(57)【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：０．１１％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上０．３５％以下、Ｍｎ：２．０％以上２．８３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５３％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０８％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００２１％以上０．００８０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、さらに下記（１）式を満足する化学組成を有するとともに、主相がベイナイトまたはマルテンサイトであり、残留オーステナイトが７体積％以下である金属組織とを有し、
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、圧延直角方向の引張強度が１１８０ＭＰａ以上である、
ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
１５×ｓｏｌ．Ａｌ＋１００×Ｔｉ≧２．３  ・・・  （１）
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００１％以上０．０４６％以下およびＶ：０．００１％以上０．１２％以下からなる群から選択される１種または２種をさらに含有する請求項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、Ｃｕ：０．００１％以上０．３５％以下およびＮｉ：０．００１％以上０．１８％以下からなる群から選択される１種または２種をさらに含有する請求項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、Ｂｉ：０．０００１％以上０．００５０％以下をさらに含有する請求項１〜請求項３のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板を７２０℃以上の温度域に加熱し、２℃／秒以上６０℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して溶融亜鉛めっきを施し、そのまま又は合金化処理後に室温まで冷却することを含む、請求項１〜４のいずれかに記載の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、引張強度で１１８０ＭＰａ以上を有する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とは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含むものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車においては、地球環境保護の燃費向上や乗員の安全性確保が求められており、高強度鋼板の適用が増大している。それに伴い、耐食性が求められる部品では、引張強度で１１８０ＭＰａ以上という高強度を備えた溶融亜鉛めっき鋼板が要望され始めている。
【０００３】
そのような溶融亜鉛めっき鋼板として、例えば、下記特許文献１および特許文献２に、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１０−１２６７７０号公報
【特許文献２】特開２００９−１２０８７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、上記特許文献１に開示されている、Ｓｉを強化元素として活用するために多量に添加する手法では、残留オーステナイトが残りやすく、遅れ破壊等の問題があった。一方、特許文献２では、強度を確保するために、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを多量に添加する必要があり、コストの増大を招くとともに、やはり遅れ破壊特性が十分ではなかった。
【０００６】
本発明は、これらの問題が解消された、引張強度で１１８０ＭＰａ以上を有する高強度の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】
【０００７】
溶融亜鉛めっき鋼板の製造においては、板の平坦の悪化や板のばたつきによりめっき付着量のムラが生じやすいため、焼鈍後にはガスジェット冷却などの比較的冷却速度が遅い冷却が行われる。そのため、高強度を得るには、ＳｉやＭｎ等の多量の添加が必要となり、遅れ破壊や靱性の問題を生じていた。
【０００８】
本発明者らは、引張強度で１１８０ＭＰａ以上を有する溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意実験を行い、Ｂの多量の添加により低コストで効果的に高強度が得られ、かつ他の元素の添加に比べて遅れ破壊特性の劣化が抑えられることを見いだした。
【０００９】
上記知見を基に完成した本発明は、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：０．１１％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上０．３５％以下、Ｍｎ：２．０％以上２．８３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５３％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０８％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００２１％以上０．００８０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、さらに下記（１）式を満足する化学組成を有するとともに、主相がベイナイトまたはマルテンサイトであり、残留オーステナイトが７体積％以下である金属組織とを有し、前記溶融亜鉛めっき鋼板は、圧延直角方向の引張強度が１１８０ＭＰａ以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板である：
１５×ｓｏｌ．Ａｌ＋１００×Ｔｉ≧２．３  ・・・  （１）
本発明において、前記化学組成は、質量％で、下記から選ばれた１種または２種以上の元素をさらに含有していてもよい：
（Ａ）Ｎｂ：０．００１％以上０．０４６％以下およびＶ：０．００１％以上０．１２％以下から選択される１種または２種；
（Ｂ）Ｃｕ：０．００１％以上０．３５％以下およびＮｉ：０．００１％以上０．１８％以下から選択される１種または２種；ならびに
（Ｃ）Ｂｉ：０．０００１％以上０．００５０％以下。
【００１０】
別の側面から、本発明は、上記化学組成を有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板を７２０℃以上の温度域に加熱し、２℃／秒以上６０℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して溶融亜鉛めっきを施し、そのまま又は合金化処理後に室温まで冷却することを含む、上記溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１１】
本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、低コストでありながら、１１８０ＭＰａ以上の高い引張強度を備えるとともに、遅れ破壊を発現しにくく、成形性に優れているので、ピラーなど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】
【００１２】
次に、本発明において溶融亜鉛めっき鋼板における鋼板の化学組成および金属組織、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法についてより詳しく説明する。なお、以下の説明において、鋼の化学組成に関する％は質量％である。
【００１３】
（Ａ）化学組成
［Ｃ：０.１１％以上０.２０％以下］
Ｃは高張力を得るのに有効な成分である。Ｃの含有量が０.１１％以下では、必要な高張力が得られず、また０.２０％を超えてＣを含有させると、鋼板の靱性や溶接性が低下する。従って、Ｃ含有量を０.１１％以上０.２０％以下と定めた。Ｃ含有量の好ましい範囲は０.１２％以上０.１８％以下である。
【００１４】
［Ｓｉ：０.００１％以上０.３５％以下］
Ｓｉは鋼板を高強度化する元素で、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成分である。これらの効果を得るためには０.００１％以上のＳｉの含有が必要である。しかし、０.３５％を超えてＳｉを含有させると、溶融めっきでの不めっきの発生が問題になるとともに、靱性や溶接性、遅れ破壊性が低下する。そのためＳｉの含有量は０.００１％以上０.３５％以下と定めた。好ましい範囲は０.０５％以上０.２５％以下である。
【００１５】
［Ｍｎ：２.０％以上３.０％以下］
Ｍｎは鋼板を高強度化するのに必須の元素である。所望の効果を得るには、２.０％以上のＭｎの含有が必要である。一方、３.０％を超えてＭｎを含有させると、靱性や溶接性、遅れ破壊性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は２.０％以上３.０％以下と定めた。２.１％以上２.８％以下が好ましいＭｎ含有量の範囲である。
【００１６】
［Ｐ：０.１％以下］
Ｐは、不純物として含有され、靱性を劣化させる好ましくない元素である。従って、Ｐ含有量を０.１％以下と定めた。０.０２％以下が好ましい範囲である。
【００１７】
［Ｓ：０.０１％以下］
Ｓは、不純物として含有され、ＭｎＳとなって、穴広げ性を劣化させる。従って、Ｓの含有量を０.０１％以下と定めた。０.００５％以下が好ましく、０.００１２％以下がさらに好ましい。
【００１８】
［ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上１.５％以下］
［Ｔｉ：０.００１％以上０.３０％以下］
Ａｌは、脱酸のために添加される。またＮを固定し、Ｂが窒化物となるのを抑制する働きがある。Ｔｉは、Ｎと窒化物を形成し、やはりＢが窒化物となるのを抑制する働きがある。これらの効果を得るためには、ｓｏｌ.Ａｌは０.００１％以上、Ｔｉは０.００１％以上であって、かつ１５×ｓｏｌ.Ａｌ＋１００×Ｔｉの値が１.５以上であることが必要である。
【００１９】
ただし、１.５％を超えてｓｏｌ.Ａｌを含有させると介在物が増加して加工性が劣化し、０.３０％を超えてＴｉを含有させると熱延板が硬くなりすぎて、冷間圧延性を阻害する。したがって上限については、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が１.５％以下、Ｔｉ含有量が０.３０％以下と定めた。
【００２０】
好ましいｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.００５％以上１.０％以下であり、好ましいＴｉ含有量は０.０１５％以上０.０８％以下である。なお、炭化物を形成する余剰なＴｉは遅れ破壊をさらに改善する効果を有するので、Ｔｉ含有量は０.０２０％以上であることがさらに好ましい。１５×ｓｏｌ.Ａｌ＋１００×Ｔｉの値は、好ましくは２.３以上であり、上限は特に規定されないものの１０以下であることが好ましい。
【００２１】
［Ｎ：０.０２％以下］
Ｎは、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ので、その含有量は低い方が好ましい。従って、Ｎ含有量は０.０２％以下と定めた。好ましくは０.０１％以下である。
【００２２】
［Ｂ：０.００２１％以上０.００８０％以下］
Ｂは本発明において重要な元素であり、粒界からの核生成を抑え、焼き入れ性を高めて高強度化に寄与する。Ｂは微量の添加で１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができ、遅れ破壊特性の劣化が少ない点で有利である。この効果を得るには０.００２１％以上のＢの含有が必要である。しかし、０.００８０％を超えてＢを含有させても、その効果は飽和する。したがってその含有量を０.００２１％以上０.００８０％以下と定めた。Ｂ含有量は、好ましくは０.００２５％以上０.００６０％以下、さらに好ましくは０.００３０％以上０.００６０％以下である。
【００２３】
以下に説明する元素は、本発明では必要に応じて含有させてもよい任意元素である。
［Ｎｂ：０.００１％以上０.３０％以下、Ｖ：０.００１％以上０.３０％以下］
ＮｂとＶは、いずれも析出物となって結晶粒を微細化させる効果を有しているので、含有させてもよい。しかし、各々０.００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、また各々０.３０％を超えて含有させても効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。そのため、Ｎｂ含有量は０.００１％以上０.３０％以下、Ｖ含有量は０.００１％以上０.３０％以下と定めた。
【００２４】
［Ｃｒ：０.００１％以上２.０％以下、Ｍｏ：０.００１％以上２.０％以下］
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、鋼板の高強度化に有効であるので含有させてもよい。しかし、各々０.００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、また２.０％を超えて含有させると化成処理性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量は、各々０.００１％以上２.０％以下と定めた。なお、Ｍｎ＋２×Ｃｒ≧２.２を満足することが好ましい。
【００２５】
［Ｃｕ：０.００１％以上２.０％以下、Ｎｉ：０.００１％以上２.０％以下］
Ｃｕ及びＮｉは腐食抑制効果があり、表面に濃化して水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する働きがあるので、含有させてもよい。しかし、各々０.００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、また各々２.０％を超えて含有させても効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがって、Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は各々０.００１％以上２.０％以下と定めた。
【００２６】
［Ｃａ：０.０００１％以上０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０００１％以上０.１％以下］
ＣａおよびＲＥＭは、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効果があるので、含有させてもよい。しかし、Ｃａについては、０.０００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、０.０１％を超えて含有させると効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがって、Ｃａ含有量は０.０００１％以上０.０１％以下と定めた。一方、ＲＥＭについては、０.０００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、０.１％を超えて含有させると効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがって、ＲＥＭ含有量は０.０００１％以上０.１％以下と定めた。
【００２７】
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
【００２８】
［Ｂｉ：０.０００１％以上０.０５％以下］
Ｍｎなど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働きがあるので、含有させてもよい。しかし、０.０００１％未満のＢｉの含有では、その効果が不十分で、また０.０５％を超えてＢｉを含有させると表面品質の劣化を生じるので、その含有量を０.０００１％以上０.０５％以下と定めた。Ｂｉ含有量の好ましい範囲は０.０００３％以上０.０１％以下で、さらに好ましい範囲は０.０００３％以上０.００５０％以下である。
【００２９】
（Ｂ）金属組織
本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板における鋼板は、残留オーステナイト量（体積％）が７％以下であるという金属組織を有する。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、遅れ破壊特性を悪化させるためである。残留オーステナイト量は好ましくは５％以下であり、より好ましくは３.５％以下である。残留オーステナイト量は０％であってもよい。
【００３０】
残留オーステナイト量は、当業者には周知のように、鋼の化学組成が同じであれば、溶融亜鉛めっき前に行う焼鈍条件により変動させることができる。金属組織における残留オーステナイト以外の相は特に特定する必要はないが、通常は主相がベイナイトまたはマルテンサイトであり、ごくわずかにフェライトが存在する場合がある。
【００３１】
（Ｃ）製造条件
本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板に溶融亜鉛めっきと場合により合金化処理を施すことにより製造される。
【００３２】
溶融亜鉛めっきに用いる熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板は、化学組成が本発明で特定する条件を満たせば、その製造方法については特に制限されない。
溶融亜鉛めっきを施す前に、使用する鋼板を７２０℃以上の温度域に加熱し、２℃／秒以上６０℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以上６００℃以下の温度域まで冷却した後、溶融亜鉛めっきを施す。その後、そのまま、または合金化処理を行ってから、室温まで冷却する。
【００３３】
めっき前の加熱温度を７２０℃以上とするのは、この加熱によりオーステナイトを生成させ、その後の変態強化で高強度を得るためである。また、鋼板が冷間圧延鋼板である場合には、加熱温度が７２０℃未満では、未再結晶粒が残存し、伸びが低下するとともに、遅れ破壊性も悪化する。加熱温度はオーステナイト単相域以上（Ａｃ3点以上）とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが粒径の粗大化を抑制する観点からは９００℃以下とすることが好ましい。この加熱の保持時間は１０秒間以上１５０秒間以下とすることが好ましい。
【００３４】
加熱後の冷却（以下、一次冷却ともいう）は、２℃／秒以上６０℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以上６００℃以下の温度域までの冷却とする。この平均冷却速度が２℃／秒未満では、炭化物が過剰に析出してしまい、高強度が得られない。一方、平均冷却速度が６０℃／秒を超えると、鋼板の平坦が悪化して、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して問題となる。この一次冷却を４８０℃以上６００℃以下の温度域まで行うのは、炭化物の析出を抑え、高強度を確保するためである。
【００３５】
その後、溶融めっき浴に通板して溶融亜鉛めっきを施す前に、所望により温度保持と必要に応じてめっき浴近傍の温度への冷却とを行ってもよい。曲げ性を確保する目的で４８０℃以上６００℃以下の温度域で１秒間以上１２０秒間以下の保持を行ったり、２℃／秒以下の平均冷却速度で１秒間以上１２０秒間以下の冷却を行ったりするのは、ベイナイトを生成させて、特性を安定化することができる点で好ましい。
【００３６】
溶融亜鉛めっき自体は、常法に従って実施すればよい。めっき浴組成も特に制限されない。めっき付着量は通常の範囲内でよい。例えば、片面あたりで２０ｇ／ｍ2以上１２０ｇ／ｍ2以下の範囲内である。
【００３７】
溶融亜鉛めっき後は、必要に応じて周知の合金化処理を施して、めっき層を亜鉛−鉄合金にしてもよい。この合金化処理条件およびめっき層中のＦｅ濃度には特に制限はない。その後、めっき鋼板を室温まで冷却する。
【００３８】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、平坦矯正のためスキンパスやレベラーを施しても何ら問題がなく、さらに塗油や潤滑作用のある皮膜を形成する処理を施しても構わない。
【実施例】
【００３９】
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
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。このスラブを熱間圧延後、約３０℃／秒の水スプレー冷却を施して熱間圧延鋼板を製造した。熱間圧延鋼板の巻取りは、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３００℃以下まで炉冷することにより、シミュレートした。熱間圧延条件は表２にまとめて示す。
【００４０】
得られた熱間圧延鋼板を酸洗してスケールを除去した後、板厚１.２ｍｍまで冷間圧延を施した。こうして得られた冷間圧延鋼板から熱処理用試験材を採取し、表３に示す条件で加熱と一次冷却を行い、その後、一部の材料においては等温保持を行ってから、引き続き５℃／ｓで溶融めっき浴温である４６０℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施した。めっき付着量は片面あたり５０ｇ／ｍ2であった。その後一部の材料については合金化処理を行って、１０℃／秒で室温まで冷却した。
【００４１】
【表１】
0005790443.tif 000002
【００４２】
【表２】
0005790443.tif 000003
【００４３】
【表３】
0005790443.tif 000004
【００４４】
こうして作製された溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）の特性を次のようにして評価した。結果は表４にまとめて示す。
引張試験では、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるように採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、降伏強さ（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）を測定した。
【００４５】
残留オーステナイト量は、板厚１／４位置においてＸ線測定により求めた。
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ２２５６に従って実施し、穴の周囲に板厚を貫通する割れが生じるまでの穴直径の増加量と初期穴径との比である穴広げ率（％）を求めた。
【００４６】
遅れ破壊性は、伸び率３％で圧延後に曲げを施して表面歪みが１.４％の状態で固定した試験片をｐＨ１の３０℃の塩酸中に７２時間浸漬して割れの有無を判定することにより評価した。
【００４７】
【表４】
0005790443.tif 000005
【００４８】
本発明例である試験Ｎｏ.１〜１１および１７〜２８の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度と良好な遅れ破壊特性を示し、穴広げ率も良好であった。
これに対し、Ｂ含有量が低い試験Ｎｏ.１２とＢ無添加の試験Ｎｏ.１６、ならびにＢは十分に添加しているもののＴｉとＡｌの含有量が式（１）を満たさない（低すぎた）試験Ｎｏ.１３は、強度が低かった。一方、強度を上げるために多量のＭｎまたはＳｉを添加した試験Ｎｏ.１４および１５は、いずれも遅れ破壊特性に劣った。