JP5699889B2 - 引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents

引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性（延性と穴拡げ性）に優れた溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）に関するものであり、ＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity:変態誘起塑性)現象を利用した溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関するものである。
自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、成形性（延性と穴拡げ性）が損なわれる。したがって、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度と成形性のバランスが必要である。
このような要求に対して、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆる、ＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２、参照）。しかし、自動車用高強度鋼板は、適用する部品によっては耐食性が必要とされ、そのような場合には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が適用されている。
ＴＲＩＰ鋼においては，延性向上のためにＳｉが添加されるので、Ｓｉが鋼板表面に濃縮して酸化し、溶融亜鉛めっき時に不めっきが発生し易いという問題があった。
特許文献３及び４において、Ｓｉ添加の高強度鋼板につき、Ｎｉプレめっきを行い，表層に加工を加えて活性化することで、めっきの濡れ性改善と合金化温度の低減を達成する合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法が開示されている。
この方法では，原板として、既に材質を造り込んでいる冷延−焼鈍プロセスで製造した冷延鋼板を使用し、一旦、室温以下まで冷却した鋼板を、再加熱して製造する工程をとることが可能であるが、引張強度９８０ＭＰa以上の高強度と高延性を両立させるものではない。
特許文献５には、このＮｉプレめっきの技術を活用して、高伸び型合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製する技術が提案されている。これは，鋼成分、焼鈍条件、合金化溶融亜鉛めっき条件などを制御して、通常の冷延−焼鈍プロセスで製造した高伸び型合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供しようとするものである。
しかし、組織中に硬質なマルテンサイトと軟質なフェライトを主相としているため、穴拡げ性が高くないと考えられ、さらに、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度を実現できない。以上の技術を用いて、Ｎｉプレめっき法による成形性（延性と穴拡げ性）の高い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは困難である。
特開昭６１−２１７５２９号公報 特開平０５−５９４２９号公報 特許第２５２６３２０号公報 特許第２５２６３２２号公報 特開２００６−２８３０７１号公報
本発明は，上述したような問題点を解決しようとするものであって，焼鈍済みの冷延鋼板を原板としてＮｉプレめっき法による合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに当たり、延性及び穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化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、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの量を変えた種々の鋼について，実験室で溶解、熱延、冷延、焼鈍、合金化溶融亜鉛めっきを行い，所要の強度、延性、穴拡げ性、めっき性を得るための方法を種々検討した。
その結果、成分組成を特定したうえで、冷延−焼鈍後に表面層を０．１μｍ以上研削した後にＮｉプレめっきすること、及び溶融亜鉛めっき又は合金化加熱処理温度を５６０℃以下に低温化することにより、延性やめっき性を劣化させることなく穴拡げ性を向上させることができ，延性及び穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を製造できることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｐ ：０．０４％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜２．０％、
Ｓｉ＋Ａｌ＞０．５％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、主相として、下記の３種のマルテンサイト(1)〜(3)の１種又は２種以上とベイナイトを合せて４０％以上含有し、オーステナイトを８％以上含有し、残部組織がフェライトからなり、パーライトを１０％以下含有してもよい鋼板の表面に、Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有する
ことを特徴とする引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
マルテンサイト(1)：Ｃ量（ＣＭ１）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％未満で、硬さＨv1が下記（１）式を満たす。
Ｈv1／（−９８２．１×ＣＭ１2＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．５０・・・（１）
マルテンサイト(2)：Ｃ量（ＣＭ２）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv2が下記（２）式を満たす。
Ｈv2／（−９８２．１×ＣＭ２2＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．５０・・・（２）
マルテンサイト(3)：Ｃ量（ＣＭ３）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv3が下記（３）式を満たす。
Ｈv3／（−９８２．１×ＣＭ３2＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≦０．８０・・・（３）
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｐ ：０．０４％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜２．０％、
Ｓｉ＋Ａｌ＞０．５％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、主相として、下記の３種のマルテンサイト(1)〜(3)の１種又は２種以上とベイナイトを合せて４０％以上含有し、オーステナイトを８％以上含有し、残部組織がフェライトからなり、パーライトを１０％以下含有してもよい鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％を含有し、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する
ことを特徴とする引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
マルテンサイト(1)：Ｃ量（ＣＭ１）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％未満で、硬さＨv1が下記（１）式を満たす。
Ｈv1／（−９８２．１×ＣＭ１2＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．５０・・・（１）
マルテンサイト(2）：Ｃ量（ＣＭ２）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv2が下記（２）式を満たす。
Ｈv2／（−９８２．１×ＣＭ２2＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．５０・・・（２）
マルテンサイト(3)：Ｃ量（ＣＭ３）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv3が下記（３）式を満たす。
Ｈv3／（−９８２．１×ＣＭ３2＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≦０．８０・・・（３）
（３）さらに、鋼中に、質量％で
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）さらに、鋼中に、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．５％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）さらに、鋼中に、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）さらに、鋼中に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（７）前記（１）に記載の成分組成を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後、１２００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下で巻き取り、酸洗、圧下率４０〜７０％の冷延後、７３０〜９００℃にて焼鈍し、６５０〜７５０℃の温度まで０．１〜５０℃／秒で一次冷却し、さらに、この温度から４５０℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、３５０〜４５０℃で１２０秒以上保持し、冷却、酸洗の後、鋼板の表面層を０．１μｍ以上研削除去し、Ｎｉを０．２〜２ｇ／ｍ2プレめっきし、１０℃／秒以上で、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱し、その後、流速１０〜５０ｍ／ｍｉｎで流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする前記（１）に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８）前記（２）に記載の成分組成を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後、１２００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下で巻き取り、酸洗、圧下率４０〜７０％の冷延後、７３０〜９００℃にて焼鈍し、６５０〜７５０℃の温度まで０．１〜５０℃／秒で一次冷却し、さらに、この温度から４５０℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、３５０〜４５０℃で１２０秒以上保持し、冷却、酸洗の後、鋼板の表面層を０．１μｍ以上研削除去し、Ｎｉを０．２〜２ｇ／ｍ2プレめっきし、１０℃／秒以上で、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱し、その後、流速１０〜５０ｍ／ｍｉｎで流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜６００℃で１０〜４０秒の合金化処理を行う
ことを特徴とする前記（２）に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）さらに、前記スラブ中に、質量％で
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（７）又は（８）に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）さらに、前記スラブ中に、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ ：０．０１〜０．５％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（７）〜（９）のいずれかに記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１）さらに、前記スラブ中に、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有する
ことを特徴とする前記（７）〜（１０）のいずれかに記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）さらに、前記スラブ中に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（７）〜（１１）のいずれかに記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形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、成形性（延性及び穴拡げ性）に優れた溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を得ることができる。
まず、本発明の成形性（延性及び穴拡げ性）に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。なお、以下、成分組成に係る質量％は単に％と記す。
Ｃ：Ｃは、鋼の強度を増加させ、延性を向上させる残留オーステナイトを安定化する元素である。０．０５％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度の確保が困難であり、０．４０％を超えると、延性、溶接性、靭性などが劣化する。したがって、Ｃは０．０５〜０．４％とした。好ましい範囲は、０．１３〜０．３％である。
Ｓｉ：Ｓｉは、固溶強化で鋼板の強度を増大させる元素である。また、Ｓｉは、セメンタイトの生成を抑制するので，ベイナイト変態時に、オーステナイト中へのＣの濃化を促進する効果をもち、焼鈍後に、残留オーステナイトを生成させるのに必須の元素である。
０．５％未満では、添加効果が発現せず、３．０％を超えると、熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性が劣化するので、Ｓｉは０．５〜３．０％とした。
Ｍｎ：Ｍｎは、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。０．１％未満では、焼入れ性を高める効果が十分に発現せず、３．０％を超えると、靭性が劣化する。したがって、Ｍｎは０．１〜３．０％とした。
Ｐ：Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素であり、低減することが望ましい。Ｐの上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０４％にした。
Ｓ：Ｓは、熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、低減することが望ましい元素である。したがって、Ｓの上限を０．０５％にした。
Ｎ：Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させるので、含有量を抑える必要がある。Ｎが０．０１％を超えると、上記傾向が顕著となるので、Ｎは０．０１％以下とした。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になるので、少ない方がよい。
Ａｌ：Ａｌは、脱酸剤として働く元素である。また、Ｓｉと同様に、フェライトを安定化する元素であり、Ｓｉの代替として使用することもできる。０．０１％未満では、添加効果が発現せず、２．０％を超えると、靭性が劣化するので、Ａｌは０．０１〜２．０％とした。
Ａｌ＋Ｓｉ：ＡｌとＳｉは、いずれも、フェライトを安定化し、セメンタイトの生成を抑制する元素である。したがって、ＡｌとＳｉの合計量が重要となる。合計量が、０．５％以下であると、フェライトを安定化し、セメンタイトの生成を抑制する働きが弱くなるので、０．５％より多く添加することとした。
さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を添加してもよい。これらの元素は、延性及び靭性を向上させる元素である。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕが、１．０％を超えると、強度の上昇によって、靭性が損なわれるので、これらの元素の上限は１．０％とした。延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒは０．０５％以上、Ｍｏは０．０５％以上、Ｎｉは０．０５％以上、Ｃｕは０．０５％以上が必要であり、これら元素の下限を０．０５％とした。
さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を添加してもよい。これらの元素は、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化を抑制し、強度を確保するとともに、靭性を高めるのに有効である。そのために、Ｔｉ、Ｎｂは、０．００５％以上の添加、Ｖは０．０１％以上の添加が必要である。しかし、これらの元素を過剰に添加すると析出物が粗大になり、靭性が劣化するので、Ｎｂ、Ｔｉは０．３％以下が好ましく、Ｖは０．５以下が好ましい。
Ｂ：Ｂは、粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。また、焼入れ性を高めるのに有効な元素でもある。しかし、Ｂが０．１％を超えると、粒界に粗大な析出物が生じて、熱間加工性や靭性が損なわれことがあるので、Ｂは０．１％以下とする。粒界の強化により、延性、靭性、及び、熱間加工性を向上させ，焼入れ性を向上させるためには、０．０００１％以上のＢの添加が好ましい。
さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加してもよい。これらの元素は、硫化物の形態を制御し、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するので、Ｃａは０．０１％以下、Ｍｇは０．０１％以下、ＲＥＭは０．０１％以下が好ましい。靭性を向上させるには、Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上が好ましい。
次に、製造条件を限定する理由について述べる。
本発明においては、上記の成分組成からなる鋼を、常法で溶製し、鋳造する。得られた鋳造スラブ片を熱間圧延する。さらに、酸洗、冷間圧延、及び、焼鈍を施した後、Ｎｉプレめっきを行い、その後、亜鉛めっき及び合金化加熱処理を行う。
鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後、１２００℃以上に加熱して、熱間圧延に供し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了する。
熱間圧延における巻取り温度が７００℃を超えると，熱延板組織が粗大なフェライト・パーライト組織となり、冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっき及び合金加熱処理後の最終的な鋼板の組織が不均一となり，良好な穴拡げ性が得られないので、巻取り温度の上限は７００℃にした。好ましくは、５００℃以下とし、ベイナイト単相とするとよい。
巻取り温度の下限は特に規定するものではないが、３００℃未満であると、熱延板の強度が高くなり、冷間圧延に支障をきたす場合があるので、３００℃以上が望ましい。
冷間圧延は、焼鈍後のミクロ組織を微細化するため、圧下率を４０％以上とする。圧下率が７０％を超えると、加工硬化によって圧延負荷が高くなり、生産性を損なうので、冷間圧延の圧下率は４０〜７０％とする。
冷間圧延後、焼鈍を施す。本発明では、鋼板のミクロ組織を制御するために、焼鈍の加熱温度及び冷却条件が極めて重要である。
冷間圧延後の焼鈍温度は、Ｃが十分に濃化したオーステナイトを確保するために、７３０〜９００℃とした。７３０℃未満であると、ＡC1変態点に近いため、必要なオーステナイト量が得られない。９００℃を超えると、再結晶が進み、粒径が大きくなって、靭性と延性が低下する。したがって、焼鈍温度は７３０〜９００℃とする。
焼鈍後は、６００〜７５０℃まで０．１〜５０℃／秒で一次冷却し、さらに、この温度から４５０℃以下まで２０℃／秒以上で冷却し、３５０〜４５０℃で１２０秒以上保持する必要がある。これらの条件のいずれかを逸脱すると、ベイナイト変態が十分に進まず、オーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、冷却後に、十分な量の残留オーステナイトを得ることができない。
なお、亜鉛めっき及び合金化処理後に変態をさせるためには、焼鈍後に、十分な量の残留オーステナイトを確保し、合金化処理の冷却過程で、残留オーステナイトをマルテンサイトに変態させる必要がある。
また、焼鈍時に生成したスケールを除去するために、焼鈍後に酸洗を行ってもよい。また、焼鈍後に、形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行ってもよい。伸び率が０．２％未満では、調質圧延効果が十分でなく、伸び率が２％を超えると、降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化するので、伸び率は０．２〜２％が望ましい。
焼鈍後、鋼板の表面層を０．１μｍ以上研削除去し、その後、Ｎｉをプレめっきを施す必要がある。鋼板の表面層を０．１μｍ以上研削除去した後にＮｉをプレめっきすることにより、亜鉛めっき後の合金化処理時に、合金化が促進され、合金化処理時の加熱温度を下げることができる。
これにより、合金化処理時に、残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生成し、穴拡げ性が劣化するのを防ぐことができる。合金化が促進されるメカニズムについては明確でないが、研削により鋼板表層部に導入された歪の影響により、表面が活性化すると考えられる。
鋼板の表面層を研削除去する方法は、ブラシ研磨、サンドペーパー研磨、機械研磨などの方法を用いればよい。Ｎｉプレめっきの方法は、電気めっき、浸漬めっき、スプレーめっきのいずれでもよく、めっき量は０．２〜２ｇ／ｍ2程度が望ましい。
鋼板の表面層を研削除去する量が０．１μｍ未満の場合や、Ｎｉプレめっきを行わない場合、又は、プレめっき量が０．２ｇ／ｍ2未満又は２ｇ／ｍ2超の場合には，合金化促進効果が得られず、合金化温度を高くせざるを得ないため、後述するように、穴拡げ性の劣化を防ぐことができない。より合金化促進効果を得るためには、鋼板の表面層を研削除去する量を０．５μｍ以上とすることが望ましい。
Ｎｉをプレめっきした後、１０〜５０ｍ／ｍｉｎで流動する溶融亜鉛めっき浴にむかって、１０℃／秒以上の加熱速度で、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱し、その後、上記溶融亜鉛めっき浴中で亜鉛めっきを行う。なお、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
本発明者らは、溶融亜鉛めっき浴内において、鋼板に対し、１０〜５０ｍ／ｍｉｎの噴流を与えると、不めっきの防止と、合金化促進を図れることを見出した。スカムは、ＺｎやＡｌの酸化膜であり、めっき浴表面に浮遊している。鋼板表面に、多量の外部酸化膜が存在している場合、鋼板の浴への浸漬時に、スカムが付着し易く、不めっきが発生し易い。加えて、鋼板に付着したスカムは、不めっきのみならず、合金化を遅延させる。
この挙動は、ＳｉやＭｎを多く含む鋼板で特に顕著となる。詳細なメカニズムは不明であるが、鋼板表面に生成するＳｉやＭｎの酸化物と、同じく酸化物であるスカムが反応することで、不めっきや合金化遅延が助長されると考えられる。
噴流の流速を１０〜５０ｍ／ｍｉｎとしたのは、１０ｍ／ｍｉｎ未満では、噴流による不めっき抑制効果が得られず、５０ｍ／ｍｉｎ超では、不めっき抑制の効果が飽和するばかりでなく、過大な設備投資を招くからである。
溶融亜鉛めっき浴前までの加熱速度が１０℃／ｓｅｃ未満では，鋼板の表面層を研削除去して導入した歪が緩和されて、合金化促進効果が得られなくなる。加熱温度が（亜鉛めっき浴温度−４０）℃未満では、めっき時に不めっきを生じ易く、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、鋼板の表面層を研削除去して導入した歪が緩和されて、合金化促進効果が得られない。
この後、４７０〜６００℃で１０〜４０秒の合金化処理を行ってもよい。合金化熱処理が４７０℃未満では、合金化が不十分であり、６００℃を超えると、残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生成して、穴拡げ性が劣化する。
合金化時間は，合金化温度とのバランスで決まるが、１０〜４０秒が適当である。１０秒未満では、合金化が進み難く、４０秒を超えると、残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生じて、穴拡げ性が劣化する。
亜鉛めっき及び合金化処理の後は，最終的な形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行うことが望ましい。伸び率が０．２％未満では、上記効果が十分でなく、伸び率が１％を超えると、降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。したがって、伸び率は０．２〜１％が望ましい。
次に、めっき層について説明する。
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ことができる。具体的には、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、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溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
合金化処理後のＦｅが７質量％未満では、スポット溶接性が不十分となる。Ｆｅが１５質量％を超えると、めっき層自体の密着性が損なわれ、加工の際、めっき層が破壊・脱落して金型に付着し、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のＦｅは７〜１５質量％とする。
合金化処理を行わない場合、めっき層中のＦｅ量が７質量％以下未満でも、合金化により得られるスポット溶接を除く耐食性、成形性、及び、穴拡げ性は良好である。
めっき付着量は、特に制約はないが、耐食性の観点から、片面付着量で５ｇ／ｍ2以上が望ましい。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すことは、本発明を逸脱しない。
次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の鋼板のミクロ組織は、ベイナイト、以下に定める３種のマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライト、及び、パーライトからなる。
３種のマルテンサイトは、硬度とＣ量で分類される。硬度については、マルテンサイト粒内で、３点以上のビッカース硬度を測り、その平均ビッカース硬度Ｈvn（ｎ＝１〜３）を算出する。Ｃ量について、マルテンサイト粒のＣ量は、正確に分解量が得られる条件で、精度が保証される測定方法であれば、どのような測定方法で測定しても構わない。例えば、ＦＥ−ＳＥＭ付属のＥＰＭＡを用いて、０．５μｍ以下ピッチで、Ｃ量を注意深く測定することで、Ｃ量を精度よく得ることができる。硬度及びＣ量の値を用いて、マルテンサイトを、以下のように分類する。
マルテンサイト(1)：Ｃ量（ＣＭ１）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以下で、硬さＨv1が下記（１）式を満たす。
Ｈv1／（−９８２．１×ＣＭ１2＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．５０・・・（１）
マルテンサイト(2)：Ｃ量（ＣＭ２）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv2が下記（２）式を満たす。
Ｈv2／（−９８２．１×ＣＭ２2＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．５０・・・(２）
マルテンサイト(3)：Ｃ量（ＣＭ３）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv3が下記（３）式を満たす。
Ｈv3／（−９８２．１×ＣＭ３2＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≦０．８０・・・（３）
３種のマルテンサイトを区別するために、マルテンサイト中のＣ量とビッカース硬さの関係式を用いている。（１）式、（２）式、及び、（３）式の左辺の分母は、フレッシュマルテンサイトの硬さを表している。
本発明の鋼板に含まれているマルテンサイトの硬さは、粒内におけるセメンタイトの析出や、焼戻しによって、フレッシュマルテンサイトの硬さより低くなっている。そこで、フレッシュマルテンサイトである場合の硬度（各式の分母）と、鋼板中のマルテンサイトの硬度との比を分類指標として採用して、マルテンサイトを３種に分類した。
３種のマルテンサイトとベイナイトは、強度を確保するために有効である。本発明者らは、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、これらの組織を主相とし、体積分率で、その和を４０％以上とすると、強度を確保し、かつ、高い穴拡げ性が得られることを見出した。上記和が４０％を下回ると、引張強度が９８０ＭＰａを下回ってしまうので、体積分率の下限を４０％とした。
３種のマルテンサイトにおいて、マルテンサイト(1)は、Ｃ量が低く、それほど硬質でないマルテンサイト、又は、焼戻しマルテンサイトである。
この組織は、さきに定めた製造方法において、（ｉ）焼鈍後の３５０〜４５０℃での保持にてベイナイト変態が十分進まなかった残留オーステナイトが、冷却時にマルテンサイトとなり、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、又は、合金化中に焼戻されたマルテンサイト、又は、（ii）焼鈍後の３５０〜４５０℃での保持にてベイナイト変態が十分進み、０．８質量％以上のＣが濃化した残留オーステナイトが、冷却時にマルテンサイトとなり、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中又は合金化中に、焼戻しの過程でＣが吐き出され、最終的に０．８質量％未満となったマルテンサイトである。この組織は、強度確保に有効であるが、体積分率が６０％を超えると、延性が劣化するので、上限を６０％とする。
マルテンサイト(2)は、Ｃ量が高いが、焼戻しによって軟化したマルテンサイトである。この組織は、さきに定めた製造方法において、（ｉ）溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、又は、合金化中に残留オーステナイト中にセメンタイトが析出し、セメンタイトを除いた残留オーステナイト中のＣ量が低下して、最終冷却にてマルテンサイトになったマルテンサイト、又は、（ii）焼鈍後の３５０〜４５０℃での保持にてベイナイト変態が進み、Ｃが濃化した残留オーステナイトが、冷却時にマルテンサイトとなり、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、又は、合金化中に焼戻しのみが起こったマルテンサイトである。
この組織は、マルテンサイト(1)と同様に、強度確保に有効であるが、体積分率が４０％を超えると、延性が劣化するので、上限を４０％とする。
マルテンサイト(3)は、Ｃ量が高く、焼戻しがないマルテンサイト、又は、焼戻し量が少ないマルテンサイトである。この組織は、さきに定めた製造方法において、合金化溶融亜鉛めっきの場合は、合金化処理後の最終冷却時に変態したマルテンサイト、又は、溶融亜鉛めっきであれば、３５０〜４５０℃で１２０秒以上保持した後の冷却時に変態したマルテンサイトが、溶融亜鉛めっき浴で若干焼戻されたマルテンサイトである。
この組織は、かなり硬く、穴拡げ性を劣化させる。強度確保のためには、体積分率が高い方が有利であるが、穴拡げ性の確保のために、上限を１０％とする。
残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に、一様伸びを高める組織であり、８％以上が必要である。また、残留オーステナイトは、加工によって、マルテンサイトに変態して、強度の向上に寄与する。
フェライトは、残留オーステナイトを安定化させるために、二相焼鈍、又は、焼鈍後の冷却で析出させてもよい。しかし、フェライトの体積分率が高くなると、強度が低下する。析出強化や固溶強化によって、強度の低下を回避することが可能であるので、フェライト体積分率の上限は設けないが、２０％以下が好ましい。
パーライトは、体積分率が１０％を超えると、靭性や延性が低下するので、上限を１０％とした。
以下，実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
（実施例）
表１に示す成分組成の鋼を鋳造し、表２に示す条件で、熱間圧延（鋳造スラブを１２００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了）、巻き取り、冷間圧延、焼鈍を行ない、表２に示す条件で、鋼板表面層の研削、Ｎｉプレめっき、及び、亜鉛めっき及び合金化加熱処理を行い、その後、調質圧延を０．２％の伸び率で行った。板厚は１．４ｍｍとした。
Figure 0005699889
Figure 0005699889
得られた溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性、穴拡げ性(λ)，めっき外観，合金化度、めっき密着性を評価した。機械的特性は引張試験を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行って評価した。引張試験の応力−歪曲線より，引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を求めた。加工性の指標であるＴＳｘＥＬとＴＳｘλを求めた。
穴拡げ性は、穴拡げ試験を日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して行い、穴拡げ率を測定して評価した。ＴＳｘＥＬは１７０００ＭＰａ・％以上、ＴＳｘλは４００００ＭＰａ・％以上を成形性が良いと判断する。めっき外観は、目視観察により、不めっきの有無を判定し、○が不めっきなし、×が不めっきありとした。
合金化Ｆｅ％は、めっき層中のＦｅの質量％を示している。合金化処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、７〜１５％で合金化がうまく進んだことを示している。合金化処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼板では、７％以下でよい。評価結果を表３に示す。
Figure 0005699889
組織分率は、フェライト、ベイナイトの分率はナイタ−ル試薬により、マルテンサイトの分率はレペラー試薬により定量化した。残留オ−ステナイト率の測定方法は、供試材板の表層より１／４厚まで化学研磨した面で行い、単色化したＭｏＫα線による、フェライトの（２００）及び（２１１）面積分強度と、オ−ステナイトの（２００）、（２２０）、及び、（３１１）面積分強度から、残留オ−ステナイトを定量した。
マルテンサイトのＣ量は、ＦＥ−ＳＥＭ付属のＥＰＭＡを用いて，０．５μｍ以下ピッチでＣ量を注意深く測定して分類した。なお、正確に分解量が得られる条件で，精度が保証される測定方法であればどのような測定方法でも構わない。測定結果を表４に示す。
Figure 0005699889
表２〜４において、実験Ｎｏ．ａ〜ｏは発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の鋼板が得られている。一方、実験Ｎｏ．ｐ〜ｚ及びａａ〜ａｊは比較例であり、成分組成又は製造方法が本発明の範囲外であり、いずれかの特性が不合格となっている。
本発明によれば，成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を得ることができる。よって、本発明は産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (12)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０５〜０．４％、
    Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
    Ｍｎ：０．１〜３．０％、
    Ｐ ：０．０４％以下、
    Ｓ ：０．０５％以下、
    Ｎ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１〜２．０％、
    Ｓｉ＋Ａｌ＞０．５％
    を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、主相として、下記の３種のマルテンサイト(1)〜(3)の１種又は２種以上とベイナイトを合せて４０％以上含有し、オーステナイトを８％以上含有し、残部組織がフェライトからなり、パーライトを１０％以下含有してもよい鋼板の表面に、Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有する
    ことを特徴とする引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
    マルテンサイト(1)：Ｃ量（ＣＭ１）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％未満で、硬さＨv1が下記（１）式を満たす。
    Ｈv1／（−９８２．１×ＣＭ１2＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．５０・・・（１）
    マルテンサイト(2)：Ｃ量（ＣＭ２）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv2が下記（２）式を満たす。
    Ｈv2／（−９８２．１×ＣＭ２2＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．５０・・・（２）
    マルテンサイト(3)：Ｃ量（ＣＭ３）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv3が下記（３）式を満たす。
    Ｈv3／（−９８２．１×ＣＭ３2＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≦０．８０・・・（３）
  2. 質量％で、
    Ｃ ：０．０５〜０．４％、
    Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
    Ｍｎ：０．１〜３．０％、
    Ｐ ：０．０４％以下、
    Ｓ ：０．０５％以下、
    Ｎ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１〜２．０％、
    Ｓｉ＋Ａｌ＞０．５％
    を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、主相として、下記の３種のマルテンサイト(1)〜(3)の１種又は２種以上とベイナイトを合せて４０％以上含有し、オーステナイトを８％以上含有し、残部組織がフェライトからなり、パーライトを１０％以下含有してもよい鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％を含有し、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する
    ことを特徴とする引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
    マルテンサイト(1)：Ｃ量（ＣＭ１）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％未満で、硬さＨv1が下記（１）式を満たす。
    Ｈv1／（−９８２．１×ＣＭ１2＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．５０・・・（１）
    マルテンサイト(2）：Ｃ量（ＣＭ２）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv2が下記（２）式を満たす。
    Ｈv2／（−９８２．１×ＣＭ２2＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．５０・・・（２）
    マルテンサイト(3)：Ｃ量（ＣＭ３）（セメンタイト析出があった場合は、これも含む）が０．８質量％以上で、硬さＨv3が下記（３）式を満たす。
    Ｈv3／（−９８２．１×ＣＭ３2＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≦０．８０・・・（３）
  3. さらに、鋼中に、質量％で
    Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
    Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
    Ｃｕ：０．０５〜１．０％
    の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. さらに、鋼中に、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
    Ｖ ：０．０１〜０．５％
    の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. さらに、鋼中に、質量％で、
    Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有する
    ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. さらに、鋼中に、質量％で、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
    の１種又は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項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項１に記載の成分組成を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後、１２００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下で巻き取り、酸洗、圧下率４０〜７０％の冷延後、７３０〜９００℃にて焼鈍し、６５０〜７５０℃まで０．１〜５０℃／秒で一次冷却し、さらに、この温度から４５０℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、３５０〜４５０℃で１２０秒以上保持し、冷却、酸洗の後、鋼板の表面層を０．１μｍ以上研削除去し、Ｎｉを０．２〜２ｇ／ｍ2プレめっきし、１０℃／秒以上で、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱し、その後、流速１０〜５０ｍ／ｍｉｎで流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきを施す
    ことを特徴とする、請求項１に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 請求項２に記載の成分組成を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後、１２００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下で巻き取り、酸洗、圧下率４０〜７０％の冷延後、７３０〜９００℃にて焼鈍し、６５０〜７５０℃まで０．１〜５０℃／秒で一次冷却し、さらに、この温度から４５０℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、３５０〜４５０℃で１２０秒以上保持し、冷却、酸洗の後、鋼板の表面層を０．１μｍ以上研削除去し、Ｎｉを０．２〜２ｇ／ｍ2プレめっきし、１０℃／秒以上で、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱し、その後、流速１０〜５０ｍ／ｍｉｎで流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜６００℃で１０〜４０秒の合金化処理を行う
    ことを特徴とする、請求項２に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. さらに、前記スラブ中に、質量％で
    Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
    Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
    Ｃｕ：０．０５〜１．０％
    の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項７又は８に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. さらに、前記スラブ中に、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
    Ｖ ：０．０１〜０．５％
    の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. さらに、前記スラブ中に、質量％で、
    Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有する
    ことを特徴とする請求項７〜１０のいずれか１項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. さらに、前記スラブ中に、質量％で、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
    の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項７〜１１のいずれか１項に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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