(57)【要約】【課題】ＴＲＩＰ鋼をベースに、優れた加工性及び耐食性を有する高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供すること。【解決手段】Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％Ａｌ：０．６〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下に制限した鋼成分よりなり、ミクロ組織が、面積率で２０〜７５％のフェライト、５〜２５％の残留オーステナイトを含有し、前記フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下である合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、途中の熱処理及び溶融めっきの過程において、炭化物を粗大化させないようにして製造する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．２〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ａｌ：０．６〜２．０％、
Ｍｏ：０．０３〜０．５０％
を含有し、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００６％以下
に制限し、ミクロ組織が、面積率で２０〜７５％のフェライト、５〜２５％の残留オーステナイトを含有し、前記フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
さらに、
Ｔｉ：０．１５％以下、
Ｎｂ：０．０８％以下、
Ｖ：０．１０％以下
から選択された少なくとも１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下
から選択された少なくとも１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０５％以下
から選択された少なくとも１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
ミクロ組織において、ベイナイト分率又はベイニティックフェライト分率が７５%以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
ミクロ組織において、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトが２５％以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
鋼板の引張強度が９００ＭＰａ以上、引張強度と全伸びとの積が１９０００ＭＰａ・％以上、引張強度と一様伸びとの積が１４０００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の組成を有する鋼を、溶製して鋳造し、熱間圧延、冷間圧延を施した後、Ａc1〜Ａc3℃の温度域に１０ｓ以上保持した後、３〜２００℃／ｓにて冷却を行い、３００〜５５０℃の温度域にて、１５〜１２００ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行なうことを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項８に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、熱間圧延の仕上温度を１０００〜８５０℃とし、仕上げ後に６００℃以下の温度域まで１０〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、６００℃以下で巻き取ることを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項８又は９に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、冷間圧延の圧下率を４０〜８５％とすることを特徴とする延性及び耐食性に優れた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、優れた加工性及び耐食性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関わるものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、延性などが低下し、加工性が損なわれる。しかし、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度と延性とのバランスが必要である。最近では、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、延性にも優れる高強度鋼板が要求されるようになった。
また、自動車用の部材として使用を目的とした場合、耐食性を確保する観点から、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が望ましく、加工性及び耐食性に優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が望まれている。
【０００３】
このような要求に対して、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆるTRIP鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２、参照）。これらは、Ｃ量、Ｓｉ量、Al量等を高めて、残留オーステナイトの安定化と高強度化を図っている。
さらに、このTRIP鋼を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることがこれまでに提案されている(例えば、特許文献３参照)。しかし、強度レベルは９００ＭＰa未満であり、更なる高強度化が望まれている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開昭６１−２１７５２９号公報
【特許文献２】特開平５−５９４２９号公報
【特許文献３】特開２００７−７０６６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明の課題は、強度及び延性を確保するために、鋼板中に一定量以上の残中γを分散させたＴＲＩＰ鋼において、耐食性を向上させるために鋼板の上面に合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板を造りこみ、延性、特に一様伸びを向上させた、引張強度が９００ＭＰａ以上の耐食性に優れる高強度鋼板及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼の成分及び製造条件を最適化し、組織を制御することにより、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、延性、即ち、全伸び及び一様伸びにも優れ、かつ、耐食性に優れる鋼板の製造に成功した。そのような本発明の要旨は以下のとおりである。
【０００７】
（１）  質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％Ａｌ：０．６〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下に制限し、ミクロ組織が、面積率で２０〜７５％のフェライト、５〜２５％の残留オーステナイトを含有し、前記フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【０００８】
（２）  さらに、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．１０％以下から選択された少なくとも1種または2種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）  さらに、Ｂ：０．０１％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下から選択された少なくとも1種または2種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）  さらに、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下から選択された少なくとも１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【０００９】
（５）  ミクロ組織において、ベイナイト分率又はベイニティックフェライト分率が７５%以下であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）  ミクロ組織において、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトが２５％以下であることを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１０】
（７）  鋼板の引張強度が９００ＭＰａ以上、引張強度と全伸びとの積が１９０００ＭＰａ・％以上、引張強度と一様伸びとの積が１４０００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
（８）  （１）〜（４）のいずれかに記載の組成を有する鋼を、溶製して鋳造し、熱間圧延、冷間圧延を施した後、Ac1〜Ac3℃の温度域に１０ｓ以上保持した後、３〜２００℃／ｓにて冷却を行い、３００〜５５０℃の温度域にて、１５〜１２００ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行なうことを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）  （８）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、熱間圧延の仕上温度を１０００〜８５０℃とし、仕上げ後に６００℃以下の温度域まで１０〜１００℃/sの平均冷却速度で冷却し、６００℃以下で巻き取ることを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）  （８）又は（９）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、冷間圧延の圧下率を４０〜８５％とすることを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、延性及び耐食性に優れた高強度鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、特に、自動車の軽量化と安全性を両立し、かつ、耐食性も確保できることが可能になるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、Ｃ量を増加させ、且つ、Ｓｉ及びＡｌを添加し、更に、Ｍｏ及び／又Ｃｒを添加し、等温保持〜めっき浴中〜合金化中の炭化物の生成を十分に抑えることによって、鋼板中に残留オーステナイト量を十分確保し、鋼板の引張特性を格段に向上させることができることを見出して本発明を完成するに至った。
以下、本発明について順次説明する。
【００１４】
本発明の鋼板の成分について説明する。なお、各元素の含有量の％は、質量％を意味する。
Ｃは、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、極めて重要な元素である。引張強度を９００ＭＰａ以上、強度と均一伸びとの積が１４０００ＭＰa・％以上、且つ、強度と延性との積を１９０００ＭＰａ・％以上にするには、０．２０％以上のＣ量が必要となる。一方、Cが多すぎると溶接性を低下させたり、残留オーステナイトが多くなりすぎ、2次成形性や衝突安全性に問題が生じることがあるため上限を０．４０％以下とした。
【００１５】
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼鈍後の冷却時に炭化物が生成するのを防ぐ。また、オーステナイトを安定化させる元素であるため、残留オーステナイトを安定的に確保することが出来る。上記効果を得るためには１．０％以上のＭｎの添加が必要である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると延性を損なうため、Ｍｎ量の上限を３．０％とする。
【００１６】
Ｓｉは、焼鈍時にフェライトを安定化する元素であり、オーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。更に、Ｓｉは、冷却後の保持中に生じるベイナイトでの炭化物の生成を防止するためにも有効であり、未変態のオーステナイト相中にCを濃化させマルテンサイト変態温度を低下させる。また、脱酸元素としても重要である。このような効果を発揮させるためには０．２％以上を添加すること必要であるが、Ｓｉを過剰に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などの劣化を招くので、上限を１．５％以下とする。
【００１７】
Ａｌは、Ｓｉと同様、フェライトを安定化させる元素であり、脱酸元素としても重要である。また、ベイナイト変態を促進させるために重要な添加元素でもある。これらの効果を得るためには、Al量を０．６％以上添加する必要がある。しかし、Ａｌ量を過剰に添加しすぎると上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その上限を２．０％とした。なお、塗装性などを確保するには、Ａｌ量の上限を１．５％以下にすることが好ましい。
また、溶融亜鉛中に鋼板を入れた際のぬれ性は雰囲気とＳｉとＡｌの割合等で決まるため、上記範囲内で雰囲気に合わせた割合のＳｉとＡｌを添加する必要がある。
【００１８】
Ｐは、不純物であり、過剰に含有すると延性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ量の上限を０．０５％以下とする。
Ｓは、不純物であり、過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、加工性の劣化を招く。したがって、Ｓ量の上限を０．０２％以下とする。
Ｎは、不純物であり、０．００６％を超えると延性の劣化を招く。したがって、Ｎ量の上限を０．００６％以下とする。
【００１９】
Ｍｏは焼入れ性を向上させて鋼の強度を高める。また、合金化中のパーライト変態を抑制する。この効果を得るためには少なくとも０．０３％以上を添加することが必要である。一方、過剰に添加すると強度の上昇の効果は飽和し、延性が劣化することになり、また、合金コストの上昇にもつながる。したがってＭｏ量の上限を０．５%以下とする。
【００２０】
本発明は、以上のようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｏを含有し、Ｐ、Ｓ、Ｎを制限し、残部がＦｅと不可避的不純物よりなる成分を基本とするが、強度をより高めるなどの目的のために、更に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上やＢ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上、あるいは更に、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を必要に応じて添加してもよい。
【００２１】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは微細な窒化物、炭化物を析出して鋼を強化させるが、過剰に添加しすぎると、効果は飽和するのみならず、延性が劣化するので、各元素の上限を、Ｔｉ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１０％とした。
【００２２】
Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは焼入れ性を向上させて強度を高める。しかし、過剰に添加しすぎると強度の上昇の効果は飽和するし、延性の低下をもたらすことになるため、各元素の上限を、Ｂ≦０．０１％、Ｃｒ≦１．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％とした。ちなみに、ＣｒもＭｏと同様に合金化中に発生する炭化物を抑制する効果がある。
【００２３】
Ｃａは、硫化物の形態の制御に有効な元素であり、熱間加工性や延性の向上に寄与する。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し、コストが高くなるため、Ｃａの上限を０．０１％以下にすることが好ましい。
ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態の制御に有効な元素であり、加工性の改善に寄与する。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し、コストが高くなるため、ＲＥＭの上限を０．０５％以下にすることが好ましい。
【００２４】
次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の鋼板のミクロ組織はフェライト、残留オーステナイトを含有する。
【００２５】
フェライトは、延性に優れる組織であり、特に、一様伸びを高めるために、面積率で、２０％以上とする。一方、強度を確保するためには、フェライトの面積率を７５％以下にすることが必要である。なお、本発明の鋼板のフェライトは、軟質で延性及び耐食性に優れたポリゴナルフェライトである。
【００２６】
残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に一様伸びを高める組織であり、また、変態後は高強度のマルテンサイトとなるため強度を高める。上記効果を得るためには面積率で５％以上が必要である。一方、残留オーステナイトが２５％を超えると、多量のマルテンサイトが存在して二次性形成や衝突性に問題が生じることがある。したがって、残留オーステナイトの面積率の上限を２５％以下とする。
なお、残留オーステナイト中は平均炭素量が０．８%以上であることが必要である。０．８%未満ではオーステナイトの安定度が不十分でＴＲＩＰ現象を起こして成形性を良好にすることが出来ないからである。
【００２７】
更に、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを２５％以下含んでいてもよい。これらの組織は硬質の組織であり、強度の確保に有効である。しかし、本発明では、延性を確保するために、面積率で２５％以下を上限とする。
【００２８】
更に、ベイナイト或いはベイニティックフェライトを含む。これらの組織はγ中にＣを濃化させるために必要な組織であり１０％以上含む必要がある。ただし、多量にあると加工硬化特性が高いフェライト量が少なくなり均一伸びが減少するため、７５％以下に調整する必要がある。
なお、残部にはパーライトを含んでいても良い。上記組織分率が得られている場合には、その効果を発揮できる。
【００２９】
ミクロ組織の観察は、ナイタール腐食した試料を用いて、光学顕微鏡によって行う。
フェライトの面積率は、組織写真を画像解析して求める。また、光学顕微鏡で、パーライトが観察されないことを確認し、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの残部をベイナイトとする。
マルテンサイトは、光学顕微鏡では、残留オーステナイトとの判別が困難である。そのため、まず、レペラー腐食した試料を用いて、光学顕微鏡による組織観察を行い、画像解析によって残留オーステナイトとマルテンサイトの合計の面積率を求める。次に、残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線回折法によって測定する。そして、光学顕微鏡によって測定した残留オーステナイトとマルテンサイトの合計の面積率から、Ｘ線回折によって測定した残留オーステナイトの面積率を減じて算出する。
【００３０】
フェライトの平均結晶粒径は、１０μｍ以下にすることが好ましい。10μm以下にした場合、組織が微細になるため、高強度化するが、微細になった分均一化するため、歪が均一の導入されるため延性や穴拡げが良化する。
フェライトの結晶粒径は、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡によって組織写真を撮影し、切断法、画像処理によって求めることができる。
【００３１】
また、本発明の鋼板では、残留オーステナイトの平均結晶粒径は３μｍ以下となる。このような微細な組織は、ベイナイト主体の組織とする熱延鋼板に、冷間圧延及び焼鈍を施すことによって得ることができる。なお、ベイナイト主体の組織とは、ベイナイトの面積率が５０％超、好ましくは７０％以上の組織である。熱延鋼板の組織のベイナイトの残部は、マルテンサイト又はパーライトである。
【００３２】
次に、本発明の鋼板の引張特性について説明する。
引張強度は、９００ＭＰａ以上であることが好ましい。これは、鋼板を自動車のメンバー類やピラー類の素材として使用する際、高強度化によって板厚を減少させ、軽量化に寄与するためである。また、加工性を確保するためには、延性が必要であり、引張強度と全伸びとの積を１９０００ＭＰａ・％以上にすることが好ましい。また、張出成形性を高めるには、一様伸びが必要であり、引張強度と一様伸びとの積を１４０００ＭＰａ・％以上にすることが好ましい。
【００３３】
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板は、鋼を常法で溶製し、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延し、熱延鋼板に、酸洗、冷間圧延、焼鈍を施して製造する。熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行い、冷間圧延後の焼鈍は、連続焼鈍ラインで行う。更に、冷延鋼板には、スキンパス圧延を行ってもよい。
【００３４】
溶鋼は通常の高炉法で溶製されたものの他、電炉法のようにスクラップを多量に使用したものでもよい。鋼片は、通常の連続鋳造プロセスで製造されたスラブでもよいし、薄スラブ鋳造で製造された薄スラブでもよい。
【００３５】
鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。鋼片の加熱温度は特に規定しないが、変形抵抗を低下させるために、１０００℃以上にすることが好ましい。また、炭化物を固溶させるために、加熱温度を１０５０℃以上にすることが更に好ましい。鋼片の加熱温度の上限は、粒径の粗大化を抑制するために、１２５０℃以下にすることが好ましい。
【００３６】
熱間圧延の仕上温度は、高すぎるとスケール形成を助長し、製品の表面品位及び耐食性等に悪影響を及ぼす。したがって、熱間圧延の仕上温度を１０００℃以下とする。一方、熱間圧延の仕上温度が８５０℃未満であると、（α＋γ）二相域圧延となり、板の形状が悪くなる場合があるため、仕上温度を８５０℃以上とする。
【００３７】
仕上圧延を行った後、冷却し、巻取り、コイルとする。冷却速度は規定しないが、層状のパーライトを抑制するために、1０℃／ｓ以上にすることが好ましい。更に、粒径を微細化するには、冷却速度は３０℃／ｓ以上が好ましい。冷却速度の上限は、巻取温度を精度良く制御するために、１００℃／ｓ以下が好ましい。
冷却後の巻取温度を６００℃以下とする。巻取温度が６００℃を超えると、パーライトが増加し、冷延鋼板のフェライトの平均粒径が１０μｍ超になるためである。
【００３８】
冷間圧延は、焼鈍後のミクロ組織を微細化するため、圧下率を４０％以上とする。一方、冷間圧延の圧下率は、８５％を超えると、加工硬化によって負荷が高くなり、生産性を損なう。したがって、冷間圧延の圧下率は、４０〜８５％とする。
【００３９】
冷間圧延後、焼鈍を施す。本発明では、鋼板のミクロ組織を制御するために、焼鈍の加熱温度及び冷却条件が極めて重要である。
【００４０】
焼鈍の加熱は、冷間圧延によって形成された加工組織を再結晶させ、Ｃ等のオーステナイト安定化元素をオーステナイトに濃化させることを目的とする。本発明では、焼鈍の加熱温度は、フェライトとオーステナイトとが共存する温度とする。焼鈍の加熱温度がＡc1未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が、少なく、鋼板中に十分な残留オーステナイトを残すことが出来ない。また、焼鈍の高温化は結晶粒の粗大化を招くので焼鈍温度の上限をＡc3とした。
【００４１】
焼鈍の保持時間は、炭化物を十分に固溶させ、オーステナイトのＣ量を確保するために、１０ｓ以上保持する必要がある。一方、焼鈍の保持時間は、３００ｓを超えると生産性が低下する。したがって、焼鈍の保持時間は、１０〜３００ｓとすることが好ましい。
【００４２】
焼鈍後の冷却は、オーステナイト相からフェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイト相中にCを濃化させてオーステナイトの安定化を図るのに重要である。この冷却速度を３℃／ｓ未満にするとパーライトが生成してしまう。一方、冷却速度が２００℃／ｓ超の場合にはフェライト変態を十分進行させることが出来ないので焼鈍後の冷却速度は３〜２００℃／ｓとする。
【００４３】
冷却温度は３００〜５５０℃とする。３００℃未満ではマルテンサイトが発生しやすくなるからであり、５５０℃を超えるとベイナイト変態を進行させることが困難となるからであり、又、ベイナイト変態中にセメンタイトを生成しやすいためである。
【００４４】
そしてその鋼板をその温度域で１５〜１２００ｓ保持する。１５ｓ未満では、ベイナイト変態を十分生成させることが出来ないからであり、１２００ｓまでの保持で目的とするベイナイト量を生成させることが出来るからである。また、１２００ｓを超えると炭化物が生成してしまう。
【００４５】
以上のようにして製造した冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬してめっきを施す。浴の温度は４５０〜４７５℃とする。４５０℃より低い場合には、溶融亜鉛の粘度が高く、ワイピングでの払拭に適さない、ボトムドロスを生じやすいなどの問題があるからであり、一方、４７５℃を超えて高い場合には酸化亜鉛の生成の増大、亜鉛蒸気量の増大などの問題を生じるからである。
【００４６】
引き続いて４７０〜６００℃の温度で合金化処理を行う。合金化処理温度が４７０℃未満の場合には合金化が進行しないが、或いは合金化の進行が不十分で合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが出来ず、鋼板の表面が加工性の劣るη相やζ相に覆われるためである。また、処理温度が６００℃を超えて高い場合には、合金化が進みすぎて加工時におけるめっき密着力が低下したり、また、合金化中に合金化前のオーステナイトが炭化物を含むベイナイトやパーライトに変態してしまい引張特性が劣化したりするためである。
【００４７】
以上のように鋼板を製造することによって、成形性と耐食性に優れた９００ＭＰａ以上の高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【実施例】
【００４８】
表１に示す成分の鋼片を用いて、表２に示す条件で冷延鋼板を製造した。得られた鋼板のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの面積率は、光学顕微鏡による観察と、Ｘ線回折法によって測定した。パーライトが観察された場合は、ベイナイトの面積率及びパーライトの面積率を光学顕微鏡によって求めた。フェライトの結晶粒径は、光学顕微鏡写真を用いて、又は粒径が３μｍ以下である場合は走査型電子顕微鏡写真を用いて、画像処理によって求めた。ミクロ組織を表３に示す。
【００４９】
鋼板の引張り特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行い、評価した。
溶融亜鉛めっき鋼板の表面の欠陥発生率に基づき、耐食試験前の外観を不めっきや疵や模様の有無の程度により５段階評価した。
また、耐食試験は、めっき後試料表面にカッターナイフで長さ１ｃｍの疵をつけて、乾・湿々のサイクル試験を１０サイクルまで行い、再度外観の発錆の程度により5段階評価をした。評点１〜５はそれぞれ、めっきの外観は不めっきの発生状態及び疵や模様の欠陥発生状態や腐食性生物形成を目視又は拡大鏡や顕微鏡を用いて評価した。
【００５０】
評価指標は以下の通りである。
評点５：不めっき、疵や模様、腐食試験後の発錆はほとんどなし
評点４：不めっき、疵や模様、腐食試験後の発錆は微小(面積率で１０％以下)
評点３：不めっき、疵や模様、腐食試験後の発錆は小(面積率で１０％超)
評点２：不めっき、疵や模様、腐食試験後の発錆は多数(面積率で5０％以下)
評点１：めっき濡れず又は、腐食試験後、前面で錆発生。
【００５１】
また、Ａc1、Ａc3は、各成分の含有量（質量％）を用いた以下の式により求めた。（参考文献「鉄鋼材料学」：W.C.Leslie著、幸田成康監訳、丸善p273）
Ａc1=723-10.7×Mn%-16.9×Ni%＋29.1×Si%＋16.9×Cr％＋6.38×W％
Ａc3=910-203×√（C％）―15.2×Ni%＋44.7×Si%＋104×V％＋31.5×Mo％＋13.1×W％−30×Mn％−11×Cr％＋20×Cu％＋700P％＋400×Al％
【００５２】
【表１】
2011017046.tif 000002
【００５３】
【表２】
2011017046.tif 000003
【００５４】
【表３】
2011017046.tif 000004
【００５５】
以下、試験結果について説明する。
鋼種Ａ〜Ｌは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼種ＮではＣ量が少なく、処理番号１７、１８に示すように安定な残留オーステナイトを確保できず、引張特性が悪い。鋼種Ｏ，Ｑ，Ｒでは、それぞれＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ量が少なく、めっき浴〜合金化処理中に炭化物が生成し、処理番号１９，２１，２２に示すように、残留オーステナイトを確保できず引張特性が悪い。鋼種ＰではＭｎ量が少なく焼入れ性が悪いため、焼鈍からの冷却の際にパーライトが生成し、処理番号２０に示すように残留オーステナイトを確保できず引張特性が悪い。鋼種Ｓでは添加するＳｉ量が多く、表面にＳｉ酸化物ができるため、めっきの濡れ性が低くなり、処理番号２３に示すように外観評点の低いものとなってしまった。鋼種Ｔでは添加するＭｏ量が本発明の範囲内より高い。このため処理番号２４に示すように、熱延中に割れが多発してしまった。
【００５６】
処理番号２５のものは仕上げ温度が低く、且つ巻取り温度が本発明の範囲内より高い。このため、表に示すとおり粒径が粗大になり、鋼板の特性が劣化する。
処理番号２６のものは、仕上げ圧延後の平均冷却速度が遅く、熱延板組織がフェライト−パーライトの粗大な粒となり、最終的に得られる組織も粒径が粗大となり、引張特性が劣化する。
処理番号２７，２８のものは冷延率が本発明の範囲からはずれており、表に示すとおり粒径が粗大になり、鋼板の特性が劣化する。
処理番号２９，３０のものは、焼鈍温度が本発明範囲を外れている。このため、フェライトが少なくなり、加工硬化特性が悪くなるため、引張特性が劣化する。
【００５７】
処理番号３１、３２，３３，３４のものは焼鈍後の冷却速度が遅く、当該冷却中にパーライト変態し、残留オーステナイトを確保することが出来ず引張特性が悪い。
処理番号３５，３６，３７は保持温度が高く、当該保持中にセメンタイトが析出するため残留オーステナイトを確保することが出来ず、引張特性が悪い。
処理番号３８，３９は合金化温度が本発明の範囲よりも高く、当該合金化中にパーライト変態するため、残留オーステナイトを確保することが出来ず、引張特性が悪い。
処理番号４０は保持時間が短く、オーステナイト中にＣが濃化せずオーステナイトを安定化できないため、マルテンサイト量が本発明の範囲からはずれ高強度で低延性となる。
処理番号４１は焼鈍の時間が短いため、炭化物が十分固溶せず、オーステナイト中のC量も確保できない。したがって、残留オーステナイト量が本発明の範囲からはずれ、引張特性が悪くなる。
【００５８】
以上のような比較鋼に対して、処理番号１〜１６のものは供試鋼の化学成分が適正であって、スラブの冷却、熱延、焼鈍、めっき等の諸条件が本発明の範囲内にあったので、粒径が１０μ以下になり、また適度な残留オーステナイトを確保することが出来、材質が優れる。その結果、外観評点、発錆評点のどれも高く、強度、延性バランスに優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を作製することが出来た。