(57)【要約】【課題】1270MPa以上の引張強度を有し、かつ、曲げ性と耐遅れ破壊性とに優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、C:0.08〜0.20％、Si:0.001〜0.35％、Mn:2.55〜3.50％、P:0.1％以下、S:0.01％以下、sol.Al:0.001〜0.5％、N:0.02％以下、Ti:0.02〜0.30％、V:0.02〜0.50％、B:0.0021〜0.0150％、Nb:0〜0.30％、Cr:0〜2.0％、Mo:0〜2.0％、Cu:0〜2.0％、Ni:0〜2.0％、Ca:0〜0.01％、REM:0〜0.1％、Bi:0〜0.05％、残部:Feおよび不純物である化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの体積率が７％以下であるミクロ組織を有し、圧延直角方向の引張強度が1270MPa以上、降伏比が0.65〜0.90である溶融亜鉛めっき鋼板。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．００１〜０．３５％、Ｍｎ：２．５５〜３．５０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３０％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｂ：０．００２１〜０．０１５０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜２．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｃａ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．１％、Ｂｉ：０〜０．０５％、残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有するとともに、
残留オーステナイトの体積率が７％以下であるミクロ組織を有し、
圧延直角方向の引張強度が１２７０ＭＰａ以上、降伏比が０．６５〜０．９０である溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％
を含有する請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜２．０％および
Ｍｏ：０．００１〜２．０％
から選択される１種または２種を含有する請求項１または請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．００１〜２．０％および
Ｎｉ：０．００１〜２．０％
から選択される１種または２種を含有する請求項１から請求項３までのいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．１％
から選択される１種または２種を含有する請求項１から請求項４までのいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記化学組成が、質量％で、
Ｂｉ：０．０００１〜０．０５％
を含有する請求項１から請求項５までのいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
請求項１から請求項６までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼板に、７２０〜７８０℃の温度域における加熱速度を２℃／秒以上として７８０〜９５０℃に加熱し、ついで、０．２〜８０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却し、さらに該鋼板のめっき浴への侵入温度を４００〜５００℃として溶融亜鉛めっきを行う、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、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に係り、特に、１２７０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。なお、本発明において、溶融亜鉛めっき鋼板には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が含まれる。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車分野においては、地球環境保護の観点から燃費向上が、また、乗員の安全性確保の観点から衝撃吸収性向上が求められており、例えばロッカーレインフォース等の自動車部品に１２７０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板をロールフォーミングにて適用しようとする動きがある。
【０００３】
このような部位へ適用される鋼板には、高い強度に加え良好な曲げ性と耐食性とが必要とされるため、１２７０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、曲げ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板への要望が強い。
【０００４】
１２７０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板について、例えば、特許文献１にはＳｉを強化元素として活用する方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｍｎ、ＣｒまたはＭｏを多量に含有させることで強度を確保する方法が開示されている。さらに、特許文献３には、Ｖを多量に含有させることで強度を確保する方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−１２６７７０号公報
【特許文献２】特開２００９−１２０８７８号公報
【特許文献３】特開２００６−１８３１４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、Ｓｉは表層に酸化物を生成しやすいため良好なめっき性を得るのは難しく、また残留オーステナイトが残りやすいため、靱性の劣化および遅れ破壊の発生等の問題がある。
【０００７】
また、特許文献２に記載の鋼板は、曲げ性および耐遅れ破壊性が十分ではない。それに加えて、Ｍｎ、ＣｒまたはＭｏを多量に含有させるため、コストの増大を招くという問題がある。
【０００８】
さらに、特許文献３に記載の技術では、高強度化へのＢの活用が不十分であるため、１２７０ＭＰａ以上の高強度を得るにはＣ含有量を高くする必要があり、溶接性が劣化するという問題がある。
【０００９】
本発明は、１２７０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、曲げ性と耐遅れ破壊性とに優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
溶融亜鉛めっき鋼板の製造法においては、鋼板の平坦度を確保しめっき付着量を均一にするため、焼鈍後の冷却には、水冷ではなく比較的冷却速度が遅いガスジェット冷却等の冷却方法が用いられる。冷却速度が遅いと高い強度が得られにくいので、強度確保のためにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素を多量に含有させる必要があり、その結果良好な耐遅れ破壊性および靱性を確保することが困難となる。
【００１１】
本発明者らは、上記の問題点を解決するために鋭意検討を行った結果、以下の新たな知見を得るに至った。
【００１２】
焼入れ性を高める元素のうち、Ｂは他の元素に比して、耐遅れ破壊性を低下させる効果が小さい。また、Ｍｎ、ＴｉおよびＶの含有量を適正化させるとともに、２１ｐｐｍ以上の多量のＢを含有させることにより、耐遅れ破壊性の低下を抑制しつつ、さらなる高強度化を図ることが可能となる。
【００１３】
通常であれば、Ｂ含有量の増加に伴う高強度化の作用効果は、極少量のＢ含有量で飽和する。しかし、ＴｉまたはＶの作用により焼鈍時のオーステナイト粒が細粒化することで、強度および靱性が向上するとともに、Ｂが偏析するオーステナイト粒の粒界面積が増加し、Ｂを２１ｐｐｍ以上という高濃度で含有させた場合においても、Ｂ含有量の増加に伴う高強度化の効果が発現する。
【００１４】
ここで、上記機構により細粒となったオーステナイトにおいてＢによる焼入性向上作用を十分に発揮させるには、Ｍｎ含有量を２．５５％以上とすることが必要である。
【００１５】
また、Ｔｉのみを含有させると熱延鋼板が過度に硬質化してしまい、冷間圧延を施す場合において破断等の問題が生じるおそれがあるが、Ｖを併せて含有させることにより、熱延鋼板の過度な硬質化を抑制しつつ、上述したＢを多量に含有させることによる高強度化の作用効果を発現させることが可能となる。したがって、ＴｉおよびＶを含有させることが必要である。
【００１６】
このように、ＴｉおよびＶを含有させると、これらの作用により鋼中に生成する析出物が水素のトラップサイトとなり、耐遅れ破壊性が改善される。
【００１７】
さらに、ミクロ組織および析出物の細粒化によって水素のトラップサイトが増加し、耐遅れ破壊性が改善される。ミクロ組織および析出物の細粒化は、溶融亜鉛めっき処理の焼鈍加熱工程において、二相域での加熱速度を上げることで実現され、最終製品の降伏比を測定することにより斯かる状態が実現されているかを判断することができる。具体的には、ミクロ組織および析出物の細粒化に伴い降伏比が上昇し、降伏比が０．６５以上となる場合において耐遅れ破壊性が良好と判断される。なお、降伏比とは降伏強度の値を引張強度の値で除することにより算出される。降伏強度とは、下降伏点のことを意味し、連続降伏する鋼板に対しては０．２％耐力のことを意味する。
【００１８】
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を要旨とする。
【００１９】
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．００１〜０．３５％、Ｍｎ：２．５５〜３．５０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３０％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｂ：０．００２１〜０．０１５０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜２．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｃａ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．１％、Ｂｉ：０〜０．０５％、残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有するとともに、
残留オーステナイトの体積率が７％以下であるミクロ組織を有し、
圧延直角方向の引張強度が１２７０ＭＰａ以上、降伏比が０．６５〜０．９０である溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％
を含有する上記（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜２．０％および
Ｍｏ：０．００１〜２．０％
から選択される１種または２種を含有する上記（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２２】
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．００１〜２．０％および
Ｎｉ：０．００１〜２．０％
から選択される１種または２種を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．１％
から選択される１種または２種を含有する上記（１）から（４）までのいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２４】
（６）前記化学組成が、質量％で、
Ｂｉ：０．０００１〜０．０５％
を含有する上記（１）から（５）までのいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２５】
（７）上記（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼板に、７２０〜７８０℃の温度域における加熱速度を２℃／秒以上として７８０〜９５０℃に加熱し、ついで、０．２〜８０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却し、さらに該鋼板のめっき浴への侵入温度を４００〜５００℃として溶融亜鉛めっきを行う、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、１２７０ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、かつ、曲げ性と耐遅れ破壊性とに優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。したがって本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、ロッカーレインフォース等の自動車の構造部品用途に最適である。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２８】
（Ａ）鋼板の化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００２９】
Ｃ：０．０８〜０．２０％
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では１２７０ＭＰａ以上の引張強度を確保すること困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、靱性および溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。Ｃ含有量は０．１２％以上であるのが好ましく、０．１８％以下であるのが好ましい。
【００３０】
Ｓｉ：０．００１〜０．３５％
Ｓｉは、鋼板の強度を高める作用を有するとともに、フェライトを強化し、組織を均一化し、加工性を改善するのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．３５％超では、溶融めっきでの不めっきの発生が問題になるとともに、靱性、溶接性、耐遅れ破壊性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．３５％以下とする。
【００３１】
Ｍｎ：２．５５〜３．５０％
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。さらに、本発明においては、後述するＢとの相互作用により鋼板の高強度化を促進するという重要な作用を有する。Ｍｎ含有量が２．５５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は２．５５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．５０％超では、靱性、溶接性、耐遅れ破壊性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．６０％以上であるのが好ましく、２．７０％以上であるのがより好ましい。
【００３２】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、一般に不純物として含有され、靱性を劣化させる元素である。Ｐ含有量が０．１％超では、靭性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。Ｐ含有量は０．０２％以下であるのが好ましい。
【００３３】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、一般に不純物として含有され、鋼中でＭｎＳを形成し、耐遅れ破壊性および穴広げ性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０１％超では、耐遅れ破壊性および穴広げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下であるのが好ましく、０．００１２％以下であるのがより好ましい。
【００３４】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ａｌは、鋼を脱酸する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５％超では、介在物が増加して加工性が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５％以下とする。
【００３５】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、一般に不純物として含有され、連続鋳造中に窒化物を形成してスラブのひび割れの原因となる。Ｎ含有量が０．０２％超では、スラブのひび割れが著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０２％以下とする。
【００３６】
Ｔｉ：０．０２〜０．３０％
Ｔｉは、鋼中でＮと結合して窒化物を形成し、Ｂが窒化物となって後述するＢの効果が損なわれることを防止する作用を有する元素である。また、焼鈍時のオーステナイトを細粒化させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０．０２％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％超では、熱延鋼板が過度に硬質化してしまい、冷間圧延を施す場合には冷間圧延性を阻害する。したがって、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８％以下であるのが好ましい。
【００３７】
Ｖ：０．０２〜０．５０％
Ｖは、鋼中に析出物を形成し、ミクロ組織を微細化する作用を有する元素である。また、鋼中に形成した析出物は水素のトラップサイトとなり、耐遅れ破壊性を改善する作用も有する。さらに、含有量の増加に伴う熱延鋼板の強度上昇は緩やかであり、冷間圧延を施す場合には冷間圧延性をあまり阻害しない。Ｖ含有量が０．０２％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｖ含有量は０．０２％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．５０％超では、上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．３０％以下であるのが好ましい。
【００３８】
Ｂ：０．００２１〜０．０１５０％
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの核生成を抑制して焼き入れ性を高めることにより、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、Ｂは他の元素に比して微量の含有で１２７０ＭＰａ以上の引張強度を得ることを可能にし、良好な耐遅れ破壊性を確保するうえで有効な元素である。Ｂ含有量が０．００２１％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難である。したがって、Ｂ含有量は０．００２１％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１５０％超では、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｂ含有量は０．０１５０％以下とする。Ｂ含有量は０．００２５％以上であるのが好ましく、０．００３０％以上であるのがより好ましい。また、Ｂ含有量は０．００６０％以下であるのが好ましい。
【００３９】
Ｎｂ：０〜０．３０％
Ｎｂは、Ｖと同様に鋼中に析出物を形成し、ミクロ組織を微細化する作用を有する元素である。したがって、必要に応じてＮｂを含有させても良い。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．３０％超では、熱延鋼板の過度な硬質化を招き、冷間圧延を施す場合には冷間圧延性を阻害する。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は０．３０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得たい場合には、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃｒ：０〜２．０％
Ｍｏ：０〜２．０％
ＣｒおよびＭｏは、Ｍｎと同様にオ−ステナイトを安定化することで変態強化を促進する働きがあり、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。したがって、必要に応じてこれらの元素から選択される１種または２種を含有させても良い。しかしながら、上記上限値を超えて含有させると、いずれも化成処理性の低下を招くおそれがある。したがって、含有させる場合のＣｒおよびＭｏの含有量は２．０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得たい場合には、少なくともいずれかの元素の含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００４１】
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｎｉ：０〜２．０％
ＣｕおよびＮｉは、腐食抑制作用を有し、表面に濃化して水素の侵入を抑えることで、耐遅れ破壊性を向上させる作用を有する元素である。したがって、必要に応じてこれらの元素から選択される１種または２種を含有させても良い。しかしながら、上記上限値を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、含有させる場合のＣｕおよびＮｉの含有量は２．０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得たい場合には、少なくともいずれかの元素の含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００４２】
Ｃａ：０〜０．０１％
ＲＥＭ：０〜０．１％
ＣａおよびＲＥＭは、鋼中においてＳと結合し、硫化物を球状化させることにより局部延性を向上させる作用を有する。したがって、必要に応じてこれらの元素から選択される１種または２種を含有させても良い。しかしながら、上記上限値を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、含有させる場合のＣａ含有量は０．０１％以下とし、ＲＥＭの含有量は０．１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得たい場合には、少なくともいずれかの元素の含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味する。
【００４３】
Ｂｉ：０〜０．０５％
Ｍｎ等がミクロ偏析すると、硬さの不均一なバンド組織が発達して加工性を低下させる。Ｂｉは、凝固界面に濃化してデンドライト間隔を狭くし、凝固偏析を小さくする作用を有する元素である。したがって、必要に応じてＢｉを含有させても良い。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．０５％超では、表面性状が劣化するおそれがある。したがって、含有させる場合のＢｉ含有量は０．０５％以下とする。Ｂｉ含有量は０．０１％以下であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのより好ましい。上記作用による効果をより確実に得たい場合にはＢｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００３％以上とすることがより好ましい。
【００４４】
本発明の鋼板は、上記のＣからＢｉまでの元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなる化学組成を有する。
【００４５】
ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４６】
（Ｂ）鋼板のミクロ組織
残留オーステナイト体積率：７％以下
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに変態して水素を放出し、耐遅れ破壊性を悪化させる作用を有する。残留オーステナイトの体積率が７％超では、１２７０ＭＰａ以上の高い引張強度下において良好な耐遅れ破壊性を確保することが困難である。したがって、残留オーステナイトの体積率は７％以下とする。残留オーステナイトの体積率以外のミクロ組織については特に規定しないが、ミクロ組織の不均一性に伴う曲げ性の劣化を防止するために、ポリゴナルフェライトの体積率を１５％以下とすることが好ましい。
【００４７】
（Ｃ）溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性
圧延直角方向の引張強度：１２７０ＭＰａ以上
圧延直角方向の引張強度が１２７０ＭＰａ未満では、衝撃吸収性が不足し、近年のさらなる高強度化の要請に応えることができない。したがって、圧延直角方向の引張強度は１２７０ＭＰａ以上とする。なお、圧延直角方向とは、圧延方向と直行する方向のことを意味する。
【００４８】
圧延直角方向の降伏比：０．６５〜０．９０
圧延直角方向の降伏比が０．６５未満であると、粗大粒の生成または析出物の粗大化により、曲げ性および耐遅れ破壊性が著しく劣化する。したがって、圧延直角方向の降伏比は０．６５以上とする。一方、降伏比が０．９０を超えると、未再結晶粒の増加により耐遅れ破壊性が著しく劣化する。したがって、圧延直角方向の降伏比は０．９０以下とする。圧延直角方向の降伏比は０．７０以上であるのが好ましい。
【００４９】
（Ｄ）製造条件
本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、その製造方法は特に限定されない。例えば、以下に説明される製造方法によって製造することができる。
【００５０】
上記化学組成を有する鋼板に、７２０〜７８０℃の温度域における加熱速度を２℃／秒以上として７８０〜９５０℃に加熱し、ついで、０．２〜８０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却し、さらに鋼板のめっき浴への侵入温度を４００〜５００℃として溶融亜鉛めっきを行う。
【００５１】
７２０〜７８０℃の温度域は、フェライトとオーステナイトとの二相域を含む温度域であり、当該温度域における加熱速度が２℃／秒未満では、先に析出したオーステナイトが成長して粗大粒が生成したり、析出物が粗大化したりして、曲げ性および耐遅れ破壊性が劣化する場合がある。したがって、上記温度域における加熱速度は２℃／秒以上とするのが好ましい。上記温度域における加熱速度は３℃／秒以上とするのがより好ましく、５℃／秒以上とするのがさらに好ましい。上記温度域における加熱速度の上限は特に規定する必要はないが、上記温度域における加熱速度を５０℃／秒超とするには、過大な設備が必要になるので好ましくない。したがって、上記温度域における加熱速度は５０℃／秒以下とすることが好ましい。
【００５２】
最高加熱温度が７８０℃未満では、オーステナイト化が不十分となり強度が不足する場合がある。また、溶融亜鉛めっき処理を施す鋼板が冷延鋼板である場合に、最終製品において未再結晶粒が多数残存し、伸びが低下するとともに耐遅れ破壊性も劣化するおそれがある。したがって、最高加熱温度は７８０℃以上とするのが好ましく、８２０℃以上とするのがより好ましい。一方、最高加熱温度が９５０℃超では、オーステナイトが粗大化して耐遅れ破壊性を劣化させる。したがって、加熱温度は９５０℃以下とするのが好ましく、９００℃以下とするのがより好ましい。
【００５３】
最高加熱温度から６００℃までの平均冷却速度が０．２℃／秒未満では、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、良好な耐遅れ破壊性が得られない場合がある。また、硬質相が十分得られなかったり、炭化物が過剰に析出したりして、目的とする高い強度を確保することが困難となる場合がある。したがって、最高加熱温度から６００℃までの平均冷却速度は０．２℃／秒以上とするのが好ましく、５℃／秒以上とするのがより好ましい。
【００５４】
一方、最高加熱温度から６００℃までの平均冷却速度が８０℃／秒超では、平坦が悪化してめっき付着量にムラが発生したり、板がばたついて通板性が悪化したりするおそれがある。したがって、最高加熱温度から６００℃までの平均冷却速度は８０℃／秒以下とするのが好ましく、６０℃／秒以下とするのがより好ましい。
【００５５】
なお、最高加熱温度からの冷却停止温度が６００℃超では、細粒化が不十分になったり析出物が粗大になったりして耐遅れ破壊性が劣化する。したがって、最高加熱温度からの冷却は少なくとも６００℃まで行うのが好ましい。最高加熱温度からの冷却停止温度の下限は特に規定する必要はないが、焼き戻しマルテンサイトの生成を抑制して高い強度をより確実に確保する観点または、炭化物の粗大化を抑制してより良好な耐遅れ破壊性を確保する観点からは、１５０℃以上とすることが好ましい。
【００５６】
亜鉛付着量を均一化するために、冷却停止後に等温保持を行っても良い。等温保持時間が長すぎると残留オーステナイトが過剰に残存し、良好な耐遅れ破壊性が得られない場合があるため、等温保持時間は４００秒間以内とすることが好ましい。
【００５７】
最高加熱温度からの冷却を行った後に溶融亜鉛めっきを行うが、めっき浴に浸漬する際の鋼板温度が４００℃未満では、亜鉛付着量にばらつきが生じやすい。したがって、溶融亜鉛めっき浴に浸漬させる際の鋼板温度は４００℃以上とするのが好ましい。一方、溶融亜鉛めっき浴に浸漬させる際の鋼板温度が５００℃超では、鋼板とめっき層との界面における合金化が過度に進行し、めっき密着性が劣化することがある。したがって、溶融亜鉛めっき浴に浸漬させる際の鋼板温度は５００℃以下とするのが好ましい。
【００５８】
溶融亜鉛めっき浴に浸漬させた後は、ガスワイピング等により亜鉛付着量を所定値に制御し、必要に応じて合金化処理した後、室温まで冷却する。
【００５９】
さらに平坦矯正および表面粗さ調整等のためスキンパスおよび／またはレベラーを施しても何ら問題がなく、塗油または潤滑作用のある皮膜を施しても構わない。
【００６０】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００６１】
表１に示す化学組成を有する鋼を実験炉で溶製し、厚みが４０ｍｍのスラブを作製した。さらに加熱温度１２５０℃、仕上温度９１０℃の熱間圧延後、約３０℃／秒の水スプレー冷却を施し、巻取温度を６６０℃として、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。巻き取りは、巻取温度まで水スプレー冷却後に炉に装入し、巻取温度で６０分保持した後、２０℃／時の冷却速度で２００℃以下まで炉冷することにより実際の工程を模擬した。その後、酸洗によりスケールを除去し、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延を施した。このようにして得られた鋼板から試験材を採取し、連続溶融亜鉛めっき鋼板製造工程を模擬した熱処理を施した。焼鈍は７００℃まで５℃／秒で加熱後、表２に示す条件で焼鈍温度（最高加熱温度）まで加熱し、その後１次冷却を行った。一部の試験材においては等温保持を行ってから、引き続き５℃／秒で溶融めっき浴温である４６０℃まで冷却し溶融亜鉛めっき処理を施した。その後、一部の試験材についてはさらに合金化処理を行って、１０℃／秒で室温まで冷却した。
【００６２】
【表１】
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【００６３】
【表２】
2015063710.tif 000003
【００６４】
引張試験では、得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるように日本工業規格ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定される５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。降伏比（ＹＲ）はＹＳをＴＳで除することにより求めた。残留オーステナイト量は基材である鋼板とめっき層との境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置においてＸ線回折試験を行い測定した。また、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６に従い、穴広げ試験を行った。
【００６５】
次に、両面研削により板厚を１．０ｍｍにした試験片に深さ０．２ｍｍのＵノッチを付与し、ノッチが無い場合に表面歪みが１．４％となる４点曲げの状態で固定し、３５℃の０．１％チオシアン酸アンモニウム水溶液に７日間浸漬して割れの有無を判定し耐遅れ破壊性を評価した。さらに、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に従い、圧延方向に直交する方向を長手方向とする３号曲げ試験片を採取し、Ｖブロック法により曲げ試験を行った。押し金具の先端半径は２．０〜６．０ｍｍの範囲で０．５ｍｍピッチで変化させた。曲げ試験後、試験片の頂部をマイクロスコープを用いて観察し、割れが認められなかった押し金具の最小半径を限界曲げＲとした。
【００６６】
なお、本発明においては、Ｅｌが７％以上であった場合を延性に優れると判断した。また、穴広げ試験における穴広げ率が３０％以上であった場合を穴広げ性に優れると判断した。そして、曲げ試験における限界曲げＲが３．０ｍｍ以下であった場合を曲げ性に優れると判断した。以上の結果を表３に示す。
【００６７】
【表３】
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【００６８】
本発明例である試験Ｎｏ．１〜１３および１９〜３０の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度で１２７０ＭＰａ以上の高い強度と良好な耐遅れ破壊性とを示した。また、曲げ性、延性および穴広げ性も良好であった。
【００６９】
これに対し、Ｂが添加されていない試験Ｎｏ．１６およびＭｎ含有量が低い試験Ｎｏ．１４は引張強度が低く、Ｓｉを多量に含有する試験Ｎｏ．１５、Ｖが添加されていない試験Ｎｏ．１７およびＴｉが添加されていない試験Ｎｏ．１８はＹＲが低く、耐遅れ破壊特性および曲げ性に劣る結果となった。
【００７０】
また、試験Ｎｏ．３１および３５は、引張強度が低く、また、ＹＲが高く、耐遅れ破壊性、曲げ性、延性および穴広げ性に劣る結果となった。試験Ｎｏ．３２および３７は、引張強度が低く、また、ＹＲが低く、耐遅れ破壊性、曲げ性および穴広げ性に劣る結果となった。試験Ｎｏ．３３、３４、３６、３８および３９は、ＹＲが低く、耐遅れ破壊性、曲げ性および穴広げ性に劣る結果となった。
【産業上の利用可能性】
【００７１】
本発明によれば、１２７０ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、かつ、曲げ性と耐遅れ破壊性とに優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。したがって本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、ロッカーレインフォース等の自動車の構造部品用途に最適である。