WO2019098206A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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steel sheet
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hot
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松本　優
橋本　茂
晃一 西沢
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日本製鉄株式会社
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/26—After-treatment
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C23C2/36—Elongated material
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc

Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing an alloyed galvanized steel sheet.
  • high-tensile steel plates which can ensure strength even when thinned.
  • a high-tensile steel plate for example, a steel plate having improved strength and ductility by raising the content of at least one of Si and P which are inexpensive elements has attracted attention.
  • Si and P have the effect of delaying the alloying of the zinc plating and the steel sheet by participating in the diffusion of Fe and the Fe-Zn reaction in the manufacturing process of the alloyed galvanized steel sheet. Therefore, in the case of an alloyed galvanized steel sheet which uses a high tensile steel sheet having a high Si content as a base material, the production efficiency is lowered because the alloying speed is lowered.
  • Patent Document 1 residual stress is imparted to the surface of the Si-containing steel plate by cold rolling the Si-containing steel plate using a work roll in which abrasive streaks are imparted in the roll axial direction, and zinc plating, A technique for improving the reactivity with a steel plate is disclosed.
  • P also has the same characteristics as Si. That is, strength and ductility can be improved by increasing the content of P.
  • P is also easily concentrated on the surface of the steel sheet in the firing and pure process. Therefore, when plating is performed on a high tensile steel sheet having a high P content, the concentrated P may lower the plating adhesion or peel of the plating may occur in a post-processing step such as press forming. there were.
  • the surface of the steel plate is uniformly ground by a roll brush or the like to the steel plate after hot-rolled pickling (that is, before cold rolling) Is considered.
  • a roll brush or the like to the steel plate after hot-rolled pickling (that is, before cold rolling) Is considered.
  • such grinding can not form asperities with sufficient depth on the surface of the steel sheet. Therefore, in the grinding by the above-mentioned roll brush etc., it was difficult to give distortion sufficient for formation of a fine crystal grain to the surface of a steel plate after cold rolling.
  • an object of the present invention is to provide a new and improved galvanization rate between zinc plating and a steel plate.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing an alloyed galvanized steel sheet.
  • C 0.001% or more and 0.350% or less
  • Si 0.001% or more and 2.500% or less
  • P Mn: at least one of 0.001% to 0.100%
  • Mn 0.10% to 3.00%
  • S 0.001% to 0.010%
  • N 0.0010 to 0 Sol.
  • the width of the opening surface is 10 ⁇ m to 25 ⁇ m and the depth is 10 ⁇ m on the surface of the steel sheet
  • Steel plate is in mass%, Cr: 0.01% or more and 0.50% or less, Ti: 0.01% or more and 0.10% or less, V: 0.01% or more and 0.10% or less, Nb: 0.01% or more and 0.10% or less, Ni: 0.01% or more and 1.00% or less, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Mo: 0.01% or more and 1.00% or less, B: You may contain 1 type, or 2 or more types of 0.003% or more and 0.0050% or less.
  • the formation pattern of the groove may be a linear pattern extending in the sheet passing direction or the sheet width direction of the steel plate.
  • the grooves may be formed by irradiating the surface of the steel plate with a laser.
  • the groove may be formed by rolling a steel plate with a roll in which a protrusion corresponding to the groove is formed on the outer peripheral surface.
  • the alloying speed of the crystal grains in the region where the strain is accumulated is It is possible to have fast ultrafine grains.
  • FIG. 1 It is a schematic diagram which shows a part of cross section which cut the alloyed hot dip galvanized steel plate manufactured by the manufacturing method which concerns on one Embodiment of this indication in the thickness direction. It is sectional drawing which showed typically the groove
  • FIG. 1 is a schematic diagram which shows a part of cross section which cut
  • a groove having a width of 10 ⁇ m to 25 ⁇ m and a depth of 10 ⁇ m to 30 ⁇ m and a width of 20 ⁇ m to 500 ⁇ m is formed on the surface of the steel sheet 10 after hot rolling and pickling. It forms by the space
  • FIGS. 2A to 2C are cross-sectional views schematically showing grooves formed on the surface of the steel plate 10 in the surface processing step.
  • the cross-sectional views of FIGS. 2A to 2C are views showing a cross section cut along the cutting line aa ′ of FIG.
  • grooves 11 having a depth D and a width W of the opening surface are formed at predetermined intervals G.
  • the cross-sectional shape of the bottom of the groove 11 may be a curved shape as shown in FIG. 2B, or may be a polygonal shape having one or more vertices as shown in FIG. 2C.
  • the depth D of the groove 11 corresponds, for example, to the distance between the bottom surface of the groove 11 and the surface of the steel plate 10 in the thickness direction of the steel plate 10.
  • the depth D of the groove 11 is measured by, for example, a commercially available microscope having a dimension measurement function. For example, using a microscope VR-3000 manufactured by Keyence Corporation, measurement may be performed at magnifications of 40 at positions where the width direction of the steel plate is equally divided into four, and the average value of the depths of the grooves may be the depth D.
  • the distance G between the adjacent open surfaces of the grooves 11 is the distance between the ends of the openings of the adjacent grooves 11.
  • the distance G of the grooves 11 is measured, for example, by a commercially available microscope having a dimension measurement function.
  • the distance G may be measured at an arbitrary magnification of 40 times at any position in the longitudinal direction of the groove 11 of the steel plate, and the average value thereof may be used as the distance G.
  • the width W of the groove 11 corresponds to the opening width of the groove 11. That is, the width W of the groove 11 is the length in the width direction of the opening surface.
  • the width direction is a surface direction (direction parallel to the surface of the steel plate 10) perpendicular to the extending direction (length direction) of the groove 11. If the length in the surface direction of the groove 11 is substantially the same (that is, if the extension direction can not be defined; for example, the opening surface of the groove 11 is circular), any surface direction may be the width direction.
  • the width W of the groove 11 is measured, for example, by a commercially available microscope having a dimension measurement function. For example, using a microscope VR-3000 manufactured by Keyence Corporation, the width W may be measured at an arbitrary magnification of 40 times at an arbitrary position in the length direction of the steel plate, and the average value thereof may be used as the width W.
  • grooves with a width of 10 ⁇ m to 25 ⁇ m and a depth of 10 ⁇ m to 30 ⁇ m at intervals of 20 ⁇ m to 500 ⁇ m on the surface of the steel sheet 10 after hot rolling and acid washing that is, rolls as in the prior art Compared with the manufacturing method of grinding the surface of the steel plate uniformly with a brush etc., it forms more densely, thereby promoting the flow of steel on the surface of the steel plate 10 in the subsequent cold rolling process, and the surface of the steel plate 10 According to this, it is possible to divide crystal grains in the region to which the large strain is applied to further refine them and further to increase the grain boundaries that promote the interdiffusion of Fe and Zn. Many can be formed.
  • the manufacturing method of the present embodiment by providing the above-described groove before cold rolling, it is possible to apply a larger strain to the region where the groove was present after cold rolling than in the conventional manufacturing method.
  • the crystal grains of the ground area of the steel plate surface have the [001] face, while the orientation of each crystal grain of the area where the groove was present in this embodiment. Is random. For this reason, the alloying speed of the plating layer 20 and the steel plate 10 can be improved.
  • FIG. 3 shows the relationship between the depth of grooves formed on the surface of the steel sheet 10 after hot rolling and pickling, the time of completion of alloying, and the appearance. Since the alloying time also differs depending on the composition of the steel plate 10, steel type A in Table 1A described later was used here.
  • the alloying completion time was defined as the time until the Fe concentration in the plating layer reached 4 g / m 2 after performing the alloying treatment at 520 ° C.
  • the percentage of reduction in the alloying completion time of the surface-treated steel plate relative to the alloying completion time of the steel plate of the same component not subjected to surface processing of irregularities is defined as the alloying time reduction ratio, and 20% or more was accepted. .
  • the appearance is a perfect score of 5 points, 5 points: no streaks, 4 points: very few slight streaks, but there is no problem in appearance, 3 points: clear streaks, Those with problems in appearance, 2 points: those with a clear streak pattern existing at a considerable frequency, 1 points: those with a streak pattern almost over the entire surface, and 4 points or more were accepted.
  • the depth is less than 10 ⁇ m, the appearance is good but the shortening of the alloying time is insufficient. It is presumed that this is because sufficient distortion can not be imparted to the surface of the steel sheet 10 after the cold rolling process.
  • the depth is 10 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less, the appearance is also passed, and the alloying time reduction rate is also passed.
  • channel formed in the surface of the steel plate 10 is ten to 30 micrometer, Preferably it is 15 to 25 micrometer.
  • FIG. 4 shows the relationship between the spacing of grooves formed on the surface of the steel sheet 10 after hot-rolled and acid-washed steel type A in Table 1A described later, the time of completion of alloying, and the appearance.
  • the groove spacing G is less than 20 ⁇ m, both the appearance and the reduction in the alloying time fail. It is presumed that this is because the grooves formed on the surface of the steel plate 10 can not be sufficiently flattened by cold rolling, and a sufficient strain can not be formed on the surface of the steel plate 10.
  • the groove spacing G is 20 ⁇ m or more and 500 ⁇ m or less, both the appearance and the alloying time reduction rate pass. If the groove spacing G is more than 500 ⁇ m, the appearance is acceptable but the alloying time reduction rate is not sufficient.
  • the lower limit of the interval of the slot formed in the surface of steel plate 10 is 20 micrometers or more, preferably 50 micrometers or more, and more preferably 100 micrometers or more.
  • the upper limit of the groove interval is 500 ⁇ m or less, preferably 300 ⁇ m or less, and more preferably 200 ⁇ m or less.
  • FIG. 5 shows the width W (hereinafter, also simply referred to as “width”) of the opening face of the groove formed on the surface of the steel sheet 10 after hot-rolled and acid-washed steel type A in Table 1A to be described later It shows the relationship. If the width W of the groove is less than 10 ⁇ m, the appearance is acceptable but the alloying time reduction rate is not sufficient. It is presumed that this is because the flow of steel during the subsequent cold rolling step is insufficient, and thus sufficient strain can not be imparted to the surface of the steel sheet 10 after the cold rolling step. When the width W of the groove is 10 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less, both the appearance and the alloying time reduction rate pass.
  • width W of a slot formed in the surface of steel plate 10 after hot rolling acid wash is 10 micrometers or more and 25 micrometers or less.
  • the lower limit is preferably 10 ⁇ m or more, and the upper limit is preferably 20 ⁇ m or less.
  • 6 to 10 are plan views schematically showing an example of a plane pattern of the grooves 11 formed on the surface of the steel plate 10 in the surface processing step. 6 to 10, the X direction is the passing direction of the steel plate 10, and the Y direction is the width direction of the steel plate 10.
  • the planar pattern of the grooves 11 formed on the surface of the steel plate 10 may be a linear pattern extending in a direction inclined at an angle ⁇ with respect to the rolling direction of the steel plate 10.
  • a groove 11 can be easily formed, for example, by rolling the steel plate 10 with a roll having a helical convex shape.
  • it may be a linear pattern which extends in the sheet passing direction or the sheet width direction of the steel plate.
  • the planar pattern of the grooves 11 formed on the surface of the steel plate 10 may be a linear pattern extending in the sheet-passing direction of the steel plate 10.
  • Such a groove 11 can be easily formed, for example, by continuing laser irradiation to a predetermined position of the steel plate 10 transported at a constant speed.
  • the plane pattern of the grooves 11 formed on the surface of the steel plate 10 may be a pattern which is stretched in the threading direction of the steel plate 10 and divided at predetermined stretching distances.
  • Such a groove 11 can be easily formed, for example, by intermittently irradiating the laser at a predetermined position of the steel plate 10 transported at a constant speed.
  • the planar pattern of the grooves 11 formed on the surface of the steel plate 10 may be a linear pattern extending in the width direction of the steel plate 10.
  • Such a groove 11 can be easily formed, for example, by rolling the steel plate 10 with a gear-shaped roll.
  • the planar pattern of the grooves 11 formed on the surface of the steel plate 10 may be a circular or elliptical two-dimensional directional pattern alternately arranged. Since it is easy to increase the area in which the groove 11 is formed, such a groove 11 can apply distortion to a wider area of the steel plate 10.
  • the steel plate 10 includes at least one of C, Si and P, Mn, S, N, and sol. It contains Al and other components as optional components. Although the preferable content of the optional component will be described later, the content of the optional component may be 0%.
  • the balance other than the following components that may be contained in the steel plate 10 is iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • C (C: 0.001% or more and 0.350% or less)
  • C is an element which is inevitably contained in steel.
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • the lower the C content the better.
  • the C content is excessively reduced, inclusions in the steel increase, which adversely affects the extensibility of the steel plate 10, so the lower limit of the C content in the steel plate 10 is 0.001%.
  • C is an element that contributes to the increase in the strength of the steel plate 10.
  • the C content is preferably 0.010% or more.
  • C content in steel plate 10 is 0.001% or more and 0.350% or less.
  • the lower limit is preferably 0.010% or more, and the upper limit is preferably 0.250% or less.
  • Si Si: 0.001% to 2.500%
  • Si silicon
  • Si is an element which improves the strength of the steel plate 10 while maintaining or increasing the ductility of the steel plate 10. If the Si content is less than 0.001%, it may be difficult to achieve the required tensile strength for the steel plate 10, so the lower limit of the Si content in the steel plate 10 is 0.001 % Or more is preferable. When the Si content exceeds 2.500%, sufficient improvement in the alloying speed may not be obtained even if the present invention is applied, so the upper limit of the Si content in the steel sheet is 2.500. It is preferable that it is% or less.
  • the Si content in the steel plate 10 is preferably 0.300% or more, and more preferably 0.600% or more. . Therefore, the Si content in the steel plate 10 is 0.001% to 2.500%, preferably 0.300% to 2.500%, and more preferably 0.600% to 2.500. % Or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P (phosphorus) is a solid solution strengthening element, and although it is effective to increase the strength of the steel plate 10, it is an element that delays the alloying of the zinc plating and the steel plate 10 similarly to Si. If the P content in the steel plate 10 is less than 0.001%, it may be difficult to achieve the required tensile strength for the steel plate 10, which is not preferable. Moreover, when P content in the steel plate 10 exceeds 0.100%, even if it applies this invention, since sufficient improvement of alloying speed may not be obtained, it is unpreferable. Therefore, it is preferable that P content in the steel plate 10 is 0.001% or more and 0.100% or less.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content in the steel plate 10 is preferably 0.10% or more.
  • Mn content in the steel plate 10 is made into 0.10% or more and 3.0% or less.
  • S sulfur
  • S is an impurity element contained in steel. From the viewpoint of maintaining the bendability and weldability of the steel plate 10, the smaller the S content in the steel plate 10, the better.
  • the S content in the steel plate 10 is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit of the P content in the steel plate 10 is preferably 0.001% or more.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an impurity element contained in steel. From the viewpoint of maintaining the bendability of the steel plate 10, the smaller the N content in the steel plate 10, the better.
  • the N content in the steel plate 10 is preferably 0.0065% or less, more preferably 0.0040% or less. However, since removing the sulfur which is an impurity more than necessary increases the manufacturing cost of the steel plate 10, the lower limit of the P content in the steel plate 10 is preferably 0.0010% or more.
  • Al (aluminum) is an element added in the deoxidation process of steel, and in steel plate 10, sol. It is contained as Al (acid-soluble aluminum). Al is an element effective for improving the yield of an element such as Ti forming carbonitrides, but when the Si content in the steel plate 10 is 0.2% or more, Al may not be necessarily contained. . This consumes oxygen in order to sufficiently oxidize Si in the steel plate 10 internally. This is because the smaller the Al content, the better. Sol.
  • the Al content is preferably 0.800% or less, more preferably 0.500% or less, and still more preferably less than 0.010%. However, since removing Al added as a deoxidizing material more than necessary increases the manufacturing cost of the steel plate 10, the lower limit of the P content in the steel plate 10 is 0.001% or more preferable.
  • the Cr content may be 0.50% or less
  • the Ti content may be 0.10% or less
  • the V content may be 0.10% or less
  • the Nb content is 0.1%.
  • Ni content may be 1.00% or less
  • Cu content may be 1.00% or less
  • Mo content may be 1.00% or less
  • B content may be It is good also as 0.0050% or less.
  • the Cr content may be 0.01% or more
  • the Ti content May be 0.01% or more
  • V content may be 0.01% or more
  • Nb content may be 0.01% or more
  • Ni content may be 0.01% or more
  • Cu The content may be 0.01% or more
  • the Mo content may be 0.01% or more
  • the B content may be 0.0003% or more.
  • a steel slab having the composition described above is prepared, and the prepared steel slab is made into a steel plate 10 by hot rolling. Subsequently, the hot rolled steel sheet 10 is pickled, and the hot rolled pickled steel sheet 10 from which oxides and the like have been removed is sequentially subjected to the following steps to obtain the alloyed molten zinc according to the present embodiment.
  • the plated steel plate 1 can be manufactured.
  • Cold rolling step Step of cold rolling steel plate 10 forming grooves
  • Annealing step Step of annealing cold rolled steel plate 10
  • Plating step annealed steel plate 10 Immersing in a hot dip galvanizing bath to form the plating layer 20 on the surface of the steel plate 10
  • Alloying step heating the steel plate 10 with the plating layer 20 formed thereon, and alloying the steel plate 10 and the plating layer 20
  • Cold rolling process In the cold rolling process, the steel plate 10 in which the groove is formed on the surface in the surface processing process is cold-rolled. Specifically, the steel plate 10 is further thinned by rolling the steel plate 10 in which the groove is formed at a temperature lower than that of the hot rolling. As a result, the groove formed on the surface of the steel plate 10 is flattened by rolling, and a huge strain is locally applied to the flowed steel for flattening the steel plate 10, thereby providing a strained region. The crystal grains of the steel plate 10 are divided and further refined.
  • the rolling ratio of the steel plate 10 in cold rolling is 30% or more.
  • the rolling ratio of steel plate 10 in cold rolling is less than 30%, the grooves formed on the surface of steel plate 10 can not be sufficiently flattened by cold rolling, and the surface of alloyed galvanized steel plate 1 This is not preferable because the flatness and uniformity of the In order to improve the flatness and uniformity of the surface of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet 1, the rolling reduction of the steel sheet 10 in cold rolling may preferably be 50% or more.
  • the cold-rolled steel sheet 10 is annealed in a reducing atmosphere.
  • the atmosphere at the time of annealing may be, for example, a reducing atmosphere of a nitrogen-hydrogen mixture having a hydrogen concentration of 3% to 12% by volume and a dew point of ⁇ 40 ° C. to 20 ° C.
  • the hydrogen concentration in the atmosphere is preferably 3% by volume or more and 12% by volume or less, more preferably 8% by volume or less preferable.
  • the lower limit value of the dew point of the atmosphere at the time of annealing is preferably -30.degree.
  • a trace amount of H 2 O, CO 2 , CO, CH 4 or the like may be further contained as an impurity gas in the atmosphere at the time of annealing.
  • the temperature at the time of annealing may be a general temperature in the annealing step, and may be, for example, a temperature of 700 ° C. or more and 850 ° C. or less.
  • the holding time at the temperature at the time of annealing may be a general time in the annealing process, and may be, for example, 30 seconds or more and 150 seconds or less.
  • plating process immersing the steel sheet 10 after reduction annealing in a hot-dip galvanizing bath containing at least 0.10% to 0.20% of Al with respect to the total mass of the plating bath and the balance being Zn. Then, the plating layer 20 is formed on the surface (for example, both main surfaces) of the steel plate 10.
  • the Al concentration in the plating bath is less than 0.10%, while the steel sheet 10 is immersed in the plating bath, the degree of plating adhesion is due to the progress of alloying between the steel sheet 10 and the plating layer 20. Control may be difficult.
  • bottom dross for example, FeZn 7 or the like
  • bottom dross tends to be formed at the bottom of the pot holding the plating bath. In such a case, since the formed dross adheres to the steel plate 10, a defect is easily generated in the plating layer 20, and therefore the yield of the alloyed galvanized steel sheet 1 is greatly reduced.
  • the Al concentration in the plating bath is 0.10% or more, preferably 0.15% or more.
  • the Al concentration in the plating bath exceeds 0.20%, the alloying rate of the steel plate 10 and the plating layer 20 is significantly reduced, and the operation efficiency of the plating process is reduced. Therefore, the Al concentration in the plating bath is 0.20% or less.
  • Fe as an impurity and Pb, Cd, Sb, Cr, Ni, W, Ti, Mg or Si as optional components are contained at 0.1% or less, respectively. It may be These components do not affect the effects of the present invention.
  • the bath temperature of the plating bath may be, for example, 440 ° C. or more and 470 ° C. or less. Further, the steel plate 10 immersed in the plating bath may be heated to a temperature within ⁇ 20 ° C. of bath temperature from the viewpoint of stabilizing the temperature of the plating bath.
  • the steel plate 10 on which the plating layer 20 is formed is heated, for example, at a temperature of 450 ° C. or more and 600 ° C. or less to advance alloying of the steel plate 10 and the plating layer 20.
  • the heating temperature of the steel plate 10 is preferably 600 ° C. or less, more preferably 550 ° C. or less, and still more preferably 530 ° C. or less.
  • the lower limit of the heating temperature of the steel plate 10 is not particularly limited, but may be 450 ° C., for example.
  • the means for heating the steel plate 10 in the alloying step is not particularly limited, and any of radiation heating, high frequency induction heating, electric current heating, and the like can be used.
  • the plated layer 20 contains Fe diffused from the steel plate 10, but the average Fe concentration in the plated layer 20 is preferably 8% or more and 15% or less.
  • the average concentration of each component in the plating layer 20 described above is a ratio of each component to the total mass of the plating layer 20.
  • the average concentration of each component can be calculated, for example, by analyzing a solution in which the plating layer 20 is dissolved with an acid or the like using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry) or the like.
  • the adhesion amount of the plating layer 20 in the alloying hot-dip galvanized steel sheet 1 is not specifically limited, It is preferable to set it as 30 g / m ⁇ 2 > or more per single side which can be easily adjusted with the existing installation. Further, the adhesion amount of the plating layer 20 is preferably 70 g / m 2 or less per one side in order not to significantly reduce the powdering resistance. Therefore, the adhesion amount of the plating layer 20 of the alloyed galvanized steel sheet 1 is preferably 30 g / m 2 or more and 70 g / m 2 or less per side. The lower limit value of the adhesion amount is preferably 40 g / m 2 or more per one side, and the upper limit value of the adhesion amount is preferably 60 g / m 2 or less.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet 1 can be manufactured through the above steps.
  • many grain boundaries having a high diffusion rate of atoms are present on the surface of the steel sheet 10, and therefore, the diffusion of Fe and Zn is promoted to make the alloying speed of the steel sheet 10 and the plating layer 20 Can be improved.
  • the productivity of the galvannealed steel plate 1 can be improved, and energy consumption in the production line can be reduced. Further, according to the present embodiment, since the area of non-alloying can be reduced between the steel plate 10 and the plating layer 20, the yield of the alloyed galvanized steel plate 1 is improved, and the steel plate 10 and the plating are plated. The adhesion to the layer 20 can be improved.
  • the plating layer 20 of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet 1 known post-processing such as chromic acid treatment, phosphate treatment, or resin film application may be performed. Further, an antirust oil may be applied to the outermost surface of the alloyed galvanized steel sheet 1 (that is, the surface of the plating layer 20 of the alloyed galvanized steel sheet 1 or the surface of the post-treatment film). Although the rustproof oil applied to the outermost surface of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet 1 may use a commercially available common rustproof oil, a high lubricity rustproof oil containing S or Ca is used. It is also good.
  • the cold-rolled steel plate is degreased and washed with a 75 ° C. NaOH solution, and then at 800 ° C. for 60 seconds in a reducing atmosphere of N 2 +3 vol% to 8 vol% H 2 and a dew point of -40 ° C. It was reduced and annealed. After annealing, the steel plate was cooled at 15 ° C./s close to the bath temperature (455 ° C.) of the hot-dip galvanizing bath, and then immersed in a hot-dip galvanizing bath containing 0.135% Al. After the steel plate was immersed in the plating bath for 3.0 seconds, the plating adhesion amount was adjusted to 50 g / m 2 per one side by a wiping method.
  • the plated steel sheet is alloyed at 520 ° C. using an electric heating device, and alloying is performed by measuring the reference time until the Fe concentration in the plated layer reaches 4 g / m 2 . The time was measured. An air cooling system was used for cooling. The measurement results of the alloying time in each of the examples and comparative examples are shown in Tables 2A to 2B.
  • the alloying time is not shortened in Comparative Examples 1 and 8 to 21 in which no groove is formed in the steel sheet after hot rolling and pickling, as compared with Examples 1 to 24. Further, Comparative Examples 2 to 7 in which either the groove depth or spacing or the opening width differs from the method of manufacturing the galvanized steel sheet according to the present embodiment are compared with Examples 1 to 24. The alloying time has not been reduced by more than 20%.
  • Comparative Example 4 since the distance is narrow relative to the depth of the groove, the groove remains after cold rolling. For this reason, the striped pattern of the grade to which the external appearance of a hot dip galvanized steel plate becomes inferior was formed. Furthermore, sufficient strain accumulation did not occur, and the alloying promoting effect was reduced, and the alloying time was prolonged.
  • the comparative example 5 since the space

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Abstract

【課題】亜鉛めっきと、鋼板との合金化をより促進させることが可能な合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．３５０％以下と、Ｓｉ：０．００１％以上２．５００％以下及びＰ：０．００１％以上０．１００％以下の少なくとも一方と、Ｍｎ：０．１０％以上３．００％以下と、Ｓ：０．００１％以上０．０１０％以下と、Ｎ：０．００１０以上０．００６５％以下と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．８００％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不純物である熱延酸洗後の鋼板において、鋼板の表面に、開口面の幅１０μｍ以上２５μｍ以下で深さ１０μｍ以上３０μｍ以下の溝を２０μｍ以上５００μｍ以下の間隔で形成する工程と、前記鋼板を３０％以上の圧延率で冷間圧延する工程と、冷間圧延後の前記鋼板を還元焼鈍する工程と、０．１０質量％以上０．２０質量％以下のＡｌを含有し、残部がＺｎ及び任意成分である溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬し、前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を付着させる工程と、前記溶融亜鉛めっき層を付着させた前記鋼板を加熱し、前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層とを合金化処理する工程と、を含む、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

Description

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
　近年、地球規模で二酸化炭素の排出量を削減することが求められている。特に、化石燃料を多量に消費する自動車分野では、排ガス量を削減し、燃費を向上させるために、車体重量を軽量化することが求められている。一方で、従来から自動車分野では、自動車の安全性を向上させることが求められている。
　これらの要請を満たすために、自動車分野では、車体の軽量化及び安全性の向上を両立させる軽量かつ高強度な鋼板に対する需要が高まっている。
　例えば、自動車のクロスメンバー及びサイドメンバー等の構造部材において、薄肉化しても強度を確保することが可能な高張力鋼板を採用することが増加している。このような高張力鋼板として、例えば、安価な元素であるＳｉ及びＰの少なくとも一方の含有量を高めることで強度及び延性を向上させた鋼板が注目されている。
　一方、自動車の車体では、耐食性及び外観を向上させるために、合金化溶融亜鉛めっきなどを施しためっき鋼板を用いることが多い。しかしながら、Ｓｉは、Ｆｅと比較して易酸化性の元素であるため、焼純工程にて鋼板表面に濃化し易い。そのため、Ｓｉ含有量が高い高張力鋼板にめっきを施した場合、濃化したＳｉによって、めっき密着性が低下したり、プレス成形等の後加工工程にてめっきの剥離が発生したりすることがあった。
　さらに、Ｓｉ及びＰは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程において、Ｆｅの拡散及びＦｅ－Ｚｎ反応に関与することで、亜鉛めっきと鋼板との合金化を遅延させる作用がある。したがって、Ｓｉ含有量が高い高張力鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、合金化速度が低下することで生産効率が低下していた。
　そこで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、亜鉛めっきと鋼板との反応性を促進させる方法が種々検討されている。
　例えば、下記特許文献１には、ロール軸方向に研磨筋を付与したワークロールを用いてＳｉ含有鋼板を冷間圧延することによって、Ｓｉ含有鋼板の表面に残留応力を付与し、亜鉛めっきと、鋼板との反応性を向上させる技術が開示されている。
　しかし、上記の特許文献１に開示された技術では、鋼板を圧延する面に凹凸を設けたロールにて冷間圧延を行うため、冷間圧延における圧延率を高くすることが困難であった。そのため、特許文献１に開示された技術では、鋼板の表面に十分な残留応力を付与することができず、鋼板と亜鉛めっきとの合金化速度を十分に向上させることができないという問題があった。
　なお、ＰもＳｉと同様の特性を有する。すなわち、Ｐの含有量を高めることで強度及び延性を向上させることができる。しかし、Ｐも焼純工程にて鋼板表面に濃化し易い。そのため、Ｐ含有量が高い高張力鋼板にめっきを施した場合、濃化したＰによって、めっき密着性が低下したり、プレス成形等の後加工工程にてめっきの剥離が発生したりすることがあった。
　そこで、鋼板の表面の結晶粒を微細化し、原子が拡散しやすい結晶粒界を鋼板の表面に多数存在させることで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化速度を向上させることが検討されている。これによれば、合金化処理時に、結晶粒界を介して、鋼板中のＦｅ及びめっき層中のＺｎの拡散が促進されるため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の合金化速度を向上させることができる。
　鋼板の表面の結晶粒を微細化するためには、転位などの格子欠陥を結晶組織に導入させる塑性歪みを鋼板の表面に付与することが重要である。例えば、相当塑性歪み７程度の巨大な歪みを鋼板に付与した場合、鋼板の結晶組織では、付与された歪みを受け止めるために「ｇｒａｉｎ　ｓｕｂｄｉｖｉｓｉｏｎ」と呼ばれる機構が作用することで結晶粒が分断され、ナノレベルの微細な結晶粒が生成される。
　このような巨大な塑性歪みを鋼板に付与するには、例えば、熱延酸洗後（すなわち、冷間圧延前）の鋼板に対して、ロールブラシ等によって鋼板の表面を一様に研削することが考えられる。しかしながら、このような研削では、鋼板の表面に十分な深さの凹凸を形成することができない。そのため、上記のロールブラシ等による研削では、微細な結晶粒の形成に十分な歪みを冷間圧延後の鋼板の表面に付与することは困難であった。
特開平７－９０５２９号公報
　そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、亜鉛めっきと、鋼板との合金化速度をより向上させることが可能な、新規かつ改良された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決するために、本発明のある観点によれば、質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．３５０％以下と、Ｓｉ：０．００１％以上２．５００％以下及びＰ：０．００１％以上０．１００％以下の少なくとも一方と、Ｍｎ：０．１０％以上３．００％以下と、Ｓ：０．００１％以上０．０１０％以下と、Ｎ：０．００１０以上０．００６５％以下と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．８００％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不純物である熱延酸洗後の鋼板において、鋼板の表面に、開口面の幅１０μｍ以上２５μｍ以下で深さ１０μｍ以上３０μｍ以下の溝を２０μｍ以上５００μｍ以下の間隔で形成する工程と、鋼板を３０％以上の圧延率で冷間圧延する工程と、冷間圧延後の鋼板を還元焼鈍する工程と、０．１０質量％以上０．２０質量％以下のＡｌを含有し、残部がＺｎ及び任意成分である溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬し、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を付着させる工程と、溶融亜鉛めっき層を付着させた鋼板を加熱し、鋼板と溶融亜鉛めっき層とを合金化処理する工程と、を含む、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提供される。
　鋼板は、質量％で、
　Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、
　Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、
　Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下、
　Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
　Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
　Ｂ：０．００３％以上０．００５０％以下、の一種または二種以上を含有してもよい。
　溝の形成パターンは、鋼板の通板方向又は板幅方向に延伸する線状パターンであってもよい。
　溝は、鋼板の表面にレーザを照射することによって形成されてもよい。
　溝は、溝に対応する突起が外周面に形成されたロールにて鋼板を圧延することによって形成されてもよい。
　以上説明したように本発明によれば、冷間圧延後の鋼板の表面に巨大な歪みを局所的に蓄積させることができるため、当該歪みを蓄積させた領域の結晶粒を、合金化速度が速い超微細結晶粒とすることが可能である。
本開示の一実施形態に係る製造方法にて製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板を厚み方向に切断した断面の一部を示す模式図である。 表面加工工程において、鋼板の表面に形成される溝を模式的に示した断面図である。 表面加工工程において、鋼板の表面に形成される溝を模式的に示した断面図である。 表面加工工程において、鋼板の表面に形成される溝を模式的に示した断面図である。 鋼板の表面に形成される溝の深さと合金化完了に要する時間の関係を示したグラフである。 鋼板の表面に形成される溝の間隔と合金化完了に要する時間の関係を示したグラフである。 鋼板の表面に形成される溝の幅と合金化完了に要する時間の関係を示したグラフである。 表面加工工程において、鋼板の表面に形成される溝の平面パターンの一例を模式的に示した平面図である。 表面加工工程において、鋼板の表面に形成される溝の平面パターンの他の例を模式的に示した平面図である。 表面加工工程において、鋼板の表面に形成される溝の平面パターンの他の例を模式的に示した平面図である。 表面加工工程において、鋼板の表面に形成される溝の平面パターンの他の例を模式的に示した平面図である。 表面加工工程において、鋼板の表面に形成される溝の平面パターンの他の例を模式的に示した平面図である。
　以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
　＜１．本発明の概要＞
　まず、図１を参照して、本発明の一実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の概要について説明する。図１は、本実施形態に係る方法にて製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板を厚み方向に切断した断面の一部を示す模式図である。
　本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の製造方法では、熱延酸洗後の鋼板１０の表面に、開口面の幅１０μｍ以上２５μｍ以下で深さ１０μｍ以上３０μｍ以下の溝を２０μｍ以上５００μｍ以下の間隔で形成する工程の間隔で形成する。
　このような大きな起伏を有する凹凸が表面に高密度で形成された鋼板１０では、冷間圧延において、凹凸を平坦化するために鋼が大きく流動するため、流動した鋼に巨大な歪みが蓄積される。これにより、冷間圧延の工程自体によって鋼板１０の表面に局所的に巨大な歪みを付与することができるため、歪みが蓄積された領域の鋼板１０の結晶粒を分断し、より微細化することができる。したがって、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の製造方法によれば、結晶粒の微細化によって、Ｆｅ及びＺｎの相互拡散を促進させる結晶粒界をより多く形成することができる。さらに、各々の結晶粒の方位はランダムとなっている。このため、めっき層２０と鋼板１０との合金化速度を向上させることができる。
　以下では、上記で概要を説明した本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の構成及び製造方法について、具体的に説明する。
＜２．溝の表面加工工程＞
　ここで、図２～図６を参照して、鋼板１０の表面１０ａに溝を形成する場合について具体的に説明する。
　図２Ａ～図２Ｃは、表面加工工程において、鋼板１０の表面に形成される溝を模式的に示した断面図である。図２Ａ～図２Ｃの断面図は、図７の切断線ａ－ａ´により切断された切断面を示す図である。
　図２Ａに示すように、鋼板１０の表面には、所定の間隔Ｇを空けて、深さＤ及び開口面の幅Ｗの溝１１が形成される。なお、溝１１の底部の断面形状は、図２Ｂのように曲線形状であってもよく、図２Ｃのように１又は２以上の頂点を有する折れ線形状であってもよい。
　溝１１の深さＤは、例えば、溝１１の底面と、鋼板１０の表面との鋼板１０の厚み方向における距離に対応する。ここで、溝１１の深さＤは、例えば寸法測定機能を有する市販のマイクロスコープによって測定される。例えば、キーエンス社製マイクロスコープＶＲ-３０００を用い、鋼板の幅方向を４等分した位置でそれぞれ倍率４０倍で測定し、溝の深さの平均値を深さＤとしてもよい。
　溝１１の隣接する開口面の間隔Ｇは、隣接する溝１１の開口部の端部間距離である。ここで、溝１１の間隔Ｇは、例えば寸法測定機能を有する市販のマイクロスコープによって測定される。例えば、キーエンス社製マイクロスコープＶＲ-３０００を用い、鋼板の溝１１の長さ方向の任意の箇所でそれぞれ倍率４０倍で間隔Ｇを測定し、それらの平均値を間隔Ｇとしてもよい。
　溝１１の幅Ｗは、溝１１の開口幅に対応する。すなわち、溝１１の幅Ｗは、開口面の幅方向の長さである。ここで、幅方向は、溝１１の延伸方向（長さ方向）に垂直な面方向（鋼板１０の表面に平行な方向）である。溝１１の面方向の長さが略同一の場合（すなわち、延伸方向が定義できない場合。例えば、溝１１の開口面が円形となる場合）、任意の面方向を幅方向としてもよい。溝１１の幅Ｗは、例えば寸法測定機能を有する市販のマイクロスコープによって測定される。例えば、キーエンス社製マイクロスコープＶＲ-３０００を用い、鋼板の長さ方向の任意の箇所でそれぞれ倍率４０倍で幅Ｗを測定し、それらの平均値を幅Ｗとしてもよい。
　表面加工工程では、熱延酸洗後の鋼板１０の表面に、開口面の幅１０μｍ以上２５μｍ以下で深さ１０μｍ以上３０μｍ以下の溝を２０μｍ以上５００μｍ以下の間隔で（すなわち、従来のようにロールブラシ等によって鋼板の表面を一様に研削する製法と比べて、より高密度で形成する。これにより、後段の冷延工程において鋼板１０の表面での鋼の流動を促進し、鋼板１０の表面に巨大な歪み（塑性歪み）を付与する。これによれば、巨大な歪みを付与した領域の結晶粒を分断してより微細化させ、Ｆｅ及びＺｎの相互拡散を促進させる結晶粒界をより多く形成させることができる。さらに、
本実施形態の製造方法によれば、冷延前に上述の溝を設けることで、溝のあった領域に冷延後に従来の製造方法よりも巨大な歪みを付与することができる。これにより、従来の製造方法であれば鋼板表面の研削された領域の結晶粒が[００１]面を有することとなるのに対し、本実施形態における溝のあった領域の各々の結晶粒の方位はランダムとなっている。このため、めっき層２０と鋼板１０との合金化速度を向上させることができる。
　図３は熱延酸洗後の鋼板１０の表面に形成される溝の深さと合金化完了時間及び外観の関係を示したものである。鋼板１０の組成によっても合金化時間は異なるため、ここでは後述する表１Ａの鋼種Ａを用いた。合金化完了時間は５２０℃にて合金化処理を行い、めっき層中のＦｅ濃度が４ｇ／ｍ２に達するまでの時間と定義した。凹凸の表面加工を施していない同一成分の鋼板の合金化完了時間に対して表面加工を施した鋼板の合金化完了時間が短縮した割合を合金化時間短縮率とし、２０％以上を合格とした。外観は、５点満点で、５点：全く筋模様がない、４点：極稀に僅かな筋模様が存在するが、外観上は問題ないもの、３点：明確な筋模様が存在し、外観上問題があるもの、２点：明確な筋模様がかなりの頻度で存在するもの、１点：ほぼ全面に筋模様が存在するもの、とし、４点以上を合格とした。深さが１０μｍ未満である場合、外観は良好だが合金化時間の短縮が不十分である。これは、冷延工程後の鋼板１０の表面に十分な歪みを付与することができないためと推定される。深さが１０μｍ以上３０μｍ以下である場合、外観も合格であり、合金化時間短縮率も合格である。深さが３０μｍ超である場合、合金化時間短縮率は合格であるが、外観が不合格である。これは、冷間圧延の負荷が大きくなり、かつ鋼板１０の表面に形成された溝を十分に平坦化することができなくなるためと考えられる。以上より、本実施形態において、鋼板１０の表面に形成される溝の深さは、１０μｍ以上３０μｍ以下であり、好ましくは１５μｍ以上２５μｍ以下である。
　図４は後述する表１Ａの鋼種Ａの熱延酸洗後の鋼板１０の表面に形成される溝の間隔と合金化完了時間及び外観の関係を示したものである。溝の間隔Ｇが２０μｍ未満である場合、外観及び合金化時間短縮率がいずれも不合格である。これは、鋼板１０の表面に形成された溝を冷間圧延によって十分に平坦化することができなくなり、鋼板１０の表面に十分な歪が形成されなくなるためと推定される。溝の間隔Ｇが２０μｍ以上５００μｍ以下では外観、合金化時間短縮率とも合格である。溝の間隔Ｇが５００μｍ超である場合、外観は合格であるが、合金化時間短縮率が十分ではない。これは、鋼板１０の表面に占める溝の面積率が小さく、冷間圧延後に歪みが蓄積された領域が少なくなるためと考えられる。以上より、本実施形態において、鋼板１０の表面に形成される溝の間隔の下限値は、２０μｍ以上であり、好ましくは５０μｍ以上であり、より好ましくは１００μｍ以上である。溝の間隔の上限値は、５００μｍ以下であり、好ましくは３００μｍ以下であり、より好ましくは２００μｍ以下である。
　図５は後述する表１Ａの鋼種Ａの熱延酸洗後の鋼板１０の表面に形成される溝の開口面の幅Ｗ（以下、単に「幅」とも称する）と合金化完了時間及び外観の関係を示したものである。溝の幅Ｗが１０μｍ未満である場合、外観は合格であるが、合金化時間短縮率が十分ではない。これは後段の冷延工程時の鋼の流動が不十分となることで、冷延工程後の鋼板１０の表面に十分な歪みを付与することができないためと推定される。溝の幅Ｗが１０μｍ以上２５μｍ以下である場合、外観、合金化時間短縮率とも合格である。溝の幅Ｗが２５μｍ超の場合、合金化時間短縮率、外観ともに不合格である。これは、冷間圧延によって溝を十分に平坦化することができなくなり、蓄積される歪が小さく、かつ合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の表面の平坦性及び均一性も低下するためである。以上より本実施形態において、熱延酸洗後の鋼板１０の表面に形成される溝の幅Ｗは、１０μｍ以上２５μｍ以下である。下限値は、好ましくは１０μｍ以上であり、上限値は、好ましくは２０μｍ以下である。
　図６～図１０は、表面加工工程において、鋼板１０の表面に形成される溝１１の平面パターンの一例を模式的に示した平面図である。なお、図６～図１０では、Ｘ方向が鋼板１０の通板方向であり、Ｙ方向が鋼板１０の板幅方向である。
　図６に示すように、鋼板１０の表面に形成される溝１１の平面パターンは、鋼板１０の圧延方向に対して角度θ傾斜した方向に延伸する線状パターンであってもよい。このような溝１１は、例えば、らせん状の凸形状をもったロールにて鋼板１０を圧延することで容易に形成することが可能である。ただし、連続溶融亜鉛めっきラインでの鋼板１０の蛇行を避けるため、鋼板の通板方向又は板幅方向に延伸する線状パターンであってもよい。
　図７に示すように、鋼板１０の表面に形成される溝１１の平面パターンは、鋼板１０の通板方向に延伸する線状パターンであってもよい。このような溝１１は、例えば、一定の速度で搬送される鋼板１０の所定の位置にレーザを照射し続けることで容易に形成することが可能である。
　図８に示すように、鋼板１０の表面に形成される溝１１の平面パターンは、鋼板１０の通板方向に延伸し、所定の延伸距離ごとに分断されたパターンであってもよい。このような溝１１は、例えば、一定の速度で搬送される鋼板１０の所定の位置に間欠的にレーザを照射することで容易に形成することが可能である。
　図９に示すように、鋼板１０の表面に形成される溝１１の平面パターンは、鋼板１０の板幅方向に延伸する線状パターンであってもよい。このような溝１１は、例えば、歯車形状のロールにて鋼板１０を圧延することで容易に形成することが可能である。
　図１０に示すように、鋼板１０の表面に形成される溝１１の平面パターンは、互い違いに配置された円形状又は楕円形状の二次元向パターンであってもよい。このような溝１１は、溝１１が形成される面積を大きくすることが容易であるため、鋼板１０のより広い領域に歪みを付与することが可能である。
　＜３．鋼板の組成＞
　まず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の母材である鋼板１０の組成について説明する。以下では特に断りがない限り、「％」とは、「質量％」を示し、鋼板１０の各成分の割合は、鋼板１０の総質量に対する割合で示す。鋼板１０は、以下で説明する各成分のうち、Ｃと、Ｓｉ及びＰのうち少なくとも一方と、Ｍｎと、Ｓと、Ｎと、ｓｏｌ．Ａｌとを含み、他の成分を任意成分として含む。任意成分の好ましい含有量は後述するが、任意成分の含有量は０％であってもよい。鋼板１０に含まれうる下記の成分以外の残部は、鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物である。
　（Ｃ：０．００１％以上０．３５０％以下）
　Ｃ（炭素）は、鋼中に必然的に含有される元素である。Ｔｉ（チタン）及びＮｂ（ニオブ）等が添加された極低炭素鋼板では、加工性を重視するため、Ｃ含有量は少ないほどよい。ただし、Ｃ含有量を過度に少なくした場合、鋼中の介在物が増加することで、鋼板１０の伸び性に悪影響を及ぼすため、鋼板１０中のＣ含有量の下限は０．００１％とする。また、Ｃは、鋼板１０の強度の増加に寄与する元素である。例えば、鋼板の引張強度を３４０ＭＰａ以上にするためには、Ｃ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃ含有量が０．３５０％を超える場合、鋼板１０の溶接性が劣化するため、Ｃ含有量の上限は、０．３５０％とする。したがって、鋼板１０中のＣ含有量は、０．００１％以上０．３５０％以下である。下限値は、好ましくは０．０１０％以上であり、上限値は、好ましくは０．２５０％以下である。
　（Ｓｉ：０．００１％以上２．５００％以下）
　Ｓｉ（ケイ素）は、鋼板１０の延性を維持又は増加させつつ、かつ鋼板１０の強度を向上させる元素である。Ｓｉ含有量が０．００１％未満である場合、鋼板１０に対して要求される引張強度を実現することが困難になる場合があるため、鋼板１０中のＳｉ含有量の下限は、０．００１％以上であることが好ましい。また、Ｓｉ含有量が２．５００％を超える場合、本発明を適用しても十分な合金化速度の向上が得られなくなる場合があるため、鋼板中のＳｉ含有量の上限は、２．５００％以下であることが好ましい。また、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）効果によって延性をさらに増加させるためには、鋼板１０中のＳｉ含有量は、０．３００％以上とすることが好ましく、０．６００％以上とすることがより好ましい。したがって、鋼板１０中のＳｉ含有量は、０．００１％以上２．５００％以下であり、好ましくは０．３００％以上２．５００％以下であり、より好ましくは０．６００％以上２．５００％以下である。
　（Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下）
　Ｐ（リン）は、固溶強化元素であり、鋼板１０の強度の増加に有効であるものの、Ｓｉと同様に、亜鉛めっきと鋼板１０との合金化を遅延させる元素である。鋼板１０中のＰ含有量が０．００１％未満である場合、鋼板１０に対して要求される引張強度を実現することが困難になる場合があるため、好ましくない。また、鋼板１０中のＰ含有量が０．１００％を超える場合、本発明を適用しても十分な合金化速度の向上が得られなくなる場合があるため、好ましくない。したがって、鋼板１０中のＰ含有量は、０．００１％以上０．１００％以下であることが好ましい。
　（Ｍｎ：０．１０％以上３．００％以下）
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼板１０の強度増加に寄与する元素である。例えば、鋼板１０の引張強度を３４０ＭＰａ以上にするためには、鋼板１０中のＭｎ含有量は、０．１０％以上とすることが好ましい。ただし、Ｍｎ含有量が３．００％を超える場合、転炉における鋼の溶解及び精錬が困難になり、かつ鋼板１０の溶接性が劣化する可能性があるため、鋼板１０中のＭｎ含有量は、３．００％以下とすることが好ましい。したがって、鋼板１０の曲げ性の低下を抑制し、かつ鋼板１０の強度を増加させるためには、鋼板１０中のＭｎ含有量は、０．１０％以上３．０％以下とすることが好ましい。なお、鋼板１０の引張強度を９８０ＭＰａ以上にするためには、鋼板１０中のＭｎ含有量は、例えば、１．８０％以上３．００％以下とすることが好ましい。
 
　（Ｓ：０．００１％以上０．０１０％以下）
　Ｓ（硫黄）は、鋼中に含有される不純物元素である。鋼板１０の曲げ性及び溶接性を維持する観点から、鋼板１０中のＳ含有量は少ないほど好ましい。鋼板１０中のＳ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００３％以下である。ただし、不純物である硫黄を必要以上に除去することは鋼板１０の製造コストを増加させることになるため、鋼板１０中のＰ含有量の下限は０．００１％以上であることが好ましい。
　（Ｎ：０．００１０以上０．００６５％以下）
　Ｎ（窒素）は、鋼中に含有される不純物元素である。鋼板１０の曲げ性を維持する観点から、鋼板１０中のＮ含有量は少ないほど好ましい。鋼板１０中のＮ含有量は、好ましくは０．００６５％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。ただし、不純物である硫黄を必要以上に除去することは鋼板１０の製造コストを増加させることになるため、鋼板１０中のＰ含有量の下限は０．００１０％以上であることが好ましい。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．８００％以下）
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸工程で添加される元素であり、鋼板１０中にはｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）として含有される。Ａｌは、炭窒化物を形成するＴｉ等の元素の歩留まりを向上させるために有効な元素であるが、鋼板１０中のＳｉ含有量が０．２％以上である場合、必ずしも含有しなくともよい。これは、鋼板１０中のＳｉを十分に内部酸化させるためには、酸素を消費するｓｏｌ．Ａｌ含有量は少ない方が好ましいためである。鋼板１０中のｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８００％以下であり、より好ましくは０．５００％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％未満である。ただし、脱酸材として添加されるＡｌを必要以上に除去することは鋼板１０の製造コストを増加させることになるため、鋼板１０中のＰ含有量の下限は０．００１％以上であることが好ましい。
　（他の任意成分）
　Ｃｒ（クロム）、Ｔｉ（チタン）、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｍｏ（モリブデン）及びＢ（ホウ素）は、必要に応じて、鋼板１０中に１種又は２種以上含有されてもよい。これらの元素を鋼板１０中に含有させることにより、例えば、鋼板１０の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。
　ただし、これらの元素は、所定量にて特性向上の効果が飽和してしまうため、所定量を超えて鋼板１０に含有させることは、鋼板１０の製造コストを増加させることになる。そのため、好ましくは、Ｃｒ含有量は０．５０％以下としてもよく、Ｔｉ含有量は０．１０％以下としてもよく、Ｖ含有量は０．１０％以下としてもよく、Ｎｂ含有量は０．１０％以下としてもよく、Ｎｉ含有量は１．００％以下としてもよく、Ｃｕ含有量は１．００％以下としてもよく、Ｍｏ含有量は１．００％以下としてもよく、Ｂ含有量は０．００５０％以下としてもよい。また、上述した鋼板１０の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させる効果を確実に得るためには、好ましくは、Ｃｒ含有量は０．０１％以上としてもよく、Ｔｉ含有量は０．０１％以上としてもよく、Ｖ含有量は０．０１％以上としてもよく、Ｎｂ含有量は０．０１％以上としてもよく、Ｎｉ含有量は０．０１％以上としてもよく、Ｃｕ含有量は０．０１％以上としてもよく、Ｍｏ含有量は０．０１％以上としてもよく、Ｂ含有量は０．０００３％以上としてもよい。
　＜４．製造方法＞
　次に、本実施形態に係る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。
　まず、上述した組成を有する鋼スラブを用意し、用意した鋼スラブを熱間圧延によって鋼板１０とする。続いて、熱間圧延した鋼板１０を酸洗し、酸化物等を除去した熱延酸洗後の鋼板１０に対して、以下の工程を順次施すことにより、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板１を製造することができる。なお、熱間圧延及び酸洗の条件については、公知の一般的な条件を採用することができるため、ここでの説明は省略する。
　表面加工工程：鋼板１０の表面に溝を形成する工程
　冷延工程：溝を形成する鋼板１０を冷間圧延する工程
　焼鈍工程：冷間圧延した鋼板１０を焼鈍する工程
　めっき工程：焼鈍した鋼板１０を溶融亜鉛めっき浴へ浸漬し、鋼板１０の表面にめっき層２０を形成する工程
　合金化工程：めっき層２０が形成された鋼板１０を加熱し、鋼板１０とめっき層２０とを合金化する工程
　（表面加工工程）
前述で記載のため、ここでの説明は省略する。
　（冷延工程）
　冷延工程では、表面加工工程によって表面に溝が形成された鋼板１０を冷間圧延する。具体的には、熱間圧延よりも低い温度下で、溝が形成された鋼板１０を圧延することで、鋼板１０をさらに薄板化する。これにより、鋼板１０の表面に形成された溝が圧延によって平坦化され、鋼板１０の平坦化のために流動した鋼に局所的に巨大な歪みが付与されることで、歪みが付与された領域の鋼板１０の結晶粒が分断され、より微細化される。
　本実施形態では、冷間圧延における鋼板１０の圧延率は、３０％以上である。冷間圧延における鋼板１０の圧延率が３０％未満である場合、鋼板１０の表面に形成された溝を冷間圧延によって十分に平坦化することができず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の表面の平坦性及び均一性が低下するため好ましくない。合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の表面の平坦性及び均一性を向上させるためには、冷間圧延における鋼板１０の圧延率は、好ましくは５０％以上としてもよい。
　（焼鈍工程）
　焼鈍工程では、冷間圧延された鋼板１０を還元雰囲気下で焼鈍する。焼鈍時の雰囲気は、例えば、水素濃度が３体積％以上１２体積％以下であり、露点が－４０℃以上２０℃以下である窒素－水素混合の還元雰囲気としてもよい。焼鈍時の雰囲気の水素濃度を低くすることにより、露点の上昇を緩和できるため、雰囲気の水素濃度は、３体積％以上１２体積％以下とすることが好ましく、８体積％以下とすることがより好ましい。また、焼鈍時の雰囲気の露点の下限値は、－３０℃以上が好ましく、－２０℃以上がより好ましい。露点の上限値は、１０℃以下が好ましい。なお、焼鈍時の雰囲気には、さらに不純物ガスとして、Ｈ２Ｏ、ＣＯ２、ＣＯ、ＣＨ４等が微量含まれていてもよい。
　焼鈍時の温度は、焼鈍工程で一般的な温度であればよく、例えば、７００℃以上８５０℃以下の温度としてもよい。焼鈍時の温度における保持時間は、焼鈍工程で一般的な時間であればよく、例えば、３０秒以上１５０秒以下としてもよい。このような焼鈍工程を経ることによって、巨大な歪みが付与された鋼板１０の表面の領域では、結晶粒が微細化し、原子の拡散速度が速い結晶粒界が多く形成される。これによれば、後段の合金化工程において、鋼板１０とめっき層２０との界面におけるＦｅ及びＺｎの拡散が促進されるため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の合金化速度を向上させることができる。
　（めっき工程）
　めっき工程では、めっき浴の総質量に対して０．１０％以上０．２０％以下のＡｌを少なくとも含有し、残部がＺｎである溶融亜鉛めっき浴へ、還元焼鈍後の鋼板１０を浸漬することで、鋼板１０の表面（例えば、両主面）にめっき層２０を形成する。
　ただし、めっき浴中のＡｌ濃度が０．１０％未満である場合、鋼板１０がめっき浴に浸漬している間に、鋼板１０とめっき層２０との合金化が進行することで、めっき付着量の制御が困難になる可能性がある。また、めっき浴中のＡｌ濃度が０．１０％未満である場合、めっき浴を保持するポット底部にボトムドロス（例えば、ＦｅＺｎ７など）が形成され易くなる。このような場合、形成されたドロスが鋼板１０に付着することで、めっき層２０に欠陥が生じやすくなるため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の歩留まりが大きく低下してしまう。したがって、めっき浴中のＡｌ濃度は、０．１０％以上とし、好ましくは０．１５％以上とする。一方、めっき浴中のＡｌ濃度が０．２０％を超える場合、鋼板１０とめっき層２０との合金化速度が大幅に低下することで、めっき工程の操業効率が低下してしまう。よって、めっき浴中のＡｌ濃度は、０．２０％以下とする。
　なお、めっき浴中には、上述したＡｌ以外に、不純物であるＦｅ並びに任意成分であるＰｂ、Ｃｄ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｔｉ、Ｍｇ又はＳｉがそれぞれ０．１％以下で含有されていてもよい。なお、これら各成分は、本発明の効果には影響を及ぼさない。
　めっき浴の浴温は、例えば、４４０℃以上４７０℃以下としてもよい。また、めっき浴に浸漬する鋼板１０は、めっき浴の温度を安定させる観点から、浴温±２０℃以内の温度になるように加熱されていてもよい。
　（合金化工程）
　合金化工程では、めっき層２０が形成された鋼板１０を、例えば、４５０℃以上６００℃以下の温度で加熱することで、鋼板１０とめっき層２０との合金化を進行させる。ただし、鋼板１０及びめっき層２０を高温で合金化させた場合、硬度が高いＦｅＺｎ合金であるΓ相及びΓ１相が形成され易いため、耐パウダリング性が低下する可能性がある。したがって、鋼板１０の加熱温度は、好ましくは６００℃以下であり、より好ましくは５５０℃以下であり、さらに好ましくは５３０℃以下である。鋼板１０の加熱温度の下限は、特に限定されないが、例えば、４５０℃としてもよい。合金化工程において、鋼板１０を加熱する手段は、特に制限されず、輻射加熱、高周波誘導加熱、又は通電加熱等のいずれを用いることも可能である。めっき層２０には、鋼板１０から拡散したＦｅが含有されるが、めっき層２０中の平均Ｆｅ濃度は、８％以上１５％以下であることが好ましい。
　なお、上述しためっき層２０中の各成分の平均濃度は、めっき層２０の総質量に対する各成分の割合である。各成分の平均濃度は、例えば、めっき層２０を酸などで溶解した溶液をＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）等を用いて分析することで算出することができる。
　なお、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１におけるめっき層２０の付着量は、特に限定されないが、既存の設備で容易に調整可能な、片面あたり３０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。また、めっき層２０の付着量は、耐パウダリング性を大きく低下させないために、片面あたり７０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。したがって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１のめっき層２０の付着量は、好ましくは片面あたり３０ｇ／ｍ２以上７０ｇ／ｍ２以下である。付着量の下限値は、好ましくは片面あたり４０ｇ／ｍ２以上であり、付着量の上限値は、好ましくは６０ｇ／ｍ２以下である。
　以上の工程を経ることで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１を製造することができる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板１では、原子の拡散速度が速い結晶粒界が鋼板１０の表面に多く存在するため、Ｆｅ及びＺｎの拡散を促進させることで、鋼板１０及びめっき層２０の合金化速度を向上させることができる。
　本実施形態によれば、鋼板１０及びめっき層２０の合金化速度を向上させることで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の生産性を向上させ、製造ラインにおける消費エネルギーを削減することができる。また、本実施形態によれば、鋼板１０とめっき層２０との間で未合金化の領域を低下させることができるため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の歩留まりを改善すると共に、鋼板１０とめっき層２０との密着性を向上させることができる。
　なお、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１のめっき層２０上には、クロム酸処理、リン酸塩処理、又は樹脂皮膜塗布などの公知の後処理が施されてもよい。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の最表面（すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１のめっき層２０の表面、又は後処理被膜の表面）には、防錆油が塗付されてもよい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の最表面に塗付される防錆油は、市販の一般的な防錆油を用いてもよいが、Ｓ又はＣａを含有した高潤滑性防錆油を用いてもよい。
　以下では、実施例及び比較例を参照しながら、本発明の一実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、より具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、あくまでも一条件例であり、本発明が以下の実施例に限定されるものではない。
　まず、以下の表１Ａ～表１Ｂで示す各成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である鋼を鋳造し、板厚３０ｍｍのスラブに加工した。続いて、作製したスラブを大気中にて１２５０℃で１時間保持した後、粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延を行った。なお、仕上げ圧延は９５０℃で行い、熱間圧延後の鋼板の仕上げ厚みは、２．５ｍｍとした。次に、熱間圧延した鋼板を酸洗した後、熱延酸洗鋼板の表面に、レーザ加工を用いて、以下の表２Ａ～表２Ｂに示すパターンの溝を形成した後、板厚１．２ｍｍとなるように冷間圧延を行った。溝の深さ、間隔、及び幅は上述した方法により測定した。
　続いて、冷間圧延した鋼板を７５℃のＮａＯＨ溶液で脱脂洗浄した後、Ｎ２＋３体積％～８体積％Ｈ２、かつ露点－４０℃の還元雰囲気中で、８００℃にて６０秒間、還元焼鈍した。焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴の浴温（４５５℃）近傍まで、１５℃／ｓにて鋼板を冷却した後、０．１３５％のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬した。鋼板をめっき浴に３．０秒間浸漬した後、ワイピング方式によりめっき付着量を片面あたり５０ｇ／ｍ２に調整した。
　次に、めっき鋼板に対して、通電加熱装置を用いて５２０℃にて合金化処理を行い、めっき層中のＦｅ濃度が４ｇ／ｍ２に達するまでの目安時間を計測することで、合金化時間を測定した。なお、冷却には、空冷方式を用いた。実施例及び比較例の各々における合金化時間の測定結果を表２Ａ～表２Ｂに示す。
　さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観を目視で評価した。具体的には、５点満点で、５点：全く筋模様がない、４点：極稀に僅かな筋模様が存在するが、外観上は問題ないもの、３点：明確な筋模様が存在し、外観上問題があるもの、２点：明確な筋模様がかなりの頻度で存在するもの、１点：ほぼ全面に筋模様が存在するもの、とし、４点以上を合格とした。
　以下の表２Ａ～表２Ｂにて実施例及び比較例の各々の製造条件と評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２Ａ～表２Ｂに示す結果からわかるように、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を用いた実施例１～２４では、表面加工を施していない比較例１、８～２１と比較して、合金化完了時間が２０％以上短縮しており、合金化速度が向上していることがわかる。鋼板の組成が共通している実施例１～１０を比較すると深さと間隔がともに好ましい範囲内の値となっている実施例５、６で合金化時間が特に短く、外観がもっとも良好となっている。
　具体的には、熱延酸洗後の鋼板に溝を形成していない比較例１及び８～２１は、実施例１～２４と比較して合金化時間が短縮されていないことがわかる。また、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法とは溝の深さ又は間隔又は開口部の幅のいずれかが異なる比較例２～７は、実施例１～２４と比較して合金化時間が２０％以上短縮されていない。
　さらに、比較例４では、溝の深さに対して間隔が狭いため、冷間圧延後に溝が残留した。このため、溶融亜鉛めっき鋼板の外観が不良になる程度の縞模様が形成された。さらに、十分なひずみ蓄積にも至らず合金化促進効果も低減し、合金化時間が長くなった。比較例５では、溝の間隔が広すぎるため、外観が不良になる程度の縞模様が形成された。さらに、溝の間隔が広すぎるため、十分な塑性歪みを付与された領域の面積割合が小さすぎ、合金化時間が長くなった。比較例２では、溝が浅すぎるため、十分な塑性歪みが付与されず、合金化時間が長くなった。比較例３は溝が深すぎて冷間圧延後に溝が残留した。このため、溶融亜鉛めっき鋼板の外観が不良になる程度の縞模様が形成された。比較例６では、溝の開口面の幅が狭すぎるため、表面に十分な歪みを付与することができず、合金化時間が長くなった。比較例７は溝の開口面の幅が広すぎるため、冷間圧延後に大きな歪が生じにくく、冷間圧延後に溝が残留した。このため、溶融亜鉛めっき鋼板の外観が不良になる程度の縞模様が形成し合金化時間の短縮もしなかった。
　以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
　１　　　合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　１０　　鋼板
　１１　　溝
　２０　　めっき層

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．３５０％以下と、Ｓｉ：０．００１％以上２．５００％以下及びＰ：０．００１％以上０．１００％以下の少なくとも一方と、Ｍｎ：０．１０％以上３．００％以下と、Ｓ：０．００１％以上０．０１０％以下と、Ｎ：０．００１０以上０．００６５％以下と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．８００％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不純物である熱延酸洗後の鋼板において、鋼板の表面に、開口面の幅１０μｍ以上２５μｍ以下で深さ１０μｍ以上３０μｍ以下の溝を２０μｍ以上５００μｍ以下の間隔で形成する工程と、
    　前記鋼板を３０％以上の圧延率で冷間圧延する工程と、
    　冷間圧延後の前記鋼板を還元焼鈍する工程と、
    　０．１０質量％以上０．２０質量％以下のＡｌを含有し、残部がＺｎ及び任意成分である溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬し、前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を付着させる工程と、
    　前記溶融亜鉛めっき層を付着させた前記鋼板を加熱し、前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層とを合金化処理する工程と、
    を含む、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  2. 　前記鋼板は、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、
    　Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、
    　Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下、
    　Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
    　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
    　Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
    　Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下の一種または二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  3. 　前記溝の形成パターンは、前記鋼板の通板方向又は板幅方向に延伸する線状パターンである、請求項１又は２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  4. 　前記溝は、前記鋼板の表面にレーザを照射することによって形成される、請求項１～３の何れかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 　前記溝は、溝に対応する突起が外周面に形成されたロールにて前記鋼板を圧延することによって形成される、請求項１～３の何れか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　
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