(57)【要約】【課題】通常の合金化加熱条件やライン速度の下で、所定の合金化度を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造する。【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．２５mass％、Ｓｉ：１．０〜３．０mass％、Ｍｎ：１．５〜３．５mass％、Ｐ：０．１mass％以下、Ｓ：０．０１mass％以下、Ａｌ：０．１mass％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、且つ下記（b）式で表される［Ｃ当量］が１．８以上である鋼板を焼鈍した後、溶融亜鉛めっきし、引き続き合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、γ＝［−0.15Ｙ＋0.2（Ｔ−800）＋225［Ｃ当量］−374］/1.93で表される合金化処理時の鋼板のオーステナイト分率γを３０〜７０vol％とする。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．２５mass％、Ｓｉ：１．０〜３．０mass％、Ｍｎ：１．５〜３．５mass％、Ｐ：０．１mass％以下、Ｓ：０．０１mass％以下、Ａｌ：０．１mass％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、且つ下記（b）式で表される［Ｃ当量］が１．８以上である鋼板を焼鈍した後、溶融亜鉛めっきし、引き続き合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
下記（a）式で表される合金化処理時の鋼板のオーステナイト分率γ（vol％）を３０〜７０vol％とすることを特徴とする、引張強度が９８０ＭＰａ以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
γ＝［−0.15Ｙ＋0.2（Ｔ−800）＋225［Ｃ当量］−374］/1.93  …（a）
但し  Ｔ：鋼板の焼鈍温度（℃）
Ｙ：焼鈍後の鋼板の冷却速度（℃／sec）
［Ｃ当量］＝3.73×〔Ｃ％〕＋0.05×〔Ｓｉ％〕＋0.65×〔Ｍｎ％〕  …（b）
但し  〔Ｃ％〕: 鋼板のＣ含有量（mass％）
〔Ｓｉ％〕：鋼板のＳｉ含有量（mass％）
〔Ｍｎ％〕：鋼板のＭｎ含有量（mass％）
【請求項２】
鋼板が、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１mass％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０mass％のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。軽量化と共に車体防錆性の要求も高いために、高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを施した高強度溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが高まっている。
【０００３】
鋼板の強度を高めるために、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃを高濃度に含有させることが行われるが、周知のようにＳｉ、Ｍｎ、Ｃを高濃度に含有させると溶融亜鉛めっき鋼板の製造時に種々の問題を生じる。例えば、Ｓｉ酸化物やＭｎ酸化物の表面濃化によりめっき性が低下するという問題がある。この問題に対しては、特許文献１に示されるように、焼鈍加熱時に前段で酸化を行い、後段で還元を行って表面にＦｅ酸化物の生成を促進させる方法や、特許文献２に示されるように、焼鈍時の露点を−４０℃以下にしてＳｉ、Ｍｎの酸化を抑制する方法が知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００７−２６２４６４公報
【特許文献２】特開２０１０−２５５１００公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明者らは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃを高濃度に含有した高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造に関して、上述したようなめっき性の低下という問題以外に、新たな課題に直面した。それは合金化時に必要とする合金化度（めっき皮膜のＦｅ含有率）に達しないという問題である。通常、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の亜鉛めっきの合金化はＩＨ加熱により行う。その場合、合金化度の制御はライン速度とＩＨ出力により行うが、ＩＨ出力を最大にしても目標とする合金化度に達しない場合が生じた。また、目標とする合金化度に達する場合であっても、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃを高濃度に添加しない場合に比べて顕著に高いＩＨ出力にしなければならない場合や、ライン速度を顕著に低下させなければならない場合が発生し、生産コストの顕著な増大を招くという問題が生じた。
【０００６】
したがって本発明の目的は、以上のような課題を解決し、通常の合金化加熱条件やライン速度の下で、所定の合金化度を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することができる高強度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。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［1］Ｃ：０．０５〜０．２５mass％、Ｓｉ：１．０〜３．０mass％、Ｍｎ：１．５〜３．５mass％、Ｐ：０．１mass％以下、Ｓ：０．０１mass％以下、Ａｌ：０．１mass％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、且つ下記（b）式で表される［Ｃ当量］が１．８以上である鋼板を焼鈍した後、溶融亜鉛めっきし、引き続き合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
下記（a）式で表される合金化処理時の鋼板のオーステナイト分率γ（vol％）を３０〜７０vol％とすることを特徴とする、引張強度が９８０ＭＰａ以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
γ＝［−0.15Ｙ＋0.2（Ｔ−800）＋225［Ｃ当量］−374］/1.93  …（a）
但し  Ｔ：鋼板の焼鈍温度（℃）
Ｙ：焼鈍後の鋼板の冷却速度（℃／sec）
［Ｃ当量］＝3.73×〔Ｃ％〕＋0.05×〔Ｓｉ％〕＋0.65×〔Ｍｎ％〕  …（b）
但し  〔Ｃ％〕: 鋼板のＣ含有量（mass％）
〔Ｓｉ％〕：鋼板のＳｉ含有量（mass％）
〔Ｍｎ％〕：鋼板のＭｎ含有量（mass％）
［2］上記［1］の製造方法において、鋼板が、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１mass％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０mass％のうちの１種以上を含有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、通常の合金化加熱条件やライン速度の下で、所定の合金化度を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】引張強度９８０ＭＰａと１１８０ＭＰａの合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、合金化処理のＩＨ加熱効率と合金化処理時の鋼板のオーステナイト分率γとの関係を示すグラフ
【発明を実施するための形態】
【００１０】
本発明者らは、上述した課題、すなわち、合金化時に必要とする合金化度に達しないという問題の発生原因について検討を行い、その結果、以下のような事実を知見した。すなわち、高強度化のために鋼板中に高濃度に含有させたＭｎとＣが、焼鈍炉内での加熱・均熱過程でオーステナイト変態を起こし、その結果、溶融亜鉛めっき後の合金化加熱する際に未変態オーステナイトが残留した状態にある。そして、このオーステナイトは非磁性であるため、ＩＨ加熱での加熱発熱が少なくなり、目標とする合金化度に達しないことが判った。未変態オーステナイト量（体積分率）は、Ｍｎ、Ｃ量が多くなるほど増加する傾向が認められた。
【００１１】
図１に、引張強度９８０ＭＰａと１１８０ＭＰａの合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、合金化処理のＩＨ加熱効率（＝［ＩＨ出力実績〔電流値〕／合金化に必要なＩＨ出力計算値〔電流値〕］×100）と、合金化処理する際の鋼板のオーステナイト分率γとの関係を示す。ここで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のマルテンサイト分率と合金化処理時のオーステナイト分率とは相関すると考えられる。すなわち、本発明が対象とする鋼板は高Ｍｎ成分であるため、合金化処理によるオーステナイトの分解（炭化物の生成）はきわめて生じにくい。そのため、合金化時のオーステナイト分率と最終組織のマルテンサイト分率はほぼ等しくなると考えられる。
ＩＨ加熱効率は高いことが望ましいが、５０％以上であれば実製造では許容範囲内である。ＩＨ加熱効率が５０％未満では合金化不良となりやすい。
【００１２】
ここで、合金化処理する際のオーステナイト分率γについて検討した結果、オーステナイト分率γは鋼板のＣ当量が高いほど、また焼鈍温度Ｔ（℃）が高いほど高くなり、焼鈍後の鋼板の冷却速度Ｙが速いほど低くなることが判った。これらの相関関係から、合金化処理時のオーステナイト分率γ（vol％）を求める下記（a）式を導出した。この（a）式の導出に当たっては、オーステナイト分率γとＣ当量、焼鈍温度Ｔ、冷却速度Ｙの関係（方向性）から関係式γ＝［aＹ＋b（Ｔ−800）＋c［Ｃ当量］−d］/eを想定し、実験結果からa，b，c，d，eを求めた。また、(Ｔ−800)と設定したのは、８００℃以上ではオーステナイトが生成しやすいためである。
γ＝［−0.15Ｙ＋0.2（Ｔ−800）＋225［Ｃ当量］−374］/1.93  …（a）
但し  Ｔ：鋼板の焼鈍温度（℃）
Ｙ：焼鈍後の鋼板の冷却速度（℃／sec）
【００１３】
なお、Ｃ当量は下記（b）式で表される。このＣ当量はマルテンサイトの生成指標となるものであり、本発明では、焼鈍中でのオーステナイト分率の確保の観点と実際の実験データとの整合性を考慮し、この当量式を用いる。
［Ｃ当量］＝3.73×〔Ｃ％〕＋0.05×〔Ｓｉ％〕＋0.65×〔Ｍｎ％〕  …（b）
但し  〔Ｃ％〕: 鋼板のＣ含有量（mass％）
〔Ｓｉ％〕：鋼板のＳｉ含有量（mass％）
〔Ｍｎ％〕：鋼板のＭｎ含有量（mass％）
【００１４】
合金化処理する際のオーステナイト分率γ（未変態オーステナイト分率）は、３０〜７０vol％とすることが必要である。図１に示されるように、合金化処理する際のオーステナイト分率γが７０vol％を超えると、合金化処理時のＩＨ加熱効率を５０％以上に維持できず、合金化度が不十分となりやすい。また、合金化処理する際のオーステナイト分率γを６０vol％以下にすれば、合金化処理時のＩＨ加熱効率を６０％以上に維持することができるので、より望ましい。さらに、合金化処理する際のオーステナイト分率γを５０vol％以下にすれば、合金化処理時のＩＨ加熱効率を７５％以上に維持できるので、特に望ましい。
一方、合金化処理する際のオーステナイト分率γが３０vol％未満では、十分な引張強度を確保できない場合がある。
【００１５】
本発明では、鋼板を焼鈍した後、溶融亜鉛めっきし、引き続き合金化処理（ＩＨ加熱による合金化）を行うことで合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するが、鋼板の成分組成から［Ｃ当量］を事前に求めておき、上記（a）式に基づき、鋼板の焼鈍温度Ｔと焼鈍後の鋼板の冷却速度Ｙを調整することにより、合金化処理する際のオーステナイト分率γを上記の範囲に制御することができ、これにより合金化処理時のＩＨ加熱効率を所望のレベルに維持し、必要な合金化度を確保することができる。一般に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化度は８〜１５％程度の範囲で目標とする値が設定される。
【００１６】
また、一般に、連続溶融亜鉛めっき設備における鋼板の焼鈍温度は７００〜
９００℃程度、焼鈍後の鋼板の冷却速度は３〜３０℃／sec程度であり、したがって、オーステナイト分率γを制御するための焼鈍温度Ｔと冷却速度Ｙの調整は、上記の範囲でなされることが好ましい。一般に、焼鈍後の鋼板の冷却は、ガスジェットによりなされるので、冷却速度はファンの風量により調整することができる。
【００１７】
次に、鋼板の成分組成について説明する。
・Ｃ：０．０５〜０．２５mass％
Ｃはオーステナイト生成元素であり、鋼の強化に不可欠な元素である。Ｃ量が０．０５mass％未満では、所望の強度確保が難しい。一方、Ｃを０．２５mass％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイト相の面積率が大幅に増大し、加工性が低下する。よって、Ｃは０．０５〜０．２５mass％とし、好ましくは０．０５〜０．２０mass％とする。
【００１８】
・Ｓｉ：１．０〜３．０mass％
Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。そして、強度と延性のバランスの改善及びフェライト地の強度確保のためには１．０mass％以上の添加が必要である。しかし、Ｓｉの過剰な添加は、赤スケール等の発生による表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。よって、Ｓｉは１．０〜３．０mass％とし、好ましくは１．２〜２．０mass％とする。
【００１９】
・Ｍｎ：１．５〜３．５mass％
Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第二相の分率調整に必要な元素である。このため、Ｍｎは１．５mass％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎを３．５mass％を超えて過剰に添加すると、第二相中のマルテンサイト面積率が増加し、良好な加工性の確保が困難となる。また、近年Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にも繋がる。よって、Ｍｎは１．５〜３．５mass％とし、好ましくは２．２〜３．０mass％とする。
・Ｐ：０．１mass％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１mass％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また、０．１mass％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる。よって、Ｐは０．１mass％以下とする。
【００２０】
・Ｓ：０．０１mass％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳは０．０１mass％以下とする。
・Ａｌ：０．１mass％以下
Ａｌは、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。しかし、Ａｌの過剰な添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。よって、Ａｌは０．１mass％以下とする。
【００２１】
残部はＦｅ及び不可避的不純物である。但し、上記成分元素に加えて、以下の元素のうちの１種以上を必要に応じて添加することができる。
・Ｔｉ：０．０１〜０．１mass％
Ｔｉは鋼の析出強化に有効で、その効果は０．０１mass％以上の添加量で得られる。しかし、添加量が０．１mass％を超えると加工性及び形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Ｔｉを添加する場合には、その添加量を０．０１〜０．１mass％とすることが好ましい。
【００２２】
・Ｂ：０．０００３〜０．００５０mass％
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので、必要に応じて添加することができる。その効果は、０．０００３mass％以上の添加量で得られる。しかし、添加量が０．００５０mass％を超えると加工性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Ｂを添加する場合には、その添加量を０．０００３〜０．００５０mass％とすることが好ましい。
【００２３】
また、鋼板のＣ当量は１．８以上とする。Ｃ当量は上記（b）式で表される。鋼板のＣ当量が１．８未満では、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度を確保することが難しい。
本発明で製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上である。
【実施例】
【００２４】
連続溶融亜鉛めっき設備において、表１に示す成分組成を有し、板厚が１．０〜１．４ｍｍ、引張強度が１３００ＭＰａの鋼板に対して加熱、焼鈍、冷却、溶融亜鉛めっき、合金化処理を順次施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。溶融亜鉛めっきは、めっき浴温：４８０℃、めっき浴中Ａｌ濃度：０．１２mass％の条件で行った。その後、ＩＨ加熱により合金化処理を行った。
【００２５】
鋼板の成分組成からＣ当量を事前に求め、上記（a）式に従って、鋼板の焼鈍温度Ｔと焼鈍後の鋼板の冷却速度Ｙを調整することで、合金化処理時のオーステナイト分率γを制御した。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき皮膜を酸で剥離し、剥離液中の鉄と亜鉛を定量して皮膜中のＦｅ質量％を求め、合金化度とした。また、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板のマルテンサイト分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）についてＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像をMedia Cybernetics社の「Image-Pro」を用いて解析して、マルテンサイトの分率を１０視野分算出し、得られた各値を平均することにより求めた。それらの結果を、製造条件などとともに表２に示す。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
【表２】
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【図１】
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