(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．１〜０．７％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．１以下、Ｂ：０．００５％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなる冷延鋼板と、前記冷延鋼板上に亜鉛メッキ層とが形成され、
前記冷延鋼板の表面から０．１μｍの深さまでの平均Ｓｂ含量は、前記冷延鋼板の表面から０．５μｍ以上の深さにおける平均Ｓｂ含量の１．５倍以上である、表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項２】
前記冷延鋼板の微細組織は、残留オーステナイトを５〜２５％の面積分率で含む、請求項１に記載の表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項３】
前記冷延鋼板の引張強度は、１０００ＭＰａ以上であり、引張強度（Ｍｐａ）×延伸率（％）が１５０００以上である、請求項１に記載の表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．１〜０．７％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．１以下、Ｂ：０．００５％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなる鋼スラブを提供する段階と、
前記鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度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する段階と、
前記熱間圧延された鋼板を７００℃以下の温度で巻き取る段階と、
前記巻き取られた鋼板を酸洗後に冷間圧延する段階と、
前記冷間圧延された冷延鋼板を露点温度−６０〜−２０℃、温度７５０〜９５０℃で５〜１２０秒間再結晶焼鈍する段階と、
前記焼鈍された冷延鋼板を２〜１５０℃／秒の平均冷却速度で２００〜６００℃まで冷却する段階と、
前記冷却された鋼板を（メッキ浴温度−２０℃）〜（メッキ浴温度＋１００℃）の温度に再加熱又は冷却する段階と、
前記再加熱又は冷却された鋼板を、４５０〜５００℃の温度に維持される亜鉛メッキ浴に浸漬してメッキする段階とを含み、
前記亜鉛メッキ浴は、質量％で、Ａｌを０．１６〜１％含み、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、及びＣｕからなる群より選択された少なくとも一つの成分を合計量で０．５％以下含み、残部Ｚｎ、及びその他の不可避な不純物からなる、表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記再結晶焼鈍はＨ２−Ｎ２ガス雰囲気下で行う、請求項４に記載の表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記焼鈍段階の前に、前記焼鈍された冷延鋼板の表面に、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、及びＳｎからなる群より選択された少なくとも一つの成分で０．０１〜２ｇ／ｍ２のメッキ量をメッキする段階を更に含む、請求項４に記載の表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【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使用され得る高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に関し、より詳しくは、１０００ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、かつ表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板、並びにその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全を目的とした二酸化炭素の規制による自動車の軽量化及び自動車の衝突安定性を向上させるために、自動車用鋼板の高強度化が求められつつある。このような要求に応えて、近年では１０００ＭＰａ以上の高強度鋼板が開発されるようになり、自動車に適用されている。鋼板の強度を高める方法として、炭素をはじめとする鋼の強化成分の添加量を増加させることで、高強度の鋼板を容易に製造できるが、自動車車体用鋼板の場合、車体に成形する過程でクラックが発生してはならないため、鋼板の延伸率も同時に確保されなければならない。
【０００３】
自動車用鋼板の強度と延性を同時に確保するために、鋼中に主に添加する成分としては、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ及びＴｉなどが挙げられ、これらの添加量を適切に調節し、製造工程の条件を制御することで、高い強度と延性を有する鋼板を製造することができる。しかしながら、１０００ＭＰａ以上の強度を有する自動車用高強度鋼板を得るために添加するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの成分は酸化しやすいため、Ｓｉ、Ｍｎ及びＡｌが含まれた高強度鋼板は、焼鈍炉内に存在する微量の酸素又は水蒸気と反応して、鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ及びＡｌの単独又は複合酸化物を形成する。このような酸化物は、亜鉛の濡れ性を妨げ、メッキ鋼板表面に局部的或いは全体的に亜鉛が付着しないという、未メッキが発生し、メッキ鋼板の表面品質を大きく低下させる。また、焼鈍後、鋼板表面に酸化物が存在する場合には、その後のメッキ浴に浸漬されるとき、メッキ浴中のＡｌと鋼板のＦｅが反応して形成されるＦｅ−Ａｌ合金相が形成されず、メッキ層と素地鉄の密着力が弱くなり、鋼板の成形過程においてメッキ層が脱落するという、メッキ剥離現象が発生するようになる。上記のようなＳｉ、Ｍｎ及びＡｌの単独又は複合酸化物の形成は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの酸化性成分の含量が多いほど激しくなるため、１０００ＭＰａ以上の高強度鋼板の場合、未メッキ及びメッキ剥離がさらに激しくなる。
【０００４】
上記のような問題を解決するために、様々な解決方案が提示されてきた。そのうち、特許文献１では、焼鈍過程で空気と燃料を空燃比０．８０〜０．９５に制御することで、酸化性雰囲気の直接火炎炉（ｄｉｒｅｃｔ  ｆｌａｍｅ  ｆｕｒｎａｃｅ）内で鋼板を酸化させ、鋼板内部の一定深さまでＳｉ、Ｍｎ及びＡｌの単独又は複合酸化物を含む鉄（Ｆｅ）酸化物を形成させた後、還元性雰囲気で還元焼鈍させることで鉄（Ｆｅ）酸化物を還元させ、溶融亜鉛メッキを行った溶融亜鉛メッキ鋼板を提供している。このように、焼鈍工程において酸化後還元する方法を使用すると、鋼板表層から一定深さにＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの酸素と親和力の大きい成分が内部酸化し、表層へ拡散が抑制されるようになり、相対的に、表層にはＳｉ、Ｍｎ及びＡｌの単独又は複合酸化物が低下するようになり、メッキ浴中で亜鉛との濡れ性が改善され、未メッキが減少される。しかしながら、かかる方法では、酸化工程で生じた鉄酸化層の下に存在するＳｉ、Ｍｎ及び／又はＡｌからなる内部酸化層が存在し、これらの内部酸化層はその後の還元工程で還元されないため、メッキ完了後に素地（還元Ｆｅ層）／メッキ界面の直下の素地鉄に、鋼板表面に平行な方向に酸化物層の形態で存在するようになり、プレス加工時に還元層と素地鉄との間の上記酸化物層が存在する部位において密着力が大きく低下するという問題が発生する。
【０００５】
また、特許文献２では、焼鈍過程でＳｉ及びＭｎが表面まで拡散することを抑制するために、焼鈍する前に、鋼板に鉄（Ｆｅ）を１０ｇ／ｍ２の付着量で先メッキした後、還元焼鈍を行うことで素地鉄中のＳｉ及びＭｎが鉄（Ｆｅ）先メッキ層へ拡散してくるが、厚い先メッキ層内において酸化物を形成して表面への拡散を抑え、表面には酸化物がないため、メッキに優れ、先メッキ層内のＳｉ及びＭｎ酸化物は不連続的に分散存在させてメッキ密着性を向上させた溶融亜鉛メッキ鋼板を提供している。しかし、このように、厚い鉄（Ｆｅ）先メッキ層を形成した後、還元焼鈍を行うと、先メッキ層の下に素地鉄に存在するＳｉ、Ｍｎが表面まで拡散できなくなるが、還元焼鈍時にＳｉ、Ｍｎなどの酸化性成分が表面まで拡散することを抑制するためには、先メッキの付着量を１０ｇ／ｍ２以上として厚くしなければならないため、厚い先メッキ層を形成するための電気メッキ設備が大きくなり、それによって費用も増加するという問題がある。
【０００６】
さらに他の方法として、特許文献３では、焼鈍炉内の露点（Ｄｅｗ  Ｐｏｉｎｔ）を高く維持して酸化が容易なＭｎ、Ｓｉ及びＡｌなどの成分を鋼内部に内部酸化させることで、焼鈍後、鋼板表面に外部酸化される酸化物を減少させてメッキ性を向上させる方法を提供している。このような方法によって酸化性成分を内部酸化させると、外部酸化が減少するようになり、メッキ性を改善することができるが、鋼板をプレス成形するとき、鋼板に応力が加わると、鋼板の表層部に存在する内部酸化物は外部応力に脆弱なため、破壊が起こりやすく、鋼板のクラックが発生しやすいという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】韓国特開２０１０−００３０６２７号公報
【特許文献２】日本特開２００２−３２２５５１号公報
【特許文献３】韓国特開２００９−０００６８８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の一態様は、１０００ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、かつ表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を提供することである。
【０００９】
本発明のさらに他の一態様は、１０００ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、かつ表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一態様は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．１〜０．７％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．１以下、Ｂ：０．００５％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含む冷延鋼板と、上記冷延鋼板上に亜鉛メッキ層とが形成され、上記亜鉛メッキ層内部の冷延鋼板の表面から０．１μｍの深さまでの平均Ｓｂ含量は、上記冷延鋼板の表面から０．５μｍ以上の深さにおける平均Ｓｂ含量の１．５倍以上である表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を提供する。
【００１１】
本発明のさらに他の一態様は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．１〜０．７％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．１以下、Ｂ：０．００５％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含む鋼スラブを提供する段階と、上記鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度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する段階と、上記熱間圧延された鋼板を７００℃以下の温度で巻き取る段階と、上記巻き取られた鋼板を酸洗後に冷間圧延する段階と、上記冷間圧延された冷延鋼板を露点温度−６０〜−２０℃、温度７５０〜９５０℃で５〜１２０秒間再結晶焼鈍する段階と、上記焼鈍された冷延鋼板を２〜１５０℃／秒の平均冷却速度で２００〜６００℃まで冷却する段階と、上記冷却された鋼板を（メッキ浴温度−２０℃）〜（メッキ浴温度＋１００℃）の温度に再加熱又は冷却する段階と、上記再加熱又は冷却された鋼板を４５０〜５００℃の温度に維持される亜鉛メッキ浴に浸漬してメッキする段階とを含む表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によって溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することにより、自動車車体構造用部材などに使用され得る、引張強度１０００ＭＰａ以上で、引張強度（Ｍｐａ）×延伸率（％）が１５０００以上である、表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明は、１０００ＭＰａ以上の高い引張強度と優れた成形性を有し、かつ表面品質及びメッキ密着性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板、及びそれを製造する方法に関する。
【００１４】
以下、本発明の表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板について詳細に説明する。
【００１５】
本発明の表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．１〜０．７％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．１以下、Ｂ：０．００５％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含む冷延鋼板と、上記冷延鋼板上に亜鉛メッキ層とが形成され、上記亜鉛メッキ層内部の冷延鋼板の表面から０．１μｍの深さまでの平均Ｓｂ含量は、上記冷延鋼板の表面から０．５μｍ以上の深さにおける平均Ｓｂ含量の１．５倍以上である。
【００１６】
以下、上記鋼材の成分組成に対して限定した理由について具体的に説明する（下記の成分組成は、特に言及しない限り、全て重量％を意味する）。
【００１７】
炭素（Ｃ）：０．１〜０．３％
Ｃは、マルテンサイトの強度確保のために必要なため、０．１％以上添加されるべきであるが、０．３％を超えると、延性と曲げ加工性、及び溶接性が減少し、プレス成形及びロール加工性が悪くなるという短所があるため、Ｃの含量は０．１〜０．３％が好ましい。
【００１８】
シリコン（Ｓｉ）：１〜２．５％
Ｓｉは、鋼の降伏強度を向上させるとともに、室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ため、１％以上含有することが好ましい。またＳｉは、オーステナイトから冷却時にセメンタイトの析出を抑制し、炭化物の成長を顕著に阻止することにより、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼の場合、十分な量の残留オーステナイトを安定化するのに寄与する。したがって、本発明のように、引張強度１０００ＭＰａ以上でありながら、引張強度（ＭＰａ）×延伸率（％）＝１５０００以上を確保するのに必須となっている。これに対し、過多添加されると、熱間圧延負荷が増加して熱延クラックを誘発させるだけでなく、他の成分及び製造方法が本発明の範囲を満たしていても、焼鈍後に表面のＳｉ濃化量が多くなり、メッキ性が劣位となるため、２．５％以下に制限することが好ましい。
【００１９】
マンガン（Ｍｎ）：２．５〜８％
Ｍｎの含量は２．５〜８％が好ましい。鋼中Ｍｎは、フェライト形成を抑制しオーステナイトを安定化させる硬化能増加元素として良く知られている。鋼板の引張強度を１０００ＭＰａ以上確保するためには２．５％以上のＭｎが必要である。Ｍｎ含量が増加するほど強度の確保は容易になるが、焼鈍過程でＭｎの表面酸化量が増加するようになるため、本発明の製造方法を用いてもメッキ性の確保が困難になり、８％以下に制限することが好ましい。
【００２０】
アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．５％
Ａｌは、製鋼工程において脱酸用として添加される元素であって、炭窒化物形成元素である。Ａｌは、フェライト域を広げる合金元素であって、Ａｃ１変態点を下げることで焼鈍費用を低減するという長所があるため、０．００１％以上添加することが必要である。Ａｌ含有量が１％を超えると、溶接性が劣化するとともに、焼鈍過程でＡｌの表面酸化量が増加するようになるため、本発明の製造方法を用いてもメッキ性の確保が困難になり、ｓｏｌ．Ａｌの含量は０．００１〜０．５％が好ましい。
【００２１】
リン（Ｐ）：０．０４％以下
Ｐは、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、鋼の脆性が発生するダメージが大きくなり、デント欠陥の誘発可能性が高くなるため、その上限を０．０４％に限定することが好ましい。
【００２２】
硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物元素であって、鋼板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、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高くなるため、その上限を０．０１５％に限定することが好ましい。
【００２３】
窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％は除く）
Ｎは、０．０２％を超えると、ＡｌＮの形成によって連続鋳造時にクラックが発生するダメージが大きく増加するため、その上限を０．０２％に限定することが好ましい。
【００２４】
クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．７％
Ｃｒは、硬化能増加元素であって、フェライト形成を抑制するという長所があるため、５〜２５％の残留オーステナイトを確保するためには、０．１％以上添加することが好ましく、０．７％を超えると、合金投入量の過多によって合金鉄の原価が増加するため、Ｃｒの含量は０．１〜０．７％が好ましい。
【００２５】
モリブデン（Ｍｏ）：０．１％以下
Ｍｏは、選択的に添加されるが、含量は０．１％以下が好ましく、より好ましくは０．００１〜０．１％である。Ｍｏは、Ｃｒと同様に強度向上に寄与する効果は大きいが、比較的高価な成分であるため、０．１％を超えると、経済的に好ましくない。
【００２６】
チタン（Ｔｉ）：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％
Ｔｉは、窒化物形成元素であって、鋼中Ｎの濃度を減少させる効果があり、そのためには、化学当量的に（４８／１４）＊［Ｎ］以上を添加する必要がある。Ｔｉ未添加の場合は、ＡｌＮ形成による熱間圧延性クラックが発生する恐れがある。０．１％を超えると、固溶Ｎの除去以外に、更なる炭化物の析出によるマルテンサイトの炭素濃度及び強度が減少するため、Ｔｉの含量は（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％が好ましい。
【００２７】
ニッケル（Ｎｉ）：０．００５〜０．５％
Ｎｉは、焼鈍過程で表面にほとんど濃化されず、メッキ性を低下させないため、強度向上のために０．００５％以上を添加するが、０．５％を超えると、熱延鋼板の酸洗が不均一になるため、Ｎｉの含量は０．００５〜０．５％が好ましい。
【００２８】
アンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．０７％
Ｓｂは、本発明で表面品質及び密着性を確保するために必須で添加される重要な成分である。上記説明したように、高い強度と延伸率を有する鋼板を製造するために多量のＳｉ、Ａｌ及びＭｎが添加されるが、このような鋼板を還元再結晶焼鈍すると、鋼中のＳｉ、Ａｌ及びＭｎが鋼の表面に拡散して、表面に多量の複合酸化物を形成する。この場合、焼鈍表面の大部分が酸化物で覆われるようになるため、鋼板が亜鉛メッキ浴に浸漬される時に亜鉛の濡れ性を大きく低下させ、亜鉛が付着しないという、未メッキが発生するだけでなく、メッキされても、鋼板と亜鉛メッキ層の界面にＦｅ−Ａｌ合金相が形成されないため、亜鉛メッキ層と素地鉄間の密着力が低下し、メッキ剥離が発生する。
【００２９】
しかしながら、鋼中にＳｂを０．０１〜０．０７％添加し、本発明において焼鈍炉内部の露点を−６０〜−２０℃に維持しながら還元焼鈍すると、鋼板の表層部又は素地鉄から深さ方向に０．２μｍ以内においてＳｂが濃化され、相対的にＳｉ、Ｍｎ及びＡｌなどの表面拡散を抑制することで、Ｓｉ、Ｍｎ及びＡｌからなる表面酸化物の濃化量を減少させる。この場合、酸化物が存在しない部位では、亜鉛との濡れ性が良好であるため、全般的にメッキ性が向上するようになる。また、焼鈍後、酸化物が存在しない部位では、鋼中Ｆｅとメッキ浴中Ａｌが反応してメッキ層／素地界面にＦｅ−Ａｌ合金相が形成されるため密着性が良好である。しかし、露点が−６０℃よりも低いと、Ｍｎは一部還元される露点であるため、表面拡散速度が減少し、その代わりに、ＳｉやＡｌの表面への拡散速度が増加するようになり、表面酸化物の組成が、主にＡｌとＳｉである酸化物が形成される。Ａｌ又はＳｉを主とする表面酸化物はＭｎを主とする表面酸化物と比べて亜鉛の濡れ性を大きく低下させるため、Ｓｂを添加してもメッキ性の改善効果は低下する。
【００３０】
上記Ｓｂは、０．０１〜０．０７％添加されることが好ましい。添加量が０．０１％未満であると、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの表面濃化抑制の効果が弱くなり、０．０７％を超えると、鋼板の脆性が増加して延伸率が減少する恐れがあるため、０．０１〜０．０７％添加されることが好ましい。
【００３１】
ニオビウム（Ｎｂ）：０．１以下
Ｎｂは、選択的に添加される。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して強度を増加させ、０．１％を超えると、合金投入量の過多による合金鉄の原価が増加するため、Ｎｂの含量は０．１％以下が好ましい。
【００３２】
ボロン（Ｂ）：０．００５％以下
Ｂは、強度を確保するために、選択的に添加することができる。Ｂの含量が０．００５％を超えると、焼鈍表面に濃化され、メッキ性を大きく低下する可能性があるため、Ｂの含量は０．００５％以下が好ましい。
【００３３】
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避的に混入されることもあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の技術者であれば誰でも分かるものであり、例えば、一定量の鉄屑を投入することで発生する不純物である、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｎａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｐｂ、及びＣｄなどが、それぞれ０．１％未満含有されることができるが、これが本発明の効果を低下させるものではない。
【００３４】
本発明の高強度溶融亜鉛メッキ鋼板は、溶融亜鉛メッキによって冷延鋼板上に亜鉛メッキ層が積層されることで構成され、上記亜鉛メッキ層内部の上記冷延鋼板の表面から０．１μｍの深さまでの平均Ｓｂ含量は、上記冷延鋼板の表面から０．５μｍ以上の深さにおける平均Ｓｂ含量よりも１．５倍以上濃化されていることが好ましい。上記冷延鋼板の表層部におけるＳｂの濃化は、Ｓｉ、Ｍｎ及びＡｌの表面拡散を抑制する効果があることから、Ｓｂの濃化程度が大きいほど、Ｓｉ、Ｍｎ及びＡｌの表面拡散を抑制する効果が大きく、メッキ表面品質とメッキ密着性を確保するためには、最小限として、上記冷延鋼板の表面から鋼板の厚さ方向に０．１μｍまでの平均Ｓｂ含量が、上記冷延鋼板の界面から鋼板の厚さ方向に０．５μｍ以上の深さにおける平均Ｓｂ含量と比べて１．５倍を超えて濃化されることが好ましい。
【００３５】
本発明の高強度亜鉛メッキ鋼板の微細組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、及びオーステナイトを含むことができ、特に、残留オーステナイトは、面積分率で、５〜２５％を有することで、９００ＭＰａ以上の引張強度と、引張強度（Ｍｐａ）×延伸率（％）≧１６０００の値を得ることができる。
【００３６】
以下では、本発明の表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００３７】
本発明の表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：１〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．１〜０．７％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｔｉ：（４８／１４）＊［Ｎ］〜０．１％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．１以下、Ｂ：０．００５％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含む鋼スラブを提供する段階と、上記鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度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する段階と、上記熱間圧延された鋼板を７００℃以下の温度で巻き取る段階と、上記巻き取られた鋼板を酸洗後に冷間圧延する段階と、上記冷間圧延された冷延鋼板を露点温度−６０〜−２０℃、温度７５０〜９５０℃で５〜１２０秒間再結晶焼鈍する段階と、上記焼鈍された冷延鋼板を２〜１５０℃／秒の平均冷却速度で２００〜６００℃まで冷却する段階と、上記冷却された鋼板を（メッキ浴温度−２０℃）〜（メッキ浴温度＋１００℃）の温度に再加熱又は冷却する段階と、上記再加熱又は冷却された鋼板を、４５０〜５００℃の温度に維持される亜鉛メッキ浴に浸漬してメッキする段階とを含む。
【００３８】
本発明は、上記組成を満たすスラブを１１００〜１３００℃の温度範囲に再加熱する。上記再加熱温度が１１００℃未満であると、熱間圧延荷重が急激に増加する問題が発生し、１３００℃を超えると、再加熱費用が上昇し、表面スケール量が増加するため、１１００〜１３００℃の温度範囲に再加熱する。
【００３９】
上記再加熱されたスラブの仕上げ熱間圧延温度をＡｒ３（オーステナイトを冷却時にフェライトが出現し始める温度）以上に限定するが、これは、Ａｒ３未満では、フェライト＋オーステナイトの二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り誤作動の恐れがあるため、Ａｒ３以上で仕上げ熱間圧延を行う。
【００４０】
上記熱間圧延後、７００℃以下の温度で巻き取る。巻取温度が７００℃を超えると、鋼板表面の酸化膜が過多生成されて欠陥を誘発する恐れがあるため、７００℃以下の温度で巻き取る。
【００４１】
上記巻き取られた鋼板を酸洗及び冷間圧延した後、冷延鋼板を露点温度−６０〜−２０℃、温度７５０〜９５０℃で５〜１２０秒間再結晶焼鈍を行う。焼鈍炉内雰囲気ガスの露点が−６０℃よりも低いと、鋼中Ｓｉ及びＡｌの表面への拡散速度がＭｎの拡散速度よりも速くなり、焼鈍後に鋼板表面に形成するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを主成分とする複合酸化物のうちのＳｉとＡｌ含量がＭｎと比べて大きく増加し、表面の複合酸化物のうちのＳｉ又はＡｌ含量がＭｎと比べて大きいほど、メッキ性が劣位となるため、本発明の成分組成を有する鋼板の場合であっても、亜鉛の濡れ性を確保するのに不十分であり、露点が−２０℃を超えると、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ成分の一部が鋼板表層部の素地鉄内部に結晶粒界及び粒内で酸化されて内部酸化物として存在し、その鋼板をプレス加工する場合、内部酸化物が存在する表層部の結晶粒界の破壊が発生し、メッキ層の剥離が発生しやすくなるため、焼鈍炉内雰囲気ガスの露点は−６０〜−２０℃であることが好ましい。焼鈍温度は、７５０℃以上であると、再結晶が十分に起こり、９５０℃を超えると、焼鈍炉の寿命が減少するため、７５０〜９５０℃であることが好ましい。焼鈍時間は、均一な再結晶組織を得るために最小５秒が必要であり、経済性の観点から１２０秒以内で行うことが好ましい。
【００４２】
ここで、上記再結晶焼鈍は、Ｈ２−Ｎ２ガス雰囲気の焼鈍炉で行うことが好ましい。上記焼鈍炉内雰囲気ガス中の水素含量は、体積％で、３〜７０％が好ましい。水素含量が３％未満では、鋼板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、鋼板表面の鉄酸化物の還元効果は優れているが、経済性を考慮して、３０％に制限することが好ましい。
【００４３】
好ましくは、上記再結晶焼鈍を行う前に、上記焼鈍された冷延鋼板の表面に、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、及びＳｎからなる群より選択された少なくとも一つの成分で０．０１〜２ｇ／ｍ２のメッキ量をメッキする段階を更に行ってから、再結晶焼鈍を実施することができる。このように予めメッキを行うと、焼鈍炉内の露点を目標の範囲に非常に効果的に制御できるようになる。
【００４４】
上記再結晶焼鈍後に冷却を実施するが、得ようとする強度と延伸率に合わせて、得ようとする微細組織によって２００〜６００℃まで平均冷却速度２〜１５０℃／秒で冷却を行うことができる。好ましくは、上記冷却を第１次と第２次の冷却に分けて行うことができ、上記第２次冷却速度が第１次冷却速度よりも大きく、より好ましくは、上記第１次冷却では４００〜７４０℃まで冷却され、上記第２次冷却では２００〜６００℃まで冷却される。上記のように冷却を第１次と第２次に分けて第１次冷却を第２次冷却速度よりも遅くすることで、鋼板を高温で急冷する場合、鋼板に微小歪みが発生する恐れを防止できるようになる。
【００４５】
再結晶焼鈍によってフェライトとオーステナイトの二相域でオーステナイトをパーライトに変態することを防ぐためには、最小２℃以上の平均冷却速度が必要である。これに対し、冷却速度が１５０℃／秒を超えると、急冷によって鋼板幅方向の温度差が大きくなり、鋼板の形状が良くない。
【００４６】
上記冷却された鋼板は、（メッキ浴温度−２０℃）〜（メッキ浴温度＋１００℃）の温度で上記冷却された鋼板の温度に応じて再加熱又は冷却を行う。上記冷却された鋼板の引込温度が（メッキ浴温度−２０℃）よりも低いと、亜鉛の濡れ性が低下し、（メッキ浴温度＋１００℃）を超えると、局部的にメッキ浴温度を上昇させ、メッキ浴の温度管理が困難になるという短所がある。
【００４７】
上記再加熱又は冷却された鋼板は、４５０〜５００℃の温度に維持される亜鉛メッキ浴に浸漬してメッキを行う。メッキ浴の温度が４４０℃未満であると、亜鉛の粘度が増加するためメッキ浴内のロールの駆動性が低下し、５００℃を超えると、亜鉛の蒸発が増加するため好ましくない。
【００４８】
ここで、上記亜鉛メッキ浴は、重量％で、Ａｌを０．２〜１％含み、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、及びＣｕからなる群より選択された少なくとも一つの成分を０．５％以下含み、残部Ｚｎ、及びその他の不可避な不純物を含むことが好ましい。亜鉛メッキ浴に浸漬して多様な鋼種の鋼板をメッキする間に、鋼板の一部成分がメッキ浴中に溶解されることがあるが、上記多様な成分が溶解しメッキ浴に０．５％以下存在すると、亜鉛溶融メッキに影響を与えない。また、上記Ａｌの含量が０．２％未満であると、素地鉄とメッキ層の界面に形成されるＦｅ−Ａｌ合金相の形成が抑制され、Ａｌの含量が１％を超えると、メッキ層内のＡｌ含量が増加し溶接性を低下するという問題があるため、メッキ浴のＡｌの含量は、０．２〜１重量％とすることが好ましい。
【００４９】
上記のように本発明の製造方法で製造された冷延鋼板の微細組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、及びオーステナイトを含むことができ、特に、残留オーステナイトは、面積分率で、５〜２５％を有することで、１０００ＭＰａ以上の引張強度と、引張強度（Ｍｐａ）×延伸率（％）≧１５０００の値を得ることができる。
【実施例】
【００５０】
以下では、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、以下の実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示に過ぎず、本発明の権利範囲を制限するものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項と、これから合理的に類推される事項によって決められる。
【００５１】
下記表１の組成を有する鋼を溶解した後、スラブを製造した。上記スラブを１２００℃の温度で１時間維持後、９００℃で仕上げ圧延し、６５０℃まで冷却した後、６５０℃に維持された保温炉で１時間維持させた後、炉冷を行った。
【００５２】
冷却が完了した熱延鋼板は、熱延クラックの発生有無を肉眼で観察し、６０℃、１７Ｖｏｌ％ＨＣｌ溶液で３０秒間酸洗を行って鋼板表面の酸化鉄を溶解させた。一部の試片に対しては、３０秒間で酸洗が不十分な場合、追加で２０秒を更に行い、総５０秒間の酸洗においても、未酸洗された表面酸化鉄が存在する場合は、酸洗不良として表記した。
【００５３】
酸洗が完了した鋼板に対しては、５５％の圧下率で冷間圧延を行い、このような冷延鋼板を前処理によって表面に付着していた異物を除去した後、下記表２の加熱及び冷却条件で焼鈍を行い、表２のメッキ条件でメッキを実施し、エアナイフを使用して片面基準でメッキ付着量６０ｇ／ｍ２に調節し冷却することで、メッキ鋼板を製造した。
【００５４】
上記のようにメッキが完了したメッキ鋼板に対しては、表面の未メッキ部位の存在有無及び程度を肉眼で確認し、表面品質を評価して表３に示した。また、鋼板のメッキ密着性を評価するために、鋼板表面に自動車構造用接着剤を塗布して乾燥した後、９０°に曲げてから、メッキ鋼板が接着剤にくっ付いて出るか否かを確認することによって密着性を評価し、表３に示した。表３での表面品質の評価は、「○：未メッキ部位無し、△：直径２ｍｍ以下の未メッキ存在、Ｘ：直径２ｍｍ超過未メッキ存在」とし、メッキ密着性の評価は、「○：メッキ剥離無し、Ｘ：メッキ剥離観察」とした。
【００５５】
また、メッキ鋼板をＪＩＳ５号で引張試験を行って鋼板の引張強度と延伸率を測定し、引張強度と、引張強度（Ｍｐａ）×延伸率（％）に換算して、表３に示した。
【００５６】
またさらに、鋼板表層部のＳｂ濃化を観察するために、断面をＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ  Ｉｏｎ  Ｂｅａｍ）加工し、３−Ｄ  ＡＰＴ（Ａｔｏｍ  Ｐｒｏｂｅ  Ｔｏｐｏｇｒａｐｈｙ）の組成プロファイルによって素地鉄の表層部から素地鉄の深さ方向に０．１μｍ以内のＳｂ含量を測定し、素地鉄の表層部から素地鉄の深さ方向に０．５μｍ以降のＳｂ含量を測定して、表層部０．５μｍ以降のＳｂ含量に対する０．１μｍ以内のＳｂ含量の割合を求め、濃化度とした。
【００５７】
【表１】
0006475840.tif 000002
【００５８】
【表２】
0006475840.tif 000003
【００５９】
【表３】
0006475840.tif 000004
【００６０】
上記表１〜３に示したように、本発明の発明例である試片３、６、８、１０〜１３、１５は、本発明で限定した成分範囲を有する鋼種を使用し、本発明の製造方法によって溶融亜鉛メッキ鋼板を製造したものであり、熱延クラックの発生がなく、酸洗性も良好であった。また、製造された鋼板の引張強度は１０００ＭＰａ以上であり、ＴＳ×Ｅｌ値も１５０００以上と高く、材質特性に優れていることが分かった。さらに、素地鉄の表層部から素地鉄の深さ方向に０．１μｍ以内のＳｂ濃化度が１．５以上と高く、Ｓｉ、Ｍｎの表面濃化を抑制することで未メッキの発生がなく、メッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相が緻密に形成され、メッキ密着性に優れていることが分かった。
【００６１】
比較例１は、製造方法が本発明の範囲を満たしていたが、鋼中Ｓｂを添加していない場合であって、焼鈍過程でＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの酸化性成分の表面拡散を抑制できず、厚い表面酸化物によって亜鉛の濡れ性が悪くて表面品質が不良であり、表面酸化物によってメッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相が緻密に形成されておらず、メッキ層と素地鉄間の密着性が不良であった。
【００６２】
比較例２は、鋼成分中のＭｎとＣｒ含量が本発明で限定した範囲よりも低かったため、引張強度が本発明で限定した範囲よりも低く、かつ鋼中Ｓｂを添加していない場合であって、厚い表面酸化物によって亜鉛の濡れ性が悪くて表面品質が不良であり、表面酸化物によってメッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相が緻密に形成されておらず、メッキ層と素地鉄間のメッキ剥離が発生していた。
【００６３】
比較例４及び１７は、鋼成分が本発明で限定した範囲を満たしていたが、焼鈍炉内の露点が本発明で限定した範囲よりも高い場合であって、Ｓｂの添加によりＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ成分がメッキ層表面へ拡散することを抑制する効果から、メッキ表面品質及びメッキ層／素地鉄間の密着性は優れていたが、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ成分が鋼板表層部の素地鉄内部の結晶粒界及び粒内で酸化されて内部酸化物として存在し、メッキ密着性の評価過程において９０°の曲げ加工時、内部酸化物が存在する表層部の結晶粒界の破壊が発生し、その部分で剥離が生じてしまい、メッキ密着性が不良であった。
【００６４】
比較例５は、鋼成分中のＳｉ添加量が本発明の範囲を超えており、Ｓｂを添加していない場合であって、Ｓｉの過多添加により熱延鋼板Ｅｄｇｅにクラックが発生し、Ｓｂが添加されていないため厚い表面酸化物によって亜鉛の濡れ性が悪くて表面品質が不良であり、表面酸化物によってメッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相が緻密に形成されておらず、メッキ剥離が発生していた。
【００６５】
比較例７は、鋼成分が本発明の範囲を満たしていたが、焼鈍温度が本発明で限定した範囲よりも低い場合であって、十分な再結晶が行われておらず、強度は高いものの、延伸率が低いためＴＳ×Ｅｌが本発明で限定した範囲よりも低かった。しかしながら、Ｓｂの添加量及び他の製造条件は、本発明を満たしているため、素地鉄の表層部から素地鉄の深さ方向に０．１μｍ以内のＳｂ濃化度が、本発明で限定した範囲を満たしており、表面酸化物の形成抑制によって表面品質及びメッキ密着性は優れていた。
【００６６】
比較例９は、鋼成分が本発明の範囲内として材質特性に優れていたが、焼鈍炉内の露点が本発明で限定した範囲よりも低い場合であって、焼鈍過程で鋼板表面に形成するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを主成分とする複合酸化物のうちのＳｉとＡｌ含量がＭｎと比べて大きく増加するため、本発明の成分組成を有する鋼板の場合であっても、亜鉛の濡れ性を確保するのに不十分であったため、鋼板表面に直径２ｍｍ以下の未メッキが存在し、メッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相が緻密に形成されておらず、メッキ剥離が発生していた。
【００６７】
比較例１４は、鋼中ＳｉとＭｎ含量が本発明で限定した範囲よりも低く、Ｓｂを添加していない場合であって、引張強度が８４７Ｍｐａと低く、かつＴＳ×Ｅｌ値が本発明で限定した範囲よりも低かった。しかし、ＳｉとＭｎ含量が低かったためＳｂを添加しておらず、また、焼鈍炉内の露点温度が本発明の範囲から外れていても、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの表面酸化物が比較的少なく形成されたため２ｍｍ以下の未メッキは存在していたが、メッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相も比較的緻密に形成されており、メッキ密着性に優れていた。
【００６８】
比較例１５は、鋼中にＴｉとＳｂを添加していない場合であって、ＡｌＮ形成による熱延クラックの発生が確認され、また、Ｓｂの未添加により表面品質及びメッキ密着性が不良であった。
【００６９】
比較例１８は、鋼成分が本発明で限定した範囲であって、他の製造条件は本発明の範囲内として材質特性に優れていたが、鋼板のメッキ浴引込温度が本発明で限定した範囲よりも低い場合であって、鋼板と亜鉛の濡れ力が低下したためメッキ表面品質が不良であり、メッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相が緻密に形成されておらず、メッキ密着性が劣位であった。
【００７０】
比較例１９は、鋼成分が本発明で限定した範囲であるが、焼鈍後、冷却速度が本発明で限定した範囲よりも遅く、冷却中にオーステナイト相が一部パーライトに変態して延性が減少し、ＴＳ×Ｅｌ値が本発明で限定した範囲よりも低かった。
【００７１】
比較例２０は、鋼成分が本発明で限定した範囲で、他の製造条件は本発明の範囲内として材質特性は優れていたが、メッキ浴中Ａｌ含量が本発明で限定した範囲よりも低い場合であって、メッキ後のメッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相の形成が不十分となり、メッキ密着性が劣位であった。
【００７２】
比較例２１は、鋼中Ｎｉ含量が本発明の範囲を超えた場合であって、高いＮｉによって熱延鋼板の酸洗性が低下しており、酸洗後に熱延鋼板表面に未酸洗された酸化物が一部存在し、その後、冷延及びメッキ後の未酸洗酸化物が鋼板に一部残留して直径２ｍｍ以下の未メッキが一部存在していたため、表面品質が不良であった。しかしながら、Ｓｂの添加量、他の鋼成分及び製造方法は本発明で限定した範囲内として材質特性が本発明を満たしており、また、素地鉄の表層部から素地鉄の深さ方向に０．１μｍ以内のＳｂ濃化度は、本発明の範囲を満たしていたため、これによる表面酸化物の抑制効果によってメッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相が緻密に形成されてメッキ密着性は優れていた。
【００７３】
比較例２２は、鋼成分中Ｓｂの含量が本発明で限定した範囲よりも低い場合であって、素地鉄の表層部から素地鉄の深さ方向に０．１μｍ以内のＳｂ濃化度が本発明で限定した範囲よりも低く表面酸化物の減少効果が少なかったため、亜鉛の濡れ性の向上効果が弱くてメッキ層／素地界面のＦｅ−Ａｌ合金相の形成が不十分となり、メッキ密着性が不良であった。
【００７４】
比較例２３は、鋼成分中Ｍｎの含量が本発明で限定した範囲を超えた場合であって、他の成分及び製造条件が本発明を満たしていても、焼鈍後、表面に形成された酸化物が厚かったため、メッキ後のメッキ密着性が不良で、表面濡れ性も多少低下してしまい、直径２ｍｍ以下の未メッキが存在していた。