JP6168144B2 - 亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車部品などに用いられる、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた高強度低比重亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１３年５月１日に、日本に出願された特願２０１３−９６４２７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１３年５月１日に、日本に出願された特願２０１３−９６４２７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、環境問題への対応のため炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的に自動車の軽量化が望まれている。自動車の軽量化のためには、鋼材の高強度化が有効な手段である。しかしながら、部材に必要な剛性の関係から板厚の下限が制限されている場合には、鋼材を高強度化しても板厚を低減することができず、自動車の軽量化が困難であった。
そこで、本発明者らの一部は、例えば、特許文献１〜５にあるように、鋼にＡｌを多量に添加して比重を小さくした、高Ａｌ含有鋼板を提案した。これらは、従来の高Ａｌ含有鋼板における、圧延時に割れが発生する等の製造性が劣るという問題及び延性が低いという問題を解決したものである。更に、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性を高めるため、例えば、特許文献６にあるように、鋳造後の凝固組織を微細な等軸晶組織とする方法を提案した。更に、本発明者らは、例えば、特許文献７にあるように、成分を適正化することで高Ａｌ含有鋼板の靭性を改善する方法を提案した。
最近では、延性、加工性及び靭性に優れた高Ａｌ含有鋼板を工業規模で生産することが可能となりつつある。しかし、高Ａｌ含有鋼板は、亜鉛めっき性が劣るという問題があった。また、高Ａｌ含有鋼板は、同じ強度の一般的な自動車用鋼板に比べて穴拡げ性が低く、その用途に制限があった。したがって、亜鉛めっき性及び穴拡げ性の改善は、高Ａｌ含有鋼板の自動車部品への適用範囲を拡大するために、重要な課題である。また、高Ａｌ含有鋼板は、良好なアーク溶接性などを有する。しかしながら、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性は、同じ強度の一般的な自動車用鋼板と比べて低いため、その用途に制限があった。なお、亜鉛めっき性が劣るとは、鋼板に不めっきの領域が発生するか、めっきの密着性が低下するか、またはこれら両方が起きることをいう。
本発明は、このような実情に鑑み、Ａｌを添加した低比重の高Ａｌ含有鋼板の亜鉛めっき性及び穴拡げ性を改善し、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた、高強度低比重亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供するものである。
本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板の亜鉛めっき性及び穴拡げ性を高めるため、本発明者らが上記特許文献７で提案した延性、加工性及び靭性に優れた、高強度低比重高Ａｌ含有鋼板の化学成分を基に、溶融亜鉛めっきの条件の検討を行った。その結果、本発明者らは、必要に応じて焼鈍やメカニカルデスケーリング、酸洗等の処理を行った熱延鋼板または冷延鋼板に、Ｎｉプレめっきを行い、その後に適正な条件で溶融亜鉛めっきをすることにより、高Ａｌ含有鋼板の亜鉛めっき性及び穴拡げ性を改善することができることを見出した。さらに、溶融亜鉛めっき後に、適正な条件で合金化加熱処理を行うことによって、成形性、塗装耐食性、溶接性などを改善することができる。なお、以下、高Ａｌ含有鋼板を単に鋼板ということがある。
さらに、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板に溶融亜鉛めっき処理と必要に応じて合金化処理とを行った亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性を高めるため、スポット溶接性を低下させる元素について検討を行った。その結果、本発明者らは、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性が、亜鉛めっき鋼板のＭｎ含有量の影響を大きく受けること、そして、亜鉛めっき鋼板のＭｎ含有量を低減することにより、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性を大幅に改善できることを見出した。
本発明の要旨は、以下の通りである。
本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に形成された、亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板が、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下、Ｎｂ：０〜０．３００％、Ｖ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜３．００％、Ｍｏ：０〜３．００％、Ｎｉ：０〜５．００％、Ｃｕ：０〜３．００％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０５００％、ＲＥＭ：０〜０．０５００％を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記亜鉛めっき層が、化学成分として、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、１５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満であり、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）と穴拡げ率（λ：％）が下記（１）式を満足することを特徴とする亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板。
ＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％・・・・・・（１）
（２）上記（１）に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板において、前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、７％未満を含有する溶融亜鉛めっき層でもよい。
（３）上記（１）に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板において、前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：７％以上、１５％以下を含有する合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
（４）上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板は、前記鋼板のＭｎ含有量が、質量％で、０．２０％超、０．５０％以下であってもよい。
ＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％・・・・・・（１）
（２）上記（１）に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板において、前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、７％未満を含有する溶融亜鉛めっき層でもよい。
（３）上記（１）に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板において、前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：７％以上、１５％以下を含有する合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
（４）上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板は、前記鋼板のＭｎ含有量が、質量％で、０．２０％超、０．５０％以下であってもよい。
（５）（１）に係る亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法では、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下、Ｎｂ：０〜０．３００％、Ｖ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜３．００％、Ｍｏ：０〜３．００％、Ｎｉ：０〜５．００％、Ｃｕ：０〜３．００％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０５００％、ＲＥＭ：０〜０．０５００％を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記ＡｌおよびＳｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼板に対して、片面当たりのＮｉめっき付着量を０．２〜２ｇ／ｍ２とするＮｉプレめっき処理を行い；前記Ｎｉプレめっき処理を行った前記鋼板に対して、２０℃／秒以上の昇温速度で、４３０℃〜４８０℃の温度まで加熱する加熱処理を行い；さらに、浴温度が４４０℃〜４７０℃で、Ａｌ：０．１％以上、０．４％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなる亜鉛めっき浴中に、前記鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行う。
（６）上記（５）に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記溶融亜鉛めっき処理を行った後に、さらに、４７０℃〜５６０℃の加熱温度で、かつ１０秒〜４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行ってもよい。
（６）上記（５）に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記溶融亜鉛めっき処理を行った後に、さらに、４７０℃〜５６０℃の加熱温度で、かつ１０秒〜４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行ってもよい。
上記（１）〜（６）の各態様によれば、製造性が良好で、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた高強度低比重亜鉛めっき鋼板を提供することができる。また、上記（４）の態様によれば、亜鉛めっき性及び穴拡げ性だけでなく、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ量を制御することでスポット溶接性にも優れた、高強度低比重亜鉛めっき鋼板を提供することができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板に溶融亜鉛めっき処理と必要に応じて合金化溶融亜鉛めっき処理とを行った亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき性及び穴拡げ性を高めるための検討を行った。具体的には、本発明者らが上記特許文献７で提案した延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重高Ａｌ含有鋼板の化学成分において、合金元素の含有量を変えた種々の鋼を製造し、製造した鋼に圧延や焼鈍等を施し、実験室で熱延鋼板及び冷延鋼板を製造した。さらに、製造した熱延鋼板及び冷延鋼板に対し、Ｎｉプレめっき処理の有無などを含む種々の条件で溶融亜鉛めっきを行い、亜鉛めっき性及び溶融亜鉛めっき前後の穴拡げ性について評価を行った。なお、高Ａｌ含有鋼板に溶融亜鉛めっき処理と必要に応じて合金化溶融亜鉛めっき処理とを行った本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は、高強度でかつ低比重の亜鉛めっき鋼板である。
高Ａｌ含有鋼板に対して、鋼板を高温に加熱した後の冷却工程において溶融亜鉛めっきを行う、通常の溶融亜鉛めっき方法では、めっき層が形成されない箇所が生じたり（不めっき）、めっき密着性が低いなど良好な亜鉛めっき性が得られない。しかしながら、本発明者らは、必要に応じて焼鈍やメカニカルデスケーリング、酸洗等の処理を行った熱延鋼板または冷延鋼板に、Ｎｉプレめっきを行い、その後、鋼板を再加熱して、溶融亜鉛めっきをすることにより、鋼板の亜鉛めっき性を大幅に改善することを初めて知見した。また、通常の溶融亜鉛めっき方法では、亜鉛めっき鋼板において、良好な穴拡げ性が得られない。しかしながら、本発明者らは、熱延鋼板または冷延鋼板に、Ｎｉプレめっきを行い、その後、鋼板を２０℃／秒以上の昇温速度で４３０℃〜４８０℃まで加熱した後、亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきを行うことによって、得られた亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が改善することを初めて知見した。望ましくは、溶融亜鉛めっき後、さらに、４７０℃〜５７０℃の加熱温度で、かつ１０秒〜４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行うことにより亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が大幅に改善することを初めて知見した。
さらに、本発明者らは、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性を高めるため、検討を行った。具体的には、本発明者らが上記特許文献７で提案した延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重高Ａｌ含有鋼板の化学成分において、合金元素の含有量を変えた種々の鋼から、実験室で熱延鋼板及び冷延鋼板を製造し、製造した鋼板にＮｉプレめっきを行い、その後、亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっきを行った。そして、得られた亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性を評価した。なお、得られた亜鉛めっき鋼板の引張強度は約５００ＭＰａ、板厚は、めっき前の鋼板が熱延鋼板の場合が２．３ｍｍ、冷延鋼板の場合が１．２ｍｍである。なお、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性は、ＪＩＳ Ｚ ３１３７に準拠した引張試験により得られた、抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（Ｃｒｏｓｓ Ｔｅｎｓｉｏｎ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）によって評価した。また、スポット溶接は、通常のスポット溶接機を用いて、ｔを亜鉛めっき鋼板の板厚とした時、ナゲット径が５×√ｔ（ｍｍ）となるように溶接条件を調整して行った。図１は、熱延鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板の十字引張強度（ＣＴＳ）に及ぼす、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量の影響を整理したものである。図１に示したように、質量％で、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量を０．５％以下にすることにより、ＣＴＳが大幅に向上することがわかった。冷延鋼板に亜鉛めっきを行った場合でも、熱延鋼板の場合と同様に、鋼板中のＭｎ含有量を０．５％以下にすることにより、ＣＴＳが大幅に向上することがわかった。なお、ＣＴＳは鋼板の板厚や鋼板の引張強度により要求される値が異なる。例えば、板厚が２．３ｍｍの熱延鋼板の場合は、ＣＴＳは８．０ｋＮ以上が好ましく、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板の場合は、ＣＴＳは５．０ｋＮ以上が好ましい。
次に、本実施形態における、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板の母材となる高Ａｌ含有鋼板の化学成分の限定理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下
Ｃは、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｃ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｃ含有量が０．５００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性やアーク溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１００％超、０．５００％以下とする。
Ｃは、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｃ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｃ含有量が０．５００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性やアーク溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１００％超、０．５００％以下とする。
Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下
Ｔｉは、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｔｉ含有量が１．０００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．１００％超、１．０００％以下とする。また、Ｎｉプレめっきを好適な状態とするためには、Ｔｉ含有量を０．３００％以上とする方が良い。その理由は、Ｔｉが、Ｎｉプレめっき処理において、Ｎｉの拡散を抑える働きをするからである。そのため、Ｔｉ含有量の下限は、０．３００％が好ましく、より好ましくは０．３１０％、さらに好ましくは０．３２０％である。
Ｔｉは、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｔｉ含有量が１．０００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．１００％超、１．０００％以下とする。また、Ｎｉプレめっきを好適な状態とするためには、Ｔｉ含有量を０．３００％以上とする方が良い。その理由は、Ｔｉが、Ｎｉプレめっき処理において、Ｎｉの拡散を抑える働きをするからである。そのため、Ｔｉ含有量の下限は、０．３００％が好ましく、より好ましくは０．３１０％、さらに好ましくは０．３２０％である。
０．２００％＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００％
なお、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために、Ｃ含有量とＴｉ含有量との和、即ち、Ｃ＋Ｔｉを、０．２００％超、１．５００％以下とする。また、Ｎｉプレめっきを好適な状態とするためには、Ｃ＋Ｔｉは０．３００％以上が好ましく、より好ましくは０．４００％以上、さらに好ましくは０．５００％以上である。Ｃ＋Ｔｉの上限は、好ましくは１．３００％であり、より好ましくは１．２００％であり、更に好ましくは１．０００％である。
なお、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために、Ｃ含有量とＴｉ含有量との和、即ち、Ｃ＋Ｔｉを、０．２００％超、１．５００％以下とする。また、Ｎｉプレめっきを好適な状態とするためには、Ｃ＋Ｔｉは０．３００％以上が好ましく、より好ましくは０．４００％以上、さらに好ましくは０．５００％以上である。Ｃ＋Ｔｉの上限は、好ましくは１．３００％であり、より好ましくは１．２００％であり、更に好ましくは１．０００％である。
Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下
Ａｌは、亜鉛めっき鋼板の低比重化を達成するための必須の元素である。Ａｌ含有量が３．０％未満では、低比重化の効果が不十分であり、比重を７．５未満とすることができない。一方、Ａｌ含有量が１０．０％を超えると、金属間化合物の析出が顕著となり延性、加工性及び靭性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は、３．０％以上、１０．０％以下とする。より良好な延性を得るためには、Ａｌ含有量の上限を６．０％とすることが好ましい。
Ａｌは、亜鉛めっき鋼板の低比重化を達成するための必須の元素である。Ａｌ含有量が３．０％未満では、低比重化の効果が不十分であり、比重を７．５未満とすることができない。一方、Ａｌ含有量が１０．０％を超えると、金属間化合物の析出が顕著となり延性、加工性及び靭性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は、３．０％以上、１０．０％以下とする。より良好な延性を得るためには、Ａｌ含有量の上限を６．０％とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満
Ｓｉは、一般的に亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき性を低下させる。また、亜鉛めっき鋼板の靭性を劣化させる元素であり、亜鉛めっき鋼板のＳｉ含有量を低減させる必要がある。そのため、Ｓｉ含有量の上限は０．２０％未満とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０００１％とする。
Ｓｉは、一般的に亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき性を低下させる。また、亜鉛めっき鋼板の靭性を劣化させる元素であり、亜鉛めっき鋼板のＳｉ含有量を低減させる必要がある。そのため、Ｓｉ含有量の上限は０．２０％未満とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０００１％とする。
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
なお、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との積、即ち、Ａｌ×Ｓｉを、０．８以下とすることにより、極めて良好な靭性を得ることができる。Ａｌ×Ｓｉは、可能な限り低くすることが望ましく、下限は規定しないが、精錬技術と製造コストを考慮し、０．０３とすることが好ましい。
なお、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との積、即ち、Ａｌ×Ｓｉを、０．８以下とすることにより、極めて良好な靭性を得ることができる。Ａｌ×Ｓｉは、可能な限り低くすることが望ましく、下限は規定しないが、精錬技術と製造コストを考慮し、０．０３とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下
Ｍｎは、ＭｎＳを形成して固溶Ｓによる粒界脆化を抑制するために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．２０％以下では、その効果が発現されない。また、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％超、３．００％以下とする。
Ｍｎは、ＭｎＳを形成して固溶Ｓによる粒界脆化を抑制するために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．２０％以下では、その効果が発現されない。また、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％超、３．００％以下とする。
なお、Ｍｎ含有量が０．５０％超えると、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性が劣化する。そのため、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性が要求される場合には、Ｍｎ含有量の上限は、０．５０％とすることが好ましい。
Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、亜鉛めっき鋼板の靱性を劣化させる不純物元素であり、亜鉛めっき鋼板中のＰ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０２００％とする。また、Ｐ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、亜鉛めっき鋼板の靱性を劣化させる不純物元素であり、亜鉛めっき鋼板中のＰ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０２００％とする。また、Ｐ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。
Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下
Ｓは、亜鉛めっき鋼板の熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、亜鉛めっき鋼板中のＳ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０１００％とする。また、Ｓ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。
Ｓは、亜鉛めっき鋼板の熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、亜鉛めっき鋼板中のＳ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０１００％とする。また、Ｓ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。
Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下
Ｎは、Ｔｉと窒化物及び／又は炭窒化物、即ち、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成して、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。この効果は、Ｎ含有量が０．００３０％未満では発現されない。また、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＴｉＮの生成により亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０％以上、０．０１００％以下とする。
Ｎは、Ｔｉと窒化物及び／又は炭窒化物、即ち、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成して、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。この効果は、Ｎ含有量が０．００３０％未満では発現されない。また、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＴｉＮの生成により亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０％以上、０．０１００％以下とする。
以上の元素が、本実施形態における亜鉛めっき鋼板の母材となる高Ａｌ含有鋼板の基本成分であり、上記元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる化学組成が、本実施形態における亜鉛めっきの母材となる高Ａｌ含有鋼板の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え、残部のＦｅの一部の代わりに、本実施形態における亜鉛めっき鋼板の母材となる高Ａｌ含有鋼板では、所望の強度レベルやその他に必要とされる特性に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上の元素を添加しても良い。
Ｎｂ：０．３００％以下
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高めるには、０．００５％以上のＮｂを添加することが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると析出物が粗大になり、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化することがある。したがって、Ｎｂ含有量は、０．３００％以下とすることが好ましい。
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高めるには、０．００５％以上のＮｂを添加することが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると析出物が粗大になり、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化することがある。したがって、Ｎｂ含有量は、０．３００％以下とすることが好ましい。
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、Ｎｂと同様、微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、亜鉛めっき鋼板の靭性を高めるには、０．０１％以上のＶを添加することが好ましい。Ｖ含有量が０．５０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化することがある。そのため、Ｖ含有量の上限は０．５０％が好ましい。
Ｖは、Ｎｂと同様、微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、亜鉛めっき鋼板の靭性を高めるには、０．０１％以上のＶを添加することが好ましい。Ｖ含有量が０．５０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化することがある。そのため、Ｖ含有量の上限は０．５０％が好ましい。
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させる有効な元素である。
しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ３．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。また、Ｎｉ含有量は５．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ含有量の上限は３．００％、Ｍｏ含有量の上限は３．００％、Ｎｉ含有量の上限は５．００％、Ｃｕ含有量の上限は３．００％が好ましい。また、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｎｉ含有量は０．０５％以上、Ｃｕ含有量は０．１０％以上が好ましい。
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させる有効な元素である。
しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ３．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。また、Ｎｉ含有量は５．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ含有量の上限は３．００％、Ｍｏ含有量の上限は３．００％、Ｎｉ含有量の上限は５．００％、Ｃｕ含有量の上限は３．００％が好ましい。また、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｎｉ含有量は０．０５％以上、Ｃｕ含有量は０．１０％以上が好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
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。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、析出物を生じて、亜鉛めっき鋼板の熱間加工性を損なうことがある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。なお、粒界の強化によって、亜鉛めっき鋼板の延性、靭性及び熱間加工性を向上させるためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
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。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、析出物を生じて、亜鉛めっき鋼板の熱間加工性を損なうことがある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。なお、粒界の強化によって、亜鉛めっき鋼板の延性、靭性及び熱間加工性を向上させるためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０５００％以下、
ＲＥＭ：０．０５００％以下
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓに起因する亜鉛めっき鋼板の熱間加工性や靭性の劣化を抑制すること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ため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。また、亜鉛めっき鋼板の靭性を向上させるには、Ｃａ含有量は０．００１０％以上、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量は０．００１０％以上、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０５００％以下、
ＲＥＭ：０．０５００％以下
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓに起因する亜鉛めっき鋼板の熱間加工性や靭性の劣化を抑制すること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ため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。また、亜鉛めっき鋼板の靭性を向上させるには、Ｃａ含有量は０．００１０％以上、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量は０．００１０％以上、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
次に、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の特性について説明する。
亜鉛めっき鋼板の比重は、７．５以上では、自動車用鋼板として通常使用されている、鉄の比重７．８６と同程度の鋼板の比重と比較して、軽量化効果が小さい。そのため、亜鉛めっき鋼板の比重を７．５未満とする。また、亜鉛めっき鋼板の化学成分の範囲により、亜鉛めっき鋼板の比重は５．５以上とする。亜鉛めっき鋼板の比重は、成分組成によって決まるものであり、軽量化に寄与するＡｌ含有量を増加させることが好ましい。
亜鉛めっき鋼板の引張強度及び穴拡げ性は、自動車用鋼板として必要な特性を考慮すると、引張強度ＴＳは４４０ＭＰａ以上、かつ、穴拡げ率λは８０％以上であることが好ましい。また、ＴＳ×λは３００００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。
次に、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層について説明する。
溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ、Ｎｉ、Ａｌ及び残部がＺｎ及び不純物からなる。なお、以下、％は質量％を意味する。
亜鉛めっき鋼板において、耐食性に加えて、より良好な成形性などが求められる場合には、溶融亜鉛めっき処理後に、合金化加熱処理を行うことによって成形性、塗装耐食性、溶接性などの特性を向上させることができる。具体的には、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を行った後、合金化加熱処理を施すことで、合金化溶融亜鉛めっき層中にＦｅが拡散して、合金化された亜鉛めっき層が形成される。そのため、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層中のＦｅ量は０．０１％以上、１５％以下である。
合金化加熱処理を行った、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量は、７％以上、１５％以下とする。合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量が７％未満では、亜鉛めっき鋼板のフレーキング性（摺動性）が低下し、また、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量が、１５％を超えると亜鉛めっき鋼板のパウダリング性が低下するからである。
この場合、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に形成された、合金化溶融亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記合金化溶融亜鉛めっき層が、質量％で、Ｆｅ：７％以上、１５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満である。
この場合、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に形成された、合金化溶融亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記合金化溶融亜鉛めっき層が、質量％で、Ｆｅ：７％以上、１５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満である。
一方、合金化加熱処理を行わない溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量は、７％未満とする。溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量が７％以上では、亜鉛めっき浴への浸漬時間を長くとる必要があるなど生産性が大幅に低下するからである。合金化により得られる亜鉛めっき鋼板の成形性、塗装耐食性、溶接性などの向上効果は得られないが、溶融亜鉛めっき層のＦｅ量が７％未満であっても、溶融亜鉛めっき層を有する亜鉛めっき鋼板の耐食性は良好である。
この場合、溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に形成された、溶融亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記溶融亜鉛めっき層が、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、７％未満、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満である。
この場合、溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に形成された、溶融亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記溶融亜鉛めっき層が、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、７％未満、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満である。
溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＮｉは、Ｎｉプレめっき処理により得られるＮｉ量である。溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＮｉ量は０．０５％以上、１．０％以下とする。溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＮｉ量が、０．０５％未満では、亜鉛めっき鋼板の耐食性が低下し、１．０％を超えると亜鉛めっき鋼板のパウダリング性が悪化するからである。
溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＡｌ量は、０．１５％以上、２．０％以下とする。溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＡｌ量が、０．１５％未満では、亜鉛めっき鋼板のパウダリング性や耐食性が低下し、２．０％を超えると亜鉛めっき鋼板の塗装性や耐食性が悪化するからである。
溶融亜鉛めっき処理に用いる溶融亜鉛めっき浴は、Ａｌが０．１％以上、０．４％以下、残部がＺｎ及び不純物からなる。なお、上述したように、亜鉛めっき層へのＮｉ源としてはＮｉプレめっきを用いる。
溶融亜鉛めっき処理によるめっき付着量については、特に制約は設けない。しかしながら、亜鉛めっき鋼板の耐食性の観点から、片面当たりのめっき付着量は５ｇ／ｍ２以上であることが望ましい。本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板上に塗装性などを改善する目的で、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、本実施形態を逸脱するものではない。
次に、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態では、上述の化学成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。更に、メカニカルデスケーリングや酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施しても良い。なお、溶鋼過熱度、液相線温度、溶鋼温度など温度の単位は摂氏温度である。
上記溶鋼過熱度とは、化学成分の組成から求められる液相線温度から、鋳造時の溶鋼温度を減じた値、即ち、溶鋼過熱度＝溶鋼温度−液相線温度である。
溶鋼過熱度が５０℃を超えると、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が凝集し、粗大化してしまう。そのため、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が、フェライトの凝固核として有効に機能せず、本実施形態に係る溶鋼の化学成分が、上述の規定範囲内であっても、凝固組織は粗大な柱状晶組織となってしまい鋳片に割れが生じる場合がある。したがって、溶鋼過熱度は５０℃以下とすることが好ましい。溶鋼過熱度の下限は規定しないが、通常は、１０℃である。
鋼片の熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃未満であると炭窒化物が十分に固溶せずに必要な強度や延性が得られないことがある。したがって、加熱温度の下限は１１００℃とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が１２５０℃を超えると結晶粒の粒径が大きくなり、熱間加工性が低下することがあるため、上限を１２５０℃とすることが好ましい。
仕上げ圧延温度は、８００℃未満であると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延中に割れが生じることがある。したがって、仕上げ圧延温度の下限は８００℃とすることが好ましい。仕上げ圧延温度の上限は特に規定しないが、１０００℃を超えると結晶粒の粒径が大きくなり、冷間圧延時に割れを生じることがあるため、１０００℃とすることが好ましい。
巻き取り温度は、６００℃未満であると、フェライトの回復及び再結晶が不十分になり、鋼板の加工性を損なうことがある。したがって、巻き取り温度の下限は６００℃とすることが好ましい。一方、巻き取り温度が７５０℃を超えると再結晶したフェライトの結晶粒が粗大化し、鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性が低下することがある。したがって、巻き取り温度の上限は７５０℃とすることが好ましい。
熱間圧延時に生成したスケールを除去するために、例えば、テンションレベラーを用いるようなメカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。
熱延鋼板の延性を向上させるために、熱間圧延後、焼鈍してもよい。熱延鋼板の焼鈍温度は、析出物の形態を制御し、延性を向上させるために、７００℃以上とすることが好ましい。また、熱延鋼板の焼鈍温度が１１００℃を超えると結晶粒が粗大化し、粒界脆化が助長されることがある。したがって、熱延鋼板の焼鈍温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。
熱延鋼板を焼鈍した後にスケールを除去するために、メカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。
熱延鋼板に冷間圧延及び焼鈍を施し、冷延鋼板を製造しても良い。以下に、冷延鋼板の好ましい製造条件について述べる。
冷間圧延の冷延率は、生産性の観点から２０％以上が好ましい。また、冷間圧延後の焼鈍時において、再結晶を促進するには、冷延率を５０％以上とすることが好ましい。また、冷延率が９５％を超えると冷間圧延時に割れが生じる場合がある。したがって、冷延率は９５％以下とすることが好ましい。
冷間圧延後の焼鈍温度は、再結晶及び回復を十分に進行させるため、６００℃以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延後の焼鈍温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化して、粒界脆化が助長されることがある。したがって、冷延鋼板の焼鈍温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。
冷延鋼板の焼鈍後の冷却速度は、２０℃／秒以上、冷却停止温度は４５０℃以下が好ましい。これは、冷却中の粒成長による結晶粒の粗大化や、粒界へＰなどの不純物元素が偏析することに起因する粒界脆化を防止し、延性を向上させるためである。冷却速度の上限は規定しないが、５００℃／秒を超えることは技術的に困難である。また、冷却停止温度の下限は冷媒の温度に依存するため、冷却停止温度の下限を室温未満とすることは困難である。
冷間圧延後の焼鈍後に、生成したスケールを除去するために、メカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。また、冷間圧延後の焼鈍後に、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。調質圧延において、伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなく、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。したがって、調質圧延における伸び率を０．２％以上、２％以下とすることが望ましい。
溶融亜鉛めっき前に、例えば、中間処理として、上述の方法によって得られた熱延鋼板または冷延鋼板の表面に、Ｎｉプレめっき処理を行う必要がある。その鋼板の表面にＮｉをプレめっきすることにより、表面が活性化され、高Ａｌ含有鋼板であっても、良好なめっき濡れ性や亜鉛めっき性を得ることができる。ただし、高Ａｌ含有鋼板に良好なＮｉプレめっき処理を行うにはＴｉを上述の規定範囲とする必要がある。
Ｎｉプレめっき処理の方法は、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、片面当たりのめっき付着量は０．２〜２ｇ／ｍ２である。本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の母材となる高Ａｌ含有鋼板に対して、Ｎｉプレめっき処理を行わない場合には、良好なめっき濡れ性や亜鉛めっき性が得られない。さらに、不めっきが生じるなど亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき性の劣化を防ぐことができない。
なお、Ｎｉプレめっき処理を行う前に、焼鈍やメカニカルデスケーリング及び／又は酸洗等の処理を行った熱延鋼板または冷延鋼板の表面を、必要に応じて０．１μｍ以上研削して、除去してもよい。鋼板の表面を０．１μｍ以上研削して、除去した後に、Ｎｉをプレめっきすることにより、溶融亜鉛めっき処理後の合金化加熱処理時に、合金化がさらに促進され、合金化加熱処理時の加熱温度を下げることができる。なお、合金化が促進されるメカニズムについては明確ではないが、研削により、鋼板の表面に導入される歪の影響により、表面が活性化することが考えられる。
鋼板の表面を研削して除去する方法としては、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。鋼板の表面を研削して除去する量が０．１μｍ未満である場合には、合金化促進効果は得られない。より合金化促進効果を得るためには、鋼板の表面を研削して除去する量を、０．５μｍ以上とすることが望ましい。
Ｎｉプレめっき処理を行った後、得られためっき鋼板に対して、２０℃／秒以上の加熱速度で、４３０℃〜４８０℃まで加熱処理を行う。その後の溶融亜鉛めっき処理において、浴温度が４４０℃〜４７０℃、Ａｌ：０．１〜０．４％、残部がＺｎ及び不純物からなる溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行う。その後、必要に応じて、４７０℃〜５６０℃の加熱温度で、１０秒〜４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行っても良い。この溶融亜鉛めっき処理に伴う合金化加熱処理によって、亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が大幅に向上する。溶融亜鉛めっき処理において、加熱速度が２０℃／秒未満では、Ｎｉが鋼板中に拡散するため、良好な亜鉛めっき性が得られなくなる。また、溶融亜鉛めっき処理において、加熱温度が４３０℃未満または４８０℃を超えた場合はめっき時に不めっきを生じやすくなる。さらに、合金化加熱処理において、加熱温度が４７０℃未満では合金化が不十分であり、５６０℃を超えると炭化物の粗大化により亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が劣化する場合がある。また、合金化時間については、合金化温度とのバランスで決まるが、１０秒〜４０秒の範囲が適当である。加熱時間が、１０秒未満では合金化が進みにくく、４０秒を超えると炭化物が粗大化して穴拡げ性が劣化する場合がある。なお、合金化加熱処理を行わない場合でも、亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性向上効果は得られるが、合金化加熱処理を行った方が、より大きい向上効果を得ることができる。合金化加熱処理によって、穴拡げ性が向上する理由については明確ではないが、上記加熱温度での短時間の加熱処理により、炭化物として固定されている炭素の一部が適度に固溶して、結晶粒界に拡散することで粒界強度が向上するためと考えられる。
溶融亜鉛めっき処理及び合金化加熱処理の後は、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。この調質圧延において、伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなく、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、伸び率を０．２〜１％とすることが望ましい。
次に、亜鉛めっき層中の化学成分（亜鉛めっき層組成）の分析方法について説明する。亜鉛めっき層組成は、亜鉛めっき層を塩酸溶解して亜鉛めっき層中の各成分の質量％を求めた。
以下、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について、具体的に説明する。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２Ａに示す条件で熱間圧延した。その後、表２Ａに示す条件で、熱延鋼板の表面を研削した後、Ｎｉプレめっき処理を行った。さらに、表２Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理後に、合金化加熱処理を行わない場合には、浴温が４６０℃で、成分組成が、質量％で、Ａｌ：０．２％〜０．４％、残部Ｚｎ及び不純物からなる亜鉛めっき浴を用いた。また、合金化加熱処理を行う場合には、浴温が４６０℃で、成分組成が、質量％で、Ａｌ：０．１％〜０．３％、残部Ｚｎ及び不純物からなる亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の熱延鋼板の板厚は２．３ｍｍとした。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２Ａに示す条件で熱間圧延した。その後、表２Ａに示す条件で、熱延鋼板の表面を研削した後、Ｎｉプレめっき処理を行った。さらに、表２Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理後に、合金化加熱処理を行わない場合には、浴温が４６０℃で、成分組成が、質量％で、Ａｌ：０．２％〜０．４％、残部Ｚｎ及び不純物からなる亜鉛めっき浴を用いた。また、合金化加熱処理を行う場合には、浴温が４６０℃で、成分組成が、質量％で、Ａｌ：０．１％〜０．３％、残部Ｚｎ及び不純物からなる亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の熱延鋼板の板厚は２．３ｍｍとした。
得ら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の比重、引張強度、穴拡げ性、スポット溶接性、不めっきの有無で示すめっき外観、めっき層組成、めっき密着性を評価した。なお、比較のためめっき処理を行う前の熱延鋼板の穴拡げ性についても評価した。
亜鉛めっき鋼板の比重の測定はピクノメータを用いて行った。機械的特性のうち亜鉛めっき鋼板の引張強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し、鋼板の圧延方向に垂直な方向を長手方向とする５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を測定して評価した。亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率（λ）を測定して評価した。亜鉛めっき鋼板の加工性の指標として、ＴＳ×λを求め、ＴＳ×λは３００００ＭＰａ・％以上を合格とした。
亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性はＪＩＳ Ｚ ３１３７に準拠して、抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（ＣＴＳ）によって評価した。スポット溶接は通常のスポット溶接機を用いて、板厚をｔ（ｍｍ）としてナゲット径が５×√ｔ（ｍｍ）となるように溶接条件を調整して行った。
亜鉛めっき鋼板のめっき外観は、目視観察により不めっきの有無で判定した。亜鉛めっき層組成は、亜鉛めっき層を塩酸溶解して亜鉛めっき層中の各成分の質量％を求めた。亜鉛めっき層中のＦｅ量については、合金化加熱処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、質量％で、７％以上、１５％以下の場合に、合金化がうまく進んだことを示している。一方、合金化加熱処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっき層中のＦｅ量は７％未満であった。亜鉛めっき層中のＮｉ量については、質量％で、０．０５％以上、１．０％以下であれば合格とした。亜鉛めっき層中のＡｌ量については、質量％で、０．１５％以上、２．０％以下であれば合格とした。
亜鉛めっき性は、２５ｍｍカップ絞り試験を行い、テープテストによる黒化度を測定し、黒化度３０％未満を合格とした。
表２Ａ及び表２Ｂに亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度ＴＳ、穴拡げ率λ、ＴＳ×λ、ＣＴＳ、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性の評価結果を示す。亜鉛めっき鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは８．０ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。
熱延Ｎｏ．１〜１０及び１６〜２５は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の亜鉛めっき鋼板が得られた。また、溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率は、めっきを行う前の熱延鋼板の穴拡げ率より向上しており、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率はさらに向上していた。
一方、化学成分が本発明の範囲外であり、製造条件が好ましい範囲から外れる熱延Ｎｏ．１１〜１５及び２６〜３０は、いずれかの特性が不合格となっていた。
（実施例２）
表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２Ａに示す条件で熱間圧延した熱延鋼板について、表３Ａに示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。その後、得られた冷延鋼板の表面を研削し、表３Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表３Ａに示す条件で、溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっきを行う冷延鋼板の板厚は１．２ｍｍとした。
表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２Ａに示す条件で熱間圧延した熱延鋼板について、表３Ａに示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。その後、得られた冷延鋼板の表面を研削し、表３Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表３Ａに示す条件で、溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっきを行う冷延鋼板の板厚は１．２ｍｍとした。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板についても、実施例１と同様に、比重、引張強度、穴拡げ性、スポット溶接性、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性を評価した。なお、比較のため、めっき処理を行う前の冷延鋼板の穴拡げ性についても評価した。
表３Ａ及び表３Ｂに亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度、穴拡げ率、ＴＳ×λ、ＣＴＳ、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性の評価結果を示す。亜鉛めっき鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは５ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。
冷延Ｎｏ．１〜１０及び１６〜２５は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の亜鉛めっき鋼板が得られた。また、溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率は、めっき前の冷延鋼板の穴拡げ率より向上しており、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率はさらに向上していた。
一方、化学成分が本発明の範囲外であり、製造条件が好ましい範囲から外れる冷延Ｎｏ．１１〜１５及び２６〜３０は、いずれかの特性が不合格となっていた。
（実施例３）
表４に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表５Ａに示す条件で熱間圧延した。その後、得られた熱延鋼板の表面を研削し、表５Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表５Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の熱延鋼板の板厚は２．３ｍｍとした。
表４に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表５Ａに示す条件で熱間圧延した。その後、得られた熱延鋼板の表面を研削し、表５Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表５Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の熱延鋼板の板厚は２．３ｍｍとした。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様に、比重、引張強度、穴拡げ性、スポット溶接性、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性を評価した。なお、比較のためめっき処理を行う前の熱延鋼板の穴拡げ性についても評価した。
表５Ａ及び表５Ｂに亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度、穴拡げ率、ＴＳ×λ、ＣＴＳ、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性の評価結果を示す。亜鉛めっき鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは１０ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。
熱延Ｎｏ．３１〜４０及び４１〜５０は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性のめっき鋼板が得られた。また、ＣＴＳはいずれも１３ｋＮ以上となっており、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量が０．５％超である実施例１の熱延Ｎｏ．１〜１０及び１６〜２５に比べて、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性が大幅に改善されていた。
（実施例４）
表４に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表５Ａに示す条件で熱間圧延した熱延鋼板について、表６Ａに示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。その後、得られた冷延鋼板の表面を研削し、表６Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表６Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の冷延鋼板の板厚は１．２ｍｍとした。
表４に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表５Ａに示す条件で熱間圧延した熱延鋼板について、表６Ａに示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。その後、得られた冷延鋼板の表面を研削し、表６Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表６Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の冷延鋼板の板厚は１．２ｍｍとした。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例２と同様に、比重、引張強度、穴拡げ性、スポット溶接性、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性を評価した。なお、比較のため、めっき処理を行う前の冷延鋼板の穴拡げ性についても評価した。
表６Ａ及び表６Ｂに亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度、穴拡げ率、ＴＳ×λ、ＣＴＳ、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性の評価結果を示す。亜鉛めっき鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは５．０ｋＮ以上を合格とした。評価項目について、不合格の場合には、下線を付けた。
冷延Ｎｏ．３１〜４０及び４１〜５０は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の亜鉛めっき鋼板が得られた。また、ＣＴＳはいずれも７ｋＮ以上となっており、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量が０．５％超である実施例２の冷延Ｎｏ．１〜１０及び１６〜２５に比べて、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性大幅に改善されていた。
本発明によれば、製造性が良好で、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた高強度低比重亜鉛めっき鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
Claims (6)
- 鋼板と；
前記鋼板の表面に形成された、亜鉛めっき層と；
を備え、
前記鋼板が化学成分として、質量％で、
Ｃ ：０．１００％超、０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、
Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、
Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、
Ｎ ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、
Ｐ ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、
Ｓ ：０．００００１％以上、０．０１００％以下、
Ｎｂ：０〜０．３００％、
Ｖ ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜３．００％、
Ｍｏ：０〜３．００％、
Ｎｉ：０〜５．００％、
Ｃｕ：０〜３．００％、
Ｂ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｚｒ：０〜０．０５００％、
ＲＥＭ：０〜０．０５００％
を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、
０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
前記亜鉛めっき層が、化学成分として、質量％で、
Ｆｅ：０．０１％以上、１５％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下
を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、
比重が５．５以上、７．５未満であり、
引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）と穴拡げ率（λ：％）が下記（１）式を満足する
ことを特徴とする亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板。
ＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％・・・・・・（１） - 前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、７％未満を含有する溶融亜鉛めっき層である
ことを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板。 - 前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：７％以上、１５％以下を含有する合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板。
- 前記鋼板のＭｎ含有量が、質量％で、０．２０％超、０．５０％以下であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１に記載の亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
化学成分が、質量％で、
Ｃ ：０．１００％超、０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、
Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、
Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、
Ｎ ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、
Ｐ ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、
Ｓ ：０．００００１％以上、０．０１００％以下、
Ｎｂ：０〜０．３００％、
Ｖ ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜３．００％、
Ｍｏ：０〜３．００％、
Ｎｉ：０〜５．００％、
Ｃｕ：０〜３．００％、
Ｂ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｚｒ：０〜０．０５００％、
ＲＥＭ：０〜０．０５００％
を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、
０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
を満足し、前記ＡｌおよびＳｉの含有量の積が、
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼板に対して、
片面当たりのＮｉめっき付着量を０．２〜２ｇ／ｍ２とするＮｉプレめっき処理を行い；
前記Ｎｉプレめっき処理を行った前記鋼板に対して、２０℃／秒以上の昇温速度で、４３０℃〜４８０℃の温度まで加熱する加熱処理を行い；
さらに、浴温度が４４０℃〜４７０℃で、Ａｌ：０．１％以上、０．４％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなる亜鉛めっき浴中に、前記鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行う；
ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記溶融亜鉛めっき処理を行った後に、さらに、４７０℃〜５６０℃の加熱温度で、かつ１０秒〜４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行うことを特徴とする請求項５に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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