WO2023145025A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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WO2023145025A1
WO2023145025A1 PCT/JP2022/003428 JP2022003428W WO2023145025A1 WO 2023145025 A1 WO2023145025 A1 WO 2023145025A1 JP 2022003428 W JP2022003428 W JP 2022003428W WO 2023145025 A1 WO2023145025 A1 WO 2023145025A1
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WO
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steel sheet
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base steel
mass
less
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PCT/JP2022/003428
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English (en)
French (fr)
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克哉 中野
俊太郎 松山
泰平 金藤
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C23COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23CCOATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • This application discloses an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets Due to its excellent paintability, alloyed hot-dip galvanized steel sheets are often used as exterior parts for home appliances, building materials, etc., as well as for automobile bodies. Techniques relating to alloyed hot-dip galvanized steel sheets include, for example, techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2 below.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet disclosed in Patent Document 1 has a base steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized layer, and the base steel sheet contains, by mass%, C: 0.0060% or less, Si: 1 .0% or less, Mn: 0.05% or more and 2.0% or less, P: 0.01% or more and 0.10% or less, S: 0.1% or less, Al: 0.005% or more and 0.1% Below, N: 0.0060% or less, and any one or more of Nb, Ti, and B, Nb: 0.03% or more and 0.04% or less, Ti: 0.003% or more and 0.04% or less.
  • B contained in the range of 0.0002% to 0.0040%, the balance being Fe and impurities, having a chemical composition in which the amount of Mn to P is a predetermined amount or more, and a base steel plate has a tensile strength of 35 kgf/mm 2 or more (approximately 343 MPa or more).
  • a high alloying rate is ensured by setting the amount of Mn to P in the chemical composition of the base steel sheet to a predetermined value or more.
  • the base steel sheet contains, by mass %, C: 0.0005 to 0.01%, Si: 0.001 to 1.0%, Mn: 0.001%. 01-2.5%, P: 0.001-0.1%, S: 0.02% or less, Al: 0.01-0.10%, Ti: 0.0001-0.1%, N: A chemical composition containing 0.001 to 0.010%, with the balance being Fe and impurities.
  • the galvannealed steel sheet disclosed in Patent Document 2 is excellent in productivity and press formability.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets used for the above applications are often press-formed before use.
  • unalloyed plating may adhere to the mold, impairing formability and productivity. Further, cracking may occur due to secondary work embrittlement.
  • the wettability of the coating to the base steel sheet must be sufficient, the occurrence of streaks in the coating must be suppressed, and the mold for the unalloyed coating must be used during press working. There is room for improvement with respect to suppressing the adhesion of and suppressing secondary work embrittlement.
  • An alloyed hot-dip galvanized steel sheet comprising a base steel sheet and a coating layer
  • the chemical composition of the base steel plate is mass%, C: 0.0005 to 0.0100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.01 to 1.30% or 1.70 to 2.00%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, N: 0.0200% or less, Ti: 0.040 to 0.180%, Nb: 0 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, Ni: 0 to 0.500%, Mo: 0 to 3.000%, W: 0 to 0.100%, V: 0 to 1.000%, O: 0 to 0.020%, Ta: 0 to 0.100%, Co: 0 to 3.000%, Sn: 0 to 1.000%, Sb: 0 to 0.500%, As:
  • [C], [Si], [Mn], [P], [N], [Ti] and [Nb] are the content (% by mass) of each element in the chemical composition
  • [X Ti ], [X Nb ], [X P ], [X S ] and [X Mn ] are represented by the following formulas (A) to (E).
  • [X Ti ] [(mass of Ti in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • [X Nb ] [(mass of Nb in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • [X P ] [(mass of P in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • [X S ] [(mass of S in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • [X Mn ] [(mass of Mn in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • the metal structure of the base material steel plate is, in terms of area ratio, Ferrite: 94-100%, sum of martensite and bainite: 0-4%, and retained austenite: 0-2%, may be
  • the chemical composition of the plating layer is % by mass, Fe: 5.0 to 25.0%, Al: 0 to 1.0%, Si: 0 to 1.0%, Mg: 0-1.0%, Mn: 0-1.0%, Ni: 0 to 1.0%, Sb: 0 to 1.0%, and Balance: Zn and impurities.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present disclosure has excellent wettability of the coating with respect to the base steel sheet, suppresses the generation of coating streaks, suppresses adhesion of the unalloyed coating to the mold during press working, Subsequent working embrittlement is also easily suppressed.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present disclosure is excellent in appearance, formability during press forming, and productivity.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment has a base material steel sheet and a coating layer.
  • the chemical composition of the base material steel plate is, in mass%, C: 0.0005 to 0.0100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.01 to 1.30% or 1.70 to 2.00%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, N: 0.0200% or less, Ti: 0.040 to 0.180%, Nb: 0 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, Ni: 0 to 0.500%, Mo: 0 to 3.000%, W: 0 to 0.100%, V: 0 to 1.000%, O: 0 to 0.020%, Ta: 0 to 0.100%, Co: 0 to 3.000%, Sn: 0 to 1.000%, Sb: 0 to
  • the amounts of Mn, P, S, Ti and Nb in the extraction residue obtained by extraction residue analysis of the base steel sheet satisfy the relationship of the following formula (4). Furthermore, in the present embodiment, the average grain size of the base steel sheet is 7.5 ⁇ m or less.
  • [C], [Si], [Mn], [P], [N], [Ti] and [Nb] are the content (% by mass) of each element in the chemical composition
  • [X Ti ], [X Nb ], [X P ], [X S ] and [X Mn ] are represented by the following formulas (A) to (E).
  • [X Ti ] [(mass of Ti in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • [X Nb ] [(mass of Nb in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • [X P ] [(mass of P in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • [X S ] [(mass of S in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • [X Mn ] [(mass of Mn in extraction residue)/(mass of electrolyzed base steel sheet)] ⁇ 100
  • C 0.0005 to 0.0100%
  • Mechanical properties such as elongation and r-value improve as the amount of C in the base steel sheet decreases.
  • C can be fixed with Ti or Nb, which will be described later.
  • the range of annealing conditions will be narrowed.
  • the C content should be 0.0100% or less.
  • the upper limit of the C content may be 0.0080%, 0.0070%, 0.0060%, 0.0050%, or 0.0040%.
  • the C content is 0.0005% or more from the viewpoint of suppressing an excessive increase in steelmaking costs.
  • the lower limit of the C content may be 0.0010%, 0.0015%, 0.0020%, 0.0025%, or 0.0030%.
  • Si is an element that improves the strength of the base steel sheet.
  • the Si content should be 0.50% or less.
  • the upper limit of Si content may be 0.45%, 0.40%, 0.35%.
  • the lower limit of the Si content can be determined from the relationship with formulas (1) and (2).
  • the Si content is 0.01% or more.
  • the lower limit of Si content may be 0.05%, 0.10%, 0.20%, or 0.25%.
  • the Mn content is 0.01 to 1.30% or 1.70 to 2.0%. 00%.
  • the lower limit of Mn content may be 0.10%, 0.35%, 0.50%, 0.65%, or 0.80%.
  • the upper limit of Mn content may be 1.25%, 1.20%, or 1.15%.
  • the Mn content may be 0.65-1.30%.
  • the Mn content may be 1.75-1.95%.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that improves the strength of the base steel sheet.
  • the base material steel sheet contains an excessive amount of P, the alloying of the coating slows down, and the unalloyed coating increases in the alloyed hot-dip galvanized steel sheet. The moldability and productivity may be impaired due to adhesion.
  • the P content is 0.100% or less.
  • the upper limit of the P content may be 0.090%, 0.070%, 0.060% or 0.050%.
  • the lower limit of the P content can also be determined from the relationship with formula (1) and formula (2).
  • the lower limit of the P content is 0.031%
  • the P content is The lower limit is 0.033%. Therefore, the lower limit of the P content may be 0.031% or 0.033%.
  • S is an element that segregates at the grain boundaries of the base steel sheet to cause secondary work embrittlement, and also forms non-metallic inclusions such as MnS in the steel, reducing the ductility of the base steel sheet. It is an element that induces Si content is 0.010% or less.
  • the upper limit of Si content may be 0.009%, 0.008%, 0.007%, or 0.006%.
  • the lower limit of the S content is 0%.
  • the lower limit of Si content may be 0.001% or 0.002%.
  • N is an element that forms coarse nitrides in the base steel sheet and reduces the workability of the steel sheet. Also, N is an element that causes blowholes during welding. Also, if N is excessively contained, it may bond with Ti to form TiN, and the effective amount of Ti for immobilizing C may decrease.
  • the N content is 0.0200% or less.
  • the upper limit of N content may be 0.0150%, 0.0100%, 0.0080%, or 0.0060%.
  • the lower limit of the N content is 0%, the lower limit of the N content may be 0.0001% or 0.0010% from the viewpoint of suppressing excessive increases in steelmaking costs.
  • Ti 0.040 to 0.180%
  • Ti is an element that fixes C and improves mechanical properties such as elongation and r value of the base steel sheet. Such an effect is easily obtained when the Ti content is 0.040% or more. On the other hand, if the Ti content is too high, the strength and ductility of the base steel sheet may be unbalanced. Such problems can be easily avoided when the T content is 0.180% or less. Therefore, the Ti content should be 0.040 to 0.180%.
  • the lower limit of Ti content may be 0.045% or 0.050%.
  • the upper limit of Ti content may be 0.150%, 0.120%, or 0.100%.
  • Nb 0 to 0.100%
  • the Nb content may be 0% if Ti provides a sufficient C fixation effect.
  • the lower limit of Nb content may be 0.001%, 0.005%, 0.010%, or 0.015%.
  • the Nb content is 0.100% or less.
  • the upper limit of the Nb content may be 0.060%, 0.050%, 0.040%, or 0.030%.
  • B is an element for preventing secondary work embrittlement of the base steel sheet.
  • Ti and Nb can be used to immobilize C and remove C from the grain boundaries.
  • the B content is set to 0.0005% or more.
  • the lower limit of the B content may be 0.0007% or 0.0009%.
  • the B content should be 0.0100% or less.
  • the upper limit of the B content may be 0.0050%, 0.0030%, or 0.0020%.
  • Al 0 to 1.000%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent for steel and is added as necessary.
  • the balance between strength and ductility may deteriorate.
  • the lower limit of the Al content is 0%, it may be 0.001%, 0.005%, 0.010%, or 0.015%.
  • Al content is 1.000% or less.
  • the upper limit of the Al content is 0.800%, 0.600%, 0.400%, 0.200%, 0.100%, 0.080%, 0.060%, or 0.040%. may
  • the basic chemical composition of the base material steel plate in this embodiment is as described above. Furthermore, the base material steel plate in this embodiment may contain at least one of the following elements, if necessary. Since these elements do not have to be contained, the lower limit of their content is 0%.
  • Cu is an element that can contribute to improving at least one of strength and corrosion resistance.
  • excessive Cu content may lead to deterioration of toughness. Therefore, the Cu content is set to 1.000% or less.
  • the upper limit of Cu content may be 0.800%, 0.600%, 0.400%, 0.250%, or 0.150%.
  • the lower limit of Cu content is 0%.
  • the lower limit of Cu content may be 0.001%, 0.010%, 0.050%, or 0.100%.
  • Cr Cr is an element that increases the hardenability of steel and can contribute to improving at least one of strength and corrosion resistance.
  • an excessive Cr content may increase the alloy cost and reduce the toughness. Therefore, the Cr content is 2.000% or less.
  • the upper limit of Cr content may be 1.500%, 1.000%, 0.500%, 0.300%, or 0.150%.
  • the lower limit of the Cr content is 0%, but it may be 0.001%, 0.010%, 0.050%, or 0.100%.
  • Ni is an element that increases the hardenability of steel and can contribute to the improvement of at least one of strength and heat resistance.
  • an excessive Ni content may saturate the effect and increase the manufacturing cost. Therefore, the Ni content is 0.500% or less.
  • the upper limit of Ni content may be 0.400%, 0.300%, 0.200%, or 0.100%.
  • the lower limit of the Ni content is 0%, but it may be 0.001%, 0.010%, 0.030%, or 0.050%.
  • Mo is an element that increases the hardenability of steel and can contribute to improving at least one of strength and corrosion resistance.
  • excessive Mo content may increase deformation resistance during processing. Therefore, the Mo content is 3.000% or less.
  • the upper limit of Mo content may be 2.000%, 1.000%, 0.500%, or 0.100%.
  • the lower limit of Mo content is 0%, it may be 0.001%, 0.005%, 0.010%, or 0.020%.
  • W is an element that can improve the hardenability of steel and contribute to the improvement of strength. On the other hand, if the W content is excessive, coarse inclusions may be formed. Therefore, the W content is 0.100% or less.
  • the upper limit of W content may be 0.080%, 0.050%, or 0.030%.
  • the lower limit of the W content is 0%, but it may be 0.001%, 0.005%, or 0.010%.
  • V (V: 0 to 1.000%) V is an element that can contribute to an improvement in strength through precipitation strengthening and the like. On the other hand, when V is contained excessively, a large amount of precipitates are formed, which may reduce the toughness. Therefore, the V content is 1.000% or less.
  • the upper limit of the V content may be 0.800%, 0.500%, 0.300%, 0.100%, or 0.070%.
  • the lower limit of the V content is 0%, but it may be 0.001%, 0.010%, 0.030%, or 0.050%.
  • O is an element that can be mixed in during the manufacturing process.
  • the lower limit of the O content is 0%.
  • refining takes time, resulting in a decrease in productivity.
  • the O content is set to 0.020% or less.
  • the upper limit of the O content may be 0.015%, 0.010%, 0.005%, or 0.003%.
  • the lower limit of the O content may be 0.001% or 0.002%.
  • Ta is an element that can contribute to controlling the morphology of carbides and increasing their strength. On the other hand, if Ta is contained excessively, a large number of fine Ta carbides may be precipitated, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the Ta content should be 0.100% or less.
  • the upper limit of Ta content may be 0.080%, 0.060%, 0.040%, 0.020%, or 0.010%. Although the lower limit of the Ta content is 0%, it may be 0.001% or 0.005%.
  • Co (Co: 0 to 3.000%) Co is an element that can contribute to improving at least one of hardenability and heat resistance. On the other hand, if Co is contained excessively, there is a possibility that workability may be deteriorated, leading to an increase in raw material costs. Therefore, the Co content is 3.000% or less.
  • the upper limit of Co content may be 2.000%, 1.000%, 0.500%, 0.200%, or 0.100%.
  • the lower limit of the Co content is 0%, but it may be 0.001%, 0.010%, 0.020%, or 0.050%.
  • Sn is an element that can contribute to the improvement of corrosion resistance.
  • an excessive Sn content may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Sn content is 1.000% or less.
  • the upper limit of Sn content may be 0.800%, 0.500%, 0.300%, 0.100%, or 0.050%.
  • the lower limit of the Sn content is 0%, but it may be 0.001%, 0.005%, 0.010%, or 0.020%.
  • Sb is an element that can contribute to the improvement of corrosion resistance.
  • an excessive Sb content may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Sb content is 0.500% or less.
  • the upper limit of the Sb content may be 0.300%, 0.100%, or 0.050%.
  • the lower limit of the Sb content is 0%, but it may be 0.001%, 0.005%, or 0.010%.
  • As is an element that can contribute to improving the machinability of steel.
  • the As content is 0.050% or less.
  • the upper limit of As content may be 0.040%, 0.030%, or 0.020%.
  • the lower limit of the As content is 0%, it may be 0.001%, 0.005%, or 0.010% or more.
  • Mg is an element that can contribute to the control of sulfide morphology. On the other hand, if Mg is contained excessively, toughness may be lowered. Therefore, the Mg content is 0.050% or less.
  • the upper limit of Mg content may be 0.030%, 0.020%, or 0.015%.
  • the lower limit of the Mg content is 0%, but it may be 0.001%, 0.003%, or 0.005%.
  • Zr 0 to 0.050%
  • Zr is an element that can contribute to the control of sulfide morphology.
  • an excessive Zr content may saturate the effect and increase the production cost. Therefore, the Zr content is 0.050% or less.
  • the upper limit of Zr content may be 0.040%, 0.030%, or 0.020%.
  • the lower limit of the Zr content is 0%, but it may be 0.001%, 0.003%, 0.005%, or 0.010%.
  • Ca is an element that can control the morphology of sulfide by adding a small amount. On the other hand, if Ca is contained excessively, the effect may be saturated and the manufacturing cost may increase. Therefore, the Ca content is 0.0500% or less.
  • the upper limit of Ca content may be 0.0300%, 0.0200%, 0.0100%, 0.0070%, or 0.0040%.
  • the lower limit of Ca content is 0%, it may be 0.0001%, 0.0005%, 0.0010%, or 0.0020%.
  • REM 0-0.0500% REM, like Ca, is an element capable of controlling the form of sulfide by adding a small amount. On the other hand, if the REM content is excessive, coarse inclusions may be formed. Therefore, the REM content is 0.0500% or less.
  • the upper limit of REM content may be 0.0300%, 0.0200%, 0.0100%, 0.0070%, or 0.0040%.
  • the lower limit of REM content is 0%, but it may be 0.0001%, 0.0005%, 0.0010%, or 0.0020%.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanide (La) with atomic number 57 to lutetium with atomic number 71.
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • La lanthanide
  • La lanthanide
  • Li is a general term for the 17 elements, and the REM content is the total content of these elements.
  • the balance other than the above-mentioned components is Fe and impurities.
  • Impurities are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when industrially manufacturing the base steel sheet according to the present embodiment.
  • Equation (1) relates to the strength of the base steel plate. That is, in the present embodiment, when the base steel plate satisfies the above formula (1), high strength is likely to be secured in the base steel plate.
  • the lower limit on the left side of equation (1) is 130, may be 135, or may be 140.
  • the upper limit of the right side of formula (1) is naturally determined from the upper limits of the Si content, Mn content, and P content described above. As described above, in this embodiment, formula (1) is applied when the Mn content in the chemical composition is 0.01 to 1.30%.
  • the base steel sheet satisfies the expressions (3) and (4) in addition to the expression (1), so that the alloying speed of the plating is increased, and the formability and productivity during press working can be improved.
  • Equation (2) is also related to the strength of the base steel plate, similar to Equation (1). That is, in the present embodiment, when the base steel plate satisfies the above formula (2), it is easy to ensure a higher strength in the base steel plate.
  • the lower limit on the left side of equation (2) is 160, may be 180, or may be 200.
  • the upper limit of the right side of formula (2) is naturally determined from the upper limits of the Si content, Mn content and P content described above. As described above, in this embodiment, formula (2) is applied when the Mn content in the chemical composition is 1.70 to 2.00%.
  • the base steel sheet satisfies the expressions (3) and (4) in addition to the expression (2), so that the alloying speed of the plating is increased, and the formability and productivity during press working can be improved.
  • Equation (3) relates to the alloying rate of the plating.
  • the left side of Equation (3) is an index related to the alloying time, and the right side is a threshold determined from the allowable alloying time in consideration of productivity.
  • the first term on the left side (“15 (2 [C] - ([Ti] - 4 [N]) / 3 - [Nb] / 8)”) is due to solid solution C remaining without being fixed by Ti or Nb This is a term that takes alloying inhibition into consideration.
  • the second to fourth terms on the left side (7 [P], [Si] and 20 [B]) are terms that take into consideration the inhibition of alloying by P, Si and B. It means that the smaller the value of the left side of the formula (3), the less inhibition of alloying and the higher alloying rate can be secured. That is, in the present embodiment, the content of each of C, Ti, N, Nb, P, Si and B is adjusted so that the above formula (3) is satisfied in the base steel sheet, In the material steel sheet, Ti and Nb make it easy to fix C, and it becomes easy to reduce C (particularly C segregated at grain boundaries) that inhibits the diffusion of Fe during alloying of the plating.
  • the upper limit of the right side of formula (3) is 0.75, may be 0.74, may be 0.73, may be 0.72, or may be 0.71. may be 0.70.
  • Equation (4) relates to the alloying rate of the plating.
  • Equation (4) By analyzing the components contained in the extraction residue obtained by the analysis of the extraction residue of the base steel sheet, it can be understood to what extent the C segregated at the grain boundaries is reduced by Ti and Nb.
  • the amount of the grain boundary C is indirectly defined by the amount of precipitated carbide or the like.
  • the base steel plate is dissolved in a solvent (also referred to as an electrolytic solution) described later by extraction residue analysis, the precipitates (carbides, etc.) are separated from the base steel plate by filtration, and the extraction residue in the chemical analysis is Measure the mass % of Ti and Nb.
  • the lower limit ([C]/12) of formula (4) applies when the total amount of Ti and Nb is TiC and NbC.
  • the upper limit of formula (4) ([C]/12+[N]/14+[X P ]/31 ⁇ ([X S ]/32 ⁇ [X Mn ]/55)) means that part of Ti is other than TiC.
  • extraction residue analysis is performed according to the following procedure.
  • a base steel plate is electrolyzed in a solvent (acetylacetone-tetramethylammonium chloride-methanol solution, commonly known as AA solution) to dissolve a certain amount.
  • AA solution acetylacetone-tetramethylammonium chloride-methanol solution
  • the residue which corresponds to the precipitate
  • the residue is chemically analyzed and the elemental analysis in the residue (ie the precipitate) is performed.
  • Elemental analysis in the extraction residue can be performed, for example, by spectrophotometry (equipment used: Shimadzu UVmini-1240).
  • the average grain size of the base steel plate is 7.5 ⁇ m or less.
  • the average grain size may be 7.0 ⁇ m or less, 6.5 ⁇ m or less, or 6.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size is not particularly limited.
  • the lower limit of the average grain size may be 1.0 ⁇ m, 2.0 ⁇ m, 3.0 ⁇ m or 4.0 ⁇ m.
  • the average grain size of the base steel sheet is measured by the following procedure. That is, a test piece is taken such that the cross section perpendicular to the rolling direction of the steel serves as the observation surface. The test piece is embedded in resin or the like and polished. Thereafter, an EBSD apparatus was used to obtain a crystal orientation distribution for each field of view (10000 ⁇ m 2 per field of view), and an orientation difference of 15° or more was defined as a grain boundary.
  • the crystal grain size d is obtained from the formula 2(a/ ⁇ ) 0.5 .
  • the observation fields are 4 fields at the center of the plate thickness, 2 fields each at the 1/4 position of the plate thickness from both surfaces (4 fields in total), and 2 fields in the vicinity of both surfaces (4 fields in total), a total of 12 field of view.
  • the average crystal grain size is calculated from the average value of the obtained crystal grain sizes in the observation of these structures.
  • the metal structure of the base steel plate is not particularly limited, and can be adjusted according to the performance required of the base steel plate.
  • the metal structure of the base steel plate has an area ratio of, for example, ferrite: 94 to 100%, the sum of martensite and bainite: 0 to 4%, and retained austenite: 0 to 2%. There may be.
  • the area ratio of each phase and structure can be specified, for example, as follows.
  • the area ratio of retained austenite is determined by X-ray measurement as follows. First, a portion from the surface of the steel plate to 1/4 of the thickness of the steel plate is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and the chemically polished surface is measured using MoK ⁇ rays as characteristic X-rays. Then, from the integrated intensity ratio of the diffraction peaks (200) and (211) of the body-centered cubic (bcc) phase and (200), (220) and (311) of the face-centered cubic (fcc) phase, Calculate the area fraction of retained austenite at the center of the sheet thickness using the following formula.
  • S ⁇ (I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b) ⁇ 100
  • S ⁇ is the area ratio of retained austenite in 1/4 part of the sheet thickness
  • I200f, I220f and I311f are the fcc phase (200), (220) and (311) diffraction peak intensities, respectively
  • I200b and I211b denote the intensities of the (200) and (211) diffraction peaks of the bcc phase, respectively.
  • S ⁇ is the volume ratio, but since it is equal to the area ratio, S ⁇ is the area ratio.
  • the total area ratio of martensite and bainite and the area ratio of ferrite are measured as follows. First, a sample is collected by using a cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the base steel sheet as an observation surface, and the observation surface is polished and nital-etched. Then, from both surface sides, each 2 fields of view (4 fields of view in total) at the plate thickness 1/4 position, and in the vicinity of both surfaces, 2 fields of view (4 fields in total) of 12 fields in total, 1 field of 1000 ⁇ m 2 or more, total Four fields of view are observed. Then, the area ratio (A) that can be distinguished from bainite or martensite, the area ratio of ferrite, and the like are measured.
  • the retained austenite is identified as martensite and bainite, so from the area ratio (A), the area ratio (B) of the retained austenite measured by the above-mentioned X-ray diffraction "A - B" obtained by dividing is the area ratio of the sum of the area ratio of martensite and the area ratio of bainite.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment has the base steel sheet and a coating layer.
  • a plating layer is formed on at least one surface of the base steel sheet.
  • the plating layer may be a galvannealed layer having a composition known to those skilled in the art.
  • the plating layer may contain additive elements such as Al in addition to Zn.
  • the lower limit of the Fe content may be 8.0% or 10.0%
  • the lower limit of the Al content may be 0.1% or 0.2%
  • the upper limit of the Al content may be 0. It may be 0.8% or 0.6%
  • the upper limit of Si content, Mg content, Mn content or Ni content may be 0.8%, 0.6% or 0.4%.
  • the chemical composition of the plating layer can be specified, for example, by the following procedure. That is, after removing the surface layer coating film with a coating film remover that does not corrode the plating (e.g., Sansai Kako Co., Ltd. Neoriver SP-751), the plating layer is removed with hydrochloric acid containing an inhibitor (e.g., Sugimura Chemical Industry Co., Ltd. Hibilon). is dissolved and the resulting solution is subjected to inductively coupled plasma (ICP) emission spectroscopy to determine the chemical composition of the plating layer.
  • a coating film remover that does not corrode the plating
  • hydrochloric acid containing an inhibitor e.g., Sugimura Chemical Industry Co., Ltd. Hibilon
  • any material having the above average crystal grain size may be used.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet in the present embodiment may further have the following properties.
  • the steel material has a large work hardening ability and exhibits maximum strength.
  • the tensile strength (TS) of the steel sheet is too high, the steel sheet tends to fracture at low energy during plastic deformation, which may reduce formability.
  • the tensile strength of the galvannealed steel sheet is, for example, 430 MPa or more, 440 MPa or more, or 450 MPa or more.
  • Total elongation EL When a steel plate is cold-formed to produce a structure, the steel plate needs to be stretched in order to finish it into a complicated shape. If the total elongation of the steel sheet is too low, the material may crack during cold forming.
  • the total elongation of the steel sheet is not particularly limited, but may be, for example, 25% or more, 26% or more, 27% or more, 28% or more, 29% or more, or 30% or more, or 40% 39% or less, 38% or less, 37% or less, 36% or less, or 35% or less.
  • the total elongation of the steel plate is preferably 29% or more or 30% or more
  • the Mn content of the base steel plate is , 1.70 to 2.00% by mass
  • the total elongation of the steel sheet is preferably 27% or more, 28% or more, or 29% or more.
  • the yield point of the steel sheet is not particularly limited.
  • the Mn content of the base steel sheet is 0 to 1.30% by mass, It may be 210 MPa or more, and may be 360 MPa or less, 340 MPa or less, or 320 MPa or less.
  • the yield point may be 300 MPa or more, 320 MPa or more, or 340 MPa or more, and 420 MPa or less, It may be 400 MPa or less or 380 MPa or less.
  • a tensile test for measuring tensile strength, total elongation and yield point conforms to JIS Z 2241:2011, and a No. 5 test piece is taken from a direction in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the steel strip. and do.
  • the plate thickness of the base steel plate is a factor that affects the rigidity of the formed steel member, and the greater the plate thickness, the higher the rigidity of the member. If the plate thickness is too small, the rigidity may be lowered, and the press formability may be lowered due to the influence of unavoidable non-ferrous inclusions present inside the steel plate. On the other hand, if the plate thickness is too large, the press-forming load increases, which may lead to wear of the mold and a decrease in productivity.
  • the plate thickness of the base steel plate is not particularly limited, but may be 0.2 mm or more or 0.5 mm or more, and may be 6.0 mm or less, 5.0 mm or less, or 4.0 mm or less. good.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment has a Mn content of 0 to 1.30% or 1.70 to 2.00% in the base steel sheet, so that the steel sheet The Mn concentration unevenness on the surface is less likely to occur, and the appearance (appearance of plating or coating) is excellent. Further, when the base material steel sheet satisfies the predetermined formula (1) or (2) and the average grain size is 7.5 ⁇ m or less, the balance between strength and ductility is excellent. Furthermore, when the base steel sheet satisfies (3) and (4), the alloying speed of the plating is increased, the amount of unalloyed plating is reduced, and the formability and productivity during press forming are improved.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by consistent management of hot rolling, cold rolling and annealing. In particular, the cooling conditions and coiling conditions after completion of hot finish rolling are important.
  • An example of the manufacturing method of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet will be described below, but the manufacturing method of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is not limited to the following example.
  • a method for manufacturing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet includes: hot rolling a steel slab having the chemical composition to obtain a hot rolled steel sheet; winding the hot-rolled steel sheet; Obtaining a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet, and Annealing the cold-rolled steel sheet; including.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled at a cooling rate of 15 ° C./s or more within 0.5 seconds after the finish rolling of the hot rolling is completed, and the cooling rate is 600 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet is slowly cooled from the quenching stop temperature to the coiling temperature at a cooling rate of 5.0°C/s or less, and coiled at a coiling temperature of 150°C or less.
  • Cooling condition after completion of hot finish rolling in order to promote the progress of recovery in the initial stage of annealing and to refine the structure after annealing, after the completion of hot finish rolling, cooling is performed for 0.5 seconds. Within this period, the hot-rolled steel sheet is quenched at a predetermined cooling rate to a quenching stop temperature of 600°C or higher and 700°C or lower. The time from the completion of hot finish rolling to the start of cooling is preferably within 0.3 seconds. The reason why the post-annealing microstructure is refined by quenching the hot-rolled steel sheet immediately after the completion of hot finish rolling is considered to be based on the following mechanism.
  • the orientation of the base steel sheet after cold rolling can consist of a large number of ⁇ 111 ⁇ 112> and a small number of ⁇ 111 ⁇ 110>.
  • recovery during annealing is delayed by solid solution Ti, and ⁇ 111 ⁇ 110>, which generates recrystallization nuclei early, recrystallizes first and recrystallizes.
  • ⁇ 111 ⁇ 110> erodes surrounding unrecovered ⁇ 111 ⁇ 112>, and the area of recrystallized ⁇ 111 ⁇ 110> expands.
  • the area of most crystallized ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> expands at a high speed and the fraction of ⁇ 110> is small (that is, Since there are few recrystallization nuclei), the area of recrystallized ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> is expanded, causing grain coarsening, and in the base steel sheet after annealing, coarse ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> accounts for the majority. It will happen.
  • a predetermined amount or more of Ti is added with the aim of immobilizing C in the base steel sheet, solid solution Ti is likely to exist in the hot-rolled steel sheet. Crystal grain coarsening is likely to occur.
  • the recovery delay during annealing can be eliminated. That is, although ⁇ 111 ⁇ 110> is recrystallized first, the surrounding ⁇ 111 ⁇ 112> is recovered, and the dislocation density difference between ⁇ 110> and ⁇ 112> is not large. The area of ⁇ 111 ⁇ 110> is difficult to expand. ⁇ 111 ⁇ 112> also recrystallizes with a delay because many subgrains formed during recovery function as nuclei. As a result, there are many recrystallized nuclei, the crystal grains are refined, and fine ⁇ 111 ⁇ 112> are predominant after annealing. In addition, by appropriately controlling the cooling conditions after the completion of hot finish rolling, the relationship of the above formula (4) is easily satisfied, and the formability and productivity during press working are easily improved.
  • the mechanism by which rapid cooling promotes recovery in the initial stage of annealing is thought to be as follows. That is, in the structure of the base steel sheet, rapid cooling increases the driving force for nucleation, increases the number of precipitation nuclei, and furthermore, the nuclei grow by winding, which will be described later. As a result, it is presumed that recovery delay due to the Ti--C composite is less likely to occur. Alternatively, bainitic ferrite having a lower structure is generated, and the boundary of the lower structure becomes a precipitation nucleation site, so the precipitation of Ti is promoted, and as a result, the solid solution Ti is reduced, resulting in a delay in recovery due to the Ti—C composite. is estimated to be difficult to occur. Alternatively, it is presumed that the substructure of bainitic ferrite changes the cold-rolled structure and increases recrystallization nuclei.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled (rapidly cooled ) is started. After that, the hot-rolled steel sheet is quenched to a quenching stop temperature of 600° C. or higher and 700° C. or lower as described above, and then the hot-rolled steel plate is cooled to a coiling temperature of 150° C. or lower at a cooling rate of 5.0° C./s or lower. Cool slowly. In this way, when the hot-rolled steel sheet is quenched and then slowly cooled to the coiling temperature, coarsening of the recrystallized grains at an early stage is suppressed as described above, and the number of recrystallization nuclei increases. , the crystal grains can be refined.
  • the hot-rolled steel sheet is coiled at a temperature of 150°C or less after being rapidly cooled and slowly cooled as described above. Coherent precipitates are utilized when the coiling temperature is 150° C. or less, and it is presumed that a large amount of fine and strong precipitates are generated during annealing, and as a result, the mechanical properties of the steel sheet are improved.
  • Hot rolling, rapid cooling immediately after completion of hot finish rolling, slow cooling after that, winding at a predetermined temperature, and subsequent Cold rolling and annealing are performed.
  • a galvannealed layer on the base steel sheet thus obtained a desired galvannealed steel sheet can be obtained.
  • Hot rolling conditions, cold rolling conditions, annealing conditions and plating conditions are not particularly limited. An example of each step is shown below.
  • Heating temperature of slab before hot rolling and finish rolling temperature of hot rolling A general temperature may be adopted for the heating temperature (extraction temperature) of the slab before hot rolling.
  • the extraction temperature may be, for example, 1200-1300°C.
  • general conditions may be adopted as rough rolling conditions in the hot rolling.
  • General conditions may also be adopted for finishing rolling conditions for hot rolling.
  • the finish rolling temperature of hot rolling is a factor that exerts an effect on controlling the texture of the base material steel sheet, it is preferable to control the temperature within a predetermined temperature range.
  • the finish rolling temperature of hot rolling may be 900° C. or higher and 950° C. or lower.
  • the rolling reduction in cold rolling is important from the viewpoint of obtaining a texture with an excellent r value.
  • the total rolling reduction in cold rolling is preferably 70% or more. Annealing may be performed at a temperature of 700° C. or less for the purpose of reducing the cold rolling load before cold rolling.
  • Annealing may be performed in a high dew point atmosphere or in a low dew point atmosphere.
  • the dew point in the annealing atmosphere may be ⁇ 60° C. or higher or 20° C. or lower.
  • the maximum heating temperature (annealing holding temperature) during annealing is preferably 750° C. or higher, and preferably 900° C. or lower.
  • the holding time is more preferably 10 seconds or longer. More preferably, it is 20 seconds or longer.
  • the steel may be reheated to a temperature range of 350° C. to 600° C. and retained. Incidentally, if the cooling stop temperature is too low, not only is a large capital investment required, but the effect is saturated.
  • the steel sheet may be retained in the temperature range of 350 to 600° C. (after reheating) before immersion in the plating bath. Retention in this temperature range suppresses temperature unevenness in the width direction of the plate and improves the appearance after plating.
  • the cooling stop temperature after the annealing is 350° C. to 600° C., the residence may be performed without reheating.
  • the residence time is desirably 30 seconds or more and 300 seconds or less in order to obtain the effect.
  • the cold-rolled steel sheet or the steel sheet obtained by plating the cold-rolled steel sheet may be reheated after cooling to room temperature or during cooling to room temperature (however, Ms or less). good.
  • the steel sheet may be hot-dip galvanized by heating or cooling to (galvanizing bath temperature ⁇ 40)° C. to (galvanizing bath temperature +50)° C.
  • a hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the steel sheet by the hot-dip galvanizing process.
  • a plated layer may be formed on the surface of the sheet during annealing.
  • the plated layer may be formed on the surface of the sheet after annealing.
  • composition of plating bath is mainly composed of Zn, so long as the chemical composition of the plating layer after the alloying treatment can be within the desired range.
  • the effective Al content value obtained by subtracting the total Fe content from the total Al content in the plating bath
  • the effective amount of Al in the plating bath is too small, Fe may excessively penetrate into the plating layer, resulting in poor adhesion of the plating.
  • Step plate temperature when immersed in plating bath The temperature of the steel sheet when immersed in the galvanizing bath ranges from 40°C lower than the hot-dip galvanizing bath temperature (hot-dip galvanizing bath temperature -40°C) to 50°C higher than the hot-dip galvanizing bath temperature (hot-dip galvanizing bath temperature +50°C). °C) is preferred. If this temperature is lower than the hot-dip galvanizing bath temperature of ⁇ 40° C., a large amount of heat is removed during immersion in the galvanizing bath, and part of the molten zinc solidifies, which may deteriorate the appearance of the coating.
  • the plate temperature before immersion is lower than the hot-dip galvanizing bath temperature of -40°C, heat the plate further before immersion in the galvanizing bath by any method to control the plate temperature to the hot-dip galvanizing bath temperature of -40°C or higher. It may be immersed in the plating bath. Moreover, if the steel sheet temperature during immersion in the galvanizing bath exceeds +50° C. of the hot-dip galvanizing bath temperature, problems in operation may be induced due to the increase in the galvanizing bath temperature.
  • the steel sheet on which the hot-dip galvanized layer is formed is preferably heated to a temperature range of 450 to 600°C. If the alloying temperature is too low, the alloying may not proceed sufficiently. On the other hand, if the alloying temperature is too high, the alloying proceeds too much, and the generation of the ⁇ phase may lead to an excessive Fe content in the coating layer, which may deteriorate the corrosion resistance.
  • the alloying temperature needs to be changed according to the chemical composition of the steel sheet and the degree of formation of the internal oxide layer, and may be set while checking the Fe content in the coating layer.
  • Alloying of the hot-dip galvanized layer is performed, for example, in an alloying furnace and a holding zone.
  • the residence time in the alloying furnace and the holding zone may be, for example, around 10 seconds in the alloying furnace and around 20 seconds in the holding zone, for a total of around 30 seconds.
  • the heat retaining zone is a section that retains heat so that the temperature of the steel sheet coming out of the alloying furnace does not drop suddenly.
  • the surface of alloyed hot-dip galvanized steel sheets may be subjected to upper layer plating, various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment, and weldability improvement. Treatment or the like can also be applied.
  • skin pass rolling may be performed for the purpose of improving ductility by correcting the shape of the steel sheet or introducing mobile dislocations.
  • the rolling reduction of skin pass rolling after heat treatment is preferably in the range of 0.1 to 1.5%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit. If it exceeds 1.5%, the productivity drops significantly, so this is made the upper limit.
  • a skin pass may be performed inline or offline.
  • the skin pass with the target rolling reduction may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • the present invention is not limited to this one conditional example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as it achieves its purpose without departing from the gist thereof.
  • the film was cooled to a predetermined winding temperature at the cooling rate (during slow cooling) shown in Tables 3, 6 and 9 below, and then wound at the winding temperature. Subsequently, the hot-rolled steel sheet was pickled to remove oxide scales, cold-rolled (reduction rate: 75%), and finished to a thickness of 0.8 mm. Further, this cold-rolled steel sheet was annealed, and specifically, the temperature was raised to the annealing temperatures shown in Tables 3, 6 and 9 below, and the holding time at that temperature was 80 seconds. For all the steel sheets, the temperature increase rate during annealing was 10°C/sec up to 700°C, and 5°C/sec from 700°C to the holding temperature.
  • Each steel plate was hot-dip galvanized and then alloyed.
  • the steel sheet was immersed in a hot-dip galvanizing bath at 450° C. for 5 seconds. Thereafter, an alloying treatment was performed at 590° C., and the steel sheet was cooled from the alloying treatment temperature to room temperature at a cooling rate of 10° C./sec to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the plating treatment on the base steel sheet can be performed on the same equipment and line as the annealing.
  • Yield point (YP), tensile strength (TS) and total elongation (EL) of alloyed hot-dip galvanized steel sheets were measured. Each measurement condition is as described above.
  • Tables 1, 2, 4, 5, 7 and 8 below show the chemical compositions of the base steel sheets.
  • Tables 3, 6 and 9 below show the production conditions of the base steel sheet, the properties of the base steel sheet, the mechanical properties, the plating properties, and the evaluation results of formability and workability.
  • the coiling temperature was too high, so coherent precipitates could not be utilized, fine and strong precipitates could not be sufficiently generated in annealing, and the average grain size in the base steel plate increased. Decreased mechanical properties.
  • the relationship of formula (4) is not satisfied, Fe becomes difficult to diffuse from the base steel sheet to the coating layer during alloying of the coating, the alloying speed decreases, unalloyed coating increases, and press During processing, the unalloyed plating adhered to the mold, impairing formability and productivity.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet that satisfies the following requirements (I) to (III) has excellent coating wettability with respect to the base steel sheet, suppresses the generation of coating streaks, It can be seen that the adhesion of the unalloyed plating to the die during press working is suppressed, and secondary work embrittlement is easily suppressed.
  • the chemical composition of the base steel sheet is mass%, C: 0.0005 to 0.0100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.01 to 1.30% or 1.70 to 2.00%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, N: 0.0200% or less, Ti: 0.040 to 0.180%, Nb: 0 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, Ni: 0 to 0.500%, Mo: 0 to 3.000%, W: 0 to 0.100%, V: 0 to 1.000%, O: 0 to 0.020%, Ta: 0 to 0.100%, Co: 0 to 3.000%, Sn: 0 to 1.000%, Sb: 0 to 0.500%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0-0.050%, Zr: 0 to 0.050%, Ca: 0 to 0.0500%, As:
  • the average grain size of the base steel sheet is 7.5 ⁇ m or less.

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Abstract

外観性及びプレス成形時の成形性に優れる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を開示する。本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板が所定の化学組成を有し、母材鋼板が、質量%で、Mn:0.01~1.30%を含有する化学組成を有する場合、所定の式(1)及び(3)の関係を満たし、母材鋼板が、質量%で、Mn:1.70~2.00%を含有する化学組成を有する場合、所定の式(2)及び(3)の関係を満たし、母材鋼板の抽出残渣中に検出されるMn、P、S、Ti及びNbの量が所定の式(4)の関係を満たし、母材鋼板の平均結晶粒径が7.5μm以下である。

Description

合金化溶融亜鉛めっき鋼板
 本願は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を開示する。
 合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、塗装性等に優れることから、自動車車体用途をはじめとして、家電製品や建築材料等の外観部材として多用されている。合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術として、例えば、以下の特許文献1及び2に開示された技術がある。
 特許文献1に開示された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有し、母材鋼板が、質量%で、C:0.0060%以下、Si:1.0%以下、Mn:0.05%以上2.0%以下、P:0.01%以上0.10%以下、S:0.1%以下、Al:0.005%以上0.1%以下、N:0.0060%以下、及び、Nb、Ti、Bのいずれか1種又は2種以上を、Nb:0.03%以上0.04%以下、Ti:0.003%以上0.08%以下、B:0.0002%以上0.0040%以下の範囲で含有し、残部Fe及び不純物からなり、Pに対するMnの量が所定以上である化学組成を有し、且つ、母材鋼板の引張強度が35kgf/mm以上(約343MPa以上)であることを特徴とする。特許文献1に開示された合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、母材鋼板の化学組成においてPに対するMnの量を所定以上とすることで、高い合金化速度を確保している。
 特許文献2に開示された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板が、質量%で、C:0.0005~0.01%、Si:0.001~1.0%、Mn:0.01~2.5%、P:0.001~0.1%、S:0.02%以下、Al:0.01~0.10%、Ti:0.0001~0.1%、N:0.001~0.010%を含有し、残部がFe及び不純物からなる成分組成で、母材鋼板中のP濃度を[P]とし、Ti濃度を[Ti]としたときに鋼板表面の結晶方位{111}と{100}の比である{111}/{100}が(1-0.016×[P]/[Ti])以上(3.2-0.016×[P]/[Ti])以下であることを特徴とする。特許文献2に開示された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、生産性とプレス成形性とに優れる。
特開平4-154937号公報 特開2014-058741号公報
 外観部材等として多用される合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、塗装ムラやめっきムラの少ない良好な外観が求められる。従来技術においては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状を十分に均一化できず、めっき外観が不良となる場合がある。例えば、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、母材鋼板に対するめっきの濡れ性が悪い場合があり、めっき不良が生じる虞がある。また、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、めっきに筋模様が発生し易い。この筋模様は、塗装後においても残存し、外観部材として必要な外観性を満足できない場合がある。すなわち、めっきに筋模様が発生してめっき外観が悪くなると、塗装後の外観も悪くなり易い。
 また、上記の用途に用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形が施されて使用される場合が多い。従来技術においては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工時に、未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれる場合がある。また、二次加工脆化によって割れが生じる場合もある。
 以上の通り、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、母材鋼板に対するめっきの濡れ性を十分なものとすること、めっき筋の発生を抑えること、プレス加工時に未合金化めっきの金型への凝着を抑えること、及び、二次加工脆化を抑えることに関して改善の余地がある。
 本願は上記課題を解決するための手段の一つとして、
 合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、母材鋼板とめっき層とを有し、
 前記母材鋼板の化学組成が、質量%で、
 C:0.0005~0.0100%、
 Si:0.01~0.50%、
 Mn:0.01~1.30%又は1.70~2.00%、
 P:0.100%以下、
 S:0.010%以下、
 N:0.0200%以下、
 Ti:0.040~0.180%、
 Nb:0~0.100%、
 B:0.0005~0.0100%、
 Al:0~1.000%、
 Cu:0~1.000%、
 Cr:0~2.000%、
 Ni:0~0.500%、
 Mo:0~3.000%、
 W:0~0.100%、
 V:0~1.000%、
 O:0~0.020%、
 Ta:0~0.100%、
 Co:0~3.000%、
 Sn:0~1.000%、
 Sb:0~0.500%、
 As:0~0.050%、
 Mg:0~0.050%、
 Zr:0~0.050%、
 Ca:0~0.0500%、
 REM:0~0.0500%、並びに、
 残部:Fe及び不純物
 であり、
 Mn:0.01~1.30%である場合、下記式(1)及び(3)の関係を満たし、
 Mn:1.70~2.00%である場合、下記式(2)及び(3)の関係を満たし、
 前記母材鋼板の抽出残渣分析により得られる抽出残渣中のMn、P、S、Ti及びNbの量が下記式(4)の関係を満たし、
 前記母材鋼板の平均結晶粒径が7.5μm以下である、
 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を開示する。
 130 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P] …(1)
 160 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P] …(2)
 15(2[C]-([Ti]-4[N])/3-[Nb]/8)+7[P]+[Si]+20[B] ≦ 0.75 …(3)
 [C]/12 ≦ [XTi]/48+[XNb]/93 ≦ [C]/12+[N]/14+[X]/31-([X]/32-[XMn]/55) …(4)
 上記式(1)~(4)において、
 [C]、[Si]、[Mn]、[P]、[N]、[Ti]及び[Nb]は、前記化学組成における各々の元素の含有量(質量%)であり、
 [XTi]、[XNb]、[X]、[X]及び[XMn]は、以下の式(A)~(E)によって表されるものである。
 [XTi]=[(抽出残渣中のTi質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(A)
 [XNb]=[(抽出残渣中のNb質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(B)
 [X]=[(抽出残渣中のP質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(C)
 [X]=[(抽出残渣中のS質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(D)
 [XMn]=[(抽出残渣中のMn質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(E)
 本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、
 前記化学組成が、質量%で、
 Nb:0.001~0.100%、
 Al:0.001~1.000%、
 Cu:0.001~1.000%、
 Cr:0.001~2.000%、
 Ni:0.001~0.500%、
 Mo:0.001~3.000%、
 W:0.001~0.100%、
 V:0.001~1.000%、
 O:0.001~0.020%、
 Ta:0.001~0.100%、
 Co:0.001~3.000%、
 Sn:0.001~1.000%、
 Sb:0.001~0.500%、
 As:0.001~0.050%、
 Mg:0.001~0.050%、
 Zr:0.001~0.050%、
 Ca:0.0001~0.0500%、及び、
 REM:0.0001~0.0500%
 からなる群より選択される少なくとも1種を含むものであってもよい。
 本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、
 前記母材鋼板の金属組織が、面積率で、
 フェライト:94~100%、
 マルテンサイトとベイナイトとの合計:0~4%、及び
 残留オーステナイト:0~2%、
 であってもよい。
 本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、
 前記めっき層の化学組成が、質量%で、
 Fe:5.0~25.0%、
 Al:0~1.0%、
 Si:0~1.0%、
 Mg:0~1.0%、
 Mn:0~1.0%、
 Ni:0~1.0%、
 Sb:0~1.0%、並びに、
 残部:Zn及び不純物
 であってもよい。
 本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板に対するめっきの濡れ性に優れ、めっき筋の発生が抑制され、プレス加工時における未合金化めっきの金型への凝着が抑制され、二次加工脆化も抑制され易い。本開示の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、外観性に優れ、プレス成形時の成形性や生産性に優れる。
 以下、本発明の実施形態について説明する。なお、これらの説明は、本発明の実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明は以下の実施形態に限定されない。
1.合金化溶融亜鉛めっき鋼板
 本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板とめっき層とを有する。前記母材鋼板の化学組成は、質量%で、
 C:0.0005~0.0100%、
 Si:0.01~0.50%、
 Mn:0.01~1.30%又は1.70~2.00%、
 P:0.100%以下、
 S:0.010%以下、
 N:0.0200%以下、
 Ti:0.040~0.180%、
 Nb:0~0.100%、
 B:0.0005~0.0100%、
 Al:0~1.000%、
 Cu:0~1.000%、
 Cr:0~2.000%、
 Ni:0~0.500%、
 Mo:0~3.000%、
 W:0~0.100%、
 V:0~1.000%、
 O:0~0.020%、
 Ta:0~0.100%、
 Co:0~3.000%、
 Sn:0~1.000%、
 Sb:0~0.500%、
 As:0~0.050%、
 Mg:0~0.050%、
 Zr:0~0.050%、
 Ca:0~0.0500%、
 REM:0~0.0500%、並びに、
 残部:Fe及び不純物
 であり、
 Mn:0~1.30%である場合、下記式(1)及び(3)の関係が満たされ、Mn:1.70~2.00%である場合、下記式(2)及び(3)の関係が満たされる。
 また、本実施形態において、前記母材鋼板の抽出残渣分析により得られる抽出残渣中のMn、P、S、Ti及びNbの量が下記式(4)の関係を満たす。
 さらに、本実施形態において、前記母材鋼板の平均結晶粒径が7.5μm以下である。
 130 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P] …(1)
 160 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P] …(2)
 15(2[C]-([Ti]-4[N])/3-[Nb]/8)+7[P]+[Si]+20[B] ≦ 0.75 …(3)
 [C]/12 ≦ [XTi]/48+[XNb]/93 ≦ [C]/12+[N]/14+[X]/31-([X]/32-[XMn]/55) …(4)
 上記式(1)~(4)において、
 [C]、[Si]、[Mn]、[P]、[N]、[Ti]及び[Nb]は、前記化学組成における各々の元素の含有量(質量%)であり、
 [XTi]、[XNb]、[X]、[X]及び[XMn]は、以下の式(A)~(E)によって表されるものである。
 [XTi]=[(抽出残渣中のTi質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(A)
 [XNb]=[(抽出残渣中のNb質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(B)
 [X]=[(抽出残渣中のP質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(C)
 [X]=[(抽出残渣中のS質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(D)
 [XMn]=[(抽出残渣中のMn質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(E)
 例えば、抽出残渣分析において、電解した母材鋼板中のTiのすべてが抽出残渣中に含まれる場合、[XTi]=[Ti]となる。
1.1 母材鋼板の化学組成
 まず、母材鋼板の化学組成を限定した理由について説明する。ここで成分についての「%」は質量%を意味する。さらに、本明細書において、数値範囲を示す「~」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
(C:0.0005~0.0100%)
 母材鋼板中のCが少ないほど、伸びやr値といった機械特性が向上する。本実施形態において、Cは後述のTiやNbで固定可能であるが、TiCやNbCが増え過ぎると、母材鋼板の機械特性の焼鈍温度依存性が高くなり、所望の機械特性を得るための焼鈍条件の範囲が狭くなる虞がある。この点、C含有量は0.0100%以下とする。C含有量の上限は、0.0080%、0.0070%、0.0060%、0.0050%、又は、0.0040%であってもよい。尚、製鋼コストの過度の上昇を抑える観点から、C含有量は0.0005%以上である。C含有量の下限は、0.0010%、0.0015%、0.0020%、0.0025%、又は、0.0030%であってもよい。
(Si:0.01~0.50%)
 Siは、母材鋼板の強度を向上させる元素である。一方、母材鋼板がSiを過度に含有すると、母材鋼板に対するめっきの濡れ性が悪化する場合がある。この点、Si含有量は、0.50%以下とする。Si含有量の上限は、0.45%、0.40%、0.35%であってもよい。Si含有量の下限は、式(1)や式(2)との関係から決定され得る。脱酸のため、Si含有量は、0.01%以上である。Si含有量の下限は、0.05%、0.10%、0.20%、又は、0.25%であってもよい。
(Mn:0.01~1.30%又は1.70~2.00%)
 Mnは、母材鋼板の強度を向上させる元素である。ただし、本発明者の新たな知見によると、母材鋼板におけるMn含有量が特定の範囲内である場合、母材鋼板の表面において顕著なMn濃化ムラが生じ、当該顕著なMn濃度ムラに起因してめっきの合金化速度にムラが生じ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき表面に筋状の外観不良(めっき筋)が発生し得る。Mn含有量が少なければ、上記の筋状の外観不良を生じさせるほどのMn濃度ムラは生じ難い。また、Mn含有量が多ければ、母材鋼板の表面全体においてMn濃度が上昇して、上記のMn濃化ムラが解消され易い。ただし、Mn含有量が過度に多くなると、鋼板の伸びが低下する虞がある。以上に鑑み、本実施形態においては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観性を向上させるとともに、伸びを確保する観点から、Mn含有量が0.01~1.30%又は1.70~2.00%である。Mn含有量の下限は、0.10%、0.35%、0.50%、0.65%、又は、0.80%であってもよい。Mn含有量の上限は、1.25%、1.20%、又は、1.15%であってもよい。例えば、Mn含有量は、0.65~1.30%であってもよい。或いは、Mn含有量は、1.75~1.95%であってもよい。
(P:0.100%以下)
 Pは、母材鋼板の強度を向上させる元素である。一方、母材鋼板がPを過度に含有すると、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれる場合がある。この点、P含有量は0.100%以下である。P含有量の上限は、0.090%、0.070%、0.060%又は0.050%であってもよい。P含有量の下限は、式(1)や式(2)との関係からも決定され得る。このため、Mn含有量が0.01~1.30%の場合、P含有量の下限は0.031%であり、Mn含有量が0.70~2.00%の場合、P含有量の下限は0.033%である。このため、P含有量の下限を0.031%又は0.033%としてもよい。
(S:0.010%以下)
 Sは、母材鋼板の粒界に偏析して、二次加工脆化を生じさせる元素であり、また、鋼中でMnS等の非金属介在物を生成し、母材鋼板の延性の低下を招く元素であり、少ないほど好ましい。Si含有量は、0.010%以下である。Si含有量の上限は、0.009%、0.008%、0.007%、又は、0.006%であってもよい。S含有量の下限は0%である。Si含有量の下限は、0.001%、又は、0.002%であってもよい。
(N:0.0200%以下)
 Nは、母材鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。また、Nは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。また、Nを過度に含有するとTiと結合してTiNを生成させ、Cを固定化するための有効Ti量が低下する虞がある。この点、N含有量は、0.0200%以下である。N含有量の上限は、0.0150%、0.0100%、0.0080%、又は、0.0060%であってもよい。尚、N含有量の下限は0%であるが、製鋼コストの過度の上昇を抑える観点からは、N含有量の下限は0.0001%、又は、0.0010%であってもよい。
(Ti:0.040~0.180%)
 Tiは、Cを固定化して母材鋼板の伸びやr値といった機械特性を向上させる元素である。Ti含有量が0.040%以上である場合に、このような効果が得られ易い。一方、Ti含有量が多過ぎると、母材鋼板の強度と延性とのバランスが悪化する虞がある。T含有量が0.180%以下である場合にこのような問題が回避され易い。このため、Ti含有量は、0.040~0.180%とする。Ti含有量の下限は、0.045%、又は、0.050%であってもよい。Ti含有量の上限は、0.150%、0.120%、又は、0.100%であってもよい。
(Nb:0~0.100%)
 Nbは、Tiと同様に、Cを固定化して母材鋼板の伸びやr値といった機械特性を向上させる元素である。ただし、Tiよりもその効果は弱い。上述の通り、Tiによって十分なC固定化効果が得られる場合、Nb含有量は0%であってもよい。Nb含有量の下限は、0.001%、0.005%、0.010%、又は、0.015%であってもよい。一方、Nb含有量が多過ぎると、母材鋼板の機械特性の焼鈍温度依存性が高くなり、所望の機械特性を得るための焼鈍条件の範囲が狭くなる虞がある。この点、Nb含有量は0.100%以下である。Nb含有量の上限は、0.060%、0.050%、0.040%、又は、0.030%であってもよい。
(B:0.0005~0.0100%)
 Bは、母材鋼板の二次加工脆化を防止するための元素である。本実施形態においては、上述の通り、Ti及びNbによってCを固定化して粒界のCを除去することができるが、粒界のCを除去した場合、二次加工脆化が生じ易くなる。本実施形態においては、母材鋼板中にCの替わりにBを含ませることで、このような問題を回避し易くなる。このような問題を一層回避し易くするため、B含有量は0.0005%以上とする。B含有量の下限は0.0007%、又は、0.0009%であってもよい。一方、母材鋼板がBを過度に含有すると、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれる場合がある。この点、B含有量は0.0100%以下とする。B含有量の上限は、0.0050%、0.0030%、又は、0.0020%であってもよい。
(Al:0~1.000%)
 Alは、鋼の脱酸剤として作用する元素であり、必要に応じて添加される。一方、Alを過度に含有すると強度と延性とのバランスが悪化する場合がある。Al含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.005%、0.010%、又は、0.015%であってもよい。また、Al含有量は、1.000%以下である。Al含有量の上限は、0.800%、0.600%、0.400%、0.200%、0.100%、0.080%、0.060%、又は、0.040%であってもよい。
 本実施形態における母材鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、本実施形態における母材鋼板は、必要に応じて、以下の元素のうちの少なくとも1種を含んでいてもよい。これらの元素は含まれなくてもよいため、その含有量の下限は0%である。
(Cu:0~1.000%)
 Cuは、強度及び耐食性のうちの少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方、Cuを過度に含有すると靭性の劣化を招く虞がある。このため、Cu含有量は、1.000%以下とする。Cu含有量の上限は、0.800%、0.600%、0.400%、0.250%、又は、0.150%であってもよい。Cu含有量の下限は0%である。Cu含有量の下限は、0.001%、0.010%、0.050%、又は、0.100%であってもよい。
(Cr:0~2.000%)
 Crは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び耐食性の少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方、Crを過度に含有すると、合金コストの増加に加えて靭性が低下する場合がある。このため、Cr含有量は、2.000%以下である。Cr含有量の上限は、1.500%、1.000%、0.500%、0.300%、又は、0.150%であってもよい。Cr含有量の下限は、0%であるが、0.001%、0.010%、0.050%、又は、0.100%であってもよい。
(Ni:0~0.500%)
 Niは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び耐熱性の少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方で、Niを過度に含有すると、効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招く虞がある。このため、Ni含有量は、0.500%以下である。Ni含有量の上限は、0.400%、0.300%、0.200%、又は、0.100%であってもよい。Ni含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.010%、0.030%、又は、0.050%であってもよい。
(Mo:0~3.000%)
 Moは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び耐食性の少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方で、Moを過度に含有すると、加工時の変形抵抗が増大する虞がある。このため、Mo含有量は、3.000%以下である。Mo含有量の上限は、2.000%、1.000%、0.500%、又は、0.100%であってもよい。Mo含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.005%、0.010%、又は、0.020%であってもよい。
(W:0~0.100%)
 Wは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与し得る元素である。一方で、Wを過度に含有すると、粗大な介在物が生成する虞がある。このため、W含有量は、0.100%以下である。W含有量の上限は、0.080%、0.050%、又は、0.030%であってもよい。W含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.005%、又は、0.010%であってもよい。
(V:0~1.000%)
 Vは、析出強化等により強度の向上に寄与し得る元素である。一方で、Vを過度に含有すると、多量の析出物が生成して靭性を低下させる場合がある。このため、V含有量は、1.000%以下である。V含有量の上限は、0.800%、0.500%、0.300%、0.100%、又は、0.070%であってもよい。V含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.010%、0.030%、又は、0.050%であってもよい。
(O:0~0.020%)
 Oは、製造工程で混入し得る元素である。O含有量の下限は0%である。しかしながら、O含有量を極限にまで低減するためには精錬に時間を要し、生産性の低下を招く。一方で、Oを過度に含有すると、粗大な介在物が形成されて鋼材の靭性を低下させる場合がある。このため、O含有量は、0.020%以下とする。O含有量の上限は、0.015%、0.010%、0.005%、又は、0.003%であってもよい。O含有量の下限は、0.001%、又は、0.002%であってもよい。
(Ta:0~0.100%)
 Taは、炭化物の形態制御と強度の増加に寄与し得る元素である。一方で、Taを過度に含有すると、微細なTa炭化物が多数析出し、靭性が低下する虞がある。このため、Ta含有量は、0.100%以下とする。Ta含有量の上限は、0.080%、0.060%、0.040%、0.020%、又は、0.010%であってもよい。Ta含有量の下限は0%であるが、0.001%、又は、0.005%であってもよい。
(Co:0~3.000%)
 Coは、焼入れ性及び耐熱性の少なくとも一方の向上に寄与し得る元素である。一方で、Coを過度に含有すると、加工性が低下する虞があり、原料コストの増加にも繋がる。このため、Co含有量は、3.000%以下である。Co含有量の上限は、2.000%、1.000%、0.500%、0.200%、又は、0.100%であってもよい。Co含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.010%、0.020%、又は、0.050%であってもよい。
(Sn:0~1.000%)
 Snは、耐食性の向上に寄与し得る元素である。一方で、Snを過度に含有すると、靭性の低下を招く虞がある。このため、Sn含有量は、1.000%以下である。Sn含有量の上限は、0.800%、0.500%、0.300%、0.100%、又は、0.050%であってもよい。Sn含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.005%、0.010%、又は、0.020%であってもよい。
(Sb:0~0.500%)
 Sbは、耐食性の向上に寄与し得る元素である。一方で、Sbを過度に含有すると、靭性の低下を招く虞がある。このため、Sb含有量は、0.500%以下である。Sb含有量の上限は、0.300%、0.100%、又は、0.050%であってもよい。Sb含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.005%、又は、0.010%であってもよい。
(As:0~0.050%)
 Asは、鋼の被削性の改善に寄与し得る元素である。一方で、Asを過度に含有すると、加工性が低下する虞がある。このため、As含有量は、0.050%以下である。As含有量の上限は、0.040%、0.030%、又は、0.020%であってもよい。As含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.005%、又は、0.010%以上であってもよい。
(Mg:0~0.050%)
 Mgは、硫化物の形態の制御に寄与し得る元素である。一方で、Mgを過度に含有すると、靭性が低下する虞がある。このため、Mg含有量は、0.050%以下である。Mg含有量の上限は、0.030%、0.020%、又は、0.015%であってもよい。Mg含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.003%、又は、0.005%であってもよい。
(Zr:0~0.050%)
 Zrは、硫化物の形態の制御に寄与し得る元素である。一方で、Zrを過度に含有すると、効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招く虞がある。このため、Zr含有量は、0.050%以下である。Zr含有量の上限は、0.040%、0.030%、又は、0.020%であってもよい。Zr含有量の下限は0%であるが、0.001%、0.003%、0.005%、又は、0.010%であってもよい。
(Ca:0~0.0500%)
 Caは、微量添加により硫化物の形態を制御することができる元素である。一方で、Caを過度に含有すると、効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招く虞がある。このため、Ca含有量は、0.0500%以下である。Ca含有量の上限は、0.0300%、0.0200%、0.0100%、0.0070%、又は、0.0040%であってもよい。Ca含有量の下限は0%であるが、0.0001%、0.0005%、0.0010%、又は、0.0020%であってもよい。
(REM:0~0.0500%)
 REMは、Caと同様に微量添加により硫化物の形態を制御することができる元素である。一方で、REMを過度に含有すると、粗大な介在物が生成する虞がある。このため、REM含有量は、0.0500%以下である。REM含有量の上限は、0.0300%、0.0200%、0.0100%、0.0070%、又は、0.0040%であってもよい。REM含有量の下限は0%であるが、0.0001%、0.0005%、0.0010%、又は、0.0020%であってもよい。尚、本明細書におけるREMとは、原子番号21番のスカンジウム(Sc)、原子番号39番のイットリウム(Y)、及びランタノイドである原子番号57番のランタン(La)~原子番号71番のルテチウム(Lu)の17元素の総称であり、REM含有量はこれら元素の合計含有量である。
 本実施形態における母材鋼板では、上記に述べた成分以外の残部はFe及び不純物である。不純物とは、本実施形態に係る母材鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
1.2 式(1)~(4)
 本実施形態においては、母材鋼板の化学組成が、質量%で、Mn:0.01~1.30%である場合、当該化学組成が下記式(1)及び(3)の関係を満たす必要がある。或いは、本実施形態においては、母材鋼板の化学組成が、質量%で、Mn:1.70~2.00%である場合、当該化学組成が下記式(2)及び(3)の関係を満たす必要がある。また、本実施形態においては、母材鋼板の抽出残渣分析により得られる抽出残渣中のMn、P、S、Ti及びNbの量が下記式(4)の関係を満たす必要がある。
(式(1):130 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P])
 式(1)は、母材鋼板の強度と関連する。すなわち、本実施形態においては、母材鋼板が上記式(1)を満たす場合、母材鋼板において高い強度が確保され易い。式(1)の左辺における下限値は130であり、135であってもよく、140であってもよい。式(1)の右辺に関する上限値は、上述のSi含有量、Mn含有量及びP含有量の上限から自ずと定まる。尚、上述の通り、本実施形態において、式(1)は、上記化学組成におけるMn含有量が0.01~1.30%である場合に適用される。このようにMn含有量が低い領域においては、母材鋼板において十分な強度を確保するために、Si及びPのうちの少なくとも1種の添加が必須である。一方で、上述の通り、SiやPは、めっきの濡れ性や合金化速度に影響を与える元素であり、SiやPを過度に含ませることはできない。また、本発明者の知見によると、Mn含有量が0.01~1.30%と低い領域においては、めっきの外観性は向上するものの、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれ易い。この点、本実施形態においては、母材鋼板が式(1)に加えて式(3)及び(4)を満たすことで、めっきの合金化速度が高まり、プレス加工時の成形性や生産性を向上させることができる。
(式(2):160 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P])
 式(2)も、式(1)と同様に、母材鋼板の強度と関連する。すなわち、本実施形態においては、母材鋼板が、上記式(2)を満たす場合、母材鋼板においてより一層高い強度が確保され易い。式(2)の左辺における下限値は160であり、180であってもよく、200であってもよい。式(2)の右辺に関する上限値は、上述のSi含有量、Mn含有量及びP含有量の上限から自ずと定まる。尚、上述の通り、本実施形態において、式(2)は、上記化学組成におけるMn含有量が1.70~2.00%である場合に適用される。ここで、上記式(2)を満たすように、Mnに加えて、Si及びPのうちの少なくとも1種を多量に添加した場合、母材鋼板の強度は高まるものの、SiやPによってめっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれる場合がある。この点、本実施形態においては、母材鋼板が式(2)に加えて式(3)及び(4)を満たすことで、めっきの合金化速度が高まり、プレス加工時の成形性や生産性を向上させることができる。
(式(3):15(2[C]-([Ti]-4[N])/3-[Nb]/8)+7[P]+[Si]+20[B] ≦ 0.75)
 上述の通り、式(3)はめっきの合金化速度と関連する。式(3)の左辺は合金化時間に関連する指標であり、右辺は生産性を考慮して許容される合金化時間から決まる閾値である。左辺第1項(「15(2[C]-([Ti]-4[N])/3-[Nb]/8)」)は、TiやNbによって固定されずに残った固溶Cによる合金化阻害を考慮した項である。左辺第2項~第4項(7[P]、[Si]及び20[B])は、P、Si及びBによる合金化阻害を考慮した項である。式(3)の左辺の値が小さいほど、合金化の阻害が少なく、高い合金化速度が確保できることを意味する。すなわち、本実施形態においては、母材鋼板において、上記式(3)が満たされるように、C、Ti、N、Nb、P、Si及びBの各々の含有量が調整されることで、母材鋼板においてTiやNbによってCを固定化し易くなり、めっきの合金化時にFeの拡散を阻害するC(特に粒界に偏析したC)が低減され易くなる。結果として、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し易くなり、高い合金化速度が確保され、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが少なくなる。そのため、プレス加工時における未合金化めっきの金型への凝着が抑えられ、プレス加工時の成形性や生産性が向上し易い。式(3)の右辺の上限値は、0.75であり、0.74であってもよく、0.73であってもよく、0.72であってもよく、0.71であってもよく、0.70であってもよい。
(式(4):[C]/12 ≦ [XTi]/48+[XNb]/93 ≦ [C]/12+[N]/14+[X]/31-([X]/32-[XMn]/55))
 式(4)は、式(3)と同様に、めっきの合金化速度と関連する。母材鋼板の抽出残渣分析により得られた抽出残渣に含まれる成分を分析することで、上記の粒界に偏析したCがTiやNbによってどの程度低減されたかが分かる。本実施形態では、母材鋼板の粒界Cを直接測定することは困難であるため、析出した炭化物等の量によって粒界Cの量を間接的に規定する。具体的には、抽出残渣分析によって母材鋼板を後述の溶媒(電解液ともいう。)に溶解させ、濾過により母材鋼板から析出物(炭化物等)を分離し、化学分析で抽出残渣中のTi及びNbの質量%を測定する。式(4)の下限([C]/12)は、TiやNbが全量TiCやNbCとなった場合に該当する。式(4)の上限([C]/12+[N]/14+[X]/31-([X]/32-[XMn]/55))は、Tiの一部がTiC以外のその他の析出物(TiN、FeTiP、Ti4C2S2、MnSのうちの少なくとも一種であってもよい。尚、TiSは無視できるほど少ないため考慮する必要がない。)に消費された場合に該当する。抽出残渣中のTi及びNbの量([XTi]及び[XNb])が、上記式(4)の範囲内である場合、粒界に偏析したCの量がTiやNbによって十分に低減されている(TiCやNbCなどとして存在している)といえる。結果として、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し易くなり、高い合金化速度が確保され、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが少なくなる。そのため、プレス加工時における未合金化めっきの金型への凝着が抑えられ、プレス加工時の成形性や生産性が向上し易い。
 尚、抽出残渣分析は以下の手順で行う。まず、母材鋼板を溶媒(アセチルアセトン-塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール液、通称AA液)中で電解して一定量溶解させる。この時、母材鋼板中の析出物は溶解せず、母材鋼板から離脱して溶液中に沈殿する。溶液をフィルターで濾して残渣(これが析出物に相当する)を採取した後、その残渣の化学分析を行い、残渣(すなわち、析出物)中の元素分析を行う。抽出残渣中の元素分析は、例えば、吸光光度法(使用機器:島津製UVmini-1240)等によって行うことができる。
1.3 平均結晶粒径
 本発明者の知見によると、母材鋼板の結晶粒径を一定程度小さくして加工硬化能を向上させることで、強度と延性とを同時に向上させることができる。この点、本実施形態においては、母材鋼板の平均結晶粒径が7.5μm以下であることが重要である。平均結晶粒径は7.0μm以下、6.5μm以下又は6.0μ以下であってもよい。平均結晶粒径の下限は特に限定されるものではない。例えば、平均結晶粒径の下限は1.0μm、2.0μm、3.0μm又は4.0μmであってもよい。
 母材鋼板における平均結晶粒径は、以下の手順で測定する。すなわち、鋼の圧延方向垂直断面が観察面となるような試験片を採取する。試験片を樹脂等に埋込、研磨等を行う。その後、EBSD装置を使用して観察視野毎(1視野あたり10000μm)に結晶方位分布を得て、方位差15°以上を粒界と定義して、粒ごとの平均面積aを求め、d=2(a/π)0.5なる式から結晶粒径dを求める。上記観察視野は、板厚中心部で4視野とし、両表面側から板厚1/4位置において各2視野(計4視野)とし、両表面近傍において各2視野(計4視野)の合計12視野とする。これらの組織の観察において、得られた結晶粒径の平均値より、平均結晶粒径を算出する。
1.4 金属組織
 母材鋼板の金属組織は、特に限定されるものではなく、母材鋼板に求められる性能に応じて調整され得る。本実施形態においては、母材鋼板の金属組織は、面積率で、例えば、フェライト:94~100%、マルテンサイトとベイナイトとの合計:0~4%、及び、残留オーステナイト:0~2%であってもよい。各々の相や組織の面積率は、例えば、以下のようにして特定することができる。
 残留オーステナイトの面積率は、X線測定により以下のようにして決定される。まず、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの1/4までの部分を機械研磨および化学研磨により除去し、当該化学研磨した面に対して特性X線としてMoKα線を用いることにより測定を行う。そして、体心立方格子(bcc)相の(200)および(211)、ならびに面心立方格子(fcc)相の(200)、(220)および(311)の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて板厚中心部の残留オーステナイトの面積分率を算出する。
 Sγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
 ここで、Sγは板厚1/4部の残留オーステナイトの面積率であり、I200f、I220fおよびI311fは、それぞれfcc相の(200)、(220)および(311)の回折ピークの強度を示し、I200bおよびI211bは、それぞれbcc相の(200)および(211)の回折ピークの強度を示す。なお、本来、Sγは体積率であるが、面積率と等しいため、Sγは面積率としている。
 マルテンサイトの面積率とベイナイトの面積率の合計と、フェライトの面積率は、以下のように測定する。まず母材鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨してナイタールエッチングする。次いで、両表面側から板厚1/4位置において各2視野(計4視野)とし、両表面近傍において各2視野(計4視野)の合計12視野において、1視野を1000μm以上として、合計4視野を、観察する。そして、ベイナイト又はマルテンサイトと識別できる面積率(A)、フェライトの面積率などをそれぞれ測定する。ここで、光学顕微鏡分析による組織同定では、残留オーステナイトはマルテンサイトとベイナイトと同定されるため、前記面積率(A)から、前述のX線回析により測定された残留オーステナイトの面積率(B)を除した「A-B」を、マルテンサイトの面積率とベイナイトの面積率の合計の面積率とする。
1.5 めっき層
 本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の母材鋼板と、めっき層とを有する。めっき層は母材鋼板の少なくとも一方の表面に形成される。めっき層は、当業者に公知の組成を有する合金化溶融亜鉛めっき層であってよい。例えば、めっき層は、Zn以外にAl等の添加元素を含んでいてよい。本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、めっき層の化学組成は、例えば、質量%で、Fe:5.0~25.0%、Al:0~1.0%、Si:0~1.0%、Mg:0~1.0%、Mn:0~1.0%、Ni:0~1.0%、Sb:0~1.0%、並びに、残部:Zn及び不純物であってもよい。めっき層におけるAl含有量は、0質量%超又は0.1質量%以上であってもよい。めっき層の付着量は特に限定されるものではなく、一般的な付着量であってよい。必要に応じて、Fe含有量の下限を8.0%又は10.0%としてもよく、Al含有量の下限を0.1%又は0.2%としてもよく、Al含有量の上限を0.8%又は0.6%としてもよい。更には、Si含有量、Mg含有量、Mn含有量又はNi含有量の上限を、0.8%、0.6%又は0.4%としてもよい。
 めっき層の化学組成は、例えば、以下の手順で特定することができる。すなわち、めっきを侵食しない塗膜剥離剤(例えば、三彩化工社製ネオリバーSP-751)で表層塗膜を除去したのちに、インヒビター(例えば、スギムラ化学工業社製ヒビロン)入りの塩酸でめっき層を溶解し、得られた溶液を誘導結合プラズマ(ICP)発光分光分析に供することで、めっき層の化学組成を求めることができる。
1.6 合金化溶融亜鉛めっき鋼板のその他の特性
 本実施形態における合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板が上記の化学組成を有し、上記の式(1)~(4)を満たし、且つ、上記の平均結晶粒径を有するものであればよい。また、本実施形態における合金化溶融亜鉛めっき鋼板はさらに以下の特性を有していてもよい。
(引張強さTS)
 鋼を素材として用いる構造体の軽量化及び塑性変形における構造体の抵抗力の向上のためには、鋼素材が大きな加工硬化能をもち最大強度を示すことが好ましい。一方、鋼板の引張強さ(TS)が大き過ぎると、塑性変形中に低エネルギーで破壊を起こし易くなり、成形性が低下する場合がある。母材鋼板のMn含有量が、質量%で、0.01~1.30%である場合、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さは、例えば、430MPa以上、440MPa以上又は450MPa以上であってもよく、また、550MPa以下、510MPa以下又は500MPa以下であってもよい。或いは、母材鋼板のMn含有量が、質量%で、1.70~2.00%である場合、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さは、例えば、480MPa以上、500MPa以上又は520MPa以上であってもよく、また、600MPa以下、580MPa以下又は550MPa以下であってもよい。
(全伸びEL)
 鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには、鋼板に伸びが必要となる。鋼板の全伸びが低過ぎると、冷間成形において素材が割れる場合がある。鋼板の全伸びは、特に限定されるものではないが、例えば、25%以上、26%以上、27%以上、28%以上、29%以上又は30%以上であってもよく、また、40%以下、39%以下、38%以下、37%以下、36%以下又は35%以下であってもよい。特に、母材鋼板のMn含有量が、質量%で0~1.30%である場合、鋼板の全伸びは29%以上又は30%以上であることが好ましく、母材鋼板のMn含有量が、質量%で1.70~2.00%である場合、鋼板の全伸びは27%以上、28%以上又は29%以上であることが好ましい。
(降伏点YP)
 本実施形態において、鋼板の降伏点は特に限定されるものではないが、例えば、母材鋼板のMn含有量が、質量%で、0~1.30%である場合、195MPa以上、200MPa以上又は210MPa以上であってもよく、また、360MPa以下、340MPa以下又は320MPa以下であってもよい。また、母材鋼板のMn含有量が、質量%で、1.70~2.00%である場合、降伏点は、300MPa以上、320MPa以上又は340MPa以上であってもよく、また、420MPa以下、400MPa以下又は380MPa以下であってもよい。
(引張強さ、全伸び、降伏点の測定方法)
 引張強さ、全伸び及び降伏点を測定するための引張試験はJIS Z 2241:2011に準拠し、試験片の長手方向が鋼帯の圧延直角方向と平行になる向きから5号試験片を採取して行う。
(板厚)
 母材鋼板の板厚は成形後の鋼部材の剛性に影響を与える因子であり、板厚が大きいほど部材の剛性は高くなる。板厚が小さ過ぎると、剛性の低下を招くとともに、鋼板内部に存在する不可避的な非鉄介在物の影響を受けてプレス成形性が低下する場合がある。一方で、板厚が大き過ぎるとプレス成形荷重が増加し、金型の損耗や生産性の低下を招く場合がある。母材鋼板の板厚は、特に限定されるものではないが、0.2mm以上又は0.5mm以上であってもよく、6.0mm以下、5.0mm以下又は4.0mm以下であってもよい。
1.7 効果
 以上の通り、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板におけるMn含有量が0~1.30%又は1.70~2.00%であることで、鋼板表面におけるMn濃度ムラが生じ難く、外観性(めっき外観や塗装外観)に優れる。また、母材鋼板が所定の式(1)又は(2)を満たし、且つ、平均結晶粒径が7.5μm以下であることで、強度と延性とのバランスに優れる。さらに、母材鋼板が所定の式(3)及び(4)を満たすことで、めっきの合金化速度が高まり、未合金化めっきが少なくなり、プレス成形時の成形性や生産性が向上する。
2.合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
 本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の一貫した管理によって製造することができる。特に、熱間仕上げ圧延完了後の冷却条件及び巻き取り条件が重要である。以下、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例について説明するが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、以下の例に限定されるものではない。
 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は、
 前記化学組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得ること、
 前記熱間圧延鋼板を巻き取ること、
 前記熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得ること、及び、
 前記冷間圧延鋼板を焼鈍すること、
 を含む。
 前記熱間圧延鋼板は、前記熱間圧延の仕上げ圧延完了後、0.5秒以内に、15℃/s以上の冷却速度で冷却が開始されて、前記冷却速度にて600℃以上700℃以下の急冷停止温度まで急冷される。その後、前記熱間圧延鋼板は、前記急冷停止温度から巻き取り温度まで5.0℃/s以下の冷却速度で緩冷却され、150℃以下の巻き取り温度で巻き取られる。以下、本実施形態のポイントとなる部分を中心に、各工程について詳しく説明する。
2.1 熱間仕上げ圧延完了後の冷却条件
 本実施形態においては、焼鈍初期の回復の進行を促進し、焼鈍後の組織を微細化するために、熱間仕上げ圧延完了後、0.5秒以内に、熱間圧延鋼板に対して所定の冷却速度にて急冷を行い、600℃以上700℃以下の急冷停止温度まで冷却する。熱間仕上げ圧延完了後から冷却開始までの時間は、0.3秒以内であることが好ましい。熱間仕上げ圧延完了直後に熱間圧延鋼板を急冷することで焼鈍後の組織が微細化されるのは、以下のメカニズムに基づくものと考えられる。
 母材鋼板における冷延後の方位は多数の{111}<112>と少数の{111}<110>とで構成され得る。熱延完了直後に熱間圧延鋼板の急冷を行わない場合、固溶Tiによって焼鈍中の回復が遅延し、再結晶核生成の早い{111}<110>が先に再結晶し、再結晶した{111}<110>が周囲の未回復{111}<112>を侵食し、再結晶した{111}<110>の面積が拡大していく。ここで、<110>と<112>とでは転位密度差が大きいため、最結晶した{111}<110>の面積が拡大の速度が速く、且つ、<110>の分率が小さい(すなわち、再結晶核が少ない)ため、再結晶した{111}<110>の面積の拡大によって結晶粒の粗大化が生じ、焼鈍後の母材鋼板において、粗大な{111}<110>が多くを占めることとなる。特に、母材鋼板におけるCの固定化を狙って所定量以上のTiが添加された場合、熱間圧延鋼板において固溶Tiが存在し易く、上記の急冷を行わない場合に当該固溶Tiによって結晶粒の粗大化が生じ易い。また、熱間仕上げ圧延完了後の冷却条件が適切に制御されないと、粒界に偏析したCの量がTi等によって低減され難くなり、上記の式(4)の関係が満たされ難くなる。結果として、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなる。そのため、プレス加工時における未合金化めっきの金型への凝着が生じ易くなり、プレス加工時の成形性や生産性が低下し易い。
 これに対し、本実施形態に係る製造方法のように、熱延完了直後に熱間圧延鋼板の急冷を行う場合、上記の焼鈍中の回復遅延が解消され得る。すなわち、{111}<110>が先に再結晶するものの、周囲の{111}<112>は回復しており、<110>と<112>との転位密度差が大きくないため、再結晶した{111}<110>の面積は拡大し難い。回復に伴い形成された多数のサブグレインが核として機能するため、{111}<112>も遅れて再結晶する。結果として、再結晶核が多く、結晶粒が微細化し、焼鈍後に微細な{111}<112>が多くを占めることとなる。また、熱間仕上げ圧延完了後の冷却条件が適切に制御されることで、上記の式(4)の関係が満たされ易くなり、プレス加工時の成形性や生産性が向上し易い。
 急冷によって焼鈍初期の回復が促進されるメカニズムについては以下の通りと考えられる。すなわち、母材鋼板の組織において、急冷により核生成の駆動力が増し、析出核が増加し、さらに後述の巻き取りにより核が成長するため、Tiの析出が促進され、固溶Tiが減少する結果、Ti-C複合体による回復遅延が起き難くなるものと推定される。或いは、下部組織を持つベイニティックフェライトが生成し、下部組織の境界が析出核生成サイトになるため、Tiの析出が促進され、固溶Tiが減少する結果、Ti-C複合体による回復遅延が起き難くなるものと推定される。或いは、ベイニティックフェライトの下部組織が冷延組織を変化させ、再結晶核を増加させるものと推定される。
2.2 急冷後の緩冷却
 本実施形態においては、前記熱間圧延鋼板は、前記熱間圧延の仕上げ圧延完了後、0.5秒以内に、15℃/s以上の冷却速度で冷却(急冷)が開始される。その後、上記の通り熱間圧延鋼板を600℃以上700℃以下の急冷停止温度まで急冷した後、150℃以下の巻き取り温度まで、5.0℃/s以下の冷却速度で熱間圧延鋼板を緩冷却する。このように、熱間圧延鋼板を急冷した後、巻き取り温度まで緩冷却を行うと、上述のように早期に再結晶した結晶粒の粗大化が抑制されるとともに、再結晶核が増加するため、結晶粒を微細化することができる。
2.3 巻き取り温度
 本実施形態においては、熱間圧延鋼板が、上述の通りに急冷及び緩冷された後、150℃以下の温度で巻き取られる。巻き取り温度が150℃以下であることで、整合析出物が活用されて、焼鈍において微細で強い析出物が多量に生成するものと推定され、結果として鋼板の機械特性等が向上する。
2.4 その他の工程
 本実施形態に係る製造方法においては、上述の通り、熱間圧延と、熱間仕上げ圧延完了直後の急冷及びその後の緩冷却と、所定温度での巻き取りと、その後の冷間圧延及び焼鈍とが行われる。このようにして得られた母材鋼板に対して、合金化溶融亜鉛めっき層を設けることで、所望の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。熱間圧延条件、冷間圧延条件、焼鈍条件及びめっき条件については、特に限定されるものではない。以下、各工程の一例を示す。
(熱間圧延前のスラブの加熱温度及び熱間圧延の仕上げ圧延温度)
 熱間圧延前のスラブの加熱温度(抽出温度)は一般的な温度を採用すればよい。抽出温度は、例えば、1200~1300℃であってよい。また、加熱後のスラブを熱間圧延するにあたって、当該熱間圧延における粗圧延条件は一般的な条件を採用すればよい。熱間圧延の仕上げ圧延条件についても一般的な条件を採用すればよい。ただし、熱間圧延の仕上げ圧延温度は、母材鋼板の集合組織の制御に効果を与える因子であることから、所定の温度範囲に制御するとよい。例えば、熱間圧延の仕上げ圧延温度は900℃以上、950℃以下であってもよい。
(冷間圧延における圧下率)
 冷間圧延における圧下率は、r値に優れる集合組織を得る観点から重要である。例えば、冷間圧延における圧下率の合計は70%以上が好ましい。冷延前に冷延荷重を低下させる目的で、700℃以下の温度で焼鈍してもよい。
(焼鈍雰囲気)
 焼鈍は、高露点雰囲気で行ってもよいし、低露点雰囲気で行ってもよい。例えば、焼鈍雰囲気における露点は、-60℃以上であってもよく、20℃以下であってもよい。
(焼鈍保持温度)
 焼鈍時の加熱温度が低過ぎる場合、鋼板の延性が低下し易い。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くだけでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発する。以上の観点から、焼鈍時の最高加熱温度(焼鈍保持温度)は、750℃以上であることが好ましく、また、900℃以下であることが好ましい。
(焼鈍保持時間)
 焼鈍時には、上記の加熱温度で5秒以上保持することが好ましい。保持時間が少な過ぎると、強度の低下が顕著となる場合がある。また、硬さのばらつきも大きくなり易い。これらの観点から、保持時間は10秒以上がより好ましい。さらに好ましくは20秒以上である。
(焼鈍後の冷却速度)
 上記焼鈍後の冷却条件に特に制限はない。
(焼鈍後の冷却停止温度及び再加熱)
 また、上記の焼鈍後の冷却の後に、続いて、冷却停止温度がめっき浴温度よりも低い場合には350℃~600℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。尚、冷却停止温度が過度に小さい場合、大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和する。
(滞留温度)
 さらに、(再加熱後)めっき浴浸漬前に、350~600℃の温度域での鋼板を滞留させてもよい。この温度域での滞留は、板の幅方向の温度ムラを抑制し、めっき後の外観を向上させる。尚、上記の焼鈍後の冷却停止温度が350℃~600℃であった場合には、再加熱を行わずに滞留を行えばよい。
(滞留時間)
 滞留時間は、その効果を得るために30秒以上300秒以下とすることが望ましい。
(焼戻し)
 一連の焼鈍工程において、冷間圧延鋼板または冷間圧延鋼板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後、あるいは、室温までの冷却する途中(ただしMs以下)において再加熱を行っても良い。
(めっき)
 鋼板に対して、(亜鉛めっき浴温度-40)℃~(亜鉛めっき浴温度+50)℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。例えば、本実施形態に係る製造方法においては、焼鈍において、板の表面にめっき層を形成してもよい。或いは、焼鈍後の板の表面に当該めっき層を形成してもよい。
(めっき浴の組成)
 めっき浴の組成は、Znを主体とし、合金化処理後のめっき層の化学組成が目的の範囲となり得るものであればよい。めっき浴の組成は、有効Al量(めっき浴中の全Al量から全Fe量を引いた値)が0.050~0.250質量%であることが好ましい。めっき浴中の有効Al量が少な過ぎると、めっき層中へのFeの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下する虞がある。一方、めっき浴中の有効Al量が多過ぎると、鋼板とめっき層との境界に、Fe原子およびZn原子の移動を阻害するAl系酸化物が生成し、めっき密着性が低下する虞がある。
(めっき浴への浸漬時の鋼板温度)
 めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より40℃低い温度(溶融亜鉛めっき浴温度-40℃)から溶融亜鉛めっき浴温度より50℃高い温度(溶融亜鉛めっき浴温度+50℃)までの温度範囲が好ましい。この温度が溶融亜鉛めっき浴温度-40℃を下回ると、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合がある。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度-40℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度-40℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴への浸漬時の鋼板温度が溶融亜鉛めっき浴温度+50℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する場合がある。
(めっき浴への侵入後の鋼板温度)
 溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施すため、溶融亜鉛めっき層を形成した鋼板を450~600℃の温度範囲に加熱するとよい。合金化温度が低過ぎると、合金化が十分に進行しない虞がある。一方、合金化温度が高過ぎると、合金化が進行しすぎて、Γ相の生成により、めっき層中のFe含有量が過剰となって耐食性が劣化する虞がある。合金化温度は、鋼板の成分組成および内部酸化層の形成度合いにより変える必要があり、めっき層中のFe含有量を確認しながら設定すればよい。溶融亜鉛めっき層の合金化は、例えば、合金化炉及び保熱帯において行われる。合金化炉及び保熱帯における滞留時間は、例えば、合金化炉で10秒程度、及び、保熱帯で20秒程度の合計30秒程度であってよい。尚、保熱帯とは、合金化炉から出た鋼板の温度が急に下がらないよう保熱するセクションである。
(後処理)
 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
(スキンパス圧延率)
 さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、0.1~1.5%の範囲が好ましい。0.1%未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。1.5%を超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
 以下に本発明に係る実施例を示す。本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱せず、その目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とするものである。
1.母材鋼板の準備
 種々の化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。これらの鋼片を1250℃に加熱した炉内に挿入し、60分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚3.2mmの鋼板を得た。熱間圧延の仕上げ圧延の完了温度は920℃であった。また、仕上げ圧延完了後、下記表3、6及び9に示される時間経過時点で冷却を開始し、下記表3、6及び9に示される冷却速度(急冷時)にて所定の急冷停止温度まで冷却したうえで、下記表3、6及び9に示される冷却速度(緩冷時)にて所定の巻き取り温度まで冷却したうえで、当該巻き取り温度で巻き取った。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により除去し、冷間圧延(圧下率75%)を施し、板厚を0.8mmに仕上げた。さらに、この冷延鋼板を焼鈍し、具体的には下記表3、6及び9に示される焼鈍温度まで昇温し、その温度における保持時間を80秒とした。全ての鋼板において、焼鈍時の昇温速度は、700℃までは10℃/秒とし、700℃から保持温度までは5℃/秒とした。保持中の雰囲気はN-4%Hで露点は-50℃とした。焼鈍後、後述の方法に従いただちにめっき・合金化処理を施したのち、スキンパス圧延を実施した。得られた各鋼板から採取した試料を分析した母材鋼板の化学組成は、下記表1、2、4、5、7及び8に示されるとおりである。なお、表1、2、4、5、7及び8に示される成分以外の残部はFe及び不純物である。また、表1、2、4、5、7及び8において、「式(1)の値」、「式(2)の値」及び「式(3)の値」とは、各々、以下の通り定義される値である。
 (式(1)の値) = 100[Si]+40[Mn]+900[P]
 (式(2)の値) = 100[Si]+40[Mn]+900[P]
 (式(3)の値) = 15(2[C]-([Ti]-4[N])/3-[Nb]/8)+7[P]+[Si]+20[B]
2.めっき
 各鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を行った。溶融亜鉛めっき工程では、鋼板を450℃の溶融亜鉛めっき浴に5秒間浸漬した。その後、590℃で合金化処理を行い、合金化処理温度から室温まで冷却速度は10℃/秒として冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、母材鋼板に対するめっき処理は、焼鈍と同一機器・ラインにて行うことができる。
3.評価
3.1 母材鋼板の性状
3.1.1 抽出残渣の分析
 抽出残渣分析によって得られた抽出残渣中の成分を分析し、母材鋼板に含まれる成分が以下の式(4)を満たす(「○」)か否(「×」)かを確認した。抽出残渣分析については上述した通りである。
 [C]/12 ≦ [XTi]/48+[XNb]/93 ≦ [C]/12+[N]/14+[X]/31-([X]/32-[XMn]/55) …(4)
3.1.2 母材鋼板の平均結晶粒径の測定
 母材鋼板を構成する結晶粒の平均粒子径を測定した。平均結晶粒径の測定方法については上述した通りである。
3.2 機械特性
 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の降伏点(YP)、引張強さ(TS)及び全伸び(EL)を測定した。各々の測定条件については上述した通りである。
3.3 めっき性
3.3.1 濡れ性
 母材鋼板に対するめっき時のめっきの濡れ性を以下の基準で評価した。
 ○:濡れ性良好(目視での観察において、母材鋼板の表面の100%についてめっきが施されているものと認められる)
 ×:濡れ性不良(目視での観察において、母材鋼板の表面にめっきが施されていない部分が確認される)
3.3.2 筋の発生の有無
 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観を目視で観察し、めっき筋の発生の有無を評価した。鋼板から0.5m離れた位置から視た場合に、明確なめっき筋が確認されない場合を「○」、明確なめっき筋が確認される場合を「×」とした。
3.4 成形・加工性
3.4.1 金型へのめっきの凝着の有無
 合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス加工(条件:円筒深絞り成形)し、以下の基準で金型へのめっきの凝着の有無を評価した。
 ○:金型へのめっきの凝着がほとんどない
 ×:金型へのめっきの凝着が多い
3.4.2 二次加工脆化
 合金化溶融亜鉛めっき鋼板を円筒深絞り成形し0℃で5分以上冷却したものをプレスで押しつぶし、以下の基準で二次加工脆化の有無を評価した。
 ○:二次加工脆化なし(プレス後の割れ長さが10mm未満)
 ×:二次加工脆化あり(プレス後の割れ長さが10mm以上)
4.結果
 下記表1、2、4、5、7及び8に母材鋼板の化学組成を示す。また、下記表3、6及び9に母材鋼板の製造条件、母材鋼板性状、機械特性、めっき性、及び、成形・加工性の評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
4.1 Mn含有量が低い領域における結果(表1~6)
 No.1及び2については、所望の機械特性等が得られたものの、母材鋼板におけるC含有量が多過ぎたため、所望の機械特性を得るための焼鈍条件の範囲が狭くなり、製造時の制約が大きかった。また、式(3)の値が大き過ぎたため、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.3及び4については、母材鋼板におけるSi含有量が多過ぎたため、母材鋼板に対するめっきの濡れ性が悪化した。また、式(3)の値が大き過ぎたため、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.5及び6については、母材鋼板におけるMn含有量が多過ぎたため、母材鋼板の表面において顕著なMn濃化ムラが生じ、当該顕著なMn濃度ムラに起因してめっきの合金化速度にムラが生じ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき表面に筋状の外観不良(めっき筋)が発生した。
 No.7については、母材鋼板におけるP含有量が多過ぎたため、また、式(3)の値が大き過ぎたため、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.8及び9については、母材鋼板におけるS含有量が多過ぎたため、母材鋼板の粒界における偏析によって二次加工脆化が生じた。また、No.8については、式(3)の値が大き過ぎたため、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.10及び11については、母材鋼板におけるB含有量が少な過ぎたため、粒界から除去されたCの機能を十分に補完できず、二次加工脆化が生じた。
 No.12については、母材鋼板におけるB含有量が多過ぎたため、また、式(3)の値が大き過ぎたため、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.13については、母材鋼板における化学組成に関して、式(1)の値が小さく、十分な強度が確保できなかった。
 No.14については、仕上げ圧延完了後、冷却開始までの時間が長時間となったことが原因で、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.15については、仕上げ圧延完了直後の冷却速度が遅すぎたことが原因で、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.16については、急冷停止温度から巻き取り温度までの緩冷却時の冷却速度が速すぎたことが原因で、析出物が十分に生成せず、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.17については、急冷停止温度が高すぎたことが原因で、組織の微細化効果が得られず、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.18については、巻き取り温度が高すぎたため、整合析出物の活用ができず、焼鈍において微細で強い析出物を十分に生成させることができず、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 これに対し、No.19~50については、母材鋼板に対するめっきの濡れ性に優れたものであった。また、鋼板表面におけるMn濃度ムラが生じ難く、めっき筋の発生が抑えられ、めっき外観性に優れるものであった。また、めっきの合金化速度が速く、未合金化めっきが少なく、プレス加工時に未合金化めっきの金型への凝着が抑えられ、プレス加工時の成形性や生産性に優れるものであった。また、プレス加工時の二次加工脆化を抑えることもできた。
4.2 Mn含有量が高い領域における結果(表7~9)
 No.51については、母材鋼板におけるSi含有量が多過ぎたため、母材鋼板に対するめっきの濡れ性が悪化した。また、式(3)の値が大き過ぎたため、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.52については、母材鋼板におけるMn含有量があまりに多過ぎたため、伸びが低下する傾向にあった。また、式(2)の値が小さく、Mnを過剰に含有させた割には高い強度を確保できなかった。
 No.53については、母材鋼板におけるP含有量が多過ぎたため、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.54については、母材鋼板におけるS含有量が多過ぎたため、母材鋼板の粒界における偏析によって二次加工脆化が生じた。また、式(2)の値が小さく、機械特性が低下する傾向にあった。
 No.55については、母材鋼板におけるB含有量が少な過ぎたため、粒界から除去されたCの機能を十分に補完できず、二次加工脆化が生じた。また、式(2)の値が小さく、機械特性が低下する傾向にあった。
 No.56については、母材鋼板におけるB含有量が多過ぎ、また、式(3)の値が大き過ぎたため、めっきの合金化が遅くなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において未合金化めっきが多くなり、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.57については、式(2)の値が小さく、また、Ti含有量が過少であったため、機械特性が低下する傾向にあった。
 No.58については、仕上げ圧延完了後、冷却開始までの時間が長時間となったことが原因で、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.59については、仕上げ圧延完了直後の冷却速度が遅すぎたことが原因で、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.60については、急冷停止温度から巻き取り温度までの緩冷却時の冷却速度が速すぎたことが原因で、析出物が十分に生成せず、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.61については、急冷停止温度が高すぎたことが原因で、組織の微細化効果が得られず、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 No.62については、巻き取り温度が高すぎたため、整合析出物の活用ができず、焼鈍において微細で強い析出物を十分に生成させることができず、母材鋼板における平均結晶粒径が大きくなり、機械特性が低下した。また、式(4)の関係が満たされず、めっきの合金化時に、母材鋼板からめっき層へとFeが拡散し難くなり、合金化速度が低下し、未合金化めっきが多くなって、プレス加工時に、当該未合金化めっきが金型に凝着して成形性や生産性が損なわれた。
 これに対し、No.63~67については、母材鋼板に対するめっきの濡れ性に優れたものであった。また、鋼板表面におけるMn濃度ムラが生じ難く、めっき筋の発生が抑えられ、めっき外観性に優れるものであった。また、めっきの合金化速度が速く、未合金化めっきが少なく、プレス加工時に未合金化めっきの金型への凝着が抑えられ、プレス加工時の成形性や生産性に優れるものであった。また、プレス加工時の二次加工脆化を抑えることもできた。
4.3 まとめ
 以上の結果をまとめると、以下の要件(I)~(III)を満たす合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板に対するめっきの濡れ性に優れ、めっき筋の発生が抑制され、プレス加工時における未合金化めっきの金型への凝着が抑制され、二次加工脆化も抑制され易いことが分かる。
(I)母材鋼板の化学組成が、質量%で、
 C:0.0005~0.0100%、
 Si:0.01~0.50%、
 Mn:0.01~1.30%又は1.70~2.00%、
 P:0.100%以下、
 S:0.010%以下、
 N:0.0200%以下、
 Ti:0.040~0.180%、
 Nb:0~0.100%、
 B:0.0005~0.0100%、
 Al:0~1.000%、
 Cu:0~1.000%、
 Cr:0~2.000%、
 Ni:0~0.500%、
 Mo:0~3.000%、
 W:0~0.100%、
 V:0~1.000%、
 O:0~0.020%、
 Ta:0~0.100%、
 Co:0~3.000%、
 Sn:0~1.000%、
 Sb:0~0.500%、
 As:0~0.050%、
 Mg:0~0.050%、
 Zr:0~0.050%、
 Ca:0~0.0500%、
 REM:0~0.0500%、並びに、
 残部:Fe及び不純物であること。
(II)母材鋼板のMn含有量が、質量%で、0~1.30%である場合、下記式(1)及び(3)の関係が満たされ、母材鋼板のMn含有量が、質量%で、1.70~2.00%である場合、下記式(2)及び(3)の関係が満たされ、前記母材鋼板の抽出残渣分析により得られる抽出残渣中のMn、P、S、Ti及びNbの量が下記式(4)の関係を満たすこと。
 130 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P] …(1)
 160 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P] …(2)
 15(2[C]-([Ti]-4[N])/3-[Nb]/8)+7[P]+[Si]+20[B] ≦ 0.75 …(3)
 [C]/12 ≦ [XTi]/48+[XNb]/93 ≦ [C]/12+[N]/14+[X]/31-([X]/32-[XMn]/55) …(4)
(III)母材鋼板の平均結晶粒径が7.5μm以下であること。

Claims (4)

  1.  合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、母材鋼板とめっき層とを有し、
     前記母材鋼板の化学組成が、質量%で、
     C:0.0005~0.0100%、
     Si:0.01~0.50%、
     Mn:0.01~1.30%又は1.70~2.00%、
     P:0.100%以下、
     S:0.010%以下、
     N:0.0200%以下、
     Ti:0.040~0.180%、
     Nb:0~0.100%、
     B:0.0005~0.0100%、
     Al:0~1.000%、
     Cu:0~1.000%、
     Cr:0~2.000%、
     Ni:0~0.500%、
     Mo:0~3.000%、
     W:0~0.100%、
     V:0~1.000%、
     O:0~0.020%、
     Ta:0~0.100%、
     Co:0~3.000%、
     Sn:0~1.000%、
     Sb:0~0.500%、
     As:0~0.050%、
     Mg:0~0.050%、
     Zr:0~0.050%、
     Ca:0~0.0500%、
     REM:0~0.0500%、並びに、
     残部:Fe及び不純物
     であり、
     Mn:0.01~1.30%である場合、下記式(1)及び(3)の関係を満たし、
     Mn:1.70~2.00%である場合、下記式(2)及び(3)の関係を満たし、
     前記母材鋼板の抽出残渣分析により得られる抽出残渣中のMn、P、S、Ti及びNbの量が下記式(4)の関係を満たし、
     前記母材鋼板の平均結晶粒径が7.5μm以下である、
     合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
     130 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P] …(1)
     160 ≦ 100[Si]+40[Mn]+900[P] …(2)
     15(2[C]-([Ti]-4[N])/3-[Nb]/8)+7[P]+[Si]+20[B] ≦ 0.75 …(3)
     [C]/12 ≦ [XTi]/48+[XNb]/93 ≦ [C]/12+[N]/14+[X]/31-([X]/32-[XMn]/55) …(4)
     上記式(1)~(4)において、
     [C]、[Si]、[Mn]、[P]、[N]、[Ti]及び[Nb]は、前記化学組成における各々の元素の含有量(質量%)であり、
     [XTi]、[XNb]、[X]、[X]及び[XMn]は、以下の式(A)~(E)によって表されるものである。
     [XTi]=[(抽出残渣中のTi質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(A)
     [XNb]=[(抽出残渣中のNb質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(B)
     [X]=[(抽出残渣中のP質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(C)
     [X]=[(抽出残渣中のS質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(D)
     [XMn]=[(抽出残渣中のMn質量)/(電解した母材鋼板の質量)]×100…(E)
  2.  前記化学組成が、質量%で、
     Nb:0.001~0.100%、
     Al:0.001~1.000%、
     Cu:0.001~1.000%、
     Cr:0.001~2.000%、
     Ni:0.001~0.500%、
     Mo:0.001~3.000%、
     W:0.001~0.100%、
     V:0.001~1.000%、
     O:0.001~0.020%、
     Ta:0.001~0.100%、
     Co:0.001~3.000%、
     Sn:0.001~1.000%、
     Sb:0.001~0.500%、
     As:0.001~0.050%、
     Mg:0.001~0.050%、
     Zr:0.001~0.050%、
     Ca:0.0001~0.0500%、及び、
     REM:0.0001~0.0500%
     からなる群より選択される少なくとも1種を含むものである、
     請求項1に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3.  前記母材鋼板の金属組織が、面積率で、
     フェライト:94~100%、
     マルテンサイトとベイナイトとの合計:0~4%、及び
     残留オーステナイト:0~2%、
     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。
  4.  前記めっき層の化学組成が、質量%で、
     Fe:5.0~25.0%、
     Al:0~1.0%、
     Si:0~1.0%、
     Mg:0~1.0%、
     Mn:0~1.0%、
     Ni:0~1.0%、
     Sb:0~1.0%、並びに、
     残部:Zn及び不純物
     である、請求項1~3のいずれか1項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0617142A (ja) * 1992-03-09 1994-01-25 Kobe Steel Ltd 深絞り性とめっき密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP2005273008A (ja) * 2004-02-25 2005-10-06 Jfe Steel Kk 深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2006291272A (ja) * 2005-04-08 2006-10-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、それらの製造方法
JP2007131916A (ja) * 2005-11-10 2007-05-31 Nippon Steel Corp 深絞り用高強度冷延鋼板、溶融めっき鋼板
JP2010077512A (ja) * 2008-09-29 2010-04-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP2013167020A (ja) * 2013-03-04 2013-08-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 表面外観及びめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0617142A (ja) * 1992-03-09 1994-01-25 Kobe Steel Ltd 深絞り性とめっき密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP2005273008A (ja) * 2004-02-25 2005-10-06 Jfe Steel Kk 深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2006291272A (ja) * 2005-04-08 2006-10-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、それらの製造方法
JP2007131916A (ja) * 2005-11-10 2007-05-31 Nippon Steel Corp 深絞り用高強度冷延鋼板、溶融めっき鋼板
JP2010077512A (ja) * 2008-09-29 2010-04-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP2013167020A (ja) * 2013-03-04 2013-08-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 表面外観及びめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板

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