔａ、Ｖ、Ｂの１種または２種以上を下記に説明する範囲内で含有することで、不めっきが抑制されることを見出した。
【００２４】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2 以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
【００２５】
めっき層中Ｃａ量を０．００１〜０．１%、Ｍｇ量を０．００１〜３%、Ｓｉ量を０．００１〜０．１質量％、Ｍｏ量を０．００１〜０．１質量％、Ｗ量を０．００１〜０．１質量％、Ｚｒ量を０．００１〜０．１質量％、Ｃｓ量を０．００１〜０．１質量％、Ｒｂ量を０．００１〜０．１質量％、Ｋ量を０．００１〜０．１質量％、Ａｇ量を０．００１〜５質量％、Ｎａ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｃｄ量を０．００１〜３質量％、Ｃｕ量を０．００１〜３質量％、Ｎｉ量を０．００１〜０．５質量％、Ｃｏ量を０．００１〜１質量％、Ｌａ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｌ量を０．００１〜８質量％、Ｎｄ量を０．００１〜０．１質量％、Ｙ量を０．００１〜０．１質量％、Ｉｎ量を０．００１〜５質量％、Ｂｅ量を０．００１〜０．１質量％、Ｃｒ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｐｂ量を０．００１〜１質量％、Ｈｆ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｃ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｉ量を０．００１〜０．１質量％、Ｇｅ量を０．００１〜５質量％、Ｔａ量を０．００１〜０．１質量％Ｖ量を０．００１〜０．２質量％、Ｂ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内としたのは、それぞれこの範囲において不めっきが抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。各元素の含有量が上限を越えるとそれぞれの元素を含有するドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。
【００２６】
次に、本発明における鋼板成分の限定理由について述べる。
【００２７】
Ｃは、良好な強度延性バランスを確保するための第２相の体積分率を十分確保する目的で添加する元素である。特に第２相がオーステナイトである場合には、体積分率のみならずその安定性向上にも寄与して延性を大きく向上させる。強度および各第２相の体積分率を確保するために下限を０．０００１％とし、溶接性を保持可能な上限として０．３％とした。
【００２８】
Ｓｉは、主相であるフェライト生成を促進させることおよび強度延性バランスを劣化させる炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であり、その下限を０．０１％とした。また、過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性に悪影響を及ぼすため、上限を２．５％とした。また、特に強度よりも外観が問題となる場合には、製造操業上問題とならない０．００１％まで低減させてもよいこととした。
【００２９】
Ｍｎは、めっき濡れ性および密着性の制御に加えて、高強度化と延性劣化の１つの原因である炭化物析出やパーライト生成を抑制する目的で添加し、０．０１％以上とした。一方では、第２相がオーステナイトの場合に延性向上に寄与するベイナイト変態を遅滞させることや溶接性を劣化させることから３％を上限とした。
【００３０】
Ａｌは、めっき濡れ性および密着性の制御に加えて、延性向上特に第２相がオーステナイトの場合に延性向上に寄与するベイナイト変態を促進させる効果があり、強度延性バランスを向上させる。このため、０．００１％以上の添加とした。一方過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため４％を上限とした。なお、Ａｌ量の下限は、本発明の実施例の表１の鋼種Ｄ６の０．３１％に基づき、０．３１％以上とした。
【００３１】
Ｍｏは、強度延性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する目的で添加できる元素であり、緩和した熱処理条件下において良好な強度延性バランスを得るために重要な添加元素である。その下限は０．００１％が望ましい。また、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限は５％が望ましい。
【００３２】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏの１種または２種以上を含有できる。
【００３３】
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制の目的から添加する元素で、０．００１％以上とし、２５％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とすることが好ましい。
【００３４】
Ｎｉは、めっき性向上および強化目的で０．００１％以上とし、１０％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とすることが好ましい。
【００３５】
Ｃｕは、強化目的で０．００１％以上の添加とし、５％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼす傾向があるため、下限は０．００１％、上限は５％が好ましい。
【００３６】
Ｃｏは、めっき性制御、ベイナイト変態制御による強度延性バランスの向上のため、０．００１％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、５％以下にすることが望ましい。
【００３７】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ｖの１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化のは極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を０．００１％以上添加することが好ましい。一方で、延性劣化やオーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計添加量の上限としては１％が好ましい。
【００３８】
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に０．０００１％以上の添加で有効ではあるが、その添加量が０．１％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限は０．１％とすることが好ましい。
【００３９】
強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺｒ，Ｈｆ，Ｔａの１種または２種以上を含有できる。
【００４０】
これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化やオーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計添加量の上限として１．０質量％とした。
【００４１】
Ｗ量を０．００１〜５質量％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４２】
Ｐ量を０．０００１〜０．０５質量％の範囲としたのは、０．０００１質量％以上で強化効果が現れることや極低化は経済的にも不利であることからこれを下限とした。また、０．１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００４３】
Ｓ量を０．０００１〜０．０１質量％の範囲としたのは、極低化は経済的にも不利であることから、０．０００１質量％を下限とし、また、０．１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００４４】
Y、希土類元素（REM）量を０．０００１〜０．１質量％の範囲としたのは、０．０００１質量％以上で濡れ性を改善でき、また、０．１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００４５】
その他の不可避的不純物として、Ｓｎなどがあるが、Ｓｎ≦０．０１％以下の範囲であることが好ましい。
【００４６】
次に、基材鋼板のミクロ組織について述べる。延性を十分に確保するためには主相をフェライトとするのが必要である。しかし、さらに高強度化を指向する場合にはベイナイトを体積分率で２％以上含んでも良いが、延性を確保する観点からベイナイトを含まない場合はフェライトを体積分率で７０％以上，ベイナイトを含む場合は体積分率で５０％以上含むこととした。
【００４７】
フェライトの体積分率の増加は延性を高めるが強度低下に結びつくため、上限はベイナイトを含有しない場合は体積分率で９７％，ベイナイトを含有する場合は体積分率で９５％とする。また、高強度と高延性を両立させるため、オーステナイト及び／又はマルテンサイトを含む複合組織とする。高強度と高延性のために、オーステナイト及び／又はマルテンサイトは、体積分率で合計３％以上とした。体積分率が合計３０％を超えると脆化傾向を示すため、これを上限とした。
【００４８】
めっき性を確保し得る熱処理条件での製造性や高加工時のめっきの密着性を保つためと、鋼板自体の延性を十分に確保するために、フェライトの平均粒径を２０μm以下とし、第２相であるオーステナイト及び／又はマルテンサイトの平均粒径を１０μm以下と規定する。
【００４９】
さらに、めっき密着性と延性のバランスを良好にするためには、第２相をオーステナイト及び／又はマルテンサイトとし、主相であるフェライトの平均粒径に対して０．７以下の比率を確保することが望ましい。一方、第２相であるオーステナイト及び／又はマルテンサイトの平均粒径はフェライトの平均粒径の０．０１倍未満とすることは実製造上困難であるため、０．０１倍以上であることが好ましい。
【００５０】
ベイナイトを含む場合における体積分率等について説明すると次のとおりである。ベイナイトは体積分率で２％以上含有することにより高強度化に役立つ上、オーステナイトと共存するとオーステナイトの安定化に寄与して結果として高ｎ値化に役立つ。また、この相は基本的に微細であり、高加工時のめっき密着性にも寄与する。特に第２相がオーステナイトの場合には、ベイナイトの体積分率を２％以上とすると、さらにめっき密着性と延性のバランスが向上する。一方で、過多に生成すると延性低下を招く事からベイナイトは体積分率で４７％以下とする。
【００５１】
上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２種以上を含有する場合も本発明の鋼板の範疇であるが、これらの１種又は２種以上は体積分率で１％以下であることが好ましい。なお、上記ミクロ組織の、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および平均粒径(平均円相当径)と占積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向と直角な断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察により定量化が可能である。
【００５２】
平均粒径は、上記の方法により２０視野観察以上した結果に基づいて、ＪＩＳにより求めた値と定義する。
【００５３】
このような組織を有する高強度溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法について以下に説明する。
【００５４】
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、前記（１）〜（１２）に係る発明の鋼板成分と同一の成分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行い、その後酸洗し、冷延後焼鈍することで最終製品とする。スラブの冷却条件は特に限定することなく、本発明の効果を得ることができる。再加熱温度は熱延完了温度を確保するため、Ａｒ３変態温度以上で行うのが好ましい。この時、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ３変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ３変態温度から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性を劣化を避けることができる。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化を避けることができる。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば最終的な鋼板の特性を劣化を避けることができる。
【００５５】
冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ1 及びＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中にオーステナイトまたはマルテンサイトを残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とした。また、焼鈍温度がＡｃ3 ＋５０（℃）を超えても何ら鋼板の特性を改善することができず製造コストの上昇を招くために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋５０（℃）とした。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化に加えて、主相および第２相の粒径を制御する目的とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。鋼板成分にも依存するが、この温度域で３分〜１０分保持することがフェライトおよび第２相の粒径を２０μｍおよび１０μｍ以下とし、粒径の比を０．０１〜０．７とするためには望ましい。しかし、３０分超では、鋼板成分によっては粒の粗大化を招く。また、コストの上昇を招くのでこれを上限とした。
【００５６】
その後の一次冷却はオーステナイトからフェライトへの変態を促して、未変態のオーステナイト中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはかるのに重要である。また、生成するフェライトの粒径を制御する目的からも、ここでの冷却速度を制御する必要があり、この冷却速度が０．１℃／秒未満にすることは粗大化してしまうことに加え、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じるために、この冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０℃／秒超の場合にはフェライト変態が十分に起こらず、最終的な鋼板中のオーステナイト確保が困難となったり、マルテンサイトなどの硬質相が多量になってしまうため、これを上限とした。なお、一次冷却の冷却速度の上限は、実施例の表４のＮｏ．１等の１次冷却速度１℃／秒に基づいて１℃／秒とした。
【００５７】
この一次冷却が６５０℃未満まで行われると、冷却中にパーライトが生成し、オーステナイト安定化元素であるＣを浪費し、最終的に十分な量のオーステナイトが得られないために、これを下限とした。しかしながら、冷却が７００℃超までしか行われなかった場合にはフェライト変態の進行が十分ではないのでこれを上限とした。
【００５８】
引き続き行われる二次冷却の急速冷却は、冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起こらないような冷却速度として最低１℃／秒以上が必要となる。但しこの冷却速度を１００℃／秒超にすることは設備能力上困難であることから、１〜１００℃／秒を冷却速度の範囲とした。
【００５９】
この二次冷却の冷却停止温度がＺｎめっき浴温度よりも低いと操業上問題となり、めっき浴温度＋１００（℃）を超えると炭化物析出が短時間で生じるため得られるオーステナイトやマルテンサイトの量が確保できなくなる。このため、２次冷却の停止温度をＺｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）とした。その後、操業上の通板の安定性確保やできるだけベイナイトの生成を促進すること、さらにはめっきの濡れ性を十分確保する目的から、この温度域で、後続のめっき浸漬時間も合わせて１秒以上保持することが望ましい。またこの保持時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから合金化処理を含まずに３０００秒以内とすることが望ましい。めっき浴温度は、一般に鋼板等のＺｎめっき処理で行われる温度でよく、好ましくは、４５０〜４７０℃程度である。
【００６０】
鋼板中に残留しているオーステナイトは、その一部をベイナイトへ変態させオーステナイト中の炭素濃度を更に高めることにより、室温で安定にすることができる。合金化処理を併せてベイナイト変態を促進するためには、３００〜５５０℃の温度域に１５秒から２０分保持することが望ましい。３００℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、５５０℃を超えると炭化物が生じて十分なオーステナイトを残すことが困難となるため、合金化処理温度の下限は３００℃、上限は５５０℃が好適である。
【００６１】
マルテンサイトを生成させるには、オーステナイトの場合とは異なりベイナイト変態を生じさせる必要がない。一方では、炭化物やパーライトの生成はオーステナイトと同様、抑制する必要があるため、２次冷却後の十分な合金化処理を行うため４００℃〜５５０℃の温度域で合金化処理することが好ましい。
【００６２】
【実施例】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
【００６３】
表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とした。
【００６４】
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求めた。
【００６５】
Ａｃ１ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％、
Ａｃ３ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）１／２＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋４００×Ａｌ％、
これらのＡｃ１およびＡｃ３変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ２−Ｎ２雰囲気中で昇温・保定したのち、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６８０℃まで冷却し、引き続いて１〜２０℃／秒の冷却速度でめっき浴温度にまで冷却し、浴組成を種々変化させた４６０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬することでめっきを行った。
【００６６】
また、一部の鋼板については、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理として、Ｚｎめっき後の鋼板を３００〜５５０℃の温度域で１５秒〜２０分保持し、めっき層中のＦｅ含有率が５〜２０質量％となるよう調節した。めっき表面外観のドロス巻き込み状況の目視観察および不めっき部面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっきはめっき層をインヒビターを含有した５％塩酸溶液で溶解し化学分析に供し組成を求めた。
【００６７】
これらのＺｎめっき処理を施した鋼板からJIS５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、引張り歪み２０％を与えた後に６０°曲げ−曲げ戻し試験による高加工後のめっき密着性を評価した。めっきの密着性は曲げ−曲げ戻し後にビニールテープを曲げ部分に付着させ、再びはがすことで、単位長さあたりの剥離率を測定して比較評価した。製造条件を表３に示す。
【００６８】
表２に示すように、本発明鋼のＤ１〜Ｄ１２（Ｎｏ．１、２、５、１２、１３、２０、２２〜２４、３２、３６、３９、４２）は、まず不めっきがなく、強度・伸びバランスに優れるうえ、２０％加工後の曲げ-曲げ戻しを行ってもめっき剥離率が１％以下と低い。また、めっき層中の成分に第４元素（表2中の「めっき層中の他の元素」）が添加されている場合には、式（Ｉ）の値が比較的低い場合においても良好なめっき性を示すことがわかる。
【００６９】
一方、比較鋼であるＣ１〜Ｃ５（Ｎｏ．４４〜４８）では、試料作成時の熱延において、割れが多発し、製造性が劣悪であった。得られた熱延板は研削して割れを取り除いた後、冷延焼鈍して材質試験に用いたが、高加工後のめっき密着性については劣悪であるかまたは２０％の加工を加えることができないもの（Ｃ２およびＣ４）もあった。
【００７０】
また、（Ｉ）式を満たさないＮｏ．３、２１、４６、４８はめっきの濡れ性が劣化したり、高加工後のめっき密着性については劣悪である。また鋼板のミクロ組織の規定を満たさない場合にも高加工後のめっき密着性については劣悪である。
【００７１】
また、Ｎｏ．３は、２次冷却速度が遅いため、マルテンサイト及びオーステナイトが生成せずにパーライトが生成し、高加工後のめっき密着性については劣悪である。
【００７２】
【表１】
【００７３】
【表２】
【００７４】
【表３】
【００７５】
【表４】
【００７６】
【発明の効果】
本発明により、不めっきや高加工時のめっき密着性を改善した延性の優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板を得ることができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融Ｚｎめっきは鋼板の防食を目的として施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用されている。その製造法としては、連続ラインに於いて、脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱してＦｅ−Ｚｎ合金相を生成させた後に冷却、というゼンジマー法があり、鋼板の処理に多用されている。
【０００３】
めっき前の焼鈍については、脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちにＨ2 及びＮ2 を含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行われる場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行われている。
【０００４】
これらのめっき処理で用いられるめっき浴中には溶融Ｚｎの脱酸のために少量のＡｌが添加されている。ゼンジマー法においてＺｎめっき浴は質量％で０．１％程度のＡｌを含有している。この浴中のＡｌはＦｅとの親和力がＦｅ−Ｚｎよりも強いため、鋼をめっき浴に浸漬した際、鋼表面にＦｅ−Ａｌ合金相すなわちＡｌの濃化層が生成し、Ｆｅ−Ｚｎの反応を抑制することが知られている。Ａｌの濃化層が存在するために、得られためっき層中のＡｌ含有率は通常、めっき浴中のＡｌ含有率より高くなる。
【０００５】
近年、特に自動車車体において燃費向上を目的とした車体軽量化の観点から、延性の高い高強度鋼板の需要が高まりつつある。一方、高強度鋼板には種々の合金が添加されているうえ、組織制御による高強度化と高延性化を両立させる観点から熱処理方法にも大きな制約がある。
【０００６】
しかし、めっきの観点からすると鋼中の合金成分、中でもＳｉやＡｌの含有量が高くなったり、熱処理条件に大きな制約があったりすると、通常のＡｌを含有しためっき浴を用いたのでは，めっき濡れ性が大きく低下し、不めっきが発生するため外観品質が悪化したり、めっきが塗付できたとしても、高延性であるがゆえに高加工した場合の密着性が劣化してしまう。
【０００７】
この問題を解決する手段として、特開平３−２８３５９号公報、特開平３−６４４３７号公報等に見られるように、特定のめっきを付与することでめっき性の改善を行っているが、この方法では、溶融めっきライン焼鈍炉前段に新たにめっき設備を設けるか、もしくは、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を行わなければならず、大幅なコストアップとなるという問題点がある。
【０００８】
また、高強度鋼板のめっき製造性改善を目的として、特開平５−２３０６０８号公報によりＺｎ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系めっき層を有する溶融Ｚｎめっき鋼板が開示されている。しかし、この発明は特に製造性には十分な考慮が払われているが、高強度かつ高延性材での高加工時のめっき密着性については配慮された発明ではない。
【０００９】
また、衝突エネルギー吸収能を高めることを目的として、特開平１１−１８９８３９号公報にフェライトを主相とし，その平均粒径が1０μm以下であり、第２相として体積分率で３〜５０％のオーステナイトまたは３〜３０％のマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径が５μｍ以下であり、選択的にベイナイトを含有する鋼板が開示されている。しかし、この発明はめっき濡れ性を考慮するものではなく、高強度化に伴う薄肉化に耐食性の点で対応しうる発明ではない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記課題を解決し、不めっきや高加工時のめっき密着性を改善した延性の優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、まずめっき層に特定の元素を適正濃度含有させることで、高強度鋼板の溶融Ｚｎめっき濡れ性が向上することを見いだした。また、この効果は、めっき層中Ａｌ濃度を低減することで強められること、さらに、鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２.５×（Ａ−Ｂ）≧０
を満たす鋼およびめっき組成とすることにより、極めて良好なめっきが合金元素を比較的多量に含む高強度鋼板についても得られることを見いだした。さらに、合金元素を選択・適量添加することに加えて鋼板のミクロ組織を規定することで熱処理条件を緩和しても延性の高い鋼板の製造が可能であることを見出した。
【００１２】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．３１〜４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる冷延鋼板の表面に、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｍｎ：０．００１〜２％、
を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有する溶融Ｚｎめっき冷延鋼板であって、
鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（Ｉ）式を満たし、前記冷延鋼板のミクロ組織が、体積分率で７０〜９７％のフェライトを主相としその平均粒径が２０μm以下であり、第２相として体積分率で３〜３０％のオーステナイト及び／またはマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径が１０μm以下であり、該第２相の平均粒径が前記フェライトの平均粒径の０．０１〜０．７倍であることを特徴とする高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２.５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（Ｉ）
（２） さらにめっき層中に Ｆｅ：５〜２０％を含有することを特徴とする（１）記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（３） さらにめっき層中に、質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．１％
Ｍｇ：０．００１〜３％
Ｓｉ：０．００１〜０．1％
Ｍｏ：０．００１〜０．１％
Ｗ：０．００１〜０．１％
Ｚｒ：０．００１〜０．１％
Ｃｓ：０．００１〜０．１％、
Ｒｂ：０．００１〜０．１％、
Ｋ：０．００１〜０．１％、
Ａｇ：０．００１〜５％、
Ｎａ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｄ：０．００１〜３％、
Ｃｕ：０．００１〜３％、
Ｎｉ：０．００１〜０．５％、
Ｃｏ：０．００１〜１％、
Ｌａ：０．００１〜０．１％、
Ｔｌ：０．００１〜８％、
Ｎｄ：０．００１〜０．１％、
Ｙ：０．００１〜０．１％、
Ｉｎ：０．００１〜５％、
Ｂｅ：０．００１〜０．１％、
Ｃｒ：０．００１〜０．０５％、
Ｐｂ：０．００１〜１％、
Ｈｆ：０．００１〜０．１％、
Ｔｃ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｇｅ：０．００１〜５％、
Ｔａ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｂ：０．００１〜０．１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（４） 鋼板のミクロ組織が、体積分率で５０〜９５％のフェライトを主相としその平均粒径が２０μｍ以下であり、第２相として体積分率で３〜３０％のオーステナイト及び／またはマルテンサイトを含有し、それらの平均粒径が１０μｍ以下であり、さらに体積分率で２〜４７％のベイナイトからなることを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（５） 鋼が、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．００１〜５％、
を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（６） 鋼が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜２５％、
Ｎｉ：０．００１〜１０％、
Ｃｕ：０．００１〜５％、
Ｃｏ：０．００１〜５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（７） 鋼が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（８） 鋼が、さらに質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０％含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
（９） 鋼が、さらに質量％で、Ｗ：０．００１〜５％を含有することを特徴とする（１）〜（８）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（１０） 鋼が、さらに質量％で、
Ｐ：０．０００１〜０．１％
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
を含有することを特徴とする（１）〜（９）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延工性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（１１） 鋼が、質量％で、Ｙ、希土類元素（Ｒｅｍ）の１種以上を０．０００１〜０．１％含有することを特徴とする（１）〜（１０）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（１２） 鋼のＳｉ量が０．００１〜２．５％であることを特徴とする（１）〜（１１）のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
（１３） （１）〜（１２）のいずれか１項に記載の高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板の製造方法であって、（１）〜（１２）の何れか１項に記載の鋼成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後、０．１×（Ａｃ３〜Ａｃ１）＋Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、０．１〜１℃／秒の冷却速度で６５０〜７００℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度〜めっき浴温度＋１００（℃）にまで冷却した後、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で後続のめっき浸漬時間を含めて１秒〜３０００秒保持し、Ｚｎめっき浴に浸漬して、その後室温まで冷却することを特徴とする高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板の製造方法。
（１４） Ｚｎめっき浴に浸漬した後、更に３００〜５５０℃で合金化処理を施し、その後室温まで冷却することを特徴とする（１３）記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
なお、本明細書中、鋼やめっき層のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなど各化学組成成分の含有量について特に断りなく単に「％」と表示している場合は、「質量％」を意味する。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１５】
本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板を０．１×（Ａｃ3〜Ａｃ1）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋５０（℃）以下で１０秒〜３０分焼鈍し、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７００℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度（４５０〜４７０℃）〜めっき浴温度＋１００（℃）にまで冷却した後，４５０〜４７０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬を行い、さらに５００〜５５０℃で１０〜６０秒加熱を行った。その後、めっき鋼板表面の不めっき部面積を測定することでめっき性を、引張り試験にて機械的性質をそれぞれ評価した。さらに、めっき密着性を評価するため、２０％の引張り歪みを与えた後６０°曲げ−曲げ戻し加工を施した後、ビニールテープを曲げ加工部に密着させはがし、めっきの剥離面積を画像解析量により定量化することで評価した。このような試験の結果から、鋼中Ｓｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼中Ｍｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼中Ａｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層中Ａｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層中Ｍｎ含有率：Ｂ（質量％）として、整理したところ、下記（Ｉ）式を満たす組成で、不めっきがなくかつ引張り・曲げ加工後のめっきの鋼板との密着性が良好な高強度溶融めっき鋼板が得られることを見出し本発明を完成させた。
【００１６】
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２.５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（Ｉ）
（Ｉ）式はめっき濡れ性に及ぼす鋼板およびめっき成分の影響を整理した重回帰分析により新たに見出した式である。
【００１７】
不めっきの発生が抑制される理由の詳細については不明であるが、めっき浴中に添加されたＡｌと鋼板表面に生成したＳｉＯ2 との濡れ性が悪いため不めっきが発生すると考えられる。すなわち、Ｚｎ浴に添加したＡｌの悪影響を除去する元素を添加することで不めっきの発生を抑制することが可能となる。本発明者らが鋭意検討した結果、めっき浴中にＭｎを適正な濃度範囲で添加することで表記目的を達成出来ることが判明した。ＭｎはＺｎ浴中に添加しているＡｌより優先的に酸化皮膜を形成し、鋼板表面に生成しているＳｉ系の酸化皮膜との反応性を高めるものと推定される。
【００１８】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
【００１９】
めっき層中Ａｌ量を０．００１〜０．５％の範囲としたのは、０．００１％未満では、ドロス発生が顕著で良好な外観が得られないこと、０．５％を超えてＡｌを添加すると合金化反応を著しく抑制してしまい、合金化溶融Ｚｎめっき層を形成することが困難となるためである。
【００２０】
めっき層中Ｍｎ量を０．００１〜２％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが発生せず、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｍｎ量が上限の２％を超えるとめっき浴中にてＭｎ−Ｚｎ化合物が析出し、めっき層中に取り込まれることで外観が著しく低下する。
【００２１】
また、特にスポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、合金化処理によってこれらの特性を高める事ができる。前記（１４）に係る発明に記載の合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき鋼板を得ることができる。合金化処理後のＦｅ量が５％未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が２０％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は５〜２０％とする。
【００２２】
前述のとおり、不めっきの発生が抑制される理由の詳細については不明であるが、めっき浴中に添加されたＡｌと鋼板表面に生成したＳｉＯ2 との濡れ性が悪いため不めっきが発生すると考えられる。すなわち、Ｚｎ浴に添加したＡｌの悪影響を除去する元素を添加することで不めっきの発生を抑制することが可能となる。本発明者らが鋭意検討した結果、上述したとおりＭｎを適正な濃度範囲で添加することで表記目的を達成出来る。ＭｎはＺｎ浴中に添加しているＡｌより優先的に酸化皮膜を形成し、鋼板表面に生成しているＳｉ系の酸化皮膜との反応性を高めるものと推定される。
【００２３】
さらにめっき層中にＣａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｋ、Ａｇ、Ｎａ、Ｃｄ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｔａ、Ｖ、Ｂの１種または２種以上を下記に説明する範囲内で含有することで、不めっきが抑制されることを見出した。
【００２４】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2 以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
【００２５】
めっき層中Ｃａ量を０．００１〜０．１%、Ｍｇ量を０．００１〜３%、Ｓｉ量を０．００１〜０．１質量％、Ｍｏ量を０．００１〜０．１質量％、Ｗ量を０．００１〜０．１質量％、Ｚｒ量を０．００１〜０．１質量％、Ｃｓ量を０．００１〜０．１質量％、Ｒｂ量を０．００１〜０．１質量％、Ｋ量を０．００１〜０．１質量％、Ａｇ量を０．００１〜５質量％、Ｎａ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｃｄ量を０．００１〜３質量％、Ｃｕ量を０．００１〜３質量％、Ｎｉ量を０．００１〜０．５質量％、Ｃｏ量を０．００１〜１質量％、Ｌａ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｌ量を０．００１〜８質量％、Ｎｄ量を０．００１〜０．１質量％、Ｙ量を０．００１〜０．１質量％、Ｉｎ量を０．００１〜５質量％、Ｂｅ量を０．００１〜０．１質量％、Ｃｒ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｐｂ量を０．００１〜１質量％、Ｈｆ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｃ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｉ量を０．００１〜０．１質量％、Ｇｅ量を０．００１〜５質量％、Ｔａ量を０．００１〜０．１質量％Ｖ量を０．００１〜０．２質量％、Ｂ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内としたのは、それぞれこの範囲において不めっきが抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。各元素の含有量が上限を越えるとそれぞれの元素を含有するドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。
【００２６】
次に、本発明における鋼板成分の限定理由について述べる。
【００２７】
Ｃは、良好な強度延性バランスを確保するための第２相の体積分率を十分確保する目的で添加する元素である。特に第２相がオーステナイトである場合には、体積分率のみならずその安定性向上にも寄与して延性を大きく向上させる。強度および各第２相の体積分率を確保するために下限を０．０００１％とし、溶接性を保持可能な上限として０．３％とした。
【００２８】
Ｓｉは、主相であるフェライト生成を促進させることおよび強度延性バランスを劣化させる炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であり、その下限を０．０１％とした。また、過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性に悪影響を及ぼすため、上限を２．５％とした。また、特に強度よりも外観が問題となる場合には、製造操業上問題とならない０．００１％まで低減させてもよいこととした。
【００２９】
Ｍｎは、めっき濡れ性および密着性の制御に加えて、高強度化と延性劣化の１つの原因である炭化物析出やパーライト生成を抑制する目的で添加し、０．０１％以上とした。一方では、第２相がオーステナイトの場合に延性向上に寄与するベイナイト変態を遅滞させることや溶接性を劣化させることから３％を上限とした。
【００３０】
Ａｌは、めっき濡れ性および密着性の制御に加えて、延性向上特に第２相がオーステナイトの場合に延性向上に寄与するベイナイト変態を促進させる効果があり、強度延性バランスを向上させる。このため、０．００１％以上の添加とした。一方過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため４％を上限とした。なお、Ａｌ量の下限は、本発明の実施例の表１の鋼種Ｄ６の０．３１％に基づき、０．３１％以上とした。
【００３１】
Ｍｏは、強度延性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する目的で添加できる元素であり、緩和した熱処理条件下において良好な強度延性バランスを得るために重要な添加元素である。その下限は０．００１％が望ましい。また、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限は５％が望ましい。
【００３２】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏの１種または２種以上を含有できる。
【００３３】
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制の目的から添加する元素で、０．００１％以上とし、２５％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とすることが好ましい。
【００３４】
Ｎｉは、めっき性向上および強化目的で０．００１％以上とし、１０％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とすることが好ましい。
【００３５】
Ｃｕは、強化目的で０．００１％以上の添加とし、５％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼす傾向があるため、下限は０．００１％、上限は５％が好ましい。
【００３６】
Ｃｏは、めっき性制御、ベイナイト変態制御による強度延性バランスの向上のため、０．００１％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、５％以下にすることが望ましい。
【００３７】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ｖの１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化のは極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を０．００１％以上添加することが好ましい。一方で、延性劣化やオーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計添加量の上限としては１％が好ましい。
【００３８】
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に０．０００１％以上の添加で有効ではあるが、その添加量が０．１％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限は０．１％とすることが好ましい。
【００３９】
強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺｒ，Ｈｆ，Ｔａの１種または２種以上を含有できる。
【００４０】
これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化やオーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計添加量の上限として１．０質量％とした。
【００４１】
Ｗ量を０．００１〜５質量％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４２】
Ｐ量を０．０００１〜０．０５質量％の範囲としたのは、０．０００１質量％以上で強化効果が現れることや極低化は経済的にも不利であることからこれを下限とした。また、０．１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００４３】
Ｓ量を０．０００１〜０．０１質量％の範囲としたのは、極低化は経済的にも不利であることから、０．０００１質量％を下限とし、また、０．１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００４４】
Y、希土類元素（REM）量を０．０００１〜０．１質量％の範囲としたのは、０．０００１質量％以上で濡れ性を改善でき、また、０．１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００４５】
その他の不可避的不純物として、Ｓｎなどがあるが、Ｓｎ≦０．０１％以下の範囲であることが好ましい。
【００４６】
次に、基材鋼板のミクロ組織について述べる。延性を十分に確保するためには主相をフェライトとするのが必要である。しかし、さらに高強度化を指向する場合にはベイナイトを体積分率で２％以上含んでも良いが、延性を確保する観点からベイナイトを含まない場合はフェライトを体積分率で７０％以上，ベイナイトを含む場合は体積分率で５０％以上含むこととした。
【００４７】
フェライトの体積分率の増加は延性を高めるが強度低下に結びつくため、上限はベイナイトを含有しない場合は体積分率で９７％，ベイナイトを含有する場合は体積分率で９５％とする。また、高強度と高延性を両立させるため、オーステナイト及び／又はマルテンサイトを含む複合組織とする。高強度と高延性のために、オーステナイト及び／又はマルテンサイトは、体積分率で合計３％以上とした。体積分率が合計３０％を超えると脆化傾向を示すため、これを上限とした。
【００４８】
めっき性を確保し得る熱処理条件での製造性や高加工時のめっきの密着性を保つためと、鋼板自体の延性を十分に確保するために、フェライトの平均粒径を２０μm以下とし、第２相であるオーステナイト及び／又はマルテンサイトの平均粒径を１０μm以下と規定する。
【００４９】
さらに、めっき密着性と延性のバランスを良好にするためには、第２相をオーステナイト及び／又はマルテンサイトとし、主相であるフェライトの平均粒径に対して０．７以下の比率を確保することが望ましい。一方、第２相であるオーステナイト及び／又はマルテンサイトの平均粒径はフェライトの平均粒径の０．０１倍未満とすることは実製造上困難であるため、０．０１倍以上であることが好ましい。
【００５０】
ベイナイトを含む場合における体積分率等について説明すると次のとおりである。ベイナイトは体積分率で２％以上含有することにより高強度化に役立つ上、オーステナイトと共存するとオーステナイトの安定化に寄与して結果として高ｎ値化に役立つ。また、この相は基本的に微細であり、高加工時のめっき密着性にも寄与する。特に第２相がオーステナイトの場合には、ベイナイトの体積分率を２％以上とすると、さらにめっき密着性と延性のバランスが向上する。一方で、過多に生成すると延性低下を招く事からベイナイトは体積分率で４７％以下とする。
【００５１】
上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２種以上を含有する場合も本発明の鋼板の範疇であるが、これらの１種又は２種以上は体積分率で１％以下であることが好ましい。なお、上記ミクロ組織の、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および平均粒径(平均円相当径)と占積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向と直角な断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察により定量化が可能である。
【００５２】
平均粒径は、上記の方法により２０視野観察以上した結果に基づいて、ＪＩＳにより求めた値と定義する。
【００５３】
このような組織を有する高強度溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法について以下に説明する。
【００５４】
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、前記（１）〜（１２）に係る発明の鋼板成分と同一の成分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行い、その後酸洗し、冷延後焼鈍することで最終製品とする。スラブの冷却条件は特に限定することなく、本発明の効果を得ることができる。再加熱温度は熱延完了温度を確保するため、Ａｒ３変態温度以上で行うのが好ましい。この時、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ３変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ３変態温度から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性を劣化を避けることができる。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化を避けることができる。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば最終的な鋼板の特性を劣化を避けることができる。
【００５５】
冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ1 及びＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中にオーステナイトまたはマルテンサイトを残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とした。また、焼鈍温度がＡｃ3 ＋５０（℃）を超えても何ら鋼板の特性を改善することができず製造コストの上昇を招くために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋５０（℃）とした。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化に加えて、主相および第２相の粒径を制御する目的とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。鋼板成分にも依存するが、この温度域で３分〜１０分保持することがフェライトおよび第２相の粒径を２０μｍおよび１０μｍ以下とし、粒径の比を０．０１〜０．７とするためには望ましい。しかし、３０分超では、鋼板成分によっては粒の粗大化を招く。また、コストの上昇を招くのでこれを上限とした。
【００５６】
その後の一次冷却はオーステナイトからフェライトへの変態を促して、未変態のオーステナイト中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはかるのに重要である。また、生成するフェライトの粒径を制御する目的からも、ここでの冷却速度を制御する必要があり、この冷却速度が０．１℃／秒未満にすることは粗大化してしまうことに加え、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じるために、この冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０℃／秒超の場合にはフェライト変態が十分に起こらず、最終的な鋼板中のオーステナイト確保が困難となったり、マルテンサイトなどの硬質相が多量になってしまうため、これを上限とした。なお、一次冷却の冷却速度の上限は、実施例の表４のＮｏ．１等の１次冷却速度１℃／秒に基づいて１℃／秒とした。
【００５７】
この一次冷却が６５０℃未満まで行われると、冷却中にパーライトが生成し、オーステナイト安定化元素であるＣを浪費し、最終的に十分な量のオーステナイトが得られないために、これを下限とした。しかしながら、冷却が７００℃超までしか行われなかった場合にはフェライト変態の進行が十分ではないのでこれを上限とした。
【００５８】
引き続き行われる二次冷却の急速冷却は、冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起こらないような冷却速度として最低１℃／秒以上が必要となる。但しこの冷却速度を１００℃／秒超にすることは設備能力上困難であることから、１〜１００℃／秒を冷却速度の範囲とした。
【００５９】
この二次冷却の冷却停止温度がＺｎめっき浴温度よりも低いと操業上問題となり、めっき浴温度＋１００（℃）を超えると炭化物析出が短時間で生じるため得られるオーステナイトやマルテンサイトの量が確保できなくなる。このため、２次冷却の停止温度をＺｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）とした。その後、操業上の通板の安定性確保やできるだけベイナイトの生成を促進すること、さらにはめっきの濡れ性を十分確保する目的から、この温度域で、後続のめっき浸漬時間も合わせて１秒以上保持することが望ましい。またこの保持時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから合金化処理を含まずに３０００秒以内とすることが望ましい。めっき浴温度は、一般に鋼板等のＺｎめっき処理で行われる温度でよく、好ましくは、４５０〜４７０℃程度である。
【００６０】
鋼板中に残留しているオーステナイトは、その一部をベイナイトへ変態させオーステナイト中の炭素濃度を更に高めることにより、室温で安定にすることができる。合金化処理を併せてベイナイト変態を促進するためには、３００〜５５０℃の温度域に１５秒から２０分保持することが望ましい。３００℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、５５０℃を超えると炭化物が生じて十分なオーステナイトを残すことが困難となるため、合金化処理温度の下限は３００℃、上限は５５０℃が好適である。
【００６１】
マルテンサイトを生成させるには、オーステナイトの場合とは異なりベイナイト変態を生じさせる必要がない。一方では、炭化物やパーライトの生成はオーステナイトと同様、抑制する必要があるため、２次冷却後の十分な合金化処理を行うため４００℃〜５５０℃の温度域で合金化処理することが好ましい。
【００６２】
【実施例】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
【００６３】
表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とした。
【００６４】
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求めた。
【００６５】
Ａｃ１ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％、
Ａｃ３ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）１／２＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋４００×Ａｌ％、
これらのＡｃ１およびＡｃ３変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ２−Ｎ２雰囲気中で昇温・保定したのち、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６８０℃まで冷却し、引き続いて１〜２０℃／秒の冷却速度でめっき浴温度にまで冷却し、浴組成を種々変化させた４６０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬することでめっきを行った。
【００６６】
また、一部の鋼板については、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理として、Ｚｎめっき後の鋼板を３００〜５５０℃の温度域で１５秒〜２０分保持し、めっき層中のＦｅ含有率が５〜２０質量％となるよう調節した。めっき表面外観のドロス巻き込み状況の目視観察および不めっき部面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっきはめっき層をインヒビターを含有した５％塩酸溶液で溶解し化学分析に供し組成を求めた。
【００６７】
これらのＺｎめっき処理を施した鋼板からJIS５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、引張り歪み２０％を与えた後に６０°曲げ−曲げ戻し試験による高加工後のめっき密着性を評価した。めっきの密着性は曲げ−曲げ戻し後にビニールテープを曲げ部分に付着させ、再びはがすことで、単位長さあたりの剥離率を測定して比較評価した。製造条件を表３に示す。
【００６８】
表２に示すように、本発明鋼のＤ１〜Ｄ１２（Ｎｏ．１、２、５、１２、１３、２０、２２〜２４、３２、３６、３９、４２）は、まず不めっきがなく、強度・伸びバランスに優れるうえ、２０％加工後の曲げ-曲げ戻しを行ってもめっき剥離率が１％以下と低い。また、めっき層中の成分に第４元素（表2中の「めっき層中の他の元素」）が添加されている場合には、式（Ｉ）の値が比較的低い場合においても良好なめっき性を示すことがわかる。
【００６９】
一方、比較鋼であるＣ１〜Ｃ５（Ｎｏ．４４〜４８）では、試料作成時の熱延において、割れが多発し、製造性が劣悪であった。得られた熱延板は研削して割れを取り除いた後、冷延焼鈍して材質試験に用いたが、高加工後のめっき密着性については劣悪であるかまたは２０％の加工を加えることができないもの（Ｃ２およびＣ４）もあった。
【００７０】
また、（Ｉ）式を満たさないＮｏ．３、２１、４６、４８はめっきの濡れ性が劣化したり、高加工後のめっき密着性については劣悪である。また鋼板のミクロ組織の規定を満たさない場合にも高加工後のめっき密着性については劣悪である。
【００７１】
また、Ｎｏ．３は、２次冷却速度が遅いため、マルテンサイト及びオーステナイトが生成せずにパーライトが生成し、高加工後のめっき密着性については劣悪である。
【００７２】
【表１】
【００７３】
【表２】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
本発明により、不めっきや高加工時のめっき密着性を改善した延性の優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板を得ることができる。
Claims (14)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．３１〜４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる冷延鋼板の表面に、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｍｎ：０．００１〜２％、
を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有する溶融Ｚｎめっき冷延鋼板であって、
鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（Ｉ）式を満たし、前記冷延鋼板のミクロ組織が、体積分率で７０〜９７％のフェライトを主相としその平均粒径が２０μm以下であり、第２相として体積分率で３〜３０％のオーステナイト及び／またはマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径が１０μm以下であり、該第２相の平均粒径が前記フェライトの平均粒径の０．０１〜０．７倍であることを特徴とする高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２.５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（Ｉ） - さらにめっき層中に質量％で、Ｆｅ：５〜２０％を含有することを特徴とする請求項１記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
- さらにめっき層中に質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．１％、
Ｍｇ：０．００１〜３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．１％、
Ｍｏ：０．００１〜０．１％、
Ｗ：０．００１〜０．１％、
Ｚｒ：０．００１〜０．１％、
Ｃｓ：０．００１〜０．１％、
Ｒｂ：０．００１〜０．１％、
Ｋ：０．００１〜０．１％、
Ａｇ：０．００１〜５％、
Ｎａ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｄ：０．００１〜３％、
Ｃｕ：０．００１〜３％、
Ｎｉ：０．００１〜０．５％、
Ｃｏ：０．００１〜１％、
Ｌａ：０．００１〜０．１％、
Ｔｌ：０．００１〜８％、
Ｎｄ：０．００１〜０．１％、
Ｙ：０．００１〜０．１％、
Ｉｎ：０．００１〜５％、
Ｂｅ：０．００１〜０．１％、
Ｃｒ：０．００１〜０．０５％、
Ｐｂ：０．００１〜１％、
Ｈｆ：０．００１〜０．１％、
Ｔｃ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｇｅ：０．００１〜５％、
Ｔａ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｂ：０．００１〜０．１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。 - 冷延鋼板のミクロ組織が、体積分率で５０〜９５％のフェライトを主相としその平均粒径が２０μm以下であり、第２相として体積分率で３〜３０％のオーステナイト及び／またはマルテンサイトを含有し、それらの平均粒径が１０μm以下であり、さらに体積分率で２〜４７％のベイナイトからなることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
- 鋼が、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．００１〜５％、
を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。 - 鋼が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜２５％、
Ｎｉ：０．００１〜１０％、
Ｃｕ：０．００１〜５％、
Ｃｏ：０．００１〜５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。 - 鋼が、さらに質量％で、
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％
含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。 - 鋼が、さらに質量％で、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０％
含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。 - 鋼が、さらに質量％で、Ｗ：０．００１〜５％を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
- 鋼が、さらに質量％で、
Ｐ：０．０００１〜０．１％
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
を含有することを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。 - 鋼が、さらに質量％で、
Y、希土類元素（Ｒｅｍ）の１種以上を０．０００１〜０．１％
を含有することを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。 - 鋼のＳｉ量が０．００１〜２．５％であることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板。
- 請求項１〜１２のいずれか１項に記載の高強度Ｚｎ亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法であって、請求項１〜１２の何れか１項に記載の鋼成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後、０．１×（Ａｃ３〜Ａｃ１）＋Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、０．１〜１℃／秒の冷却速度で６５０〜７００℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度〜めっき浴温度＋１００（℃）にまで冷却した後、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で後続のめっき浸漬時間を含めて１秒〜３０００秒保持し、Ｚｎめっき浴に浸漬して、その後室温まで冷却することを特徴とする高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板の製造方法。
- Ｚｎめっき浴に浸漬した後、更に３００〜５５０℃で合金化処理を施し、その後室温まで冷却することを特徴とする請求項１３記載の高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき冷延鋼板の製造方法。
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