JP5884196B2 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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- C23C2/29—Cooling or quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Description
本発明は、ＳｉおよびＭｎを含有する高強度鋼板を母材とする、めっき外観、耐食性、高加工時の耐めっき剥離性および高加工時の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、自動車、家電、建材等の分野に用いられる部品等の素材として、防錆性を付与した表面処理鋼板、中でも溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広範に使用されている。また、自動車の燃費向上および自動車の衝突安全性向上の観点から、車体材料の高強度化によって薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しかつ高強度化する要望が高まっている。そのために高強度鋼板の自動車への適用が促進されている。
一般的に、溶融亜鉛めっき鋼板の母材となる鋼板は、スラブを熱間圧延や冷間圧延した薄鋼板である。また、高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、連続式溶融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬと称す）の焼鈍炉にて再結晶焼鈍およびめっき装置にて溶融亜鉛めっき処理を行い製造される。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、溶融亜鉛めっき処理の後、さらに合金化処理を行い製造される。
ここで、ＣＧＬの焼鈍炉の加熱炉タイプとしては、ＤＦＦ型（直火型）、ＮＯＦ型（無酸化型）、オールラジアントチューブ型等がある。近年では、操業のし易さやピックアップが発生しにくい等により低コストで高品質なめっき鋼板を製造できるなどの理由からオールラジアントチューブ型の加熱炉を備えるＣＧＬの建設が増加している。しかしながら、ＤＦＦ型（直火型）、ＮＯＦ型（無酸化型）と異なり、オールラジアントチューブ型の加熱炉は焼鈍直前に酸化工程がない。このため、この加熱炉を有する設備を用いて、Ｓｉ、Ｍｎ等の易酸化性元素を含有する鋼板を処理する場合、めっき性確保の点で不利である。
Ｓｉ、Ｍｎを多量に含む高強度鋼板を母材とした溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、特許文献１には、再結晶温度〜９００℃で焼鈍し、めっきする技術が開示されている。特許文献２には、７５０〜９００℃で焼鈍し、めっきする技術が開示されている。特許文献３には、８００〜８５０℃で焼鈍し、めっきする技術が開示されている。しかしながら、Ｓｉ、Ｍｎを多量に含む高強度鋼板の場合、７５０℃を超える高い温度で焼鈍をすると、鋼中Ｓｉ、Ｍｎが選択酸化し、鋼板表面に酸化物を形成するため、めっき密着性を劣化させ、不めっき等の欠陥が発生する懸念がある。
さらに、特許文献４および特許文献５には、還元炉における加熱温度を水蒸気分圧で表される式で規定し露点を上げることで、地鉄表層を内部酸化させる技術が開示されている。しかしながら、上記技術では、露点を制御するエリアが炉内全体であるため、露点の制御が困難であり安定操業が困難である。また、不安定な露点制御のもとでの合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造は、地鉄鋼板に形成される内部酸化物の分布状態にバラツキが認められる。このバラツキの結果、鋼板の長手方向や幅方向でめっき濡れ性や合金化ムラなどの欠陥が発生する懸念がある。
また、特許文献６には、酸化性ガスであるＨ２ＯやＯ２だけでなく、ＣＯ２濃度も同時に規定することで、めっき直前の地鉄表層を内部酸化させ外部酸化を抑制してめっき外観を改善する技術が開示されている。しかしながら、特許文献６では、内部酸化物の存在により加工時に割れが発生しやすくなり、耐めっき剥離性が劣化する。また、特許文献６の技術では、耐食性の劣化も認められる。さらにＣＯ２は炉内汚染や鋼板表面への浸炭などが起こり、機械特性が変化するなどの問題が懸念される。
さらに、最近では、加工の厳しい箇所への高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の適用が進んでおり、高加工時の耐めっき剥離特性が重要視されるようになっている。具体的にはめっき鋼板に９０°超えの曲げ加工を行い、より鋭角に曲げたときや衝撃が加わり鋼板が加工を受けた場合の、加工部のめっき剥離の抑制が要求される。
以上のような特性を満たすためには、鋼中に多量にＳｉを添加し所望の鋼板組織を確保するだけでなく、高加工時の割れなどの起点になる可能性があるめっき層直下の地鉄表層の組織、構造のより高度な制御が求められる。しかしながら従来技術ではそのような制御は困難である。つまり、従来技術では、焼鈍炉にオールラジアントチューブ型の加熱炉を備えるＣＧＬでＳｉ含有高強度鋼板を母材として高加工時の耐めっき剥離特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することはできない。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、Ｓｉ、Ｍｎを含有する鋼板を母材とし、めっき外観、耐食性、高加工時の耐めっき剥離性および高加工時の加工性に優れた高強度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。
従来は、めっき性を改善する目的で積極的にＦｅを酸化させたり、内部酸化させたりしていた。しかし、この方法では、めっき性は改善するものの、耐食性や加工性が劣化する。
そこで、本発明者らは、従来の考えにとらわれない新たな方法で課題を解決する方法を検討した。その結果、鋼板を焼鈍する際の雰囲気と温度を適切に制御して、めっき層直下の地鉄表層部における内部酸化の形成を抑制することで、優れためっき外観と、より高い耐食性、高加工時の優れた加工性、高加工時の良好な耐めっき剥離性が得られることを知見した。具体的には、焼鈍の加熱過程において、以下の（条件１）〜（条件３）を採用する。
（条件１）焼鈍の加熱過程において、焼鈍炉内温度：４５０℃以上Ａ℃以下（但し、Ａ：５００≦Ａから選択される任意の値）の温度域では、昇温速度：７℃/s以上とする。
（条件２）焼鈍において鋼板最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とする。
（条件３）焼鈍において鋼板温度が６００℃以上７５０℃以下の温度域の鋼板通過時間を３０秒以上１０分以内、雰囲気の露点を−４５℃以下とする。
（条件１）焼鈍の加熱過程において、焼鈍炉内温度：４５０℃以上Ａ℃以下（但し、Ａ：５００≦Ａから選択される任意の値）の温度域では、昇温速度：７℃/s以上とする。
（条件２）焼鈍において鋼板最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とする。
（条件３）焼鈍において鋼板温度が６００℃以上７５０℃以下の温度域の鋼板通過時間を３０秒以上１０分以内、雰囲気の露点を−４５℃以下とする。
上記の（条件１）〜（条件３）を採用することで、鋼板と雰囲気の界面の酸素ポテンシャルを低下させ、内部酸化を極力生じさせずに、Ｓｉ、Ｍｎなどの選択的表面拡散および酸化（以後、表面濃化と呼ぶ）を抑制する。
このように昇温速度、焼鈍温度や雰囲気の露点を制御することにより、内部酸化を抑制するとともに、表面濃化を極力抑制する。その結果、めっき外観、耐食性、高加工時の加工性および高加工時の耐めっき剥離性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることになる。なお、めっき外観に優れるとは、不めっきや合金化ムラが認められない外観を有することをいう。
そして、以上の方法により得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっき層の直下の、地鉄鋼板表面から１００μｍ以内の領域において、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｖのうちから選ばれる１種以上（Ｆｅのみを除く）の酸化物の形成が抑制される。その形成量は合計で片面あたり０．０１０ｇ／ｍ２未満である。これにより、めっき外観に優れ、耐食性が著しく向上し、地鉄表層における曲げ加工時の割れ防止を実現させ、高加工時の耐めっき剥離性に優れる効果が得られる。
本発明は上記知見に基づくものであり、特徴は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：３．６〜８．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板に焼鈍を施し、該焼鈍後の鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、鋼板を連続式溶融亜鉛めっき設備において焼鈍を施すに際し、前記焼鈍の加熱過程において、焼鈍炉内温度：４５０℃以上Ａ℃以下（但し、Ａ：５００≦Ａから選択される任意の値）の温度域では、昇温速度：７℃/s以上とし、前記焼鈍において鋼板最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とし、前記焼鈍において鋼板温度が６００℃以上７５０℃以下の温度域の鋼板通過時間を３０秒以上１０分以内、雰囲気の露点を−４５℃以下とし、前記焼鈍後の鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２）前記鋼板は、成分組成として、質量％で、さらに、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．００１〜１．０００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．２０％、Ｓｂ：０．００１〜０．２０％、Ｔａ：０．００１〜０．１０％、Ｗ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％の中から選ばれる１種以上の元素を含有することを特徴とする（１）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３）溶融亜鉛めっき処理後、さらに、４５０℃以上６００℃以下の温度に鋼板を加熱して合金化処理を施し、めっき層のＦｅ含有量を８〜１４質量％の範囲にすることを特徴とする（１）または（２）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（４）地鉄鋼板と、地鉄鋼板上に形成された亜鉛めっき層とを備え、前記地鉄鋼板は、（１）又は（２）に記載の成分組成を有し、前記亜鉛めっき層直下の前記地鉄鋼板表面から１００μｍ以内の領域に存在する、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｖのうちから選ばれる１種以上（Ｆｅのみを除く）の酸化物の形成量が合計で片面あたり０．０１０ｇ／ｍ2未満であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
本発明によれば、めっき外観、耐食性、高加工時の耐めっき剥離性および高加工時の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
鋼中に多量のＳｉおよびＭｎが添加された高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、耐食性及び高加工時の耐めっき剥離性を満足させるためには、腐食や高加工時の割れなどの起点となる可能性があるめっき層直下の地鉄表層の内部酸化を極力少なくすることが求められる。
Ｆｅを酸化させたり、ＳｉやＭｎの内部酸化を促進させたりすることによりめっき性を向上させることは可能ではある。しかし、この方法は、耐食性や加工性の劣化をもたらすことになってしまう。このため、Ｆｅを酸化させる方法、ＳｉやＭｎの内部酸化を促進させる方法以外で、良好なめっき性を維持しつつ、内部酸化を抑制して耐食性、加工性を向上させる必要がある。検討した結果、本発明では、めっき性を確保するために、鋼板の焼鈍において、酸素ポテンシャルを低下させ、易酸化性元素であるＳｉやＭｎ等の地鉄表層部における活量を低下させる。そして、これらの元素の外部酸化を抑制し、めっき性を改善する。そして、鋼板の焼鈍において、酸素ポテンシャルを低下させることで、地鉄表層部に形成する内部酸化も抑制され、耐食性及び加工性が改善することになる。
具体的には、焼鈍の加熱過程において、以下の（条件１）〜（条件３）を採用する。
（条件１）焼鈍の加熱過程において、焼鈍炉内温度：４５０℃以上Ａ℃以下（但し、Ａ：５００≦Ａから選択される任意の値）の温度域では、昇温速度：７℃/s以上とする。
（条件２）焼鈍において鋼板最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とする。
（条件３）焼鈍において鋼板温度が６００℃以上７５０℃以下の温度域の鋼板通過時間を３０秒以上１０分以内、雰囲気の露点を−４５℃以下とする。
（条件１）焼鈍の加熱過程において、焼鈍炉内温度：４５０℃以上Ａ℃以下（但し、Ａ：５００≦Ａから選択される任意の値）の温度域では、昇温速度：７℃/s以上とする。
（条件２）焼鈍において鋼板最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とする。
（条件３）焼鈍において鋼板温度が６００℃以上７５０℃以下の温度域の鋼板通過時間を３０秒以上１０分以内、雰囲気の露点を−４５℃以下とする。
このように焼鈍の条件を制御することにより、鋼板と雰囲気の界面の酸素ポテンシャルを低下させることができる。上記酸素ポテンシャルが低下することで、内部酸化を抑制するとともに、Ｓｉ、Ｍｎなどの選択的表面拡散、表面濃化を抑制することができる。その結果、不めっき等がなく外観に優れるとともに加工性に優れ、より高い耐食性と高加工時の良好な耐めっき剥離性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることになる。
先ず、焼鈍の対象となる鋼板の製造方法について説明する。鋼板の製造方法は特に限定されない。例えば、鋼を熱間圧延して熱延板を製造する方法、鋼を熱間圧延した後、冷間圧延して冷延板を製造する方法、鋼を熱間圧延した後、酸洗し、冷間圧延して冷延板を製造する方法等を採用することができる。このようにして得られた熱延板や冷延板を焼鈍する対象として用いることができる。
なお、上記鋼板を製造する際の、熱間圧延の条件、酸洗の条件は特に限定されず、適宜設定すればよい。また、冷間圧延については、４０％以上８０％以下の圧下率で行うことが好ましい。圧下率が４０％未満では再結晶温度が低温化するため、機械特性が劣化しやすい。一方、圧下率が８０％超えでは、高強度鋼板であるため圧延コストがアップするだけでなく、焼鈍時の表面濃化が増加して、めっき性が劣化する場合がある。
続いて、鋼板を焼鈍する際の条件について説明する。焼鈍は一般的な連続式溶融亜鉛めっき設備を用いて行うことができる。一般的な連続式溶融亜鉛めっき設備が有する焼鈍炉は、前段に加熱帯、後段に均熱帯を有する。通常、前段の加熱帯で鋼板を所定温度まで加熱し、後段の均熱帯で所定温度、所定時間の条件で鋼板を保持する。
上記（条件１）の通り、焼鈍の加熱過程において、焼鈍炉内温度：４５０℃以上Ａ℃以下（但し、Ａ：５００≦Ａから選択される任意の値）の温度域では、昇温速度：７℃/s以上とする。この加熱は通常、加熱帯で行われる。なお、この温度域の温度は、焼鈍されている鋼板の温度（鋼板温度）を指す。鋼板温度は、焼鈍炉内の各パスのロール位置において、温度計を設置し、測温して得られた値を指す。なお、温度計としては多重反射温度計及び放射温度計などを例示でき、温度計の方式は特に限定されない。
昇温速度を制御する温度域を４５０℃以上とした理由は以下の通りである。４５０℃を下回る温度域では、不めっき発生、耐食性の劣化、耐めっき剥離性の劣化等が問題になる程度の表面濃化や内部酸化は起こらない。よって、昇温速度を制御する温度域は、本発明の効果が発現する温度域である４５０℃以上とする。
また、昇温速度を制御する温度域をＡ℃以下（Ａ：５００≦Ａから選択される任意の値）とした理由は以下の通りである。先ず、昇温速度を制御する温度域の上限が５００℃を下回ると、昇温速度を７℃／ｓ以上に制御する時間が短く、本発明の効果が十分に得られない。このため、Ａは５００℃以上とする。また、昇温速度を制御する温度域の上限が６００℃超えの場合、本発明の効果に何ら問題はないが、焼鈍炉内設備にかかるコスト増大（ＩＨヒーターの増設など）の観点から、不利となる。したがって、６００℃以下が好ましい。
上記温度域における昇温速度を７℃／ｓ以上とした理由は以下の通りである。表面濃化の抑制効果が認められはじめるのが、昇温速度７℃／ｓ以上である。昇温速度の上限は特に設けないが、５００℃／ｓ以上では効果は飽和し、コスト的に不利となる。このため昇温速度は５００℃／ｓ以下が望ましい。なお、昇温速度を７℃／ｓ以上とすることは、例えばインダクションヒーターを鋼板温度が４５０℃以上Ａ℃以下となる焼鈍炉内に配置することで可能である。
上記（条件２）の通り、焼鈍において鋼板最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とする。上記鋼板最高到達温度は、Ａ℃が鋼板最高到達温度と同じ場合を除き、加熱過程での上記加熱における最高到達温度Ａ℃からさらに加熱して上昇させた温度である。ここで、鋼板最高到達温度とは、上記鋼板温度の測定方法と同様の方法で測定したときに、焼鈍中で最高となる値を指す。
焼鈍炉内での鋼板最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とした理由は以下の通りである。鋼板最高到達温度が６００℃を下回ると、不めっき発生、耐食性の劣化、耐めっき剥離性の劣化等が問題になる程度の表面濃化や内部酸化は起こらないが、本発明の効果が十分に得られない。また、鋼板最高到達温度が６００℃を下回ると良好な材質が得られない。よって、本発明では上記鋼板最高到達温度を６００℃以上とする。一方、鋼板最高到達温度が７５０℃を上回ると、表面濃化が顕著となり、不めっき発生、耐食性の劣化、耐めっき剥離性の劣化等が激しくなる。さらに、材質の観点ではＴＳ、Ｅｌ共に、鋼板最高到達温度が７５０℃を上回ると、強度と延性のバランスの効果が飽和する。以上のことから、鋼板最高到達温度は６００℃以上７５０℃以下とする。
上記（条件３）の通り、焼鈍において鋼板温度が６００℃以上７５０℃以下の温度域の鋼板通過時間を３０秒以上１０分以内、雰囲気の露点を−４５℃以下とする。
上記鋼板通過時間が３０秒を下回れば目標とする材質（ＴＳ、Ｅｌ）が得られない。一方、上記鋼板通過時間が１０分を上回れば、強度と延性のバランスの効果が飽和する。
焼鈍において鋼板温度が６００℃以上７５０℃以下の温度域の雰囲気の露点を−４５℃以下とすると、表面濃化の抑制効果が認められる。露点の下限は特に設けないが、露点を−８０℃以下にしても効果が飽和し、コスト的に不利となる。このため、上記露点は−８０℃以上が望ましい。
なお、その他の温度域の露点は特に限定されない。
焼鈍において、上記（条件１）〜（条件３）を採用することが、外観、耐食性、高加工時の耐めっき剥離性および高加工時の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために重要である。上記必須条件以外の焼鈍における条件は以下の通りである。
本発明において、均熱帯における均熱温度、均熱時間の条件は特に限定されず適宜設定すればよい。なお、均熱温度は上記鋼板最高到達温度であってもよいし、上記鋼板到達最高温度よりも低い温度であってもよい。
上記連続焼鈍において、本発明の効果を害さない範囲であれば、雰囲気のガスは特に限定されない。通常、雰囲気のガスは、水素ガス、窒素ガスおよび不可避的不純物ガスから構成される。また、本発明の効果を害さない範囲であれば、これら以外のガス（Ｈ２Ｏ、ＣＯ２、ＣＯ等）を含んでもよい。
上記焼鈍後の鋼板表面にめっき処理を施す。めっき処理も連続式溶融亜鉛めっき設備で行われる。めっき処理の条件はめっき付着量の条件を除いて特に限定されず、適宜設定すればよい。
本発明では、めっき処理において、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２になる条件を採用する。めっき付着量が２０ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる。一方、めっき付着量が１２０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する。
上記めっき処理に続いて、合金化処理を行ってもよい。めっき処理に引き続き合金化処理を行うときは、めっき処理後の鋼板を、４５０℃以上６００℃以下に加熱する。このとき、めっき層のＦｅ含有量が質量％で８〜１４％になるよう加熱を行うのが好ましい。上記Ｆｅ含有量が８％未満では合金化ムラ発生やフレーキング性が劣化する。一方、上記Ｆｅ含有量が１４％超えは耐めっき剥離性が劣化する。
なお、本発明の方法で製造される高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、合金化処理をしていない高強度溶融亜鉛めっき鋼板、合金化処理を施してなる合金化高強度溶融亜鉛めっき鋼板の両者を含む。
上記の通り、本発明は鋼板の焼鈍条件に特徴がある。続いて、焼鈍の対象となる鋼板について説明する。以下の成分組成の説明における「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．３５％
Ｃは、鋼組織中にマルテンサイトなどを形成させることで加工性を向上させる。そのためには、Ｃの含有量を０．０３％以上にする必要がある。一方、Ｃの含有量が０．３５％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０３％以上０．３５％以下とする。
Ｃは、鋼組織中にマルテンサイトなどを形成させることで加工性を向上させる。そのためには、Ｃの含有量を０．０３％以上にする必要がある。一方、Ｃの含有量が０．３５％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０３％以上０．３５％以下とする。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素ではある。しかし、Ｓｉは易酸化性元素であるため、めっき性には不利であり、この観点からは、極力添加することは避けるべき元素である。また、０．０１％程度のＳｉは不可避的に鋼中に含まれ、Ｓｉの含有量をこれ以下に低減するためにはコストが上昇してしまう。以上より、Ｓｉの含有量は０．０１％を下限とする。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると高加工時の耐めっき剥離性の改善が困難となる。したがって、Ｓｉ量は０．０１％以上０．５０％以下とする。本発明は、Ｓｉの含有量が多い場合であっても、良好な性質を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得られることが特徴の１つである。
Ｓｉは鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素ではある。しかし、Ｓｉは易酸化性元素であるため、めっき性には不利であり、この観点からは、極力添加することは避けるべき元素である。また、０．０１％程度のＳｉは不可避的に鋼中に含まれ、Ｓｉの含有量をこれ以下に低減するためにはコストが上昇してしまう。以上より、Ｓｉの含有量は０．０１％を下限とする。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると高加工時の耐めっき剥離性の改善が困難となる。したがって、Ｓｉ量は０．０１％以上０．５０％以下とする。本発明は、Ｓｉの含有量が多い場合であっても、良好な性質を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得られることが特徴の１つである。
Ｍｎ：３．６〜８．０％
Ｍｎは鋼の高強度化に有効な元素である。機械特性や強度を確保するためは、Ｍｎの含有量を３．６％以上にする必要がある。一方、Ｍｎの含有量が８．０％を超えると溶接性やめっき密着性の確保、強度と延性のバランスの確保が困難になる。したがって、Ｍｎ量は３．６％以上８．０％以下とする。
Ｍｎは鋼の高強度化に有効な元素である。機械特性や強度を確保するためは、Ｍｎの含有量を３．６％以上にする必要がある。一方、Ｍｎの含有量が８．０％を超えると溶接性やめっき密着性の確保、強度と延性のバランスの確保が困難になる。したがって、Ｍｎ量は３．６％以上８．０％以下とする。
Ａｌ：０．００１〜１．０００％
Ａｌは溶鋼の脱酸を目的に添加される。Ａｌの含有量が０．００１％未満の場合、その目的が達成されない。溶鋼の脱酸の効果はＡｌの含有量を０．００１％以上にすることで得られる。一方、Ａｌの含有量が１．０００％を超えるとコストアップになる。したがって、Ａｌ量は０．００１％以上１．０００％以下とする。
Ａｌは溶鋼の脱酸を目的に添加される。Ａｌの含有量が０．００１％未満の場合、その目的が達成されない。溶鋼の脱酸の効果はＡｌの含有量を０．００１％以上にすることで得られる。一方、Ａｌの含有量が１．０００％を超えるとコストアップになる。したがって、Ａｌ量は０．００１％以上１．０００％以下とする。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは不可避的に含有される元素のひとつであり、本発明において鋼板はＰを含有しなくてもよい。Ｐの含有量を０．００５％未満にするためには、コストの増大が懸念されるため、Ｐの含有量は０．００５％以上が望ましい。一方、Ｐが０．１０％を超えて含有されると溶接性が劣化する。さらに、表面品質が劣化する。また、非合金化処理時にはめっき密着性が劣化し、合金化処理時には合金化処理温度を上昇しないと所望の合金化度とすることができない。また所望の合金化度とするために合金化処理温度を上昇させると延性が劣化すると同時に合金化めっき皮膜の密着性が劣化する。このため、Ｐの含有量が０．１０％を超えると、所望の合金化度、良好な延性、合金化めっき皮膜を両立させることができない。したがって、Ｐ量は０．１０％以下とし、下限としては０．００５％以上が望ましい。
Ｐは不可避的に含有される元素のひとつであり、本発明において鋼板はＰを含有しなくてもよい。Ｐの含有量を０．００５％未満にするためには、コストの増大が懸念されるため、Ｐの含有量は０．００５％以上が望ましい。一方、Ｐが０．１０％を超えて含有されると溶接性が劣化する。さらに、表面品質が劣化する。また、非合金化処理時にはめっき密着性が劣化し、合金化処理時には合金化処理温度を上昇しないと所望の合金化度とすることができない。また所望の合金化度とするために合金化処理温度を上昇させると延性が劣化すると同時に合金化めっき皮膜の密着性が劣化する。このため、Ｐの含有量が０．１０％を超えると、所望の合金化度、良好な延性、合金化めっき皮膜を両立させることができない。したがって、Ｐ量は０．１０％以下とし、下限としては０．００５％以上が望ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは不可避的に含有される元素のひとつであり、Ｓを含有しなくてもよい。Ｓの含有量の下限は規定しないが、Ｓの含有量が多量になると溶接性が劣化する。このため、Ｓの含有量は０．０１０％以下とする。
Ｓは不可避的に含有される元素のひとつであり、Ｓを含有しなくてもよい。Ｓの含有量の下限は規定しないが、Ｓの含有量が多量になると溶接性が劣化する。このため、Ｓの含有量は０．０１０％以下とする。
また、本発明の製造方法で製造される高強度鋼板の強度と延性のバランスの改善を図るために、連続焼鈍が施される鋼板は、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．００１〜１．０００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．２０％、Ｓｂ：０．００１〜０．２０％、Ｔａ：０．００１〜０．１０％、Ｗ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％の中から選ばれる１種以上の元素を必要に応じて含んでもよい。これらの元素を含有する場合における適正含有量の限定理由は以下の通りである。
Ｂ：０．００１〜０．００５％
Ｂの含有量が０．００１％未満では焼き入れ促進効果が得られにくい。一方、Ｂの含有量が０．００５％超えではめっき密着性が劣化する場合がある。よって、Ｂを含有する場合、Ｂ量は０．００１％以上０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｂの含有量が０．００１％未満では焼き入れ促進効果が得られにくい。一方、Ｂの含有量が０．００５％超えではめっき密着性が劣化する場合がある。よって、Ｂを含有する場合、Ｂ量は０．００１％以上０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂの含有量が０．００５％未満では強度調整やＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果の効果が得られにくい。一方、Ｎｂの含有量が０．０５０％超えではコストアップを招く。よって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ量は０．００５％以上０．０５０％以下とする。
Ｎｂの含有量が０．００５％未満では強度調整やＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果の効果が得られにくい。一方、Ｎｂの含有量が０．０５０％超えではコストアップを招く。よって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ量は０．００５％以上０．０５０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉの含有量が０．００５％未満では強度調整の効果が得られにくい。一方、Ｔｉの含有量が０．０５０％超えではめっき密着性の劣化を招く場合がある。よって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量は０．００５％以上０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ｔｉの含有量が０．００５％未満では強度調整の効果が得られにくい。一方、Ｔｉの含有量が０．０５０％超えではめっき密着性の劣化を招く場合がある。よって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量は０．００５％以上０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．００１〜１．０００％
Ｃｒの含有量が０．００１％未満では焼き入れ性効果が得られにくい。一方、Ｃｒの含有量が１．０００％超えではＣｒが表面濃化するため、めっき密着性や溶接性が劣化する。よって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ量は０．００１％以上１．０００％以下とすることが好ましい。
Ｃｒの含有量が０．００１％未満では焼き入れ性効果が得られにくい。一方、Ｃｒの含有量が１．０００％超えではＣｒが表面濃化するため、めっき密着性や溶接性が劣化する。よって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ量は０．００１％以上１．０００％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．０５〜１．００％
Ｍｏの含有量が０．０５％未満では強度調整の効果やＮｂ、またはＮｉやＣｕとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｍｏの含有量が１．００％超えではコストアップを招く。よって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。
Ｍｏの含有量が０．０５％未満では強度調整の効果やＮｂ、またはＮｉやＣｕとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｍｏの含有量が１．００％超えではコストアップを招く。よって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．０５〜１．００％
Ｃｕの含有量が０．０５％未満では残留γ相形成促進効果やＮｉやＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｃｕの含有量が１．００％超えではコストアップを招く。よって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ量は０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。
Ｃｕの含有量が０．０５％未満では残留γ相形成促進効果やＮｉやＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｃｕの含有量が１．００％超えではコストアップを招く。よって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ量は０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．０５〜１．００％
Ｎｉの含有量が０．０５％未満では残留γ相形成促進効果やＣｕとＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｎｉの含有量が１．００％超えではコストアップを招く。よって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ量は０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。
Ｎｉの含有量が０．０５％未満では残留γ相形成促進効果やＣｕとＭｏとの複合添加時におけるめっき密着性改善効果が得られにくい。一方、Ｎｉの含有量が１．００％超えではコストアップを招く。よって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ量は０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．００１〜０．２０％、Ｓｂ：０．００１〜０．２０％
ＳｎやＳｂは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表面から数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、得られる高強度鋼板の疲労特性や表面品質が改善する。窒化や酸化を抑制する観点から、ＳｎあるいはＳｂを含有する場合は、各々０．００１％以上とすることが好ましい。また、各々の含有量が０．２０％を超えると靭性の劣化を招くので、Ｓｎ、Ｓｂ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。
ＳｎやＳｂは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表面から数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することができる。窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、得られる高強度鋼板の疲労特性や表面品質が改善する。窒化や酸化を抑制する観点から、ＳｎあるいはＳｂを含有する場合は、各々０．００１％以上とすることが好ましい。また、各々の含有量が０．２０％を超えると靭性の劣化を招くので、Ｓｎ、Ｓｂ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｔａ：０．００１〜０．１０％
Ｔａは、ＮｂやＴｉと同様に、ＣやＮと炭化物や炭窒化物を形成することで高強度化に寄与し、さらに高降伏比（ＹＲ）化に寄与する。さらに、ＴａはＮｂやＴｉと同様に、ＣやＮと炭化物や炭窒化物を形成することで高強度化に寄与する。さらに、Ｔａは高降伏比（ＹＲ）化に寄与する。このような観点から、Ｔａを含有することにより、粒界面積の増大に伴う粒界へのＣ偏析量の増大により、高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得ることができる。このような観点から、Ｔａを０．００１％以上含有することができる。一方、Ｔａの含有量が０．１０％を超えると、原料コストの増加を招くだけでなく、ＮｂやＴｉと同様に、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる可能性がある。さらに熱延板中に析出したＴａＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くし、安定した実機製造を困難にする場合がある。このため、Ｔａを含有する場合は、その含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。
Ｔａは、ＮｂやＴｉと同様に、ＣやＮと炭化物や炭窒化物を形成することで高強度化に寄与し、さらに高降伏比（ＹＲ）化に寄与する。さらに、ＴａはＮｂやＴｉと同様に、ＣやＮと炭化物や炭窒化物を形成することで高強度化に寄与する。さらに、Ｔａは高降伏比（ＹＲ）化に寄与する。このような観点から、Ｔａを含有することにより、粒界面積の増大に伴う粒界へのＣ偏析量の増大により、高焼付き硬化量（ＢＨ量）を得ることができる。このような観点から、Ｔａを０．００１％以上含有することができる。一方、Ｔａの含有量が０．１０％を超えると、原料コストの増加を招くだけでなく、ＮｂやＴｉと同様に、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる可能性がある。さらに熱延板中に析出したＴａＣは、冷間圧延時の変形抵抗を高くし、安定した実機製造を困難にする場合がある。このため、Ｔａを含有する場合は、その含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。
Ｗ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％
ＷやＶを、Ｓｉ、Ｍｎと複合添加することにより、Γ相の生成を抑制し、めっきの密着性を向上させる効果がある。このような効果は、Ｗ、Ｖいずれの元素とも０．００１％以上含有して認められる。一方、いずれの元素共に０．１０％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる。
ＷやＶを、Ｓｉ、Ｍｎと複合添加することにより、Γ相の生成を抑制し、めっきの密着性を向上させる効果がある。このような効果は、Ｗ、Ｖいずれの元素とも０．００１％以上含有して認められる。一方、いずれの元素共に０．１０％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる。
Ｆｅおよび不可避的不純物
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。ここで不可避的不純物とは、例えばＯである。Ｏは不可避的に混入する代表的な不可避的不純物である。不可避的不純物の含有量は特に限定されず、許容される不可避的不純物の含有量は不可避的不純物の種類にもよるが、Ｏの場合には含有量が０．００５％以下であれば問題が無い。
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。ここで不可避的不純物とは、例えばＯである。Ｏは不可避的に混入する代表的な不可避的不純物である。不可避的不純物の含有量は特に限定されず、許容される不可避的不純物の含有量は不可避的不純物の種類にもよるが、Ｏの場合には含有量が０．００５％以下であれば問題が無い。
以上のような成分組成を有する鋼板の焼鈍の条件等を調整することで、外観、耐食性、高加工時の耐めっき剥離性および加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。以下、この高強度溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層直下の地鉄鋼板表層の構造に特徴を有する。具体的には、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっき層の直下の、地鉄鋼板表面から１００μｍ以内の領域に存在する、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｖのうちから選ばれる１種以上（Ｆｅのみの場合を除く）の酸化物の形成量が合計で片面あたり０．０１０ｇ／ｍ2未満である。
鋼中にＳｉ及び多量のＭｎが添加された溶融亜鉛めっき鋼板において、耐食性および高加工時の耐めっき剥離性を満足させるためには、腐食や高加工時の割れなどの起点になる可能性があるめっき層直下の地鉄表層の内部酸化を極力少なくすることが求められる。そこで、本発明では、めっき性を確保するために、焼鈍において酸素ポテンシャルを低下させる。上記酸素ポテンシャルを低下させることで、易酸化性元素であるＳｉやＭｎ等の地鉄表層部における活量が低下する。上記活量低下により元素の外部酸化を抑制し、結果的にめっき性が改善する。さらに、上記焼鈍条件により、地鉄表層部に形成する内部酸化も抑制され、耐食性及び高加工時の加工性が改善することになる。このような効果は、地鉄鋼板表面から１００μｍ以内の領域に存在する、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｖのうちから選ばれる１種以上（Ｆｅのみを除く）の酸化物の形成量を合計で片面あたり０．０１０ｇ／ｍ2未満に抑制することで認められる。酸化物形成量の合計（以下、内部酸化量と称す）が０．０１０ｇ／ｍ２以上では、耐食性及び加工性が劣化する。また、内部酸化量を０．０００１ｇ／ｍ２未満に抑制しても、耐食性及び高加工時の加工性向上効果は飽和するため、内部酸化量の下限は０．０００１ｇ／ｍ２以上が好ましい。
さらに、上記に加え、本発明では、耐めっき剥離性を向上させるために、Ｓｉ、Ｍｎ系複合酸化物が成長する地鉄組織は軟質で加工性に富むフェライト相が好ましい。
以下、本発明を、実施例に基いて具体的に説明する。
表１に示す鋼組成からなる熱延鋼板を酸洗し、黒皮スケールを除去した後、冷間圧延し、厚さ１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。なお、一部は冷間圧延を実施せず、黒皮スケール除去後の熱延鋼板（厚さ２．０ｍｍ）のまま使用した。
次いで、上記で得た冷延鋼板および熱延鋼板を、焼鈍炉にオールラジアントチューブ型の加熱炉を備えるＣＧＬに装入した。ＣＧＬでは、表２、３に示す通り、焼鈍炉内の所定の温度域の加熱速度、露点および、鋼板通過時間、鋼板最高到達温度を制御して通板し、加熱帯で加熱し、均熱帯で均熱保持し、焼鈍した。なお、焼鈍における雰囲気の露点の制御については、Ｎ２ガスが充満した空間に設置した水タンクを加熱して加湿したＮ２ガスが流れる配管を焼鈍炉に接続し、加湿したＮ２ガス中にＨ２ガスを導入して混合し、これを炉内に導入することで雰囲気の露点を制御した。
焼鈍した後、４６０℃のＡｌ含有Ｚｎ浴にて溶融亜鉛めっき処理を施した。ＧＡ（合金化高強度溶融亜鉛めっき鋼板）の製造の際には０．１４質量％Ａｌ含有Ｚｎ浴を用い、ＧＩ（高強度溶融亜鉛めっき鋼板）の製造の際には０．１８質量％Ａｌ含有Ｚｎ浴を用いた。付着量は、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層が形成されるように、ガスワイピングにより調節した。合金化処理温度は表２、３に示す通りであり、合金化温度と時間はめっき層中のＦｅ含有量が表２、３に示す値になるように調整した。
以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡおよびＧＩ）に対して、外観性（めっき外観）、耐食性、高加工時の耐めっき剥離性、高加工時の加工性を調査した。また、めっき層直下の地鉄鋼板表面から１００μｍまの領域に存在する酸化物の形成量（内部酸化量）を測定した。測定方法および評価基準を下記に示す。
＜外観性（めっき外観）＞
外観性は目視にて評価した。不めっきや合金化ムラなどの外観不良が無い場合は外観良好（記号：○）、ある場合は外観不良（記号：×）と判定した。
外観性は目視にて評価した。不めっきや合金化ムラなどの外観不良が無い場合は外観良好（記号：○）、ある場合は外観不良（記号：×）と判定した。
＜耐めっき剥離性＞
ＧＡの高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、９０°を超えて鋭角に曲げたときの曲げ加工部のめっき剥離の抑制が要求される。本実施例では１２０°曲げした加工部にセロハンテープ（登録商標）を押し付けて剥離物をセロハンテープ（登録商標）に転移させ、セロハンテープ（登録商標）上の剥離物量をＺｎカウント数として蛍光Ｘ線法で求めた。なお、この時のマスク径は３０ｍｍ、蛍光Ｘ線の加速電圧は５０ｋＶ、加速電流は５０ｍＡ、測定時間は２０秒である。下記の基準に照らして、ランク１、２、３、４のものを耐めっき剥離性が良好（記号：◎又は○）、５のものを耐めっき剥離性が不良（記号×）と評価した。◎、○は高加工時のめっき剥離性に全く問題ない性能である。×は通常の実用には適さない性能である。
蛍光Ｘ線Ｚｎカウント数 ランク
０−５００未満：１（良）◎
５００以上−１０００未満：２○
１０００以上−２０００未満：３○
２０００以上−３０００未満：４○
３０００以上：５（劣）×
ＧＩ高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、衝撃試験時の耐めっき剥離性が要求される。ボールインパクト試験を行い、加工部をテープ剥離し、めっき層の剥離有無を目視判定した。ボールインパクト条件は、ボール重量１０００ｇ、落下高さ１００ｃｍである。
○：めっき層の剥離無し
×：めっき層が剥離
＜耐食性＞
寸法７０ｍｍ×１５０ｍｍの溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡおよびＧＩ）について、ＪＩＳ Ｚ ２３７１（２０００年）に基づく塩水噴霧試験を３日間行い、その後、腐食生成物を除去するためにクロム酸（濃度２００ｇ／Ｌ、８０℃）を用いて１分間洗浄除去し、片面あたりの試験前後のめっき腐食減量（ｇ／ｍ２・日）を重量法にて測定し、下記基準で評価した。
○（良好）：２０ｇ／ｍ２・日未満
×（不良）：２０ｇ／ｍ２・日以上
＜加工性＞
加工性は、試料から圧延方向に対して９０°方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎ一定で引張試験を行い、引張り強度ＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥｌ（％）を測定し、ＴＳ×Ｅｌ≧２４０００のものを良好、ＴＳ×Ｅｌ＜２４０００のものを不良とした。
ＧＡの高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、９０°を超えて鋭角に曲げたときの曲げ加工部のめっき剥離の抑制が要求される。本実施例では１２０°曲げした加工部にセロハンテープ（登録商標）を押し付けて剥離物をセロハンテープ（登録商標）に転移させ、セロハンテープ（登録商標）上の剥離物量をＺｎカウント数として蛍光Ｘ線法で求めた。なお、この時のマスク径は３０ｍｍ、蛍光Ｘ線の加速電圧は５０ｋＶ、加速電流は５０ｍＡ、測定時間は２０秒である。下記の基準に照らして、ランク１、２、３、４のものを耐めっき剥離性が良好（記号：◎又は○）、５のものを耐めっき剥離性が不良（記号×）と評価した。◎、○は高加工時のめっき剥離性に全く問題ない性能である。×は通常の実用には適さない性能である。
蛍光Ｘ線Ｚｎカウント数 ランク
０−５００未満：１（良）◎
５００以上−１０００未満：２○
１０００以上−２０００未満：３○
２０００以上−３０００未満：４○
３０００以上：５（劣）×
ＧＩ高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、衝撃試験時の耐めっき剥離性が要求される。ボールインパクト試験を行い、加工部をテープ剥離し、めっき層の剥離有無を目視判定した。ボールインパクト条件は、ボール重量１０００ｇ、落下高さ１００ｃｍである。
○：めっき層の剥離無し
×：めっき層が剥離
＜耐食性＞
寸法７０ｍｍ×１５０ｍｍの溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡおよびＧＩ）について、ＪＩＳ Ｚ ２３７１（２０００年）に基づく塩水噴霧試験を３日間行い、その後、腐食生成物を除去するためにクロム酸（濃度２００ｇ／Ｌ、８０℃）を用いて１分間洗浄除去し、片面あたりの試験前後のめっき腐食減量（ｇ／ｍ２・日）を重量法にて測定し、下記基準で評価した。
○（良好）：２０ｇ／ｍ２・日未満
×（不良）：２０ｇ／ｍ２・日以上
＜加工性＞
加工性は、試料から圧延方向に対して９０°方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎ一定で引張試験を行い、引張り強度ＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥｌ（％）を測定し、ＴＳ×Ｅｌ≧２４０００のものを良好、ＴＳ×Ｅｌ＜２４０００のものを不良とした。
＜めっき層直下１００μｍまでの領域における内部酸化量＞
内部酸化量は、「インパルス炉溶融−赤外線吸収法」により測定する。ただし、素材（すなわち焼鈍を施す前の鋼板）に含まれる酸素量を差し引く必要があるので、本発明では、焼鈍後の高張力鋼板の両面から１００μｍ以上研磨した位置での鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量ＯＨとした。また、焼鈍後の高張力鋼板表面の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を内部酸化後の酸素量ＯＩとした。このようにして得られた高張力鋼板の内部酸化後の酸素量ＯＩと、素材に含まれる酸素量ＯＨとを用いて、ＯＩとＯＨの差（＝ＯＩ−ＯＨ）を算出し、さらに片面単位面積（すなわち１ｍ２）当たりの量に換算した値（ｇ／ｍ２）を内部酸化量とした。
内部酸化量は、「インパルス炉溶融−赤外線吸収法」により測定する。ただし、素材（すなわち焼鈍を施す前の鋼板）に含まれる酸素量を差し引く必要があるので、本発明では、焼鈍後の高張力鋼板の両面から１００μｍ以上研磨した位置での鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量ＯＨとした。また、焼鈍後の高張力鋼板表面の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を内部酸化後の酸素量ＯＩとした。このようにして得られた高張力鋼板の内部酸化後の酸素量ＯＩと、素材に含まれる酸素量ＯＨとを用いて、ＯＩとＯＨの差（＝ＯＩ−ＯＨ）を算出し、さらに片面単位面積（すなわち１ｍ２）当たりの量に換算した値（ｇ／ｍ２）を内部酸化量とした。
以上により得られた結果を製造条件と併せて表２、３に示す。
表２、３から明らかなように、本発明法で製造されたＧＩ、ＧＡ（本発明例）は、Ｓｉ、Ｍｎ等の易酸化性元素を多量に含有する場合であり高強度鋼板であるにもかかわらず、耐食性、高加工時の加工性、高加工時の耐めっき剥離性およびめっき外観も良好である。一方、比較例では、めっき外観、耐食性、高加工時の加工性、高加工時の耐めっき剥離性のいずれか一つ以上が劣る。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき外観、耐食性、加工性および高加工時の耐めっき剥離性に優れ、自動車の車体そのものを軽量化かつ高強度化するための表面処理鋼板として利用することができる。また、自動車以外にも、素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板として、家電、建材の分野等、広範な分野で適用できる。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：３．６〜８．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板に焼鈍を施し、該焼鈍後の鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
鋼板を連続式溶融亜鉛めっき設備において焼鈍を施すに際し、
前記焼鈍の加熱過程において、焼鈍炉内温度：４５０℃以上Ａ℃以下（但し、５００≦Ａから選択される任意の値）の温度域では、昇温速度：７℃/s以上とし、
前記焼鈍において鋼板最高到達温度を６００℃以上７５０℃以下とし、
前記焼鈍において鋼板温度が６００℃以上７５０℃以下の温度域の鋼板通過時間を３０秒以上１０分以内、雰囲気の露点を−４５℃以下とし、
前記焼鈍後の鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記鋼板は、成分組成として、質量％で、さらに、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．００１〜１．０００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．２０％、Ｓｂ：０．００１〜０．２０％、Ｔａ：０．００１〜０．１０％、Ｗ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％の中から選ばれる１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛めっき処理後、さらに、４５０℃以上６００℃以下の温度に鋼板を加熱して合金化処理を施し、めっき層のＦｅ含有量を８〜１４質量％の範囲にすることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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