JP4888200B2

JP4888200B2 - 高張力溶融亜鉛めっき鋼板と製造方法

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Publication number: JP4888200B2
Application number: JP2007100733A
Authority: JP
Inventors: 浩行中川; 吉平宮原; 保土岐; 匡浩中田; 宏太郎林
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2007-04-06
Filing date: 2007-04-06
Publication date: 2012-02-29
Anticipated expiration: 2027-04-06
Also published as: JP2008255441A

Description

本発明は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は主として自動車の車体等のようにプレス成形、曲げ加工等を施す用途に好適な、低温靭性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体の軽量化および安全性確保のため、引張強度（以下、「ＴＳ」ともいう。）が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板へのニーズが高まっている。しかしながら、ただ単に高強度であればよいわけではない。例えば、成形性の観点からは高い延性、良好な曲げ性が求められており、防錆性の観点からは、溶融亜鉛めっきを施した鋼板が求められている。これらの要望に応じて、種々の高強度鋼板が開発されてきた。このような高強度鋼板は、車体の衝撃吸収能を向上させるために、構造部品や各種補強材に使用されている。

車体の衝突を考えた場合、種々の条件下での衝突が考えられる。例えば、冬季の気温が低い条件での衝突においては、衝撃を吸収せずに部品が割れる現象、いわゆる低温脆性破壊が発生する可能性がある。しかしながら、これまで、低温脆性を考慮した材料開発が行われているとは言い難い。比較的近い特性として、特許文献１および特許文献２に衝撃吸収能に優れた鋼板が、特許文献３、特許文献４および特許文献５には耐二次加工脆性に優れた鋼板が開示されている。

しかしながら、特許文献１および特許文献２では部材の圧壊特性を評価しているが、試験温度は記載されておらず、低温での脆性割れに関して考慮されていない。
特許文献４では、低温媒体中での成形により、耐二次加工脆性が評価されている。成形速度が記載されていないが、試験方法から類推すると、衝突を模擬したような高速ではないと考えられ、車体の衝突を考慮された評価となっていない。また、成形後の試験片に対して行われているが、車体の場合、成形後にさらに塗装焼付け処理が行われるため、異なる評価が必要である。

特許文献５では、成形後に５ｋｇの重錘を８０ｃｍの高さから落として評価しているが、自動車の衝突の模擬としては、衝撃エネルギーが不十分であり、また、前述の塗装焼付け処理は考慮されておらず、適正な評価となっていない。

本発明者等の検討によると、前述の各発明では、車体の衝突を模擬した低温脆性試験では十分な低温靭性を確保しておらず、新たな技術開発が必要であることが判明した。
特開２００３−２２１６２３号公報特開２００４−２８５４３５号公報特開２００４−２１１１４０号公報特開２００４−２９２８８１号公報特開２００４−３２３９５８号公報

本発明は、このような問題点を解決することを目的としてなされたものであり、特にＴＳが７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板において、プレス加工＋塗装焼付処理後の低温靭性に優れ、かつ成形性、めっき密着性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、成形性、めっき密着性、低温靭性に優れた高張力鋼板に関する検討を行った。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂを所定の範囲に制御することにより、フェライトおよび硬質第２層の粒径を５.０μｍ以下とすることができ、７８０ＭＰａ以上の高強度と優れた延性、曲げ性およびめっき密着性を兼備させることができることを見出した。さらに、ＳとＰとＯを厳格に制限し、かつ、ＮとＴｉを適正範囲に制御することにより低温靭性が改善されることを見出した。

上記知見を元に、延性を向上させるためにはＳｉ、Ｃｕ、Ｎｉを、強度を向上させるためにはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂを、曲げ性を向上させるためにはＣａ、ＲＥＭを含有させればよいことを見出した。

また、得られた鋼板に対して、所定の熱処理を施すことにより、成形性および低温靭性がさらに向上することを見出し、本発明を完成させた。
本発明は、このような新たな知見に基づいて完成したものであって、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０３５〜０.１５０％、Ｓｉ：０.０５〜０.６０％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００１５％未満、ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下、Ｎ：０.００３１〜０.０１５％、Ｏ：０.００３０％以下およびＴｉ：０.００５〜０.１３０％を含有し、Ｎｂ含有量が０〜０.１３０％であり、ＴｉとＮｂの合計含有量が０.０５５％以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの平均結晶粒径が５.０μｍ以下で硬質第２相の平均粒径が５.０μｍ以下である金属組織を有することを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下およびＢ：０.０１％以下の群から選ばれる１種又は２種以上を含有する上記（１）の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０５０％以下、ＲＥＭ：０.０５０％以下の群から選ばれる１種又は２種を含有する上記（１）または（２）の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１.５％以下、Ｎｉ：１.５％以下の群から選ばれる１種又は２種を含有する上記（１）、（２）または（３）の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、熱間圧延完了後４秒間以内に冷却を開始し、熱間圧延後１０秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却し、４００℃〜７００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板となし、前記熱間圧延鋼板を酸洗後３０〜８０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板となし、前記冷間圧延鋼板を、７５０〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間滞在させ、その後４００〜６００℃の温度域まで冷却して、４００〜６００℃の温度域に５〜２００秒間滞在させ、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（６）前記溶融亜鉛めっきを施した後、更に６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことを特徴とする上記（５）の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（７）上記（５）または（６）の製造方法により得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板に、下式（１）を満足する熱処理を施すことを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

ｔ＝ｍａｘ［１０^{-10.4+5000/T+log(T/291)}、５］（１）
ここで、式中におけるｔは熱処理時間（単位：秒）を、Ｔは熱処理温度（単位：Ｋ）を表し、ｍａｘ［］は［］内の引数の最大値を返す関数である。

本発明における高張力溶融亜鉛めっき鋼板には、溶融亜鉛めっき鋼板のほか合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板も含まれる。

本発明によれば、優れた低温靭性を有する成形性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することができる。この高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス性、めっき密着性に優れており、家電、建材および自動車等の分野の構造部材として適している。

本発明にかかる鋼板の化学組成を上述のように規定した理由について説明する。本明細書において化学組成を規定する「％」は「質量％」である。
（１）母材となる鋼板の化学組成
Ｃ：０.０３５〜０.１５％
Ｃは低コストで強度向上に有効な元素である。Ｃ含有量が０.０３５％未満では強度向上の効果が十分ではなく、目的とする強度を確保することが困難となるのでＣ含有量を０.０３５％以上とする。好ましくは０.０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０.１５％を超えると溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量を０.１５％以下とする。好ましくは０.１３％以下である。

Ｓｉ：０.０５〜０.６０％
Ｓｉは、合金化処理過程において、鋼板粒界から被膜のめっき層中へＦｅが拡散するのを助長する反面、粒内からめっき層中へＦｅが拡散するのを抑制し、母材とめっき層との界面の凹凸を増加させることにより、母材の鋼板とめっき層との界面密着強度を増加させる重要な元素である。

Ｓｉ含有量が０.０５％未満ではこの界面密着強度の向上効果が十分ではないので、Ｓｉ含有を０.０５％以上とする。好ましくは０.０６％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０.６０％を超えると合金化速度が著しく低下するため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、合金化処理時間を長時間化する必要が生じて生産性の低下や設備の長大化を招く。合金化処理時間を短縮するために合金化処理温度を上昇させると、操業性の低下もしくは上記界面密着強度の低下を招く。このためＳｉ含有量は０.６０％以下とする。好ましくは０.３０％以下である。

Ｍｎ：２.０〜４.０％
Ｍｎは鋼の高強度化に有効な元素である。また、鋼のＡｃ_３点を下げ、好適な焼鈍温度範囲を広げる効果も有する。そのため、Ｍｎ含有量を２.０％以上とする。一方、過剰な含有は強度・延性バランスを劣化させるので、Ｍｎ含有量を４.０％以下とする。望ましいくは、３.０％以下である。

Ｐ：０.０１５％以下
Ｐは鋼の靭性を劣化させる元素である。このため、Ｐの含有量を０.０１５％以下とする。好ましくは０.０１３％以下である。

Ｓ：０.００１５％未満
Ｓは鋼の靭性を劣化させる元素であり、その含有量は低い方が好ましい。Ｓ含有量が０.００１５％超では硫化物の析出が顕著になり靭性を著しく劣化させる。このため、Ｓ含有量を０.００１５％未満とする。

ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下
Ａｌは鋼の脱酸のために含有させる。脱酸効果をより確実に得るには、ｓｏｌ.Ａｌ含有量を０.０１％以上とすることが好ましい。また、Ａｌは焼鈍時のフェライト変態を促進し、オーステナイト中への元素の濃縮を促進するので、高強度化の役目も果たす。しかし、過剰に含有しても効果が飽和するのでｓｏｌ.Ａｌ含有量を０.８％以下とする。

Ｎ：０.００３１〜０.０１５％以下
Ｎは、一般には不可避的に含有される不純物元素であるが、本発明においては、製鋼時に生成されるＴｉＮを粗大化させ低温靭性を改善させる効果を有する。そのため、Ｎ含有量を０.００３１％以上とする。一方、過剰に含有させるとＴｉＮの量が過多となり、成形性や靭性の劣化を招くので、Ｎ含有量を０.０１５％以下とする。好ましくは０.００６０％以下である。

Ｏ：０.００３０％以下
Ｏは、不純物元素であり、鋼の靭性を劣化させる元素である。このため、Ｏの含有量を０.００３０％以下とする。好ましくは０.０２５％以下である。

Ｔｉ：０.００５〜０.１３０％、Ｔｉ＋Ｎｂ≧０.０５５％
Ｔｉは、上述したように靭性に悪影響を与えない粗大なＴｉＮを製鋼時に生成させるために必要な元素であり、０.００５％以上含有させる。また、Ｔｉは熱間圧延工程以降の工程において、微細な炭化物、窒化物、または炭窒化物を形成させ、鋼板の高強度化に有効である。さらに、Ｔｉは焼鈍中のフェライトの再結晶を抑制する効果を有し、かつオーステナイトへの変態を促進し、焼鈍後の冷却時のフェライト変態を著しく促進させる効果を有する。また、結晶粒径を著しく微細化する効果も有する。このような効果を発現させるためには、ＴｉをＮｂとの合計で０.０５５％以上含有させる。また、過剰に含有させても、効果が飽和してコスト増加を招くため、Ｔｉ含有量を０.１３０％以下とする。好ましくは０.１０％以下である。

Ｎｂ：０〜０.１３０％、Ｔｉ＋Ｎｂ≧０.０５５％
ＮｂはＴｉとともに、熱間圧延工程以降の工程において、炭化物、窒化物、または炭窒化物を形成させ、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、Ｎｂは焼鈍中のフェライトの再結晶を抑制する効果を有し、かつオーステナイトへの変態を促進し、焼鈍後の冷却時のフェライト変態を著しく促進させる効果を有する。さらに、結晶粒径を著しく微細化する効果も有する。このような効果を発現させるためには、ＮｂをＴｉとの合計で０.０５５％以上含有させる。また、過剰に含有させても、効果が飽和してコスト増加を招くため、Ｎｂ含有量を０.１３％以下とする。好ましくは０.１０％以下である。

Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｂ：０.０１％以下
本発明は、Ｔｉ、Ｎｂによる析出強化と、Ｍｎによる変態強化により７８０ＭＰａ以上の高強度化を達成することができる。しかし、Ｍｎは鋼板の組織をバンド状にするため、曲げ性が必要となる場合には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂを１種又は２種以上含有させてＭｎの一部を代替することが好ましい。また、さらに高強度化して９８０ＭＰａ以上とする場合にも、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂを１種又は２種以上含有させることが有効である。

しかし、Ｃｒ、ＭｏおよびＶについては、過剰に含有させると溶融めっきの濡れ性を劣化させるので、それぞれの含有量を１.０％以下とする。またＢについては過剰に含有させると靭性が劣化するのでＢ含有量を０.０１％以下とする。高強度化の効果をより確実に得るには、Ｃｒ、ＭｏおよびＶについてはそれぞれ０.０３％以上、Ｂについては０.０００３％以上含有させることが好ましい。

なお、Ｂはフェライト変態を抑制して硬質第２相の生成を助長して鋼板を強化する作用を有するが、特にＭｏと共に含有させると曲げ性を著しく改善させながら高強度化を達成する効果を有するので、曲げ用途に対してはＭｏとＢとを複合して含有させることが好ましい。

Ｃｕ、Ｎｉ：それぞれ１.５％以下
本発明は溶融亜鉛めっきを施すことにより耐食性を兼備させるものであるが、必要に応じて含有させるＣｕおよび／またはＮｉは表面に濃化してＳｉの表面濃化を抑制するため、めっきの濡れ性や合金化処理性を改善する効果を有する。そのためにはＣｕおよび／またはＮｉを含有させ、その合計含有量を０.０５％以上とすることが好ましい。望ましくは合計含有量で０.１０％以上である。それぞれの含有量が１.５％を超えると効果が飽和してコスト増加を招くので、それぞれの含有量は１.５％以下とする。

また、Ｃｕには溶融めっきが施されてない端部での耐食性を向上させる作用を有するので、そのためにはＣｕ含有量を０.０３％以上とすることが好ましい、０.５％を超えるとその効果は飽和する。

Ｃａ：０.０５０％以下、ＲＥＭ：０.０５０％以下
これらの元素は、硫化物の析出形態を変化させ、曲げ性を改善する作用を有するので、必要に応じて少なくとも１種含有させることができる。過剰に含有させても効果が飽和してコスト増加を招くので、それぞれの含有量を０.０５０％以下とする。上記作用による効果をより確実を得るには、合計で０.０００５％以上含有させることが好ましく、０.００１０％以上含有させることがさらに好ましい。

（２）母材の組織
本発明にかかる鋼板の金属組織は次のように規定される。
引張強度が７８０ＭＰａ以上となる領域で、良好な曲げ性を実現するためには、フェライトの平均結晶粒径および硬質第２相の平均粒径をそれぞれ５.０μｍ以下とする。さらにそれぞれ３.０μｍ以下とするのが望ましい。

ここで述べている硬質第２相は、ＳＥＭレベルで観察される１〜５μｍのマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトまたはそれらの混合物である。
本発明の場合、焼鈍中にオーステナイト粒が微細化（粒径１〜５μｍ）し、その後の冷却中に微細オーステナイト粒の一部が微細フェライトに変態する。残った微細オーステナイト粒のうち、あるものはベイナイトに、あるものはマルテンサイトに、あるものはマルテンサイト・オーステナイト混合物に変態する。後述する図１のＳＥＭ観察組織写真に示すように、それらを「硬質第２相」と総称する。それらの粒径はＳＥＭ観察写真から、切断法によって求めることができる。

（３）被膜となるめっき層の化学組成
めっき被膜の化学組成については特に限定しないが、めっき被膜が合金化溶融亜鉛めっきである場合における好適な条件を以下に示す。

Ｆｅ：８〜１５％
被膜となる亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が８％未満の場合は、合金化処理後のめっき層の表層部に軟質部位が形成されやすくなり、摺動性が低下して被膜のめっき層が母材の鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が増加する。したがって、Ｆｅ含有量は８％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは９.５％以上である。一方、Ｆｅ含有量が１５％を超えると、鋼板に曲げ加工が施された場合に、曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによるパウダリング剥離量が増加する。このため、Ｆｅ含有量は１５％以下とする。好ましくは１４％以下である。

Ａｌ：０.１５〜０.５０％
被膜となる亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が０.１５％未満の場合は、めっき浴中における合金層の発達の抑制効果が不十分となり、めっき付着量の制御が困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０.１５％以上とする。好ましくは０.２０％以上、さらに好ましくは０.２５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０.５０％を超える場合は、合金化速度が低下することから通常のライン速度では上記Ｆｅ含有量を実現するために合金化処理温度を５４０℃超とせざるを得なくなる場合があり、後述するように鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度を２０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、Ａｌ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.４５％以下、さらに好ましくは０.４０％以下である。

その他：
被膜となる亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃〜５００℃で、鋼板の侵入温度が４００℃〜５００℃、合金化温度が４６０〜６００℃である。
（４）母材となる鋼板の製造条件
本発明にかかる鋼板は、その製造に際しては、熱間圧延、冷間圧延、そして溶融亜鉛めっきを経て製造される。好適な製造条件を以下に示す。

例えば、上記化学組成に調整された溶鋼を連続鋳造または鋳造および分塊圧延によりスラブとした後、熱間圧延を施す。熱間圧延は、通常、スラブを粗バーとする粗熱間圧延工程と粗バーを熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程とからなるが、このとき、粗熱間圧延後仕上熱間圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により粗バー全長の温度均一化を図ると、コイル内の特性変動を抑制することができるので好ましい。また、仕上圧延はＡｒ_３点以上で行うのが望ましい。

熱間圧延完了後４秒間以内に冷却を開始し、熱間圧延完了後１０秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却し、４００〜７００℃で巻き取る。冷却開始時間が熱間圧延完了後４秒間超であったり、熱間圧延完了後１０秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却しない場合には、組織が粗大化して曲げ性が劣化する。

巻取り温度については、４００℃未満となると、著しく硬化し、冷間圧延が困難になるので、４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、７００℃を超えるとスケールロスにより歩留が悪化する。このため巻取り温度は７００℃以下とする。

熱間圧延後に行う酸洗、冷間圧延については常法でもよい。酸洗の前もしくは後に、０〜５％程度の軽度の圧延を行い、形状を修正すると平坦確保の点で有利となる。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、溶融めっきの密着性を向上させる効果がある。

冷間圧延については、圧下率が３０〜８０％の範囲で特に問題はない。ただし、圧下率を高くすると、焼鈍時のオーステナイトへの変態を促進するので、焼鈍の好適範囲を広げる効果を有する。

このようにして得られた冷間圧延鋼板を、７５０〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間滞在させた後に溶融亜鉛めっきを施す。７５０〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間滞在させる均熱処理と溶融亜鉛めっき処理とは連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが好ましい。

均熱温度が７５０℃未満ではオーステナイト変態が不十分であるため目的とする延性、曲げ性を確保することが困難となり、９５０℃超ではオーステナイトの粒成長が過剰に促進されて組織が粗大化するため目的とする低温靭性、強度や曲げ性の確保が困難となる。好ましくは、Ａｃ３点以上９１０℃以下である。

本発明においては、Ｔｉ＋Ｎｂを多量に含有しているため、冷間圧延により加工されたフェライトの再結晶は著しく抑制される。そのため、均熱時間が５秒間未満では、加工歪みが残存し、製品の延性が劣化するため、均熱時間を５秒間以上とする。好ましくは１０秒間以上である。

一方、均熱時間は２００秒間以下とする。本発明の場合、Ｔｉ＋Ｎｂを多量に含有しているため、均熱時の粒成長を効果的に抑制することができる。そのため、上限としては、２００秒間までは問題がない。ただし、生産性の観点からは、１８０秒間以内とするのが望ましい。均熱時間が２００秒間超となると、均熱中の結晶粒が過剰に粒成長し、微細粒ひいては、良好な低温靭性、曲げ性が得られなくなるので、均熱時間を２００秒間以下とする。

均熱後は４００〜６００℃の温度域にまで冷却する。このときの冷却については、特に制限を設けないが、７００℃までは４０℃／秒以下とするのが望ましい。４０℃／秒以下の冷却速度とＴｉ＋Ｎｂの多量添加の複合効果によりフェライト変態が著しく促進され、かつ、フェライト粒径を５.０μｍ以下とすることができる。７００℃から、４００〜６００℃の温度範囲までの冷却については、特に制限を設けないが、例えば、７０℃／秒以下であれば問題ない。

このように４００〜６００℃に冷却してから、４００〜６００℃に５〜２００秒間滞在させる。このとき、冷却停止温度を５００〜６００℃の温度範囲にすることにより、効果的に高強度化をはかる事ができる。一方、冷却停止温度を４００〜５００℃の温度範囲とすることにより、高強度化を抑制する代わりに、曲げ性の更なる改善をはかることができる。滞在時間は５〜２００秒間で十分である。好ましくは１０〜１５０秒間である。

（５）めっき条件
上述のようにした冷却・滞在を経て、溶融亜鉛めっきを行う。冷却・滞在後連続して溶融亜鉛めっきを行ってもよいが、一旦冷却してから再度４００〜６００℃のめっき温度に加熱してから溶融亜鉛めっきを行ってもよい。

このときのめっき条件は特に制限されないが、例示すれば次の通りである。
めっき浴中のＡｌ濃度：０.０８〜０.２０％
めっき浴中のＡｌ濃度が０.０８％未満の場合、合金化処理前のめっき浴中において既に過剰のＦｅ−Ｚｎ界面合金層が形成されてしまうため、付着量の制御が困難となる。したがって、めっき浴中のＡｌ濃度は０.０８％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.０９％以上である。

一方、めっき浴中のＡｌ濃度が０.２０％を超えると、めっき被膜中へのＡｌ濃化が過剰に進行して合金化速度の低下をもたらし、通常のライン速度では上記Ｆｅ含有量を実現するために合金化処理温度を５４０℃超とせざるを得なくなる場合があり、後述するように鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が２０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、めっき浴中のＡｌ濃度は０.２０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.１５％以下である。

浸漬時間については、５秒以内であれば性能、操業性を特に阻害することはない。その他のめっき条件については、一般的に採用されている範囲で良く、めっき浴温は４００〜５００℃、侵入板温は４００〜５００℃の範囲で有れば特に問題はない。めっき浴中のＡｌ以外の成分として、不可避元素であるＦｅとＰｂ、Ｃｄ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｓｉのそれぞれが０.１％以下含有されていても本性能に影響を及ぼさない。付着量は一般に製品として用いられている２５〜７０ｇ／ｍ^２の範囲とすればよい。

（６）合金化処理
めっき処理に続いて合金化処理を行う場合には、次のような条件で行うことが好ましい。

合金化処理温度：４６０〜６００℃
合金化処理温度が４６０℃未満であるとζ相の粗大結晶が合金化溶融亜鉛めっき層の表層部に形成されやすく、亜鉛めっき層中のＦｅの含有量が８％未満となってしまう場合がある。したがって、合金化処理温度を４６０℃以上とすることが好ましい。さらに好ましくは４７０℃以上であり、最も好ましくは４８０℃以上である。

一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、上述した鋼板中へのＳｉ含有によるめっき被膜中のＺｎがめっき母材である鋼板の粒界へ拡散するのを助長する効果が弱まり、鋼板の粒内への拡散が支配的となるため、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が低下する。したがって、合金化処理温度を６００℃以下とする。好ましくは５６０℃以下であり、さらに好ましくは５４０℃以下である。合金化処理における加熱手段については、輻射加熱、高周波誘導加熱、通電加熱等何れの手段によっても良い。

（７）調質圧延
本発明により得られる溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板については、必要により調質圧延を行ってもよく、そのときの調質圧延に関しては特に制限を設けない。圧延荷重の観点から、伸び率を０.５％以下とするのが望ましい。

（８）後処理
めっき後の製品表面には、無処理でもよいが、公知のクロム酸処理、リン酸塩処理、樹脂被膜塗布などの後処理を施しても構わない。また、防錆油を塗付してもよく、その塗付に用いる防錆油については、市販の一般的なもので良いが、極圧添加剤であるＳやＣａを含有した高潤滑性防錆油を塗布しても良い。

（９）熱処理
高張力溶融亜鉛めっき鋼板に下記式（１）を満足する熱処理を施すと、鋼板の成形性、低温靭性がさらに改善される。上記熱処理は、溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を施す場合に、調質圧延の前後いずれか一方に行ってもよく、調質圧延の前後の両方に行ってもよい。調質圧延の前後の両方に行う場合には、調質圧延前の熱処理と調質圧延後の熱処理との合計が下式（１）を満足すればよい。

ｔ＝ｍａｘ［１０^{-10.4＋5000/T+log(T/291)}、５］（１）
ここで、式中におけるｔは熱処理時間（単位：秒）を、Ｔは熱処理温度（単位：Ｋ）を表し、ｍａｘ［］は［］内の引数の最大値を返す関数である。

表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延した。得られた熱延鋼板は酸洗し、表２に示す冷圧率で冷間圧延を行った。得られた冷延鋼板に対し、表２に示す条件で、焼鈍および溶融亜鉛めっきを行い、得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、引張試験、限界曲げ、低温靭性、めっき特性を調査した。その結果を表３に示す。

本発明に係る鋼板のＳＥＭ観察組織写真の一例を図１に示す。フェライト相の粒界に硬質第２相が析出しているのがわかる。
機械的性質は、圧延直角方向に採取したＪＩＳＺ２２０１に規定されている５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に規定の方法でＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定した。

曲げ試験は、ＪＩＳＺ２２０４に規定されている３号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４８に規定されている押し曲げ法により、１８０°曲げを行い、割れが発生しない限界曲げｒにて評価した。

低温脆性は以下の方法で調査した。まず、鋼板より９０ｍｍφの試験片を採取し、５０ｍｍφの円筒ポンチでカップ成形後、１７０℃×２０分の熱処理を行った。得られたカップを種々の温度で５分保持した後、図２に示すように円錐台に乗せ、５２.６ｋｇの重錘を１.９０１ｍの高さから落とし、割れの発生の有無および、割れた場合の破面形態を調査し、脆性破断が発生しない限界温度を脆性遷移温度とし、脆性遷移温度が−８０℃以下を良好とした。

めっき特性は下記のように調査した。
(１)試料片の採取
合金化処理後の試料から２５ｍｍφの試料片を採取し、０.５ｖｏｌ％インヒビター（商品名：朝日化学製「イビット７１０Ｎ」）を含有する１０％ＨＣｌ水溶液でめっき層を溶解し、これをＩＣＰ法でめっき層の組成分析に供した。

(２)鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度の測定
合金化処理を施したサンプルを長手方向が圧延方向となるように２０ｍｍ×１００ｍｍに裁断し、サンスター（株）製の一液型エポキシ系構造用接着剤（商品名：Ｅ−６９７３）を接着剤として用い、重ね代：１２.５ｍｍ、接着剤膜厚：２００μｍ、焼付条件：１８０×２０分、引張速度：５ｍｍ／分、室温下の条件で長手方向に引張試験を実施した。本試験の界面密着強度は、母材変形も加わるため基板強度の影響を受けるが、今回のようにＹＰが３５０ＭＰａ以上の母材では、殆ど無視できる。試験の結果、強度が２０ＭＰａ以上のものを密着強度を良好とし、２０ＭＰａ未満のものを不良とした。

表３に示すように、本発明範囲を満たす場合、良好な低温靭性、強度・延性バランスと良好な曲げ性およびめっき特性を兼ね備えている。一方、成分が本発明を外れる実験Ｎｏ.１９〜３１は低温靭性が不芳であり、Ｎｏ.３２は強度が低めであり、Ｎｏ.３３はめっき密着強度が不良であり、Ｎｏ.３４は強度延性バランスおよび曲げ性が不良であった。

表２で得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対し、７０℃×６時間（ｔ０＝４.９時間）の熱処理を行った後、引張試験、限界曲げ、低温靭性、めっき特性を調査した。その結果を表４に示す。

表４に示すように、本発明範囲を満たす場合、熱処理により、低温靭性、曲げ性、延性が改善した。

本発明に係る鋼板のＳＥＭ観察組織写真の一例である。実施例における低温脆性の試験要領の説明図である。

Claims

鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０３５〜０.１５０％、Ｓｉ：０.０５〜０.６０％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００１５％未満、ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下、Ｎ：０.００３１〜０.０１５％、Ｏ：０.００３０％以下およびＴｉ：０.００５〜０.１３０％を含有し、Ｎｂ含有量が０〜０.１３０％であり、ＴｉとＮｂの合計含有量が０.０５５％以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの平均結晶粒径が５.０μｍ以下で硬質第２相の平均粒径が５.０μｍ以下である金属組織を有することを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下およびＢ：０.０１％以下の群から選ばれる１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０５０％以下、ＲＥＭ：０.０５０％以下の群から選ばれる１種又は２種を含有する請求項１または２に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１.５％以下、Ｎｉ：１.５％以下の群から選ばれる１種又は２種を含有する請求項１、２または３に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、熱間圧延完了後４秒間以内に冷却を開始し、熱間圧延後１０秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却し、４００℃〜７００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板となし、前記熱間圧延鋼板を酸洗後３０〜８０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板となし、前記冷間圧延鋼板を、７５０〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間滞在させ、その後４００〜６００℃の温度域まで冷却して、４００〜６００℃の温度域に５〜２００秒間滞在させ、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
前記溶融亜鉛めっきを施した後、更に６００℃以下の温度域で合金化処理を施す請求項５記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
請求項５または６に記載の製造方法により得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板に、下式（１）を満足する熱処理を施すことを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ｔ＝ｍａｘ［１０^{−１０．４＋５０００／Ｔ＋ｌｏｇ（Ｔ／２９１）}，５］（１）
ここで、式中におけるｔは熱処理時間（単位：秒）を、Ｔは熱処理温度（単位：Ｋ）を表し、ｍａｘ［］は［］内の引数の最大値を返す関数である。