JP6402830B2 - 合金化溶融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、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、４４０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
最近、炭酸ガスの排出量の低減及び燃費低減のために、自動車の軽量化が求められている。さらに、自動車の衝突安全性の向上に対する要求が高まっている。鋼材の高強度化は、自動車の軽量化及び衝突安全性の向上に有効である。
自動車部品のうち、パネル部品では、高いプレス成形性（深絞り性）も要求される。そのため、従来、パネル部品には、加工性の高い軟質鋼板が使用されてきた。しかしながら、パネル部品においても、上述の高強度化が求められている。
特許文献１〜３では、高強度を有し、かつ、深絞り性に優れた冷延鋼板を提案する。これらの文献に開示された冷延鋼板では、次式で定義される平均ｒ値ｒｍが高い。
ｒｍ＝（ｒＬ＋２×ｒ４５＋ｒＣ）／４
上記式中のｒＬは、冷延鋼板において、圧延方向に平行な方向のｒ値である。ｒ４５は、圧延方向に対して４５°方向のｒ値である。ｒＣは、圧延方向に垂直な方向のｒ値である。ｒ値はランクフォード値と呼ばれ、鋼板の塑性異方性を示す。
上記パネル部品のうち、サイドフレームアウターのような形状を有する部品ではさらに、平均ｒ値ｒｍが高いだけでなく、次式で定義される面内異方性Δｒ値が小さいことも要求される。
Δｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ）／２−ｒ４５
サイドフレームアウターのうち、ドアが収まる部位の四隅部分では、ｒ４５が高いことが要求され、ドアのヒンジ取付部分では、ｒＬが高いことが要求される。面内異方性Δｒ値が小さければ、これらの要求を満たすことができる。特許文献４では、平均ｒ値ｒｍ及び面内異方性Δｒ値に優れた深絞り用高強度冷延鋼板が提案されている。
ところで、自動車鋼板用の冷延鋼板として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が利用される場合がある。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を実施することにより製造される。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は通常、ゼンジマー法に代表されるライン内焼鈍方式で製造される。ゼンジマー法に代表されるライン内焼鈍方式では、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備とが連続して配置されている。そのため、焼鈍後、連続して溶融亜鉛めっき処理が実施される。なお、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層は、変形能に乏しい金属間化合物からなり、母材鋼板の変形を拘束する。そのため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均ｒ値は、めっき層を有さない鋼板の平均ｒ値よりも低い。
高深絞り性の高強度冷延鋼板では、高強度を得るためにＳｉ含有量が高い。Ｓｉ含有量が高い場合、Ｓｉが鋼板表面に濃化し、Ｓｉ酸化物（ＳｉＯ２）が生成する。Ｓｉ酸化物は、溶融亜鉛めっき処理時において、不めっきを発生しやすい。
特許文献５〜７は、Ｓｉ含有量が高くても不めっきが生じにくい高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。これらの文献では、予め焼鈍された冷延鋼板に対してＮｉプレめっきを実施する。Ｎｉプレめっき後の鋼板に対して、４３０〜５００℃まで急速加熱して溶融亜鉛めっき処理を実施する。溶融亜鉛めっき処理後、４７０〜５５０℃に加熱して合金化処理を実施する。この製造方法の場合、原板である冷延鋼板の加工性を維持しつつ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。さらに、Ｎｉプレめっきを実施することにより、Ｓｉ含有量が高くても不めっきが発生しにくい。
ところで、鋳造後のスラブを室温まで冷却した場合、内部応力（熱応力及び変態応力等）によりスラブに割れが発生する場合がある。また、スラブを移動するためのスラブのハンドリング時、及び、スラブの積み上げ時に、外部応力がスラブに負荷されてスラブに割れが発生する場合がある。このような割れを「スラブ割れ」と称する。スラブ割れに対する耐性を、「耐スラブ割れ性」と称する。
また、冷延鋼板において、深絞り加工後の成形品の端部に新たな張力又は衝撃力が作用する場合に、絞り方向に沿った脆性破壊が生じる場合がある。このような現象を「二次加工脆性」と称する。二次加工脆性に対する耐性を、「耐二次加工脆性」と称する。
特許文献４〜７に開示される製造方法により製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、上述の耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低い場合がある。
特公平８−３０２１７号公報 特公平８−２６４１２号公報 特開２００１−１３１６９５号公報 特許第４０９４４９８号公報 特許第２５２６３２０号公報 特許第２５２６３２２号公報 特開２０１５−０６３７２９号公報
本発明の目的は、高強度及び優れた深絞り性を有し、さらに、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性に優れた、高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と、合金化溶融亜鉛めっき層とを備える。母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００８０％以下、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０３０超〜０．０４８％、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、及び、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（４）を満たす化学組成を有する。合金化溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の表面に形成されており、７〜１５質量％のＦｅを含有する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均ｒ値は１．２以上であり、面内異方性Δｒ値は−０．５〜０．５であり、引張強度は４４０ＭＰａ以上である。
２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６ （１）
Ｂ−Ｘ１≧０．０００５ （２）
Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−Ｘ２≧−０．００３５ （３）
１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０ （４）
ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
さらに、式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、
Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ〕であり、
Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、
Ｘ１＝０である。
さらに、式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、
Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ〕であり、
Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、
Ｘ２＝０である。
本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記化学組成を有するスラブを８００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造し、６００〜７６０℃の巻取り温度で熱延鋼板を巻取る工程と、熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板に対して焼鈍処理を実施して母材鋼板を製造する工程と、母材鋼板に対して溶融亜鉛めっきを実施する工程と、溶融亜鉛めっき処理された母材鋼板に対して、４７０〜６２０℃の合金化処理温度で１０〜４０秒保持する合金化処理を実施する工程とを備える。
本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度及び優れた深絞り性を有し、さらに、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性に優れる。本発明による製造方法は、上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
図１は、後述の耐二次加工脆性評価試験と同じ方法で行った予備試験により得られた、Ｆ１＝２５×Ｐ＋４×Ｓｉと脆性亀裂長さ（ｍｍ）との関係を示す図である。 図２は、実施例中の耐スラブ割れ性評価試験で得られた、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）と、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中のＰ含有量（質量％）との関係を示す図である。
本発明者らは、高強度及び優れた深絞り性（高い平均ｒ値及び低い面内異方性Δｒ値）を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、優れた耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性を得るための方法について、調査及び検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
（Ａ）４４０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しつつ、優れた耐二次加工脆性を得るためには、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中のＰ及びＳｉの含有量を抑制する必要がある。
Ｆ１＝２５×Ｐ＋４×Ｓｉと定義する。Ｆ１中の各元素記号には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。Ｆ１は、耐二次加工脆性の指標である。
図１は、後述の耐二次加工脆性評価試験に基づいて作成された、Ｆ１と脆性亀裂長さ（ｍｍ）との関係を示す図である。図１は、次の方法で得られた。後述の耐二次加工脆性評価試験を実施した。試験材の化学組成はＦ１を除き本発明の範囲内であり、式（２）〜式（４）も満たした。試験後の試験片の観察の結果、脆性亀裂が発生している場合、脆性亀裂長さを測定した。測定の結果、Ｆ１と脆性亀裂長さとの関係は次のとおりであった。Ｆ１＝１.８の試料の脆性亀裂長さは０であった。Ｆ１＝２.５の試料の脆性亀裂長さは０であった。Ｆ１＝３.１の試料の脆性亀裂長さは０であった。Ｆ１＝３.６の試料の脆性亀裂長さは０であった。Ｆ１＝３.８の試料の脆性亀裂長さは８５ｍｍであった。Ｆ１＝４.２の試料の脆性亀裂長さは１６８ｍｍであった。Ｆ１＝４.６の試料の脆性亀裂長さは２１０ｍｍであった。得られた脆性亀裂長さに基づいて、図１を作成した。
図１を参照して、Ｆ１が３．６を超えると、Ｆ１の増加に伴い脆性亀裂長さが顕著に増大する。一方、Ｆ１が３．６以下であれば、脆性亀裂はほぼ発生しない。したがって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が式（１）を満たせば、４４０ＭＰａ以上の高強度を有しつつ、耐二次加工脆性を高めることができる。
２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６ （１）
（Ｂ）粒界強度を高めれば、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性を高めることができる。固溶Ｂ及び固溶Ｃの量が適切であれば、粒界強度が高まる。具体的には、式（２）及び式（３）を満たせば、適切な量の固溶Ｂ及び固溶Ｃを確保でき、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性を高めることができる。
Ｂ−Ｘ１≧０．０００５ （２）
Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−Ｘ２≧−０．００３５ （３）
ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、
Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ〕であり、
Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、
Ｘ１＝０である。
式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、
Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ〕であり、
Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、
Ｘ２＝０である。
Ｆ２＝Ｂ−Ｘ１と定義する。Ｆ３＝Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−Ｘ２と定義する。Ｆ２は固溶Ｂ量の指標であり、Ｆ３は固溶Ｃ量の指標である。Ｆ２が０．０００５以上であれば、粒界強化に寄与する固溶Ｂ量が鋼中に十分に存在する。また、Ｆ３が−０．００３５以上であれば、粒界強度に寄与する固溶Ｃ量が鋼中に十分に存在する。したがって、式（１）を満たす合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板がさらに、式（２）及び式（３）を満たせば、粒界強度が高まり、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が高まる。
（Ｃ）上述の式（１）〜式（３）を満たしつつ、引張強度を４４０ＭＰａ以上とするために、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は式（４）を満たす。
１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０ （４）
Ｆ４＝１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐと定義する。Ｆ４は、鋼板の引張強度の指標である。Ｆ４が１２０以上であれば、式（１）〜式（３）を満たす合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度が４４０ＭＰａ以上となる。
（Ｄ）本発明者らはさらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中のＰ含有量を０．０４８％以下とすることにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、耐スラブ割れ性が顕著に高まることを見いだした。以下、この点について説明する。
図２は、後述の耐スラブ割れ性評価試験で得られた、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）と、合金化溶融亜鉛めっき鋼板中のＰ含有量（質量％）との関係を示す図である。
図２を参照して、Ｐ含有量が０．０４８％になるまでは、Ｐ含有量の低下にしたがい、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓは顕著に低下し、−２０℃以下になる。一方、Ｐ含有量が０．０４８％以下となったとき、Ｐ含有量が低下しても、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓは−２０℃からそれほど低下しない。つまり、図２では、Ｐ含有量＝０．０４８％近傍に変曲点が存在する。
したがって、Ｐ含有量が０．０４８％以下であれば、優れた耐スラブ割れ性が得られる。一方で、Ｐは鋼の強度を高めるため、Ｐ含有量が０．０３０％以下であれば、引張強度が４４０ＭＰａ未満となる。したがって、上記（Ａ）〜（Ｄ）を満たし、かつ、Ｐ含有量が０．０３０％超〜０．０４８％以下であれば、４４０ＭＰａ以上の引張強度及び優れた耐二次加工脆性を有しつつ、耐スラブ割れ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
（Ｅ）上記式（１）〜式（４）を満たす化学組成のスラブを熱間圧延する場合、仕上げ温度ＦＴ（℃）を８００〜９５０℃とし、かつ、巻取り温度ＣＴ（℃）を６００〜７６０℃とすれば、優れた深絞り性が得られる。つまり、平均ｒ値が１．２以上となり、かつ、面内異方性Δｒ値が−０．５〜０．５となる。
以上の知見に基づいて完成した本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と、合金化溶融亜鉛めっき層とを備える。母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００８０％以下、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％超〜０．０４８％、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、及び、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（４）を満たす化学組成を有する。合金化溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の表面に形成されており、７〜１５質量％のＦｅを含有する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均ｒ値は１．２以上であり、面内異方性Δｒ値は−０．５〜０．５であり、引張強度は４４０ＭＰａ以上である。
２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６ （１）
Ｂ−Ｘ１≧０．０００５ （２）
Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−Ｘ２≧−０．００３５ （３）
１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０ （４）
ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
さらに、式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、
Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ〕であり、
Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、
Ｘ１＝０である。
さらに、式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、
Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ〕であり、
Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、
Ｘ２＝０である。
上記化学組成は、Ｃ：０．００４０％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｃ：０．００４０〜０．００８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％を含有してもよい。この場合、式（３）の値は−０．０００２以上であることが好ましい。
本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記化学組成を有するスラブを８００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造し、６００〜７６０℃の巻取り温度で熱延鋼板を巻取る工程と、熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板に対して焼鈍処理を実施して母材鋼板を製造する工程と、母材鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを実施する工程と、溶融亜鉛めっき処理された母材鋼板に対して、４７０〜６２０℃の合金化処理温度で１０〜４０秒保持する合金化処理を実施する工程とを備える。
上記の母材鋼板を製造する工程及び溶融亜鉛めっきを実施する工程に関しては、いわゆるゼンジマー法等のライン内焼鈍を実施した後、保護雰囲気下で母材鋼板（鋼帯）を溶融亜鉛めっき浴に導入してもよい。また、焼鈍処理後の冷延鋼板（つまり母材鋼板）を炉外に取出し（いわゆるライン外焼鈍）、適切な前洗浄を実施した後、必要に応じてＮｉプレめっき処理等の前処理を実施し、保護雰囲気下で４３０〜４８０℃に加熱した後、母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴に導入してもよい。
上記のライン内焼鈍を実施する場合、Ｓｉ等の易酸化性元素が表面に濃化しやすい。そのため、Ｓｉ含有量が０．２５％以上である冷延鋼板に対してライン内焼鈍を実施すれば、不めっきが発生しやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量が０．２５％以上の場合、好ましくは、ライン外焼鈍を実施して母材鋼板を製造し、ライン外焼鈍により製造された母材鋼板に対してＮｉプレめっき処理を実施する。この場合、不めっきの発生を抑制しつつ、溶融亜鉛めっき処理を実施することができる。なお、Ｓｉ含有量が０．２５％未満の母材鋼板に対して、Ｎｉプレめっき処理を実施しても何ら悪影響はない。
以下、本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［合金化溶融亜鉛めっき鋼板の構成］
本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と、合金化溶融亜鉛めっき層とを備える。合金化溶融亜鉛めっき層は、母材鋼板の表面に形成される。
［母材鋼板の化学組成］
母材鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．００８０％以下
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。Ｃは鋼の強度を高める。Ｃはさらに、固溶Ｃとして粒界に偏析して、鋼の二次加工脆性及び耐スラブ割れ性を抑制する。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の深絞り性が低下する。具体的には、ＴｉＣ及びＮｂＣが過剰に生成して面内異方性Δｒ値が高まる。ＴｉＣ及びＮｂＣはさらに、焼鈍時の粒成長を抑制して、平均ｒ値を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００８０％以下である。
高強度及び耐二次加工脆性をさらに高めるためのＣ含有量の好ましい下限は０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００２１％である。さらに優れた深絞り性を得るためのＣ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
高強度及び耐二次加工脆性を特に向上させる場合、好ましいＣ含有量は０．００４０〜０．００８０％である。深絞り性を特に向上させる場合、好ましいＣ含有量は０．００４０％未満である。
Ｓｉ：０．７％以下
シリコン（Ｓｉ）は、不可避に含有される。Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、耐二次加工脆性が低下するとともに、溶融亜鉛めっき工程（ライン内焼鈍の場合）での不めっきが発生しやすくなる。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、熱間加工後のスケール剥離性が低下し、またフラッシュバット溶接性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．７％以下である。Ｓｉ含有量が０．７％を超える場合、Ｎｉプレめっきを実施しても、不めっきが発生する場合がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、より好ましくは、０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．６％であり、さらに好ましくは０．５％である。
Ｍｎ：１．０〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は固溶強化により鋼板の強度を高める。Ｍｎはさらに、Ａｒ３変態点を低下する。Ａｒ３変態点が低下すれば、熱間圧延における仕上げ温度（ＦＴ）を低下することができるため、熱延鋼板のフェライト粒を微細化できる。Ｍｎ含有量が低すぎればこれらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜２．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２％であり、さらに好ましくは１．４％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．３％であり、さらに好ましくは２．１％である。
Ｐ：０．０３０超〜０．０４８％
リン（Ｐ）は固溶強化により鋼板の強度を高める。Ｐ含有量が低すぎれば、本発明の化学組成において、４４０ＭＰａの引張強度を確保することが困難となる。一方、Ｐ含有量が高すぎれば、Ｐが粒界に偏析して粒界強度が低下する。この場合、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低下し、特に、図２に示すとおり、耐スラブ割れ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％超〜０．０４８％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０３３％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４７％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。
Ｓ：０．０２５％以下
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される。Ｓは鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。但し、脱硫に要するコストを考慮する場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
Ａｌ：０．００５〜０．２０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ＡｌＮを形成して結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌはさらに、Ｓｉと同じフェライト安定化元素であり、Ｓｉの代替として含有できる。Ａｌ含有量が低すぎればこれらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．２０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
Ｎ：０．０１０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。Ｎは窒化物（ＡｌＮ）を形成して結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＮはＡｌやＴｉの炭窒化物等を形成して結晶粒の粗大化を抑制する。したがって、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、
チタン（Ｔｉ）は微細なＴｉ炭窒化物を形成して、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｔｉはさらに、ＴｉＮを形成して固溶Ｎを低減し、ＢＮの析出を抑制する。これにより、固溶Ｂによる耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ炭窒化物が粗大化して鋼の靭性が低下する。さらに、ＴｉＰが生成して平均ｒ値が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０４０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｃ含有量が０．００４０％未満の場合、Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０３５％である。Ｃ含有量が０．００４０〜０．００８０％の場合、Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０４０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％
ニオブ（Ｎｂ）は微細なＮｂ炭窒化物を形成して、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂ含有量が低すぎればこの効果は得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粒界に析出したＮｂＣにより、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０６０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
Ｃ含有量が０．００４０％未満の場合、Ｎｂ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０３５％である。Ｃ含有量が０．００４０〜０．００８０％の場合、Ｎｂ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０６０％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
ボロン（Ｂ）は固溶して粒界に偏析し、Ｐ及びＳが粒界に偏析するのを抑制する。これにより、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が高まる。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粒界に粗大な窒化物（ＢＮ）が生成して、鋼の耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低下する。粒界に析出した粗大なＢＮはさらに、鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００３０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記母材鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、上記母材鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［式（１）〜式（４）について］
上記母材鋼板の化学組成はさらに、次の式（１）〜式（４）を満たす。
２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６ （１）
Ｂ−Ｘ１≧０．０００５ （２）
Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−Ｘ２≧−０．００３５ （３）
１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０ （４）
ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
［式（１）について］
上記母材鋼板の化学組成は式（１）を満たす。
２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６ （１）
Ｆ１＝２５×Ｐ＋４×Ｓｉと定義する。Ｆ１は、耐二次加工脆性の指標である。図１に示すとおり、Ｆ１が３．６を超えれば、脆性亀裂長さが顕著に長くなり、耐二次加工脆性が低下する。Ｆ１が３．６以下であれば、脆性亀裂の発生が十分に抑制され、耐二次加工脆性が高まる。
［式（２）について］
上記母材鋼板の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
Ｂ−Ｘ１≧０．０００５ （２）
ここで、式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ〕である。Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、Ｘ１＝０である。
Ｆ２＝Ｂ−Ｘ１と定義する。Ｆ２は固溶Ｂ量の指標であり、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性の指標である。Ｘ１が０よりも大きい場合、理論上ではＴｉによりＮが十分に固定されておらず、Ｂと結合可能なＮが存在することを意味する。Ｘ１が０以下である場合、理論上では、ＴｉによりＮが十分に固定されており、Ｂと結合可能なＮが存在しないことを意味する。
Ｆ２が０．０００５未満の場合、固溶Ｂが粒界に十分に偏析できない。この場合、Ｐ及びＳが粒界に偏析するため、スラブ割れ又は二次加工脆性が発生しやすい。Ｆ２が０．０００５以上である場合、固溶Ｂが粒界に十分偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する。そのため、粒界強度が高まり、優れた耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が得られる。
［式（３）について］
上記母材鋼板の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−Ｘ２≧−０．００３５ （３）
ここで、式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ〕である。Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、Ｘ２＝０である。
Ｆ３＝Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−Ｘ２と定義する。Ｆ３は、固溶Ｃ量の指標であり、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性の指標である。Ｘ２が０よりも大きい場合、理論上では、Ｎと結合する量よりも多いＴｉが存在していることを意味し、Ｃと結合可能なＴｉが存在することを意味する。Ｘ２が０以下である場合、理論上では、全てのＴｉはＮに結合して、Ｃと結合可能なＴｉが存在しないことを意味する。
Ｆ３が−０．００３５よりも低い場合、固溶Ｃ量が不十分のため、粒界の強度が十分に高まらない。この場合、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が低下する。Ｆ３が−０．００３５以上の場合、粒界強度を高めるための固溶Ｃ量が十分に存在する。そのため、耐スラブ割れ性及び耐二次加工脆性が高まる。Ｆ３の好ましい下限は−０．００１５であり、さらに好ましくは０．０００２である。好ましくは、Ｆ３は０．００２５以下であり、より好ましくは０．００１８以下である。この場合、深絞り性がさらに高まる。
Ｃ含有量が０．００４０〜０．００８０％である場合、Ｆ３の好ましい下限は−０．０００２である。
［式（４）について］
上記鋼板の化学組成はさらに、式（４）を満たす。
１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０ （４）
Ｆ４＝１１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐと定義する。Ｆ４は、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量及びＮｂ含有量が上述の範囲内である場合における、鋼板の引張強度の指標である。Ｆ４が１２０未満の場合、鋼板の引張強度は４４０ＭＰａ未満となり、高強度が得られない。Ｆ４が１２０以上であれば、元素が上記範囲であり、かつ、上記式（１）〜式（３）を満たす化学組成の鋼板の引張強度が４４０ＭＰａ以上となる。好ましくは、Ｆ４は１３０以上である。
［合金化溶融亜鉛めっき層］
合金化溶融亜鉛めっき層は、上記母材鋼板の表面に形成されている。合金化溶融亜鉛めっき層は、７〜１５質量％のＦｅを含有する。Ｆｅ含有量が７％未満の場合、スポット溶接性が低下する。一方、Ｆｅ含有量が１５％を超える場合、合金化溶融亜鉛めっき層の密着性が低下する。Ｆｅ含有量が７〜１５％であれば、スポット溶接性及び密着性に優れる。後述する条件の合金化処理を実施すれば、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が上記範囲となる。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量の好ましい下限は８％であり、好ましい上限は１２％である。
合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は、上述のＦｅと、Ａｌとを含有し、残部はＺｎ及び不純物からなる。Ａｌは、上述の溶融亜鉛めっき浴中に含有される。製造工程において、後述のＮｉプレめっき処理を実施する場合、合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は、Ｎｉを含有してもよい。
合金化溶融亜鉛めっき層のめっき付着量は特に限定されない。耐食性の観点から、合金化溶融亜鉛めっき層の好ましいめっき付着量は、Ｚｎの片面付着量で５ｇ／ｍ２以上である。合金化溶融亜鉛めっき層の加工性及び密着性の観点から、合金化溶融亜鉛めっき層のＺｎ片面付着量の好ましい上限は１００ｇ／ｍ２である。
［平均ｒ値］
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、式（Ａ）で定義される平均ｒ値ｒｍが１．２以上である。
ｒｍ＝（ｒＬ＋２×ｒ４５＋ｒＣ）／４ （Ａ）
上記式（Ａ）中のｒＬは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、圧延方向に平行な方向のｒ値である。ｒ４５は、圧延方向に対して４５°方向のｒ値である。ｒＣは、圧延方向に垂直な方向のｒ値である。ｒ値はランクフォード値と呼ばれ、鋼板の塑性異方性を示す。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板ではさらに、式（Ｂ）で定義される面内異方性Δｒ値が−０．５〜０．５である。
Δｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ）／２−ｒ４５ （Ｂ）
サイドフレームアウター等に代表される、加工度が高い自動車部品では、優れた深絞り性が要求される。平均ｒ値ｒｍが１．２以上であれば、優れた深絞り性が得られる。
さらに、サイドフレームアウターのうち、ドアが収まる部位の四隅部分では、ｒ４５が高いことが要求され、ドアのヒンジ取付部分では、ｒＬが高いことが要求される。面内異方性Δｒ値が−０．５〜０．５であれば、これらの要求を満たすことができ、優れた深絞り性が得られる。
［その他］
本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、塗装性及び溶接性の観点から、上層めっき層を上述の合金化溶融亜鉛めっき層上に形成してもよい。また、本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、塗装性、耐食性、潤滑性、溶接性等の向上の観点から、クロメート処理、リン酸塩処理、その他の各種化成処理を実施してもよい。
［製造方法］
本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例は次のとおりである。
本製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程と、溶融亜鉛めっき処理工程と、合金化処理工程とを含む。以下、各工程について詳述する。
［熱間圧延工程］
熱間圧延工程では、初めに、上述の化学組成（式（１）〜式（４）を満たす）を有する溶鋼を周知の方法で製造する。製造された溶鋼を周知の方法で鋳造して、スラブを製造する。鋳造時の冷却方法は、たとえば、周知の徐冷又は空冷である。
製造されたスラブに対して熱間圧延を実施して、熱延鋼板を製造する。製造された熱延鋼板を巻取り、コイルにする。熱間圧延工程における、仕上げ温度ＦＴ及び巻取り温度ＣＴは次のとおりである。
仕上げ温度ＦＴ：８００〜９５０℃
熱間圧延では、粗圧延機を用いて粗圧延を実施した後、仕上げ圧延機を用いて仕上げ圧延を実施する。仕上げ圧延機は、一列に配列された複数のスタンドを備える。各スタンドは、一対の圧延ロールを含む。
熱間圧延において、仕上げ圧延機のうち、鋼板を圧延する最終のスタンドの出側での鋼板の表面温度を仕上げ温度ＦＴ（℃）と定義する。本発明において、仕上げ温度ＦＴは８００〜９５０℃である。
仕上げ温度ＦＴが８００℃未満である場合は、オーステナイトとフェライトの２相域圧延となり、仕上げ温度ＦＴが９５０℃を超える場合は、熱延鋼板の結晶粒が粗大になる。これらの場合、平均ｒ値ｒｍが低くなり、面内異方性Δｒが大きくなる。仕上げ温度ＦＴが８００〜９５０℃であれば、熱延鋼板のフェライト粒が微細になる。その結果、他の条件（化学組成及び製造条件）を満たすことを条件として、平均ｒ値ｒｍが１．２以上になり、面内異方性Δｒ値が−０．５〜０．５になる。
なお、熱間圧延時のスラブの加熱温度は、上記仕上げ温度ＦＴを満たすことを条件として、なるべく低い方が好ましい。スラブの加熱温度が低ければ、平均ｒ値ｒｍを高くすることができる。
巻取り温度ＣＴ：６００〜７６０℃
仕上げ圧延後の熱延鋼板を巻取り、コイルにする。巻取り開始時の熱延鋼板の表面温度を巻取り温度ＣＴ（℃）と定義する。本発明において、巻取り温度ＣＴは６００〜７６０℃である。巻取り温度ＣＴが６００℃未満である場合、及び、巻取り温度ＣＴが７６０℃を超える場合、Ｔｉ炭窒化物及びＮｂ炭窒化物の析出量が適切な量とならない。この場合、固溶Ｃ量が低くなりすぎて、耐二次加工脆性が低下したり、結晶粒が微細にならず、平均ｒ値ｒｍが低くなったりする。
巻取り温度ＣＴが６００〜７６０℃であれば、Ｔｉ炭窒化物及びＮｂ炭窒化物の析出量が適切な量となり、粒界強度に寄与する固溶Ｃ量も適切な量となる。その結果、耐二次加工脆性が高まり、平均ｒ値ｒｍも大きくなる。
［冷間圧延工程］
製造された熱延鋼板に対して、冷間圧延を実施する。冷間圧延工程での圧下率は必ずしも限定されない。好ましくは、冷間圧延工程での圧下率は７５〜８３％である。この場合、平均ｒ値ｒｍがさらに高くなり、かつ、面内異方性Δｒ値がさらに低くなる。ただし、圧下率は上記範囲に特に限定される必要はない。周知の条件を用いて冷間圧延を実施すれば足りる。
［焼鈍処理工程］
製造された冷延鋼板に対して、焼鈍処理を実施して、母材鋼板を製造する。焼鈍温度は再結晶温度以上であり、好ましくはＡｃ１変態温度以下である。焼鈍温度が再結晶温度以上であれば、再結晶が促進され、母材鋼板の深絞り加工性が高まり、耐二次加工脆性が高まる。
焼鈍温度は上述の範囲であれば、特に限定されないが、たとえば、７５０〜８５０℃である。焼鈍温度の好ましい下限は８００℃である。この場合、平均ｒ値ｒｍがさらに高くなる。焼鈍温度の好ましい上限は８３０℃である。この場合、連続焼鈍において、板絞りの発生がさらに抑制される。「板絞り」とは、連続焼鈍炉への通板時において、鋼帯が座屈して、鋼帯にシワや割れが発生する現象をいう。
［Ｎｉプレめっき処理工程］
母材鋼板のＳｉ含有量が０．２５％以上の場合、溶融亜鉛めっきライン外に配置された焼鈍設備を利用するライン外焼鈍を母材鋼板に対して実施し、その後、母材鋼板に対してＮｉプレめっき処理を実施し、Ｎｉプレめっき処理後の母材鋼板を加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を実施するのが好ましい。Ｎｉプレめっき処理の方法は必ずしも限定されない。Ｎｉプレめっき処理は電気めっき処理でもよいし、浸漬めっき処理でもよいが、付着量制御の容易性の観点で電気めっき処理を用いることが好ましい。Ｎｉプレめっき処理により、母材鋼板上にＮｉめっき層が形成される。Ｎｉめっき処理を実施する場合、不めっきが顕著に抑制される。Ｎｉめっき層の好ましいめっき付着量は、０．２〜２ｇ／ｍ２である。この場合、Ｎｉプレめっき処理により、母材鋼板の表面に析出したＮｉの３０〜６５％に相当する量が合金化処理後のめっき層に含まれる。Ｎｉ電気めっきのめっき浴としては例えばワット浴を用いることができるが、必ずしもこれに限定されない。
なお、本製造方法では、Ｎｉプレめっき処理を実施しなくてもよい。この場合、焼鈍工程後に溶融亜鉛めっき処理工程及び合金化処理工程を実施する。
［溶融亜鉛めっき処理工程］
ゼンジマー法等のいわゆるライン内焼鈍による場合、保護雰囲気下で、焼鈍された母材鋼板（鋼帯）を溶融亜鉛浴温又はその近傍温度に冷却して、母材鋼板を溶融亜鉛浴に浸入させる。ただし、母材鋼板のＳｉ含有量が０．２５％以上の場合は、不めっきが発生しやすい。したがって、Ｓｉ含有量の高い母材鋼板の場合、上述のライン外焼鈍を実施するのが好ましい。
ライン外焼鈍の場合、母材鋼板に対して、Ｎｉプレめっき処理工程を実施した後に、溶融亜鉛めっき処理を実施することが好ましい。溶融亜鉛めっき処理は、周知の条件で実施すれば足りる。溶融亜鉛めっき処理ではＮｉプレめっき処理された母材鋼板を、保護雰囲気下で、たとえば２０℃／秒以上の加熱速度で、好ましくは、４３０〜４８０℃まで加熱する。加熱された母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、母材鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を付着させる。溶融亜鉛めっき層が付着した母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴から引きあげる。
母材鋼板の引き上げ速度や、ワイピングのガスの流量を周知の方法で調整することにより、めっき付着量を調整できる。付着量制御に関してはライン内焼鈍でも、ライン外焼鈍でも本質的な差異はない。
溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度は特に限定されるものではないが、０．０５〜０．２５％が好ましい。Ａｌ濃度が高い場合は合金化が抑制され、低い場合には合金化が促進される。
溶融亜鉛浴への鋼板の浸入温度は、好ましくは４５０〜４７５℃である。浸入温度が低い場合は、不めっきが発生する恐れがある。浸入温度が高すぎる場合、ドロスの発生量が増加する。
［合金化処理工程］
溶融亜鉛めっき層が形成された母材鋼板に対して、４７０〜６２０℃の合金化処理温度に加熱する。加熱後、処理温度で１０〜４０秒保持して、合金化処理を実施する。加熱速度はたとえば、２０℃／秒以上である。
合金化処理温度が４７０℃未満であれば、合金化が不十分となりやすく、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７％未満となりやすい。一方、合金化処理温度が６２０℃を超えれば、合金化が過剰に進みやすく、合金化溶融亜鉛めっき層の密着性が低下するおそれが大きくなる。合金化処理温度での保持時間が１０秒未満であれば、合金化が不十分となりやすい。保持時間が４０秒を超えれば、合金化が過剰に進み、合金化溶融亜鉛めっき層の密着性が低下するおそれが大きくなる。
以上の工程により、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
［その他の工程］
ライン外焼鈍された冷延鋼板を母材鋼板として、Ｎｉプレめっき処理後に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、Ｎｉプレめっき処理工程前に、酸洗処理工程を実施してもよい。この場合、焼鈍処理により母材鋼板の表面に形成された酸化被膜を除去できる。
また、焼鈍処理工程後であって、溶融亜鉛めっき処理前に（Ｎｉプレめっき処理工程を実施する場合は、焼鈍処理工程後であって、Ｎｉプレめっき処理工程前に）、形状矯正及び降伏点伸びの消失を目的とした調質圧延工程を実施してもよい。調質圧延工程を実施する場合、好ましい伸び率は０．１〜２％である。伸び率が０．１％以上であれば、形状矯正及び降伏点伸びの消失が十分に得られる。伸び率が２％以下であれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、優れた伸び（全伸び）を維持できる。
上記調質圧延工程は、合金化処理後に実施してもよい。この場合、調質圧延工程での好ましい伸び率は０．１〜２％である。
表１に示す化学組成の溶鋼を製造し、溶鋼を鋳造してスラブを製造した。
Figure 0006402830
各鋼番号のスラブに対して、表２に示す仕上げ温度ＦＴ（℃）及び巻取り温度ＣＴ（℃）で熱延鋼板を製造した。熱延鋼板に対して、８０％の圧延率で冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造した。冷延鋼板に対して表２に示す焼鈍温度（℃）で焼鈍処理を実施して、母材鋼板を製造した。試験番号４９及び５０を除く他の試験番号の母材鋼板に対しては、焼鈍後、酸洗処理をした後、Ｎｉプレめっき処理を実施して、めっき付着量０．５ｇ／ｍ２のＮｉめっき層を母材鋼板の表面に形成した。Ｎｉプレめっき処理後の母材鋼板に対して、溶融亜鉛めっき処理（片面当たりのＺｎ付着量を４５ｇ／ｍ２に設定、Ｚｎ浴中のＡｌ濃度は０．１４〜０．１７％、浴温４５５〜４６０℃）を実施した。具体的には、２０℃／秒の加熱速度で母材鋼板を４６０℃まで加熱した後、亜鉛めっき浴中に母材鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を実施した。
試験番号４９及び５０の母材鋼板に対しては、Ｎｉプレめっき処理を実施せずに、ライン内焼鈍が可能な溶融亜鉛めっき設備で、上述と同じ条件で溶融亜鉛めっき処理を実施した。
溶融亜鉛めっき処理後の母材鋼板に対して、表２に示す合金化処理温度（℃）及び保持時間（秒）で合金化処理を実施した。合金化処理後の鋼板に対して、１．０％の伸び率の調質圧延を実施して、０．７ｍｍの板厚を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
Figure 0006402830
［評価試験］
［耐スラブ割れ性評価試験］
各鋼番号のスラブ（鋳片）から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に規定されるＶノッチ標準試験片を採取した。この試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施して、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を測定した。延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃以下であれば、耐スラブ割れ性に優れると評価した。
［機械特性評価試験］
各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、引張試験片を採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を、常温（２５℃）の大気中で実施して、降伏強度ＹＰ（０．２％耐力）及び引張強度ＳＴ（ＭＰａ）を求めた。
［平均ｒ値及び面内異方性Δｒ値評価試験］
各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、引張試験片を採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５４（２００８）に準拠した塑性ひずみ比試験を実施して、ｒＬ値、ｒ４５値、ｒＣ値を求めた。得られたｒＬ値、ｒ４５値、ｒＣ値を用いて、式（Ａ）に基づいて、平均ｒ値を求めた。さらに、得られたｒＬ値、ｒ４５値、ｒＣ値を用いて、式（Ｂ）に基づいて、面内異方性Δｒ値を求めた。平均ｒ値が１．２以上であり、かつ、面内異方性Δｒ値が−０．５〜０．５の場合、深絞り性に優れると評価した。
［不めっき評価試験］
各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面にて不めっきが発生しているか否かを、目視により判定した。
［合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量等測定試験］
各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、合金化溶融亜鉛めっき層を含むサンプルを採取した。ＧＡのめっき層を、インヒビター（朝日化学工業株式会社製７００ＢＫ、０．３％）を添加した１０％塩酸で溶解除去し、その前後の重量差からめっき付着量を算出した。さらに溶解した液から誘導結合プラズマ発光分光（ＩＣＰ−ＡＥＳ）分析でＺｎ，Ｆｅ，Ａｌ，Ｎｉ量を測定し、Ｚｎ付着量およびめっき皮膜中のＦｅ含有量（合金化度）を算出した。Ｆｅ含有量が７〜１５％であれば、優れた合金化溶融亜鉛めっき層が得られたと判断した。
［めっき密着性評価試験］
各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、２５ｍｍカップ絞り試験を実施した。試験後、テープテストによる黒化度を測定した。黒化度が低いほど、めっき密着性が高い。本実施例では、黒化度が３０％未満の場合、めっき密着性に優れる（表３中で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と表記）と判断した。黒化度が３０％以上の場合、めっき密着性が低い（表３中で「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔｅｄ）と表記）と判断した。
［耐二次加工脆性評価試験］
各試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、直径４５ｍｍのブランクを作製した。ブランクに対して、ポンチ直径が２０．６４ｍｍの球頭ポンチを用いて絞り成形（絞り比は２．２）を実施した。その後、−４０℃のエタノールに、側面が水平になるように浸漬し、プレス機によりプレスしてブランクを押しつぶした。プレス後のブランクにて脆性亀裂の有無を目視により判断した。
［評価結果］
評価結果を表３に示す。
Figure 0006402830
表３を参照して、試験番号１、３、５、６、８、９、２７、２８、３１、３２、４９〜５３の化学組成は適切であり、製造条件も適切であった。そのため、これらの試験番号の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ以上であり、平均ｒ値ｒｍは１．２以上であり、面内異方性Δｒは−０．５〜０．５の範囲内であった。さらに、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は７〜１５％の範囲内であった。つまり、高強度で深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。さらに、これらの試験番号では、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃以下であり、優れた耐スラブ割れ性が得られた。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が確認されず、優れた耐二次加工脆性が得られた。
なお、これらの試験番号において、全伸びは３０％以上であった。また、いずれも不めっきは発生しなかった。さらに、めっき密着性試験において、いずれの試験番号においても黒化度が３０％未満であり、めっき密着性に優れた。
一方、試験番号２、４、７、２９、３０では、Ｐ含有量が高すぎた。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。
試験番号１０では、Ｐ含有量が高すぎ、Ｆ１が式（１）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさなかった。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号１１では、Ｓｉ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、不めっきが発生した。さらに、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号１２では、Ｂ含有量が低すぎた。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号１３では、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ未満であった。
試験番号１４及び３６では、Ｐ含有量が低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ未満であった。
試験番号１５及び３７では、Ｐ含有量が高すぎた。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。
試験番号１６及び３８では、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号１７及び３９では、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号１８及び４０では、Ｆ３が式（３）を満たさなかった。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号１９及び４１では、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ未満であった。
試験番号２０及び４２では、仕上げ温度ＦＴが高すぎた。そのため、平均ｒ値ｒｍが１．２未満、面内異方性Δｒが−０．５未満となり、深絞り性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号２１及び４３では、仕上げ温度ＦＴが低すぎ、その結果、巻取り温度ＣＴも低すぎた。そのため、平均ｒ値ｒｍが１．２未満、面内異方性Δｒが−０．５未満となり、深絞り性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号２２及び４４では、巻取り温度ＣＴが低すぎた。そのため、平均ｒ値ｒｍが１．２未満、面内異方性Δｒが−０．５未満となり、深絞り性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号２３及び４５では、合金化処理温度が高すぎた。そのため、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が１５％を超えた。その結果、めっき密着性評価試験において、黒化度が３０％以上となり、めっき密着性が低かった。
試験番号２４及び４６では、合金化処理温度が低すぎた。そのため、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７％未満であった。
試験番号２５及び４７では、合金化処理温度での保持時間が長すぎた。そのため、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が１５％を超えた。その結果、めっき密着性評価試験において、黒化度が３０％以上となり、めっき密着性が低かった。
試験番号２６及び４８では、合金化処理温度での保持時間が短すぎた。そのため、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７％未満であった。
試験番号３３では、Ｐ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。
試験番号３４では、Ｓｉ含有量及びＰ含有量が高すぎた。そのため、耐スラブ割れ性評価試験において、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。さらに、耐二次加工脆性評価試験において、脆性亀裂が発生し、耐二次加工脆性が低かった。さらに、不めっきが発生した。
試験番号３５では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、平均ｒ値が低すぎた。さらに、延性脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）が−２０℃を超え、耐スラブ割れ性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．００８０％以下、
    Ｓｉ：０．７％以下、
    Ｍｎ：１．０〜２．５％、
    Ｐ：０．０３０超〜０．０４８％、
    Ｓ：０．０２５％以下、
    Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、及び、
    Ｂ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（４）を満たす化学組成を有する母材鋼板と、
    前記母材鋼板の表面に形成されており、７〜１５質量％のＦｅを含有する合金化溶融亜鉛めっき層とを備え、
    平均ｒ値が１．２以上であり、
    面内異方性Δｒ値が−０．５〜０．５であり、
    引張強度が４４０ＭＰａ以上である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
    ２５×Ｐ＋４×Ｓｉ≦３．６ （１）
    Ｂ−Ｘ１≧０．０００５ （２）
    Ｃ−（１２／９３）×Ｎｂ−Ｘ２≧−０．００３５ （３）
    １１０×Ｓｉ＋４８×Ｍｎ＋５５０×Ｐ≧１２０ （４）
    ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
    さらに、式（２）中のＸ１は次のとおり定義される。
    Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ＞０の場合、
    Ｘ１＝（１１／１４）〔Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ〕であり、
    Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ≦０の場合、
    Ｘ１＝０である。
    さらに、式（３）中のＸ２は次のとおり定義される。
    Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ＞０の場合、
    Ｘ２＝（１２/４８）〔Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ〕であり、
    Ｔｉ−（４８/１４）×Ｎ≦０の場合、
    Ｘ２＝０である。
  2. 請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    前記化学組成は、
    Ｃ：０．００４０％未満、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、及び、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％を含有する、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    前記化学組成は、
    Ｃ：０．００４０〜０．００８０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、及び、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％を含有し、
    式（３）の下限値が−０．０００２である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 請求項１〜請求項３に記載の化学組成を有するスラブを８００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造し、６００〜７６０℃の巻取り温度で前記熱延鋼板を巻取る工程と、
    前記熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程と、
    前記冷延鋼板に対して焼鈍処理を実施して母材鋼板を製造する工程と、
    前記母材鋼板に対して溶融亜鉛めっき処理を実施する工程と、
    前記溶融亜鉛めっき処理された前記母材鋼板に対して、４７０〜６２０℃の合金化処理温度で１０〜４０秒保持する合金化処理を実施する工程とを備える、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 請求項４に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であってさらに、
    前記母材鋼板を製造する工程後であって、前記溶融亜鉛めっき処理を実施する工程前に、前記母材鋼板にＮｉプレめっき処理を実施する工程と、
    前記Ｎｉプレめっき処理を実施する工程後であって、前記溶融亜鉛めっき処理を実施する工程前に、前記Ｎｉプレめっきされた前記母材鋼板を加熱する工程とを備える、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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