(57)【要約】  本発明は、自動車車体構造用部材などに用いられる溶融亜鉛めっき鋼板に関し、より詳細には、表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板及び前記素地鋼板の表面に形成される亜鉛めっき層を含み、
前記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜２．５％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．５％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．７％、チタン（Ｔｉ）：（４８／１４）×［Ｎ］〜０．１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
前記素地鋼板は、微細組織が、面積分率で、５〜３０％のフェライト、５〜２０％のオーステナイト、５０〜８０％のベイナイト及びマルテンサイト、並びに２％以下（０％を含む）の析出物を含み、
前記素地鋼板は、表面から厚さ方向に２μｍ以内の微細組織が、面積分率で、５０％以上のフェライト、２％以下（０％を含む）のオーステナイト、５０％以下（０％を含む）のベイナイト及びマルテンサイト、並びに２％以下（０％を含む）の析出物を含む、表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記素地鋼板は、重量％で、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下（０％を含む）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を含む）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％を含む）及びボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０％を含む）から選択される１種以上をさらに含む、請求項１に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記素地鋼板は、表面から厚さ方向に５μｍ以内にＳｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ａｌ酸化物及びＣｒ酸化物から選択される２種以上の内部酸化物を含む、請求項１に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、引張強度（ＭＰａ）×伸び（％）の値が１６０００ＭＰａ％以上である、請求項１に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜２．５％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．５％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．７％、チタン（Ｔｉ）：（４８／１４）×［Ｎ］〜０．１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲に再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を７００℃以下の温度で巻き取る段階と、
前記巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後に冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
前記冷延鋼板を露点温度−４０〜−２０℃、ガス雰囲気３〜７０％Ｈ２及び残部Ｎ２に制御された焼鈍炉で７５０〜９５０℃の温度範囲で５〜１２０秒間１次再結晶焼鈍する段階と、
前記１次再結晶焼鈍された冷延鋼板を露点温度−２０〜５℃、ガス雰囲気３〜７０％Ｈ２及び残部Ｎ２に制御された焼鈍炉で７００〜９５０℃の温度範囲で５〜１２０秒間２次再結晶焼鈍する段階と、
前記２次再結晶焼鈍された冷延鋼板を２００〜４００℃まで冷却する段階と、
前記冷却された冷延鋼板を維持後に４５０〜５００℃に再加熱又は再冷却し、その後亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する段階と、を含む、表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記鋼スラブは、重量％で、モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下（０％を含む）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を含む）、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％を含む）及びボロン（Ｂ）：０．００５％以下（０％を含む）から選択される１種以上をさらに含む、請求項５に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記１次再結晶焼鈍する段階の後、前記２次再結晶焼鈍する前に冷却する段階をさらに含む、請求項５に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記２次再結晶焼鈍する段階後の冷却は、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で１次及び２次の段階的冷却を行うものである、請求項５に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記維持は、４０〜２００秒間行うものである、請求項５に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記めっき浴は、０．１３〜０．３％のＡｌ及び残部Ｚｎを含み、４４０〜５００℃の温度範囲に維持するものである、請求項５に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記製造された溶融亜鉛めっき鋼板のめっき付着量を調整し、その後冷却する段階をさらに含むものである、請求項５に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記冷延鋼板を１次再結晶焼鈍する前に、前記冷延鋼板の表面にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｎのうち１種以上を片面当たり０．０１〜５．０ｇ／ｍ２の付着量でプレめっきする段階をさらに含むものである、請求項５に記載の表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度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、自動車車体構造用部材などに用いられる溶融亜鉛めっき鋼板に関し、より詳細には、表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全のための二酸化炭素規制に伴う自動車の軽量化及び自動車の衝突安定性などを向上させるための努力の一環として、自動車用鋼板の高強度化が要求され続けている。
【０００３】
このような要求を満たすために、近年には、引張強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板が開発されて自動車用鋼板として適用されている。
【０００４】
鋼板の強度を高める方法としては、炭素をはじめ鋼強化成分の添加量を増加させる方法があり、これにより強度を向上させた鋼板を容易に製造することができる。
【０００５】
しかし、自動車用鋼板、特に自動車車体用鋼板の場合は、車体に成形する過程で割れなどの欠陥が発生してはならないため、強度を向上させると共に伸びを確保することが求められている。
【０００６】
よって、鋼板の強度及び延性を同時に確保するために、主にＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉなどの元素を添加しており、これらの添加量を適宜調整すると共に製造条件を制御することにより、高い強度及び延性を有する鋼板を製造することができる。
【０００７】
一方、自動車の寿命延長のためには、自動車用鋼板の耐食性を確保する必要があり、このために溶融亜鉛でめっき処理された溶融亜鉛めっき鋼板が適用されている。このような溶融亜鉛めっき鋼板は、連続焼鈍炉内で焼鈍処理された鋼板をめっき浴に装入してめっき処理することにより製造することができる。
【０００８】
９００ＭＰａ以上の引張強度を有する自動車用高強度鋼板の場合、目標とする強度及び延性の確保のために、鋼中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの成分を添加する。しかし、これらの元素は、酸化しやすい元素であって、上記鋼板の焼鈍時に焼鈍炉内に存在する微量の酸素又は水蒸気と反応して、鋼板の表面にＳｉ、ＭｎもしくはＡｌの単独酸化物又はこれらの複合酸化物を形成することにより、後続の亜鉛めっき時に亜鉛の濡れ性を阻害するため、めっき鋼板の表面に局部的又は全体的に亜鉛が付着しない、いわゆる不めっき現象を発生させ、めっき鋼板の表面品質を大きく低下させるという問題がある。
【０００９】
それだけでなく、高強度亜鉛めっき鋼板をスポット溶接する場合、加熱及び冷却により膨張及び収縮が起こり、これにより局部的に引張応力が発生すると、溶融状態の亜鉛が素地鉄の結晶粒界に沿って浸透して脆性割れを引き起こす液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ  ｍｅｔａｌ  ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）現象が発生する。このように、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接による液体金属脆化は、融着部より溶接熱影響部で激しく発生し、これにより溶接後の強度が大きく低下する。
【００１０】
亜鉛めっき鋼板の液体金属脆化は、素地鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの含量が高い高強度鋼において激しく発生するが、高強度鋼は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトなどから構成される複合組織鋼であって、亜鉛めっきされた複合組織鋼をスポット溶接すると、溶接過程で温度上昇により表面の亜鉛めっき層が溶融し、溶融した亜鉛が素地鉄の結晶粒界に浸透することにより、液体金属脆化が発生する。特に、素地鉄の表層部組織にフェライトとオーステナイトが共存する場合、結晶粒界エネルギーがフェライトとフェライト相の結晶粒界エネルギーよりはるかに大きいため、フェライトとオーステナイトの粒界を介した液状亜鉛の浸透が激しくなり、液体金属脆化が激しく発生する。
【００１１】
その上、溶接部に液体金属脆化が発生すると、材料の剛性が大きく低下する。
【００１２】
よって、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車用鋼板として適切に使用するためには、めっき時の表面品質を確保すると共に、溶接部における液体金属脆化を減少させることが非常に重要である。
【００１３】
従来、高強度鋼板のめっき品質を向上させるために、次のように様々な技術が提案されている。
【００１４】
特許文献１においては、焼鈍過程で空気と燃料を空燃比０．８０〜０．９５に制御して、酸化性雰囲気の直火加熱炉（ｄｉｒｅｃｔ  ｆｌａｍｅ  ｆｕｒｎａｃｅ）内で鋼板を酸化させることにより、鋼板内部の所定の深さまでＳｉ、ＭｎもしくはＡｌの単独又は複合酸化物を含む鉄酸化物を形成させ、次に還元性雰囲気で還元焼鈍させることで鉄酸化物を還元させ、その後溶融亜鉛めっきを行うことにより、めっき品質を向上させている。
【００１５】
このように焼鈍工程で酸化させた後に還元させる方法を適用すると、鋼板の表層から所定の深さに酸素との親和力の大きい成分が内部酸化して表層への拡散が抑制されるため、表層にはこれらの元素による酸化物の形成が相対的に抑制され、めっき浴中での亜鉛との濡れ性が改善されることにより、不めっきを減少させることができる。
【００１６】
しかし、酸化後還元法により高強度鋼板のめっき性は改善されるものの、鋼板を構造部材に成形した後に組み付けのためにスポット溶接する際に液体金属脆化の発生を抑制するには限界がある。
【００１７】
他の技術として、特許文献２においては、焼鈍炉内の露点（Ｄｅｗ  ｐｏｉｎt）を高く維持し、酸化しやすいＭｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの成分を鋼中で内部酸化させることにより、焼鈍後に鋼板の表面において外部酸化する酸化物を減少させてめっき性を向上させる方法を提示している。
【００１８】
上記技術により酸化性成分を内部酸化させる場合、外部酸化が減少してめっき性が改善されるという効果があるが、素地鋼板がオーステナイト相を含有しているため、スポット溶接中にフェライトとオーステナイトの粒界を介して液状亜鉛の浸透が激しくなり、液体金属脆化が発生するという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１９】
【特許文献１】韓国公開特許第２０１０−００３０６２７号公報
【特許文献２】韓国公開特許第２００９−０００６８８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２０】
本発明の一態様は、自動車車体構造用部材として適した高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する上で、めっき表面品質に優れるだけでなく、スポット溶接時の液体金属脆化の発生を抑制することにより、溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供するためのものである。
【課題を解決するための手段】
【００２１】
本発明の一態様は、素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に形成される亜鉛めっき層を含み、
上記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜２．５％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．５％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．７％、チタン（Ｔｉ）：（４８／１４）×［Ｎ］〜０．１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
上記素地鋼板は、微細組織が、面積分率で、５〜３０％のフェライト、５〜２０％のオーステナイト、５０〜８０％のベイナイト及びマルテンサイト、並びに２％以下（０％を含む）の析出物を含み、上記表面から厚さ方向に２μｍ以内の微細組織が、面積分率で、５０％以上のフェライト、２％以下（０％を含む）のオーステナイト、５０％以下（０％を含む）のベイナイト及びマルテンサイト、並びに２％以下（０％を含む）の析出物を含む、表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【００２２】
本発明の他の態様は、上記成分組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲に再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を７００℃以下の温度で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後に冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記冷延鋼板を露点温度−４０〜−２０℃、ガス雰囲気３〜７０％Ｈ２及び残部Ｎ２に制御された焼鈍炉で７００〜９５０℃の温度範囲で５〜１２０秒間１次再結晶焼鈍する段階と、上記１次再結晶焼鈍された冷延鋼板を露点温度−２０〜５℃、ガス雰囲気３〜７０％Ｈ２及び残部Ｎ２に制御された焼鈍炉で７８０〜９５０℃の温度範囲で５〜１２０秒間２次再結晶焼鈍する段階と、上記２次再結晶焼鈍された冷延鋼板を２００〜４００℃まで冷却する段階と、上記冷却された冷延鋼板を維持後に４５０〜５００℃に再加熱又は再冷却し、その後亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する段階と、を含む、表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、合金の成分組成及び製造条件を最適化することでめっき鋼板の素地鉄の表面及び内部の微細組織を制御することにより、自動車車体構造用部材に適用できるレベルの強度及び延性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
【００２４】
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、スポット溶接時の液体金属脆化の発生が効果的に抑制されることにより、優れたスポット溶接性及び表面品質を共に確保することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明者らは、自動車車体構造用部材として適した機械的物性を有する高強度鋼板を提供する上で、上記鋼板のめっき時に発生する不めっきなどによる表面品質の低下及び液体金属脆化の発生によるスポット溶接性の低下を防止する方法について深く研究している。
【００２６】
その結果、めっき素材として用いられる素地鋼板の成分組成及びその製造条件を最適化することにより、めっき時の不めっきなどの欠陥と溶接時の液体金属脆化などの問題を防止できる組織を有する素地鋼板を提供し、それを亜鉛めっき処理することにより、目標とする表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
【００２７】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２８】
本発明の一態様による高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に形成される亜鉛めっき層を含み、上記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜２．５％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．５％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％は除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．７％、チタン（Ｔｉ）：（４８／１４）×［Ｎ］〜０．１％の成分組成を有することが好ましい。
【００２９】
以下では、上記素地鋼板の成分組成を上記のように制御する理由について詳細に説明する。ここで、特に言及しない限り、各成分の含量は重量％を意味する。
【００３０】
Ｃ：０．１〜０．３％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度確保のための必須元素であり、十分な強度を確保するためには０．１％以上添加することが好ましい。ただし、その含量が０．３％を超えると、延性と共に曲げ加工性及び溶接性が低下し、プレス成形及びロール加工性が悪くなるという問題がある。
【００３１】
Ｓｉ：０．５〜２．５％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の降伏強度を向上させると共に、常温でフェライト及び残留オーステナイトを安定化させるのに有効な元素である。また、冷却時にオーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制し、炭化物の成長を著しく阻止することにより、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼において十分な量の残留オーステナイトを安定化させるのに寄与する。
【００３２】
それだけでなく、本発明で目標とする９００ＭＰａ以上の引張強度と優れた延性の確保のための必須元素であり、上記効果を得るためには０．５％以上添加することが好ましい。ただし、その含量が高すぎると、熱間圧延負荷が増大して熱延割れを引き起こすという問題があり、焼鈍後に表面のＳｉ濃化量が多くなってめっき性が劣る問題がある。そこで、これを考慮して、本発明においては、Ｓｉの下限を２．５％に制限することが好ましい。
【００３３】
Ｍｎ：２．０〜８．０％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの形成を抑制してオーステナイトを安定させる硬化能向上元素としてよく知られている。また、Ｍｎは、鋼の強度向上に有効な元素であって、本発明で目標とする引張強度を確保するためには２．０％以上添加することが好ましい。このようなＭｎは、含量が高いほど強度の確保は容易であるが、焼鈍過程でＭｎの表面酸化量が増加してめっき性が劣る恐れがある。そこで、これを考慮して、本発明においては、Ｍｎの上限を８．０％に制限することが好ましい。
【００３４】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％
可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、製鋼工程で脱酸のために添加される元素であり、炭窒化物形成元素である。また、Ａｌは、フェライト域を拡大する元素であって、Ａｃ１変態点を下げて焼鈍コストを低減するのに有利であるという効果がある。そのためには、ｓｏｌ．Ａｌを０．００１％以上添加することが好ましいが、その含量が０．５％を超えると、溶接性が劣化すると共に、焼鈍過程でＡｌの表面酸化量が増加してめっき性の確保が難しくなるという問題がある。
【００３５】
Ｐ：０．０４％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、鋼中の不純物元素であって、その含量が０．０４％を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性が生じる危険性が大きくなり、デント欠陥を引き起こす可能性が高くなるという問題がある。よって、Ｐの上限を０．０４％に制限することが好ましい。
【００３６】
Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、上記Ｐと同様に、鋼中の不純物元素であって、鋼の延性及び溶接性を阻害する元素である。その含量が０．０１５％を超えると、鋼の延性及び溶接性を阻害する可能性が高くなるため、その含量を０．０１５％以下に制限することが好ましい。
【００３７】
Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、窒化物を形成する元素であって、その含量が０．０２％を超えると、ＡｌＮの形成により連続鋳造時に割れが発生する危険性が著しく増加するという問題があるため、その上限を０．０２％に制限することが好ましい。
【００３８】
Ｃｒ：０．０１〜０．７％
クロム（Ｃｒ）は、硬化能増加元素であって、フェライトの形成を抑制するという効果がある。特に、本発明においては、上述のようにフェライトの形成を抑制して所定の分率の残留オーステナイトを確保するためには、０．０１％以上添加することが好ましいが、その含量が０．７％を超えると、過量の合金投入によりコスト上昇を招くという問題があるため好ましくない。
【００３９】
Ｔｉ：（４８／１４）×［Ｎ］〜０．１％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物形成元素であって、鋼中のＮ濃度を低下させるという効果がある。そのためには、化学当量的に（４８／１４）×［Ｎ（重量％）］以上添加する必要がある。Ｔｉを添加しない場合は、ＡｌＮの形成により連続鋳造時に割れが発生する恐れがあるため好ましくなく、その含量が０．１％を超えて高すぎると、固溶Ｎの除去の他に、さらに炭化物が析出することにより、マルテンサイトの炭素濃度及び強度が低下するため好ましくない。
【００４０】
上記素地鋼板は、上記成分組成に加え、本発明で目標とする物性をより向上させるために、下記成分をさらに含んでもよい。ここで、下記成分は、１種のみを選択して添加してもよく、２種以上を複合して添加してもよい。
【００４１】
Ｍｏ：０．１％以下（０％を含む）
モリブデン（Ｍｏ）は、上記Ｃｒと同様に、鋼の強度向上に寄与する効果が大きい元素であって、溶融亜鉛の濡れ性を阻害しないと共に強度確保に有利な元素である。ただし、このようなＭｏは、含量が高すぎると経済的に好ましくないため、その含量を０．１％以下に制限することが好ましい。
【００４２】
Ｓｂ：０．０５％以下（０％を含む）
アンチモン（Ｓｂ）は、めっき表面品質を向上させるのに有用な元素であって、添加時、素地鋼板の表層部にＳｂが濃化してＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの表面拡散が相対的に抑制されることにより、めっき性が向上するという効果が得られる。ただし、このようなＳｂは、含量が０．０５％を超えると、鋼の脆性が増加して伸びが減少する恐れがあるという問題があるため、その含量を０．０５％以下に制限することが好ましい。
【００４３】
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイト粒界に炭化物の形態で偏析し、焼鈍熱処理時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することにより、強度を向上させるという効果がある。ただし、このようなＮｂは、含量が０．１％を超えると、製造コストが大きく上昇するという問題があるため、これを考慮して、その含量を０．１％以下に制限することが好ましい。
【００４４】
Ｂ：０．００５％以下（０％を含む）
ボロン（Ｂ）は、鋼の強度確保のために添加される元素であるが、その含量が０．００５％を超えると、焼鈍時に表面に濃化してめっき性を大きく阻害するという問題がある。よって、本発明においては、上記Ｂを添加する際に、その含量を０．００５％以下に制限することが好ましい。
【００４５】
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程で原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することは難しい。これらの不純物は通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本発明ではその全ての内容を特に言及しない。
【００４６】
上記成分組成を有する本発明の素地鋼板は、その微細組織が、面積分率で、５〜３０％のフェライト、５〜２０％のオーステナイト、５０〜８０％のベイナイト及びマルテンサイト、並びに２％以下（０％を含む）の析出物から構成されることが好ましい。
【００４７】
上記のように、軟質相と硬質相の分率を適正に制御して含むことにより強度及び延性を同時に確保することができ、オーステナイトにより加工後の強度が高くなるように形成することができる。
【００４８】
ただし、素地鋼板の全厚さにおいて上記微細組織から構成される場合、亜鉛めっき後のスポット溶接過程で界面エネルギーの高いフェライト相、オーステナイト相、ベイナイト相、マルテンサイト相の異種相の界面に液状亜鉛が浸透しやすくなり、これにより液体金属脆化（ＬＭＥ）が発生するという問題がある。
【００４９】
よって、本発明においては、上述の微細組織から構成される素地鋼板の表層部領域の微細組織をフェライト主相で形成することが好ましい。
【００５０】
より具体的には、上記素地鋼板の表面から厚さ方向に２μｍ以内の微細組織が、面積分率で、５０％以上のフェライト、２％以下（０％を含む）のオーステナイト、５０％以下（０％を含む）のベイナイト及びマルテンサイト、並びに２％以下（０％を含む）の析出物から構成されることが好ましく、より有利には、フェライト単相から構成されることがより好ましい。
【００５１】
このように、上記素地鋼板の表層部領域を軟質相から構成することにより、後続のスポット溶接時に液体金属脆化を効果的に抑制することができる。
【００５２】
また、上記素地鋼板は、焼鈍工程で鋼中の酸化性元素（例えば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなど）の表面酸化を抑制してめっき品質を向上させるために、上記素地鋼板の表面から厚さ方向に５μｍ以内にＳｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ａｌ酸化物及びＣｒ酸化物から選択される２種以上の内部酸化物を含むことが好ましい。
【００５３】
上記酸化性元素を内部酸化物として形成させることにより、これらの表面への拡散を抑制することができる。
【００５４】
上述の成分組成や微細組織などを満たす本発明の素地鋼板を、後述する製造工程により溶融亜鉛めっき鋼板として製造することができ、このような本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保することができると共に、１６０００ＭＰａ％以上の引張強度（ＭＰａ）×伸び（％）の値も確保することができる。
【００５５】
以下では、本発明の他の態様の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００５６】
簡単に述べると、上記成分組成の鋼スラブを準備した後に、［再加熱−熱間圧延−冷間圧延−焼鈍−亜鉛めっき］工程を行うことで製造することができるという方法である。
【００５７】
再加熱工程
まず、上記成分組成を満たす鋼スラブを所定の温度範囲に再加熱することが好ましい。
【００５８】
ここで、再加熱の温度範囲は１１００〜１３００℃であることが好ましいが、その温度が１１００℃未満であると、熱間圧延荷重が急激に増加するという問題があるため好ましくない。また、再加熱の温度範囲が１３００℃を超えると、再加熱コストが上昇するだけでなく、表面スケール量が過多となるという問題があるため好ましくない。
【００５９】
熱間圧延工程
上記に従って再加熱された鋼スラブを仕上げ熱間圧延して熱延鋼板に製造することが好ましい。
【００６０】
ここで、上記仕上げ熱間圧延時の仕上げ圧延温度はＡｒ３以上であることが好ましい。上記仕上げ圧延温度がＡｒ３未満であると、フェライト＋オーステナイトの２相域又はフェライト域の圧延が行われて混粒組織が形成され、熱間圧延荷重の変動による誤作動の恐れがあるため好ましくない。
【００６１】
巻取工程
上記製造された熱延鋼板を巻き取ることが好ましい。
【００６２】
ここで、上記巻取は、７００℃以下で行うことが好ましく、より有利には、４００〜７００℃で行うことが好ましい。
【００６３】
巻取温度が７００℃を超えると、鋼板の表面に酸化膜が過剰に形成されて欠陥を引き起こす恐れがあるため好ましくなく、巻取温度が４００℃未満であると、熱延鋼板の強度が高すぎることから後続の冷間圧延時に圧延ロールの負荷が大きくなるため好ましくない。
【００６４】
冷間圧延工程
上記巻き取られた熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延して冷延鋼板に製造することが好ましい。
【００６５】
上記冷間圧延時の冷間圧下率については特に限定しないが、圧延工程の負荷などを考慮して、６０％以下で行うことが好ましい。
【００６６】
焼鈍工程
上記に従って製造された冷延鋼板を焼鈍炉に装入して焼鈍熱処理を施すことが好ましい。
【００６７】
本発明においては、上述の微細組織、すなわち素地鋼板の表層部領域の微細組織を軟質相で形成すると共に、内部酸化物の形成により酸化性元素の表面拡散を抑制するために、次のように１次再結晶焼鈍及び２次再結晶焼鈍を行うことが好ましい。
【００６８】
１次再結晶焼鈍
上記１次再結晶焼鈍は、露点温度−４０〜−２０℃、ガス雰囲気３〜７０％Ｈ２及び残部Ｎ２に制御された焼鈍炉で７５０〜９５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
【００６９】
１次再結晶焼鈍時の露点温度が−４０℃未満であると、鋼板の表面にＳｉ含量の高い酸化物が形成され、後続の２次焼鈍時に焼鈍炉内の雰囲気を制御しても焼鈍後に鋼板の表面にＳｉ含量の高い酸化物が存在するため、めっき性を阻害するという問題がある。上記露点温度が−２０℃を超えると、鋼板の表層部直下の素地鉄にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ又はＣｒから構成される内部酸化物が形成され、上記内部酸化物が２次焼鈍過程で表層部にフェライトが形成されることを妨害し、本発明で意図する表層部の微細組織が得られなくなる。
【００７０】
よって、本発明においては、１次再結晶焼鈍時の露点温度を−４０〜−２０℃に制御することが好ましく、これにより、最終焼鈍後、鋼板の表面はＭｎが主となる酸化物から構成されてめっき性を確保することができるだけでなく、内部酸化物が形成されないため、後続の２次焼鈍及び亜鉛めっき後に素地鋼板の表層部の微細組織が意図する軟質相で形成されることにより、スポット溶接性を向上させることができる。
【００７１】
一方、上記１次再結晶焼鈍時のガス雰囲気中の水素含量は、体積％で３〜７０％に制御することが好ましい。上記ガス雰囲気中の水素含量が３％未満であると、鋼板の表面に存在する鉄酸化物の還元が不十分であり、７０％を超えても鋼板の表面の鉄酸化物の還元効果は優れるが、経済的な面を考慮して、７０％以下、より有利には、３０％以下に制御することが好ましい。
【００７２】
さらに、焼鈍温度が７５０℃以上に制御されないと、再結晶が十分に起こらない。ただし、焼鈍温度が９５０℃を超えることは、焼鈍炉の寿命が短縮されるため好ましくない。
【００７３】
このときの焼鈍時間は、均一な再結晶組織を得るために５秒以上とし、経済的な面を考慮して、１２０秒以下に制限することが好ましい。
【００７４】
２次再結晶焼鈍
上記１次再結晶焼鈍された冷延鋼板を常温に冷却し、その後それを再び焼鈍炉に装入して２次再結晶焼鈍を行うことが好ましい。
【００７５】
上記２次再結晶焼鈍は、露点温度−２０〜５℃、ガス雰囲気３〜７０％Ｈ２及び残部Ｎ２に制御された焼鈍炉で７００〜９５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
【００７６】
上記２次再結晶焼鈍工程において、焼鈍炉内の露点温度は、鋼中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒなどの酸素と親和力の大きい成分が表面に拡散して表面酸化物を形成することを抑制するために−２０〜５℃に制御して、上記成分を内部酸化させることが好ましい。
【００７７】
ここで、露点温度が−２０℃未満であると、上記成分が表面に拡散して酸化することにより表面酸化物を形成し、めっき性を阻害するという問題がある。それに対して、露点温度が５℃を超えると、上記酸化性成分を内部酸化させる上で大きな問題はないが、内部酸化物層の厚さが厚すぎて材料特性が悪くなるという問題がある。
【００７８】
このように２次再結晶焼鈍時に焼鈍炉内の露点温度を−２０〜５℃に維持する場合、内部酸化と共に表面での脱炭反応が起こり、表層部にフェライト相分率を高めるのに効果的である。
【００７９】
一方、上記２次再結晶焼鈍時のガス雰囲気中の水素含量は、体積％で３〜７０％に制御することが好ましい。上記ガス雰囲気中の水素含量が３％未満であると、鋼板の表面に存在する鉄酸化物の還元が不十分であり、７０％を超えても鋼板の表面の鉄酸化物の還元効果は優れるが、経済的な面を考慮して、７０％以下に制限することが好ましい。
【００８０】
さらに、焼鈍温度が７００℃以上に制御されないと、再結晶が十分に起こらず、目標とする組織及び材質を確保することが難しくなる。ただし、焼鈍温度が９５０℃を超えると、焼鈍炉の寿命が短縮されるため好ましくない。
【００８１】
このときの焼鈍時間は、均一な再結晶組織を得るために５秒以上にし、経済的な面を考慮して、１２０秒以下に制限することが好ましい。
【００８２】
冷却工程
上記に従って１次及び２次再結晶焼鈍処理された冷延鋼板を所定の温度まで冷却することが好ましい。
【００８３】
ここで、上記冷却は、２００〜４００℃の温度範囲で終了することが好ましい。冷却終了温度が２００℃未満であると、マルテンサイト分率が高すぎるため、伸びの確保が難しくなるという問題があり、冷却終了温度が４００℃を超えると、オーステナイトとマルテンサイトの分率が減少して十分な強度及び伸びを確保できなくなるという問題がある。
【００８４】
上記冷却は、５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で段階的（１次及び２次）に行うことが好ましく、上記２次冷却速度の方が上記１次冷却速度より速いことが好ましい。
【００８５】
上記再結晶焼鈍が行われたフェライトとオーステナイトの２相域又はオーステナイト単相域でオーステナイトがパーライトに変態することを抑制するために、上記冷却は、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で行うことが好ましい。ただし、平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、急冷により鋼板の幅方向の温度偏差が大きくなり、鋼板の形状が不良となるという問題があるため好ましくない。
【００８６】
亜鉛めっき工程
上記条件で冷却された冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが好ましい。
【００８７】
ここで、上記冷延鋼板を４５０〜５００℃に再加熱又は再冷却した後に４４０〜５００℃に維持し、Ａｌ含量０．１３〜０．３％、残部Ｚｎ及び不可避不純物で組成される亜鉛めっき浴に浸漬した後、上記冷延鋼板を取り出してめっき付着量を調整し、その後冷却することにより、溶融亜鉛めっき鋼板に製造することができる。
【００８８】
上記めっき浴の温度が４４０℃未満であると、亜鉛の粘度が上昇してめっき浴中のロールの駆動性が低下するという問題があり、上記めっき浴の温度が５００℃を超えると、蒸発する亜鉛が増加するため好ましくない。
【００８９】
また、上記めっき浴中のＡｌ含量が０．１３％未満であると、素地鉄とめっき層の界面に形成されるＦｅ−Ａｌ合金相の形成が抑制されてめっき剥離が発生する恐れがあり、Ａｌ含量が０．３％を超えると、めっき層中のＡｌ含量が増加して溶接性を阻害するという問題があるため好ましくない。
【００９０】
本発明は、上述の工程及び条件により高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、冷間圧延して製造された冷延鋼板に１次再結晶焼鈍工程を行ってから２次再結晶焼鈍工程を行う前に、その表面にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｎの１種以上を片面当たり０．０１〜５．０ｇ／ｍ２の付着量でプレめっきしてもよい。
【００９１】
上記プレめっきにより、後続の焼鈍工程で露点温度を効果的に制御することができる。
【００９２】
本発明により製造された高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面に亜鉛めっき層を含むものであると共に、上記素地鋼板は、微細組織として、面積分率で、５〜３０％のフェライト、５〜２０％のオーステナイト、５０〜８０％のベイナイト及びマルテンサイト、並びに２％以下（０％を含む）の析出物が形成され、表面から厚さ方向に２μｍ以内では面積分率で、５０％以上のフェライト、２％以下（０％を含む）のオーステナイト、５０％以下（０％を含む）のベイナイト及びマルテンサイト、並びに２％以下（０％を含む）の析出物が形成される。
【００９３】
これにより、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９００ＭＰａ以上であると共に、１６０００ＭＰａ％以上の引張強度（ＭＰａ）×伸び（％）の値を確保することができる。
【実施例】
【００９４】
以下、実施例により本発明をより詳細に説明する。ただし、後述する実施例は本発明を例示して具体化するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項により決定されるものであるからである。
【００９５】
下記表１の成分組成を有する鋼を溶解し、その後それぞれの鋼スラブを製造した。上記それぞれの鋼スラブを１２００℃で１時間維持し、その後９００℃で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造した。その後、それぞれの熱延鋼板を６５０℃まで冷却し、６５０℃に維持された保温炉で１時間維持し、その後炉冷を行った。
【００９６】
上記冷却が完了した熱延鋼板の熱延割れ発生の有無を肉眼で観察し、その後６０℃、１７Ｖｏｌ％ＨＣｌ溶液で３０秒間酸洗を行って鋼板表面の酸化物を溶解した。このように酸洗が完了した鋼板を５０％の圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を製造した。
【００９７】
上記それぞれの冷延鋼板は、前処理により表面に残存する異物を除去し、下記表２の条件で１次再結晶焼鈍を行い、その後冷却した。上記１次再結晶焼鈍時の焼鈍炉内の雰囲気ガスは５％Ｈ２−Ｎ２条件に制御した。
【００９８】
上記１次再結晶焼鈍が完了した後、下記表２に示した条件で２次再結晶焼鈍及び溶融めっきを行った。このとき、焼鈍及び溶融めっきは直結型設備で行い、２次焼鈍時の焼鈍炉内の雰囲気ガスは５％Ｈ２−Ｎ２条件に制御した。また、２次焼鈍された鋼板がめっき浴に引き込まれる温度は、めっき浴の温度より１０℃高く設定した。
【００９９】
上記溶融めっきまで完了した後、エアナイフを用いて片面当たりのめっき付着量を６０ｇ／ｍ２に調整して冷却することにより、それぞれの溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０１００】
上記それぞれの溶融亜鉛めっき鋼板に対して、表面の不めっき部位の存在の有無及び程度を肉眼で観察して表面品質を評価し、その結果を下記表３に示した。
【０１０１】
また、鋼板のめっき密着性を評価するために、鋼板の表面に自動車構造用接着剤を塗布して乾燥させてから９０゜に曲げ、その後めっき鋼板が接着剤に付くかを確認してめっき密着性を評価し、その結果を下記表３に示した。
【０１０２】
さらに、それぞれの溶融亜鉛めっき鋼板をＪＩＳ５号で引張試験を行って鋼板の引張強度及び伸びを測定し、引張強度（ＭＰａ）と引張強度（ＴＳ）（ＭＰａ）×伸び（Ｅｌ）（％）に換算した値を下記表３に示した。
【０１０３】
一方、それぞれの溶融亜鉛めっき鋼板の素地鉄の表層部及び内部の組織相分率を測定するために、ＥＢＳＤ（電子後方散乱回折）とＸ線回折を用いた。ここで、素地鉄の表面から厚さ方向に０．３μｍ以内の地点で相分析を行って表層部の相分率とし、また、素地鉄の表面から厚さ方向に１０μｍ以内の地点で相分析を行って内部の相分率として下記表３に示した。
【０１０４】
さらに、それぞれの溶融亜鉛めっき鋼板の断面をＴＥＭで観察して、素地鉄内部の内部酸化物の成分、素地鉄の表面からの内部酸化物が存在する深さを測定し、下記表３に示した。
【０１０５】
さらに、溶接性評価のために、製造された溶融亜鉛めっき鋼板を２枚重ねてスポット溶接を行い、溶接された鋼板の断面をＳＥＭで観察して熱影響部の割れの大きさを測定し、そのうち最大の大きさを該当試片の液体金属脆化（ＬＭＥ）の大きさとして記録した。
【０１０６】
上記スポット溶接は、ＩＳＯ  １８２７８−２標準によって行い、溶接電流はＺｎ  Ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ電流より０．５ｋＡ低く設定した。
【０１０７】
【表１】
2019504196.tif 000002
【０１０８】
（上記成分組成Ｄを有する鋼板の場合、熱間圧延過程で割れが発生し、後工程の進行を中断した。）
【０１０９】
【表２】
2019504196.tif 000003
【０１１０】
【表３】
2019504196.tif 000004
2019504196.tif 000005
【０１１１】
（上記表３において、表面品質は、○：不めっき部位なし、△：直径１ｍｍ以下の不めっき存在、×：直径２ｍｍ超の不めっき存在の基準で評価し、めっき密着性は、○：めっき剥離なし、×：めっき剥離ありの基準で評価した。）
（上記表３において、Ｆはフェライト、γはオーステナイト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイトを意味する。）
【０１１２】
上記表１〜３に示したように、鋼の成分組成及び製造条件が本発明を満たす発明例１〜１２の場合は、素地鉄の表面から厚さ方向に２．９μｍ以内にＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ又はＣｒの内部酸化物が形成され、相対的に表面酸化が抑制できた。したがって、めっき表面品質及びめっき密着性に優れていた。
【０１１３】
また、発明例１〜１２は、９００ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、またＴＳ×Ｅｌの値が１６０００ＭＰａ％以上と高い値を有するため、材料特性に優れていた。
【０１１４】
特に、素地鋼板の内部組織が軟質相及び硬質相と共にオーステナイト相を所定の分率で含むことにより、高い強度及び伸びを有し、その表面ではフェライトを主相として含むことにより、スポット溶接時のＬＭＥの大きさが６７μｍ以下と良好であった。
【０１１５】
それに対して、比較例１は、鋼の成分組成のうちＭｎ含量が不十分な場合であって、製造条件が本発明を満たすことによりめっき表面品質とめっき密着性及びスポット溶接性は良好であったが、十分な強度を確保することはできなかった。
【０１１６】
比較例２は、１次再結晶焼鈍時の露点温度が−４０℃未満の場合であって、１次再結晶焼鈍過程でＳｉ含量の高い酸化物が形成され、後続の２次再結晶焼鈍が本発明の条件を満たしていてもめっき性が劣るため、最終的に不めっきが発生して表面品質が劣った。
【０１１７】
比較例３は、１次再結晶焼鈍時の露点温度が−２０℃超の場合であって、１次再結晶焼鈍過程で形成された内部酸化物により素地鉄の表層部でフェライト層の形成が抑制された。これにより、表層部の微細組織のフェライト相分率が３６％と低く、オーステナイト相が過剰に形成されることにより、溶接後のＬＭＥの大きさが１８８μｍであり、スポット溶接性が劣った。
【０１１８】
比較例４は、２次再結晶焼鈍時の炉内の露点温度が−２０℃より低い場合であって、焼鈍過程でＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒなどの表面酸化物が厚く形成され、めっき表面品質及びめっき密着性が劣った。また、素地鉄の表層部組織が本発明で意図する組織に形成されないことから、溶接後のＬＭＥの大きさが４６０μｍと非常に大きかった。
【０１１９】
比較例５は、２次再結晶焼鈍時の焼鈍温度が低い場合であって、素地鉄内部のフェライト相分率が高すぎ、オーステナイト相分率は低いため、材料特性が劣った。
【０１２０】
比較例６は、２次再結晶焼鈍後の冷却温度が高すぎる場合であって、素地鉄内部のオーステナイト相分率が低いため、材料特性が劣った。
【０１２１】
比較例７は、１次及び２次再結晶焼鈍時の露点温度が本発明で提案する温度より低い場合であって、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒなどが表面に拡散して外部酸化することにより、めっき性及びめっき密着性が劣った。また、表層部のフェライト相分率が低く、オーステナイト相分率は高いため、溶接後のＬＭＥの大きさが７３７μｍであり、溶接性が非常に劣った。
【０１２２】
比較例８は、鋼中のＭｎ含量が高すぎ、且つ２次再結晶焼鈍炉内の露点温度が低い場合であって、鋼中のＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどが表面に拡散して表面に厚い酸化物層を形成することにより、めっき性及びめっき密着性が不良であった。また、素地鉄の表層部のフェライト相分率が低く、オーステナイト相分率は高いため、溶接後のＬＭＥの大きさが６１２μｍであり、溶接性が非常に劣った。
【国際調査報告】
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2019504196.tif 000007
2019504196.tif 000008
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