(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材鋼板が、質量％で、Ｃ：0.02〜0.04％、Si： 0.2％以下、Mn： 1.5〜 2.5％、Ｐ： 0.005〜0.03％、sol.Al：0.02％以下およびＮ： 0.008〜0.03％を含有し、さらに、Cr：0.01〜 0.5％およびMo：0.01〜 0.5％のうちの１種以上をMnを含む合計で 1.8〜 2.5％含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のＳが0.01％以下であって、マルテンサイト相を有する冷間圧延鋼板であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
母材鋼板が、さらにＢ：０．０００３〜  ０．００３質量％を含有する冷間圧延鋼板であ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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、軽量化が要請される自動車車体等の用途に好適な焼付硬化性および加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体軽量化のため薄肉化が強力に推進されている。そして、これに伴い、衝突時の安全性の確保や耐デント性の観点から、鋼板の高強度化が強く要望されている。しかし、鋼板は高強度化するに伴って加工性が劣化することと、とりわけ成形時の割れやしわの発生を防止し、形状凍結性を確保する必要があることから、高強度鋼板の適用可能部位が自ずと制限されていた。
そのため、成形加工時には軟質で優れた加工性および形状凍結性を示し、加工後の焼付塗装処理によって降伏強度および引張強さが著しく上昇するという特性（いわゆる焼付硬化性）を有する高強度鋼板の開発が強力に進められてきた。
熱間圧延後、冷間圧延することにより製造される鋼板（冷延鋼板）については、例えば、特公昭６１−  ４５６８９号公報や特開昭６１−２７６９２８号公報に、極低炭素鋼をベースとし、焼付硬化性の付与に必要な固溶Ｃの量を、鋼中のＣ、Ｎ含有量、または更にＳ含有量と、Ｔｉ、Ｎｂ含有量によって制御して、優れた成形性と焼付硬化性を備えた鋼板を得る方法が提案されている。
【０００３】
しかしながら、高焼付硬化性を得るためには、鋼中のＣ含有量とＴｉ、Ｎｂ含有量等のバランスをとりつつ固溶Ｃ量を多くする必要があり、焼付硬化性の安定性および時効性に問題がある。さらに、これらの鋼板において、多量の固溶Ｃを鋼中に残存させたとしても引張強さの上昇幅は  １０ＭＰａ程度と小さく、自動車用の鋼板として使用した場合における衝突時の安全性確保に対する効果は不十分である。また、熱間圧延により製造される熱延鋼板については、特開平  ４−７４２４号公報、特開平  ７−２２８９２０号公報に、加工時には軟質で、加工後の焼付塗装処理によって引張強さが大幅に上昇し、疲労特性が改善される鋼板の製造方法が開示されている。この鋼板では、引張強さが１００ＭＰａ程度上昇するので高い衝撃吸収エネルギーを得ることができ、有効であるが、熱延鋼板であるため製造可能な板厚に限界があり、自動車用の鋼板として使用する場合、適用可能な部位（パーツ）が限定されるので、車体軽量化への要望には十分対応することができない。さらに、めっき処理をせず裸での使用が前提であるため、耐食性が問題となるパーツへの適用は困難である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような状況に鑑みなされたもので、その目的は、加工性に優れ、高い焼付硬化性を示すとともに、耐食性にも優れた高強度鋼板を工業的に安定して提供できる手段を確立することにある。
具体的には、成形加工時には軟質で優れた加工性を示し、加工後の焼付塗装処理によって１ランク上の、すなわち、４４０ＭＰａ級の鋼板の場合であれば５９０ＭＰａ級の鋼板と同程度の強度を有する鋼板であって、かつ、耐食性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
フェライト相とマルテンサイト相を主体とする金属組織（複合組織）を有する鋼板は、フェライト相とパーライト相あるいはフェライト相とベイナイト相を主体とする金属組織、あるいはベイナイト単相の金属組織の鋼板よりも焼付硬化性が高いことが知られており、熱間圧延終了後、急速冷却することによりこのような複合組織にすることができる（前掲の特開平 4−7424号公報）。
本発明者らは、高い焼付硬化性を示すとともに、耐食性にも優れた鋼板を得るために、母材鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施すことを前提として、冷却速度の遅い連続式溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）においてマルテンサイト相を生成させる方法について検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
(a) 従来の高い焼付硬化性を示す鋼（例えば、前掲の特開平 4−7424号公報、特開平 7−228920号公報に記載される鋼）よりも低炭素化することにより、低強度の複合組織鋼を得ることができ、成形加工時における良好な加工性を確保することができる。
(b) 焼入性を高めるMn、Mo、Cr、さらにはＢ（硼素）の含有量を適正に制御することにより、冷却速度の遅い連続式溶融亜鉛めっきラインでもマルテンサイト相を生成させることができる。
(c) Ｎ（窒素）を多量含有させることにより、高い焼付硬化性を得ることができる。
本発明はこれらの知見に基づいてなされたもので、その要旨は、下記の合金化溶融亜鉛めっき鋼板にある。
【０００６】
母材鋼板が、質量％で、Ｃ：0.02〜0.04％、Si： 0.2％以下、Mn： 1.5〜 2.5％、Ｐ： 0.005〜0.03％、sol.Al：0.02％以下およびＮ： 0.008〜0.03％を含有し、さらに、Cr：0.01〜 0.5％およびMo：0.01〜 0.5％のうちの１種以上をMnを含む合計で 1.8〜 2.5％含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のＳが0.01％以下であって、マルテンサイト相を有する冷間圧延鋼板（冷延鋼板）である合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
前記母材鋼板が、さらに、Ｂ：0.0003〜 0.003質量％を含有するものであれば、マルテンサイト相を有する金属組織が得られやすくなる。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。なお、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板に含まれる元素の「％」は、「質量％」を意味する。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記のように、所定の化学組成を有する冷延鋼板（母材鋼板）の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板である。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、冷延鋼板の化学組成を上記のように定めたのは以下の理由による。
Ｃ：0.02〜0.04％
Ｃは鋼中のマルテンサイト組織の体積率に大きな影響を及ぼし、Ｃ含有量が多くなるとマルテンサイト相の体積率も増加し強度が上昇する。しかし、Ｃ含有量が0.02％未満では、冷却速度の遅い連続式溶融亜鉛めっきラインでマルテンサイト相が得られない。また、Ｃ含有量が0.04％を超えると、強度が上昇しすぎて成形性が悪化する。したがって、Ｃの含有量は0.02〜0.04％とする。
Si： 0.2％以下
Siはフェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中のＣ含有量を上昇させてマルテンサイト相を形成させやすくする元素である。しかしながら、溶融亜鉛めっきを施す際は、めっきの濡れ性を悪くするので、多量に含有させるとめっきむらの発生を招き、めっき品質が劣化するおそれがある。したがって、Siの含有量は 0.2％以下とする。
Mn： 1.5〜 2.5％
Mnはマルテンサイト相を生成させる作用を有する元素であるが、Mn含有量が 1.5％に満たない場合、冷却速度の遅い連続式溶融亜鉛めっきラインでマルテンサイト相を生成させるために、Cr、Mo等を多量に含有させる必要があり、コスト高となる。また、Mn含有量が 2.5％を超えると、強度が過度に上昇して成形性が悪化するとともに、コスト高となり、また圧延加工性も低下する。したがって、その含有量は 1.5％〜 2.5％とする。
Ｐ： 0.005〜0.03％
Ｐは固溶強化元素として有効であるが、0.03％を超えて含有させると、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からめっき層へのFeの拡散を抑制し、合金化処理性を劣化させる。そのため高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層はパウダリング、チッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなる。また、粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。一方、Ｐの含有量を 0.005％未満とすることは、脱Ｐコストの上昇を伴う。したがって、Ｐの含有量は 0.005〜0.03％とする。
sol.Al（酸溶解性アルミニウム）：0.02％以下
Alは溶鋼の脱酸剤として添加される有用な元素であるが、鋼中のＮと結合してＮをAlＮとして固定するため、鋼中の固溶Ｎ量が低下し、焼付硬化性が低下する。したがって、sol.Alの含有量は0.02％以下とする。下限は特に定めないが、含有量が少なすぎると脱酸不十分となり、疵等を誘発する可能性が高くなる。したがって、 0.002％以上とするのが望ましい。
Ｎ： 0.008〜0.03％
鋼板中に固溶しているＮは加工後の焼付塗装時に歪時効を引き起こし、引張強さを上昇させる作用を有する。引張強さを70MPa 以上上昇させるためには、 0.008％以上含有させる必要がある。一方、0.03％を超えて含有させてもその効果は飽和する。したがって、Ｎの含有量は 0.008〜0.03％とする。
Cr：0.01〜 0.5％
Mo：0.01〜 0.5％
CrおよびMoは、いずれもマルテンサイト相を得るために必要な冷却速度およびMs点に影響を及ぼす重要な元素であり、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板には、これらの元素のうちの１種以上が含まれている。
Crについては、含有量が0.01％未満では、冷却速度の遅い連続式溶融亜鉛めっきラインでマルテンサイト相を生成させる作用効果が十分発揮されない。一方、含有量が高すぎると、コスト高となる。したがって、Crを含有させる場合、その含有量は0.01〜 0.5％とする。
Moについては、Crと同様、含有量が0.01％未満では上記の作用効果が十分発揮されない。一方、含有量が高すぎると、コスト高となる。したがって、Moを含有させる場合、その含有量は0.01〜 0.5％とする。
【０００８】
さらに、これらCrおよび／またはMoの含有量は、前記のMnの含有量との合計が 1.8〜 2.5％になるように含まれていることが必要である。前記含有量の合計が 1.8％に満たない場合、連続式溶融亜鉛めっきラインで未変態のオーステナイト相はパーライト変態してしまい、マルテンサイト相が生成せず、所望の複合組織を有する鋼は得られない。また、 2.5％を超えて含まれる場合は、過度な強度上昇を招き、加工性および形状凍結性が劣化する。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、上記の合金元素を有し、残部がFeと不純物からなる鋼板である。不純物中のＳは鋼板の穴拡げ性を劣化させるので、その含有量は低いほど好ましく、許容上限を0.01％とする。
上記母材鋼板には、さらにＢ（硼素）が含まれていてもよい。Ｂは焼入性を高める元素であり、Ｂを含有させることによりマルテンサイト相を有する鋼が得られやすくなる。この作用効果を発揮させるためには、0.0003％以上含有させることが必要である。一方、 0.003％を超えて含有させると過度の強度上昇を招き、成形性が劣化する。したがって、Ｂを含有させる場合、その含有量は0.0003〜 0.003％とするのがよい。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の化学組成を有し、かつ、マルテンサイト相を有する冷延鋼板、すなわち母材鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきめっき層を有する鋼板で、以下の工程により製造することができる。
【０００９】
まず、通常用いられている方法に従い、転炉等で上述した化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとした後、そのまま熱間圧延を施し、または、一旦室温まで冷却したスラブを再加熱した後に熱間圧延して熱延鋼板とする。
【００１０】
熱間圧延は常法通りの条件で行えばよいが、熱間圧延後の巻取り温度が低すぎると圧延前の組織によって硬さが変わり、冷間圧延時の荷重が大きく変動する。また、高温で巻取るとスケール厚が厚くなり、酸洗負荷が大きくなる。したがって、熱間圧延後の巻取り温度は、 300〜 750℃とすることが推奨される。なお、マルテンサイト相を安定して得るために、巻取り温度は、セメンタイト中へのＣ、Mn等の濃化を促進させる 500℃以上とするのが好ましい。
【００１１】
次いで、巻き取った熱延コイルに通常用いられている方法で酸洗処理を施し、冷間圧延に供する。
【００１２】
冷間圧延条件についても特に限定はないが、冷間圧延時の通板性の観点から、冷間圧延率は４５％以上とするのが望ましい。
【００１３】
この冷間圧延後の鋼板を本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材として使用するのであるが、使用に当たって再結晶焼鈍処理を施す。
【００１４】
この処理では、マルテンサイト相を有する鋼を得るために従来から用いられている条件を採用すればよい。すなわち、上記冷間圧延後の鋼板を Ac1 変態点〜 Ac３変態点の温度域に加熱し、その後、冷却する。上記母材鋼板の化学組成は、冷却速度の遅い連続式溶融亜鉛めっきラインでもマルテンサイト相が得られるように制御されているので、冷却速度について特別の限定をする必要はない。
【００１５】
その後、母材鋼板を亜鉛ポットに侵入させ、めっき目付量を適切に制御して溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに、合金化処理を行う。これらの処理においても、特別の条件は必要ではなく、通常用いられている方法を採用すればよい。
また、製品である合金化溶融亜鉛めっき鋼板の形状や表面状態を調整するために行う調質圧延は、加工による降伏強度の上昇を招くので、伸び率  ０．５％以下とするのが好ましい。
上記本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性に優れ、高い焼付硬化性を示すとともに、合金化溶融亜鉛めっきを施しているので耐食性にも優れている。また、冷延鋼板を母材として用いているので、薄肉化が容易であり、自動車用の鋼板として使用する場合、車体軽量化の要望に対し十分対応することができる。
【００１６】
【実施例】
転炉によって溶製した溶鋼を連続鋳造によりスラブとした後、一旦室温まで冷却してから再度１２２０℃に加熱し、１１３０〜  ９３０℃の温度域で熱間圧延して厚さ  ３．５ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００１７】
次いで、得られた熱延鋼板を酸洗処理した後、冷間圧延を施し、厚さ  １．４ｍｍの冷延鋼板とした。
【００１８】
表１に、得られた冷延鋼板の化学組成を示す。
【００１９】
【表１】
0003587129.tif 000002
次に、この冷延鋼板を連続式溶融亜鉛めっきラインに通板し、  ８３０℃まで加熱する再結晶焼鈍処理を施し、冷却して、亜鉛ポットに侵入させ、溶融亜鉛めっき処理を施した。めっき目付け量は両面とも４５ｇ／ｍ２  に制御した。その後、さらに、  ５２０℃で合金化処理を行った。
【００２０】
このようにして得られた各合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張特性およびＢＨ引張特性（焼付硬化性能）を調査した。また、めっき品質についてはパウダリング試験を、伸びフランジ性については穴拡げ試験を行って調査した。さらに、衝撃吸収性能の調査も行った。それぞれの試験方法は以下のとおりである。
【００２１】
引張特性の調査では、各鋼板（溶融亜鉛めっき処理後の鋼板）からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定される５号試験片を採取し、引張試験を行って降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）を測定した。
【００２２】
ＢＨ引張特性の調査では、同じく前記５号試験片を採取し、これに８％引張予歪みを与えた後、加工後の焼付塗装処理に相当する処理として  １７０℃×２０分の熱処理を施し、その後、引張試験を行って降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定し、熱処理を行わずに実施した前記引張試験による降伏強度（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）に対する降伏強度の増加量（ΔＹＳ）および引張強さの増加量（ΔＴＳ）を求めた。
【００２３】
パウダリング試験では、直径５０ｍｍの円盤状の試験片を用い、絞り比  １．８で円筒深絞り成形を行った後、重量法によりめっき剥離量（パウダリング量）を測定した。
【００２４】
穴拡げ試験では、  １５０ｍｍ角の試験片を用い、打ち抜きクリアランス１２％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、６０°円錐ポンチで成形を行い、板厚方向の貫通割れが発生するまでの限界穴拡げ率を求めた。
【００２５】
また、衝撃吸収性能の調査では、ハット型閉断面構造部材をハット成形により作製し、これをガス・油圧高速圧縮試験機を用いて４ｍ／ｓの速度で圧壊した際の  １５０ｍｍ変位時の吸収エネルギーを求め、それで評価した。
表２に、調査結果を示す。
【００２６】
【表２】
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この結果から、本発明で規定する条件を満たす鋼板（母材鋼板Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７）を母材として用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、良好な引張特性、焼付硬化性、および衝撃吸収性能を示している。
これに対し、Ｎの含有量が本発明で規定する範囲から外れるＮｏ．８の鋼板は、焼付硬化性が低く、通常の引張特性がほぼ同等であるＮｏ．７の鋼板に比べて衝撃吸収エネルギーが小さかった。Ｎｏ．９〜  Ｎｏ．１６の鋼板も、化学組成が本発明範囲から外れているために  Ｎｏ．１６の鋼板を除いて焼付硬化性が低く、また、Ｎｏ．９、  Ｎｏ．１０の鋼板では所望の組織が得られず、  Ｎｏ．１１、  Ｎｏ．１５、  Ｎｏ．１６の鋼板では強度が過度に高く加工性が劣り、  Ｎｏ．１２、  Ｎｏ．１３の鋼板では耐パウダリング性が劣り、  Ｎｏ．１４の鋼板では穴拡げ性が不芳であった。
【００２７】
【発明の効果】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性に優れ、高い焼付硬化性を有することから優れた衝撃吸収性能を示し、かつ合金化溶融亜鉛めっきを施しているので耐食性にも優れている。また、冷延鋼板を母材として用いているので、薄肉化が容易であり、自動車用の鋼板として使用する場合、車体軽量化の要望に十分応えうるものである。