JP4148257B2 - 歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
この発明は、自動車の構造部材、足周り部材等の使途に好適な溶融亜鉛めっき鋼板に係り、とくに加工性が良好で、かつ焼付け塗装処理により降伏強さ、引張強さがともに増加し部材強度を高めることができる、歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
なお、この発明でいう溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板も含むものとする。
なお、この発明でいう溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板も含むものとする。
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いわれており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。また、耐食性が要求される自動車の部材用（構造部材、足周り部材等）として、高強度溶融亜鉛めっき鋼板が強く要望されている。
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いわれており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。また、耐食性が要求される自動車の部材用（構造部材、足周り部材等）として、高強度溶融亜鉛めっき鋼板が強く要望されている。
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加工されるため、自動車部材用溶融亜鉛めっき鋼板にも優れたプレス成形性が要求される。しかし、鋼板の高強度化は、 一般に、プレス成形性を劣化させるという問題がある。
このような問題に対し、プレス形成時には加工がし易く、塗装時の焼付によって、強度が増加する、いわゆる歪時効硬化を利用した、高強度の溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
このような問題に対し、プレス形成時には加工がし易く、塗装時の焼付によって、強度が増加する、いわゆる歪時効硬化を利用した、高強度の溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
例えば、特許文献１、特許文献２には、Ｃ：0.01〜0.08％、Si：0.005 〜 1.0％、Mn：0.01〜 3.0％、Al：0.001 〜 0.1％、Ｎ：0.0002〜0.01％を含み、さらにＷ、Cr、Moの１種または２種以上を合計0.05〜 3.0％含有し、組織がフェライトあるいはフェライトを主体とする、成形後強度上昇熱処理能を有する合金溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献１、特許文献２に記載された溶融亜鉛めっき鋼板では、成形後強度上昇のために、従来の塗装焼付け処理温度（ 170℃程度）よりも高い 200〜 450℃という温度で塗装焼付け処理を行う必要がある。このため、高温に加熱するという経済的不利に加えて、従来の工程とは別工程とする必要があるなどの問題点があった。
しかしながら、特許文献１、特許文献２に記載された溶融亜鉛めっき鋼板では、成形後強度上昇のために、従来の塗装焼付け処理温度（ 170℃程度）よりも高い 200〜 450℃という温度で塗装焼付け処理を行う必要がある。このため、高温に加熱するという経済的不利に加えて、従来の工程とは別工程とする必要があるなどの問題点があった。
また、特許文献３には、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜 3.0％、Mo：0.05〜 1.0％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.005 〜0.02％を含みかつＮ／Al：0.3 以上であり、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかしながら、自動車部品として、所望の高い部材強度を満足するためには更なる歪時効硬化量の増加が望まれていた。
特開平10−310824号公報
特開平10−310847号公報
特開2001−247946号公報
この発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、加工後の部材強度の大きな向上が可能で、自動車の構造部材用として好適な、歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。この発明が目的とする溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形時には優れた加工性を有し、成形−塗装焼付け処理後には高い降伏強さおよび引張強さを有する、歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
なお、本発明でいう、「歪時効硬化特性に優れた」高張力溶融亜鉛めっき鋼板とは、引張強さＴＳが490MPa以上、強度−伸びバランスＴＳ×Elが17000 MPa ％以上を有し、８％の引張予歪を付与したのち、170 ℃× 20minの塗装焼付け処理を施す歪時効硬化処理において、塗装焼付け処理前後の引張強さの差、ΔＴＳ（歪時効硬化特性）が80MPa 以上を有する溶融亜鉛めっき鋼板をいうものとする。
本発明者らは、上記の課題を達成するために、歪時効硬化特性におよぼす各種要因について鋭意研究を行った。その結果、歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とするには、溶融亜鉛めっき処理前に、加熱温度とその後の冷却条件を適正に制御し、鋼板組織を、ポリゴナルフェライト相と、所定量の低温変態生成フェライト相とを含む複合組織とすることが有効であることを知見した。
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
0.08質量％Ｃ-0.3質量％Si-2.3質量％Mn-0.01 質量％Ｐ-0.002質量％Ｓ-0.015質量％Al-0.015質量％Ｎ系鋼（鋼Ａ）、0.05質量％Ｃ- 0.01質量％Si-1.3質量％Mn-0.01 質量％Ｐ-0.002質量％Ｓ-0.02 質量％Al-0.017質量％Ｎ-0.42 質量％Mo系鋼（鋼Ｂ）、0.1 質量％Ｃ-0.2質量％Si-1.7質量％Mn-0.01 質量％Ｐ-0.002質量％Ｓ-0.02 質量％Al-0.017質量％Ｎ-0.015質量％Nb系鋼（鋼Ｃ）、の３種の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法にてそれぞれ鋳片とした。これら鋳片を、1180℃に加熱したのち、粗圧延と、圧延終了温度を 850℃とする仕上げ圧延とにより熱延板（ 2.0mm厚）とした。なお、熱延板は、圧延終了後20℃／ｓ以上の冷却を施し、600 ℃で巻取りを行った。
0.08質量％Ｃ-0.3質量％Si-2.3質量％Mn-0.01 質量％Ｐ-0.002質量％Ｓ-0.015質量％Al-0.015質量％Ｎ系鋼（鋼Ａ）、0.05質量％Ｃ- 0.01質量％Si-1.3質量％Mn-0.01 質量％Ｐ-0.002質量％Ｓ-0.02 質量％Al-0.017質量％Ｎ-0.42 質量％Mo系鋼（鋼Ｂ）、0.1 質量％Ｃ-0.2質量％Si-1.7質量％Mn-0.01 質量％Ｐ-0.002質量％Ｓ-0.02 質量％Al-0.017質量％Ｎ-0.015質量％Nb系鋼（鋼Ｃ）、の３種の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法にてそれぞれ鋳片とした。これら鋳片を、1180℃に加熱したのち、粗圧延と、圧延終了温度を 850℃とする仕上げ圧延とにより熱延板（ 2.0mm厚）とした。なお、熱延板は、圧延終了後20℃／ｓ以上の冷却を施し、600 ℃で巻取りを行った。
得られた熱延板に酸洗処理を施したのち、引き続いて溶融亜鉛めっきラインにて、加熱処理として、 700℃〜 900℃の範囲で40ｓ加熱したのち、冷却速度：20℃／ｓで 500℃まで冷却する処理を施し、ついで、溶融亜鉛めっき浴に熱延板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで、520 ℃で25ｓの合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。なお、鋼Ａ、鋼Ｃについては、加熱処理の前に、連続焼鈍ラインにて 860℃で30ｓの加熱後冷却を行う前処理とその後に酸洗処理を施した。
なお、溶融亜鉛めっき処理の条件はつぎのとおりとした。
・板温度：475 ℃
・めっき浴：0.13％Al−Zn
・浴温：475 ℃
・浸漬時間：３ｓ
・目付け量：45ｇ／ｍ2 （片面当り）
得られた合金化溶融めっき鋼板から、圧延方向と直角な方向を長手方向としてJIS 13号Ｂ引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、めっき鋼板の引張特性（ＴＳ）を求めた。
・板温度：475 ℃
・めっき浴：0.13％Al−Zn
・浴温：475 ℃
・浸漬時間：３ｓ
・目付け量：45ｇ／ｍ2 （片面当り）
得られた合金化溶融めっき鋼板から、圧延方向と直角な方向を長手方向としてJIS 13号Ｂ引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、めっき鋼板の引張特性（ＴＳ）を求めた。
また、合金化溶融めっき鋼板から採取した引張試験片に、８％の引張予歪を加えたのち、一旦除荷し、170 ℃× 20minの熱処理を行う歪時効硬化処理を施した。ついで、これら歪時効硬化処理後の試験片について再度引張試験を行い、歪時効硬化処理後の引張特性（ＴＳHT）を求めた。そして、歪時効硬化処理による引張強さの増加量ΔＴＳを次式
ΔＴＳ＝ＴＳHT−ＴＳ
で算出した。なお、ＴＳはめっき鋼板の引張強さである。
ΔＴＳ＝ＴＳHT−ＴＳ
で算出した。なお、ＴＳはめっき鋼板の引張強さである。
得られたΔＴＳと加熱処理の加熱温度との関係を図１に示す。
図１から、加熱処理の加熱温度を鋼種ごとに特有な温度以上とした場合にはじめて、ΔＴＳ：80MPa 以上の大きな歪時効硬化が得られることがわかる。そして、本発明者らは、種々検討の結果、この鋼種ごとに特有な、ΔＴＳ：80MPa 以上の大きな歪時効硬化が得られる加熱処理の加熱温度Ｔは、次（１）式
Ｔ＝860-250 Ｃ-150Ｎ+45Si-30Mn+700Ｐ+400Al-15Ni-10Cr+30Mo+400Ti+80Nb……（１）
（ここで、Ｔ：加熱温度（℃）、Ｃ、Ｎ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Mo、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％））
で表わされることを見出した。なお、図１中のＴ（Ａ）、Ｔ（Ｂ）、Ｔ（Ｃ）は、それぞれ、鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｃの各元素含有量を用いて（１）式から計算される温度Ｔを表す。ここで、（１）式に含まれる元素のうち、その鋼中に含まれない元素は零として（１）式を計算するものとする。
図１から、加熱処理の加熱温度を鋼種ごとに特有な温度以上とした場合にはじめて、ΔＴＳ：80MPa 以上の大きな歪時効硬化が得られることがわかる。そして、本発明者らは、種々検討の結果、この鋼種ごとに特有な、ΔＴＳ：80MPa 以上の大きな歪時効硬化が得られる加熱処理の加熱温度Ｔは、次（１）式
Ｔ＝860-250 Ｃ-150Ｎ+45Si-30Mn+700Ｐ+400Al-15Ni-10Cr+30Mo+400Ti+80Nb……（１）
（ここで、Ｔ：加熱温度（℃）、Ｃ、Ｎ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Mo、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％））
で表わされることを見出した。なお、図１中のＴ（Ａ）、Ｔ（Ｂ）、Ｔ（Ｃ）は、それぞれ、鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｃの各元素含有量を用いて（１）式から計算される温度Ｔを表す。ここで、（１）式に含まれる元素のうち、その鋼中に含まれない元素は零として（１）式を計算するものとする。
また、本発明者らは、鋼Ａについて、加熱処理の前に行う前処理条件を760 ℃×30ｓとした場合についても同様に実験し、ΔＴＳと加熱処理の加熱温度との関係を求め、前処理条件を860 ℃×30ｓとした場合と比較し図２に示す。鋼Ａにおける温度Ｔ℃は 795℃であり、前処理条件が860 ℃の場合には、上記したように（１）式で定義される温度Ｔ℃以上の温度に加熱する加熱処理を施すことにより、ΔＴＳ：80MPa 以上の優れた歪時効硬化特性を具備するようになる。しかし、前処理条件が760 ℃×30ｓの場合には、加熱処理の加熱温度を 700℃〜 900℃の範囲で変化しても、ΔＴＳ：80MPa 以上の優れた歪時効硬化特性は得られていない。
図２の結果から、ΔＴＳ：80MPa 以上の優れた歪時効硬化特性を具備した鋼板とするためには、適正な前処理加熱温度があることがわかる。本発明者らは、このような知見に基づいて、さらに検討を進めた結果、前処理の加熱温度を、加熱処理の加熱温度と同様に、前記（１）式で定義される温度Ｔ℃以上とすることが好ましいことを見出した。
本発明は上記した知見に立脚し、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.04〜0.12％、Si：0.4 ％以下、Mn：1.0 〜 3.0％、Ｐ：0.05％以下、Al：0.001 〜 0.1％、Ｎ：0.005 〜0.02％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素材に、熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延を施して、鋼板としたのち、該鋼板に、加熱処理として、次（１）式
Ｔ＝ 860-250Ｃ-150Ｎ+45Si-30Mn+700Ｐ+400Al-15Ni-10Cr+30Mo+400Ti+80Nb…（１）
（ここで、Ｔ：温度（℃）、Ｃ、Ｎ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Mo、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％））
で定義される温度Ｔ以上の温度域の温度に加熱保持時間300 ｓ以下として加熱したのち、550 ℃までの平均冷却速度を５〜50℃／ｓとして冷却する処理を施し、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下およびNi：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記加熱処理の前に、前記（１）式で定義される温度Ｔ以上の温度域に加熱する前処理と、表面の成分濃化層を除去する酸洗処理とを順次施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記溶融亜鉛めっき処理後に、さらに合金化処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明は上記した知見に立脚し、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.04〜0.12％、Si：0.4 ％以下、Mn：1.0 〜 3.0％、Ｐ：0.05％以下、Al：0.001 〜 0.1％、Ｎ：0.005 〜0.02％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素材に、熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延を施して、鋼板としたのち、該鋼板に、加熱処理として、次（１）式
Ｔ＝ 860-250Ｃ-150Ｎ+45Si-30Mn+700Ｐ+400Al-15Ni-10Cr+30Mo+400Ti+80Nb…（１）
（ここで、Ｔ：温度（℃）、Ｃ、Ｎ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Mo、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％））
で定義される温度Ｔ以上の温度域の温度に加熱保持時間300 ｓ以下として加熱したのち、550 ℃までの平均冷却速度を５〜50℃／ｓとして冷却する処理を施し、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下およびNi：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記加熱処理の前に、前記（１）式で定義される温度Ｔ以上の温度域に加熱する前処理と、表面の成分濃化層を除去する酸洗処理とを順次施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記溶融亜鉛めっき処理後に、さらに合金化処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、特に自動車の構造部材用として好適な、歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.04〜0.12％
Ｃは、高い固溶強化能、あるいは高い組織強化能を有し、鋼を強化するうえで重要な元素である。また歪時効硬化にも有効に寄与する。このような効果は、0.04％以上の含有で認められるが、一方、0.12％を超える含有は、溶接性を劣化させる。このため、Ｃは0.04〜0.12％に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.10％である。
Ｃ：0.04〜0.12％
Ｃは、高い固溶強化能、あるいは高い組織強化能を有し、鋼を強化するうえで重要な元素である。また歪時効硬化にも有効に寄与する。このような効果は、0.04％以上の含有で認められるが、一方、0.12％を超える含有は、溶接性を劣化させる。このため、Ｃは0.04〜0.12％に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.10％である。
Si：0.4 ％以下
Siは、強度を増加させる元素であり、所望の強度に応じて含有することができるが、0.4 ％を超えて含有すると、歪時効硬化特性が低下する。このため、Siは 0.4％以下に限定した。なお、好ましくは、0.005 〜 0.4％である。
Mn：1.0 〜 3.0％
Mnは、Ｓと結合しMnS としてＳによる熱間脆化を防止するとともに、固溶強化あるいは変態強化により鋼を強化する元素である。本発明では、とくにMnは低温変態生成フェライト（ベイニティックフェライト）の生成に有効に寄与する。このような効果は、1.0 ％以上の含有で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有すると、加工性の劣化を招く。このため、Mnは 1.0〜 3.0％に限定した。なお、好ましくは 1.5〜 2.5％である。
Siは、強度を増加させる元素であり、所望の強度に応じて含有することができるが、0.4 ％を超えて含有すると、歪時効硬化特性が低下する。このため、Siは 0.4％以下に限定した。なお、好ましくは、0.005 〜 0.4％である。
Mn：1.0 〜 3.0％
Mnは、Ｓと結合しMnS としてＳによる熱間脆化を防止するとともに、固溶強化あるいは変態強化により鋼を強化する元素である。本発明では、とくにMnは低温変態生成フェライト（ベイニティックフェライト）の生成に有効に寄与する。このような効果は、1.0 ％以上の含有で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有すると、加工性の劣化を招く。このため、Mnは 1.0〜 3.0％に限定した。なお、好ましくは 1.5〜 2.5％である。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼を強化する元素であり、所望の強度に応じて含有量を調整することが好ましいが、0.05％を超えて含有すると、溶接性の劣化を招くとともに、めっき性を低下させる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお好ましくは0.005 ％〜0.03％である。
Al：0.001 〜 0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、0.001 ％未満の含有ではその効果に乏しく、一方、0.1 ％を超えて多量に含有しても、含有量に見合う効果が望めないばかりか、かえって表面性状を劣化させる。このため、Alは 0.001〜 0.1％に限定した。
Ｐは、鋼を強化する元素であり、所望の強度に応じて含有量を調整することが好ましいが、0.05％を超えて含有すると、溶接性の劣化を招くとともに、めっき性を低下させる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお好ましくは0.005 ％〜0.03％である。
Al：0.001 〜 0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、0.001 ％未満の含有ではその効果に乏しく、一方、0.1 ％を超えて多量に含有しても、含有量に見合う効果が望めないばかりか、かえって表面性状を劣化させる。このため、Alは 0.001〜 0.1％に限定した。
Ｎ：0.005 〜0.02％
Ｎは、歪時効硬化特性を向上させる元素であり、本発明では極めて重要な元素である。このような効果は 0.005％以上の含有で認められる。一方、0.02％を超えて含有すると、成形性の劣化を招く。このため、Ｎは0.005 〜0.02％に限定した。なお、好ましくは 0.008〜 0.018％である。
Ｎは、歪時効硬化特性を向上させる元素であり、本発明では極めて重要な元素である。このような効果は 0.005％以上の含有で認められる。一方、0.02％を超えて含有すると、成形性の劣化を招く。このため、Ｎは0.005 〜0.02％に限定した。なお、好ましくは 0.008〜 0.018％である。
本発明では、上記した基本組成に加えてさらに、Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下およびNi：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。
Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Mo、Niは、いずれも固溶強化により鋼を強化するとともに、組織強化により鋼を強化する元素であり、焼入れ性を向上させ、歪時効硬化特性の向上に有効な低温変態生成フェライト相を生成し易くする作用を有し、本発明では必要に応じ含有できる。このような効果は、Cr、Mo、Niをそれぞれ 0.1％以上の含有で顕著となるが、それぞれ 1.0％を超えて含有すると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。このため、Cr、Mo、Niはそれぞれ 1.0％以下に限定することが好ましい。
Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Mo、Niは、いずれも固溶強化により鋼を強化するとともに、組織強化により鋼を強化する元素であり、焼入れ性を向上させ、歪時効硬化特性の向上に有効な低温変態生成フェライト相を生成し易くする作用を有し、本発明では必要に応じ含有できる。このような効果は、Cr、Mo、Niをそれぞれ 0.1％以上の含有で顕著となるが、それぞれ 1.0％を超えて含有すると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。このため、Cr、Mo、Niはそれぞれ 1.0％以下に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｓ：0.0050％以下が許容できる。
上記した組成に調整した溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で鋼素材とすることが好ましい。この鋼素材を、高温のまま、あるいは室温まで冷却することなく加熱炉に装入し、あるいは室温まで冷却したのち再加熱炉に装入したのち、熱間圧延を施して熱延板とするか、あるいはさらに熱延板に酸洗を施したのち冷間圧延を施して冷延板とすることが好ましい。本発明では、熱間圧延条件、あるいはさらに冷間圧延条件はとくに限定する必要はなく、所定の寸法形状とすることができる通常公知の条件でよい。
上記した組成に調整した溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で鋼素材とすることが好ましい。この鋼素材を、高温のまま、あるいは室温まで冷却することなく加熱炉に装入し、あるいは室温まで冷却したのち再加熱炉に装入したのち、熱間圧延を施して熱延板とするか、あるいはさらに熱延板に酸洗を施したのち冷間圧延を施して冷延板とすることが好ましい。本発明では、熱間圧延条件、あるいはさらに冷間圧延条件はとくに限定する必要はなく、所定の寸法形状とすることができる通常公知の条件でよい。
これら熱延板または冷延板に、ついで、加熱処理を施す。加熱処理は、その後の溶融亜鉛めっき処理とともに連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。加熱処理は、上記した組成を有する熱延板または冷延板を、次（１）式
Ｔ＝860- 250Ｃ-150Ｎ+45Si-30Mn+700Ｐ+400Al-15Ni-10Cr+30Mo+400Ti+80Nb………（１）
（ここで、Ｔ：加熱温度（℃）、Ｃ、Ｎ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Mo、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％））
で定義される温度Ｔ以上の温度域に加熱したのち、550 ℃までの平均冷却速度を５〜50℃／ｓとして冷却する処理とする。（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域に加熱された鋼板は、その温度で、300 ｓ以下、好ましくは10ｓ以上保持することが好ましい。加熱保持時間が10ｓ未満では加熱処理前の鋼板の組織が残存し、組織の不均一を生じる場合があり、加工性の低下につながりやすい。一方、300 ｓを超えて保持されると、結晶粒の粗大化が生じる場合がある。
Ｔ＝860- 250Ｃ-150Ｎ+45Si-30Mn+700Ｐ+400Al-15Ni-10Cr+30Mo+400Ti+80Nb………（１）
（ここで、Ｔ：加熱温度（℃）、Ｃ、Ｎ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Mo、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％））
で定義される温度Ｔ以上の温度域に加熱したのち、550 ℃までの平均冷却速度を５〜50℃／ｓとして冷却する処理とする。（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域に加熱された鋼板は、その温度で、300 ｓ以下、好ましくは10ｓ以上保持することが好ましい。加熱保持時間が10ｓ未満では加熱処理前の鋼板の組織が残存し、組織の不均一を生じる場合があり、加工性の低下につながりやすい。一方、300 ｓを超えて保持されると、結晶粒の粗大化が生じる場合がある。
加熱温度を（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上とすることにより、優れた歪時効硬化特性を具備した鋼板とすることができる。この機構について、 本発明者らはつぎのように考えている。
すなわち、加熱温度が、（１）式で定義される温度Ｔ（℃）未満の温度域で、かつ（α＋γ）２相域の場合には、固溶Ｎはγ相へ分配される量が多くなり、固溶Ｎの存在が不均一となる。さらには、γ相には、Ｃ、Mnなどの元素も同時に分配されるため、γ相はその後の冷却過程において転位密度の高いマルテンサイトのような低温変態相となりやすい。γ相に分配された固溶Ｎは、この低温変態相中の転位に束縛され、その後の歪時効硬化処理時に固溶Ｎの拡散が充分に行われず、充分に高い歪時効硬化量が得られない。また、加熱温度がα単相の場合には、鋼板組織が不均一となるために、延性が著しく低下する。
すなわち、加熱温度が、（１）式で定義される温度Ｔ（℃）未満の温度域で、かつ（α＋γ）２相域の場合には、固溶Ｎはγ相へ分配される量が多くなり、固溶Ｎの存在が不均一となる。さらには、γ相には、Ｃ、Mnなどの元素も同時に分配されるため、γ相はその後の冷却過程において転位密度の高いマルテンサイトのような低温変態相となりやすい。γ相に分配された固溶Ｎは、この低温変態相中の転位に束縛され、その後の歪時効硬化処理時に固溶Ｎの拡散が充分に行われず、充分に高い歪時効硬化量が得られない。また、加熱温度がα単相の場合には、鋼板組織が不均一となるために、延性が著しく低下する。
一方、加熱温度が、（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域である場合には、（α＋γ）２相域の場合でも、各元素のγ相への分配は軽微となる。また、加熱温度がγ単相域の場合には、各元素の偏在は生じない。
このため、加熱温度が、（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域となる温度に加熱し、その後の冷却を調整することにより、マルテンサイトのような低温変態相ではなく、優れた歪時効硬化特性を発現することができる、ベイニティックフェライト相や上部ベイナイト相のような低温変態生成フェライト相が得やすくなる。
このため、加熱温度が、（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域となる温度に加熱し、その後の冷却を調整することにより、マルテンサイトのような低温変態相ではなく、優れた歪時効硬化特性を発現することができる、ベイニティックフェライト相や上部ベイナイト相のような低温変態生成フェライト相が得やすくなる。
なお、加熱処理における加熱温度の上限は、連続溶融亜鉛めっき設備の加熱能力に依存して決定されるが、一般的には950 ℃程度である。
（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域に加熱されたのち、ついで、鋼板は、550 ℃までの平均冷却速度を５〜50℃／ｓとして冷却される。本発明では、加熱後の冷却速度を制御して歪時効硬化特性に有効なベイニティックフェライト相を生成しやすくする。冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にポリゴナルフェライトの生成が顕著となり、ベイニティックフェライト相の生成が少なく、一方、冷却速度が50℃／ｓ以上ではベイニティックフェライト相の生成が顕著となり、延性の低下が著しくなる。
（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域に加熱されたのち、ついで、鋼板は、550 ℃までの平均冷却速度を５〜50℃／ｓとして冷却される。本発明では、加熱後の冷却速度を制御して歪時効硬化特性に有効なベイニティックフェライト相を生成しやすくする。冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にポリゴナルフェライトの生成が顕著となり、ベイニティックフェライト相の生成が少なく、一方、冷却速度が50℃／ｓ以上ではベイニティックフェライト相の生成が顕著となり、延性の低下が著しくなる。
平均冷却速度を５〜50℃／ｓとする冷却は、550 ℃以下まで行う。冷却停止温度が 550℃より高い場合には、ポリゴナルフェライト相やパーライト相の生成が顕著となり、ベイニティックフェライト相が生成しにくくなり、優れた歪時効硬化特性を得ることができなくなる。
本発明では、上記した加熱処理に先立ち、めっき性の更なる改善のために、（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域に加熱する前処理と、前処理により生成された鋼板表面の成分濃化層を除去する酸洗処理を施すことが好ましい。なお、前処理は連続焼鈍ラインで行うことが好ましい。また、酸洗処理は連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが好ましい。
本発明では、上記した加熱処理に先立ち、めっき性の更なる改善のために、（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域に加熱する前処理と、前処理により生成された鋼板表面の成分濃化層を除去する酸洗処理を施すことが好ましい。なお、前処理は連続焼鈍ラインで行うことが好ましい。また、酸洗処理は連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが好ましい。
このような前処理とそれに続く酸洗処理により、表層に存在するめっき性を阻害する元素が除去され、その後の溶融亜鉛めっき処理により形成される溶融亜鉛めっき層の密着性、均一性等のめっき性が改善される。
なお、前処理において、加熱温度が（１）式で定義される温度Ｔ（℃）未満の温度域で、かつ加熱温度が（α＋γ）２相域の場合には、固溶Ｎはγ相へ分配される量が多くなり、固溶Ｎの存在が不均一となる。このような固溶Ｎの偏在は、引き続く溶融亜鉛めっき処理において加熱温度をＴ℃以上の温度域としても払拭されず残存するため、充分に高い歪時効硬化特性を示さなくなる。また、加熱温度がα単相の場合には、前処理によるめっき性改善効果が得られない。
なお、前処理において、加熱温度が（１）式で定義される温度Ｔ（℃）未満の温度域で、かつ加熱温度が（α＋γ）２相域の場合には、固溶Ｎはγ相へ分配される量が多くなり、固溶Ｎの存在が不均一となる。このような固溶Ｎの偏在は、引き続く溶融亜鉛めっき処理において加熱温度をＴ℃以上の温度域としても払拭されず残存するため、充分に高い歪時効硬化特性を示さなくなる。また、加熱温度がα単相の場合には、前処理によるめっき性改善効果が得られない。
このようなことから、前処理を行う場合には、その加熱温度は、（１）式で定義される温度Ｔ（℃）以上の温度域で、好ましくはその後の加熱処理の加熱温度より高くすることが、めっき性向上の観点から好ましい。なお、前処理における加熱温度の上限は、連続焼鈍設備の加熱能力に依存して決定されるが、一般的には950 ℃程度である。
また、前処理に続く酸洗処理は、表面の成分濃化層が除去できればよく、例えば塩酸水溶液に浸漬する等の通常公知の方法で行えばよい。
また、前処理に続く酸洗処理は、表面の成分濃化層が除去できればよく、例えば塩酸水溶液に浸漬する等の通常公知の方法で行えばよい。
上記した加熱処理、あるいは前処理−酸洗処理−加熱処理、を施された鋼板（めっき素材）は、ついで溶融亜鉛めっき処理を施される。
溶融亜鉛めっき処理は、通常の溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様とすることが好ましい。
溶融亜鉛めっき処理は、 450〜 550℃程度の温度範囲に調整した溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成すればよい。なお、溶融亜鉛めっき浴は、0.10〜0.15％Alを含有するZn浴とするのが好ましい。また、めっき処理後には必要に応じ目付け量調整のためのワイピングを行っても良い。
溶融亜鉛めっき処理は、通常の溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様とすることが好ましい。
溶融亜鉛めっき処理は、 450〜 550℃程度の温度範囲に調整した溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成すればよい。なお、溶融亜鉛めっき浴は、0.10〜0.15％Alを含有するZn浴とするのが好ましい。また、めっき処理後には必要に応じ目付け量調整のためのワイピングを行っても良い。
上記した本発明の製造方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成を有し、さらにポリゴナルフェライト相と面積率で10％以上の低温変態生成フェライト相とを含み、平均結晶粒径が８μｍ以下である組織を有する。
本発明でいう「低温変態生成フェライト」相αB は、通常の意味でのフェライト（「ポリゴナルフェライト」相αP ）とは異なる、低温域（概ね500 ℃以下）で生成するフェライトであり、ベイニティックフェライトおよび／または上部ベイナイトからなる組織を意味する。この「低温変態生成フェライト」相αB は、優れた歪時効特性の発現に寄与する重要な組織である。低温変態生成フェライト内では、もともと転位密度が高いため、侵入型固溶元素である鋼中のＣ，Ｎがこれら転位に固着し、これら固着された転位が塑性変形時の転位の運動に対する抵抗となり、優れた歪時効硬化特性を示すようになる。
本発明でいう「低温変態生成フェライト」相αB は、通常の意味でのフェライト（「ポリゴナルフェライト」相αP ）とは異なる、低温域（概ね500 ℃以下）で生成するフェライトであり、ベイニティックフェライトおよび／または上部ベイナイトからなる組織を意味する。この「低温変態生成フェライト」相αB は、優れた歪時効特性の発現に寄与する重要な組織である。低温変態生成フェライト内では、もともと転位密度が高いため、侵入型固溶元素である鋼中のＣ，Ｎがこれら転位に固着し、これら固着された転位が塑性変形時の転位の運動に対する抵抗となり、優れた歪時効硬化特性を示すようになる。
本発明では、この低温変態生成フェライト相αB を、 面積率で10％以上含有する組織とする。低温変態生成フェライト相が10％未満では、ΔＴＳ：80MPa 以上の優れた歪時効硬化特性が安定して得られない。なお、低温変態生成フェライト相は50％以下とすることが、加工性の観点から必要である。
上記した低温変態生成フェライト相以外は、実質的にポリゴナルフェライト相からなるが、一部マルテンサイト相やパーライト相が混入する場合がある。マルテンサイト相やパーライト相の混入量が多いと、所期した効果を得ることが困難となるため、これらの相の混入は面積率で10％以下とすることが好ましい。このため、低温変態生成フェライト相とポリゴナルフェライト相との合計が面積率で90％以上とすることが好ましい。
上記した低温変態生成フェライト相以外は、実質的にポリゴナルフェライト相からなるが、一部マルテンサイト相やパーライト相が混入する場合がある。マルテンサイト相やパーライト相の混入量が多いと、所期した効果を得ることが困難となるため、これらの相の混入は面積率で10％以下とすることが好ましい。このため、低温変態生成フェライト相とポリゴナルフェライト相との合計が面積率で90％以上とすることが好ましい。
ポリゴナルフェライト相と面積率で10％以上50％以下の低温変態生成フェライト相とを含む組織は、８μｍ以下の平均結晶粒径を有する。平均結晶粒径が８μｍを超えて組織が粗大化すると、歪時効による引張強さの顕著な増加が望めない。
なお、組織を８μｍ以下の平均結晶粒径を有する組織とすることにより、歪時効特性が向上する理由については、本発明者らはつぎのように考えている。
なお、組織を８μｍ以下の平均結晶粒径を有する組織とすることにより、歪時効特性が向上する理由については、本発明者らはつぎのように考えている。
平均結晶粒径を８μｍ以下に調整することにより、結晶粒界が増加するが、結晶粒界の増加により、同一歪量加工しても、可動転位が高密度に分布するようになるため、優れた歪時効硬化特性を示すようになるものと考えられる。
また、結晶粒が微細化すると、固溶Ｎの存在場所である粒界面積が増大し、室温における固溶Ｎの拡散を抑制するため、常温時効が抑制されるという効果もある。
また、結晶粒が微細化すると、固溶Ｎの存在場所である粒界面積が増大し、室温における固溶Ｎの拡散を抑制するため、常温時効が抑制されるという効果もある。
表１に示す組成の溶鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片（鋼素材）とした。これら鋼素材を1180℃に加熱し、粗圧延と、仕上げ圧延終了温度：850 〜 920℃とする仕上げ圧延とにより、熱延板としたのち、20℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を施し、650 ℃以下の温度で巻取った。次いでこれら熱延板を酸洗し、一部はさらに冷間圧延を施し冷延板とした。これら熱延板、あるいは冷延板をめっき素材とした。
これらめっき素材に、表２に示す条件で連続焼鈍ラインでの前処理および酸洗処理を行った後、表２に示す条件で連続溶融亜鉛めっきラインでの加熱処理、溶融亜鉛めっき処理、および合金化処理を施した。一部の鋼板は、連続焼鈍ラインでの前処理、または連続溶融亜鉛めっきラインでの合金化処理を省略した。なお、溶融亜鉛めっき処理では、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬したのち、鋼板を引き上げて、ガスワイピングにより目付け量を調整した。溶融亜鉛めっき処理の条件はつぎのとおりである。
板温度：475 ℃
めっき浴：0.13％Al−Zn
浴温：475 ℃
浸漬時間：３ｓ
目付け量：45ｇ／ｍ2 （片面当り）
得られた溶融亜鉛めっき鋼板の表面を目視観察し、不めっき欠陥の存在の有無を判定しめっき性を評価した。なお、評価は、不めっき欠陥の全く無いもの（めっき性良好）を○、不めっき欠陥が一部発生したもの（めっき性やや良好）を△、不めっき欠陥が多数発生したもの（めっき性不良）を×とした。
めっき浴：0.13％Al−Zn
浴温：475 ℃
浸漬時間：３ｓ
目付け量：45ｇ／ｍ2 （片面当り）
得られた溶融亜鉛めっき鋼板の表面を目視観察し、不めっき欠陥の存在の有無を判定しめっき性を評価した。なお、評価は、不めっき欠陥の全く無いもの（めっき性良好）を○、不めっき欠陥が一部発生したもの（めっき性やや良好）を△、不めっき欠陥が多数発生したもの（めっき性不良）を×とした。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板からの圧延方向に直角な方向を長手方向として、JIS 13号Ｂ引張試験片を採取した。これら引張試験片を用いて、JIS Z 2241の規定に準拠して、歪み速度10-3／ｓで引張試験を実施し、溶融亜鉛めっき鋼板の引張特性（降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ））を求めた。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面について、組織を光学顕微鏡で観察し撮影した光学顕微鏡組織写真から、鋼板組織の種類を同定した。また、得られた光学顕微鏡組織写真（倍率 400倍）から画像解析装置により、ＡＳＴＭに規定の求積法で算出した値を組織の平均結晶粒径とした。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面について、組織を光学顕微鏡で観察し撮影した光学顕微鏡組織写真から、鋼板組織の種類を同定した。また、得られた光学顕微鏡組織写真（倍率 400倍）から画像解析装置により、ＡＳＴＭに規定の求積法で算出した値を組織の平均結晶粒径とした。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、化学分析により、鋼板中のＮ含有量と、析出物として存在するＮ量を測定し、その差を固溶Ｎ量とした。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板からJIS 13号Ｂ引張試験片を採取し、これら引張試験片に８％の引張予歪みを付与したのち、一旦除荷し、170 ℃× 20minの熱処理を施す、歪時効硬化処理を施した。ついで、これら引張試験片を再度引張試験して、歪時効硬化処理後の引張特性（ＹＳHT、ＴＳHT）を求めた。歪時効硬化処理後の引張強さＴＳHTと溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さＴＳとから、次式
ΔＴＳ＝ＴＳHTーＴＳ
により、歪時効硬化処理による引張強さの上昇量、ΔＴＳを算出した。また、歪時効硬化処理後の降伏応力ＹＳHTと時効硬化処理の熱処理前の予変形応力ＹＳとから、次式
ＢＨ量＝（時効硬化処理後の降伏応力）ー（時効硬化処理の熱処理前の予変形応力）
により、ＢＨ量を算出した。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板からJIS 13号Ｂ引張試験片を採取し、これら引張試験片に８％の引張予歪みを付与したのち、一旦除荷し、170 ℃× 20minの熱処理を施す、歪時効硬化処理を施した。ついで、これら引張試験片を再度引張試験して、歪時効硬化処理後の引張特性（ＹＳHT、ＴＳHT）を求めた。歪時効硬化処理後の引張強さＴＳHTと溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さＴＳとから、次式
ΔＴＳ＝ＴＳHTーＴＳ
により、歪時効硬化処理による引張強さの上昇量、ΔＴＳを算出した。また、歪時効硬化処理後の降伏応力ＹＳHTと時効硬化処理の熱処理前の予変形応力ＹＳとから、次式
ＢＨ量＝（時効硬化処理後の降伏応力）ー（時効硬化処理の熱処理前の予変形応力）
により、ＢＨ量を算出した。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、490MPa以上の引張強さと、17000MPa％以上の高い強度−伸びバランスＴＳ×Ｅｌを有し、ΔＴＳ：80MPa 以上という優れた歪時効硬化性、およびＢＨ量：100MPa以上という高いＢＨ性を示す溶融亜鉛めっき鋼板となっている。またさらに、本発明例はいずれも不めっき欠陥はなく、めっき性に優れている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は、強度−伸びバランスが低いか、ΔＴＳが少ないか、ＢＨ量が少ないか、あるいはめっき性が劣るか、して、目標とする特性を十分に満足する溶融亜鉛めっき鋼板となっていない。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：0.04〜0.12％、 Si：0.4 ％以下、
Mn：1.0 〜 3.0％、 Ｐ：0.05％以下、
Al：0.001 〜 0.1％、 Ｎ：0.005 〜0.02％
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素材に、熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延を施して、鋼板としたのち、該鋼板に、加熱処理として、下記（１）式で定義される温度Ｔ以上の温度域の温度に加熱保持時間300 ｓ以下として加熱したのち、550 ℃までの平均冷却速度を５〜50℃／ｓとして冷却する処理を施し、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ｔ＝ 860-250Ｃ-150Ｎ+45Si-30Mn+700Ｐ+400Al-15Ni-10Cr+30Mo+400Ti+80Nb………（１） ここで、Ｔ：温度（℃）
Ｃ、Ｎ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Mo、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％） - 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下およびNi：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記加熱処理の前に、前記（１）式で定義される温度Ｔ以上の温度域に加熱する前処理と、表面の成分濃化層を除去する酸洗処理とを順次施すことを特徴とする請求項１または２に記載の歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっき処理後に、さらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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