(57)【要約】  【課題】TS 780 MPa以上の高張力鋼板のめっき密着性、プレス性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。  【解決手段】C：0.03〜0.25％、Si：0.02〜0.60％、Mn：2.0〜4.0％、sol. Al：0.8％以下、N：0.0020〜0.015％、Ti：0.500％以下および/またはNb：0.500％以下を合計で0.050％以上含有し、Cu：1.5％以下および/またはNi：1.5％以下を合計で0.05％以上含有するときはSi：0.02〜1.00％とし、残部Fe、不純物からなり、フェライトの平均結晶粒径5.0μm以下、硬質第2相の平均粒径5.0μm以下の金属組織を有する。熱間圧延後4秒以内に冷却を開始し、同10秒以内に700℃以下まで冷却し、400℃〜700℃で巻取り、酸洗後35〜80％の冷間圧延を施し、Ac3点〜950℃に5〜200秒後に400〜600℃まで冷却し、400〜600℃で5〜200秒後に溶融亜鉛めっきを行い、540℃以下で合金化処理を施す。【選択図】図１
2008255442.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える鋼板において、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.２５％、Ｓｉ：０.０２〜０.６０％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下、Ｎ：０.００２０〜０.０１５％を含有し、さらにＴｉ：０.５００％以下およびＮｂ：０.５００％以下の群から選ばれる１種または２種を合計で０.０５０％以上含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの平均結晶粒径が５.０μｍ以下で硬質第２相の平均粒径が５.０μｍ以下である金属組織を有することを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える鋼板において、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.２５％、Ｓｉ：０.０２〜１.００％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下、Ｎ：０.００２０〜０.０１５％を含有し、さらにＴｉ：０.５００％以下およびＮｂ：０.５００％以下の群から選ばれる１種または２種を合計で０.０５０％以上、ならびにＣｕ：１.５％以下およびＮｉ：１.５％以下の群から選ばれる１種または２種を合計で０.０５％以上含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの平均結晶粒径が５.０μｍ以下で硬質第２相の平均粒径が５.０μｍ以下である金属組織を有することを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下およびＢ：０.０１％以下の群から選ばれる１種又は２種以上を含有する請求項１または２に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０５０％以下、ＲＥＭ：０.０５０％以下の群から選ばれる１種又は２種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記合金化溶融亜鉛めっき層が、質量％で、Ｆｅ：８〜１５％およびＡｌ：０.１５〜０.５０％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなる化学組成を有する請求項１〜４のいずれかに記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、熱間圧延完了後４秒間以内に冷却を開始し、熱間圧延後１０秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却し、４００℃〜７００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板となし、得られた熱間圧延鋼板を酸洗後３５〜８０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板となし、得られた冷間圧延鋼板をＡｃ３点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間滞在させ、その後４００〜６００℃の温度域まで冷却して、４００〜６００℃の温度域に５〜２００秒間滞在させ、次いで溶融亜鉛めっき処理および５４０℃以下の温度域での合金化処理を施すことを特徴とする高張力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、高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は主として自動車の車体等のようにプレス成形、曲げ加工等を施す用途に好適なめっき密着性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体の軽量化および安全性確保のため、引張強度（以下、「ＴＳ」ともいう。）が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板へのニーズが高まっている。
【０００３】
しかしながら、ただ単に高強度であればよいわけではない。例えば、成形性の観点からは高い延性、良好な曲げ性が求められており、衝突性能の観点からは高降伏比が、部品精度の観点からは低降伏比が、それぞれ求められている。また、部品精度に関しては、更にＴＳ及び降伏強度（以下、「ＹＳ」ともいう。）の変動を少なくすることが求められている。一方、防錆性の観点からは、溶融亜鉛めっきを施した鋼板が求められている。とりわけ、経済性、防錆機能、塗装後の性能の点で優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。
【０００４】
この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、次のようにして製造される。鋼板を溶融めっき前に予熱炉において加熱し、不めっきが生じないように露点を−２０℃以下に調整したＨ２＋Ｎ２の還元雰囲気中で焼鈍し、次いでめっき浴温前後に冷却し、その後に溶融Ｚｎめっきを施す。そして、この溶融亜鉛めっきを施した鋼板を、熱処理炉において４８０〜６００℃の材料温度で３〜３０秒加熱してＦｅ−Ｚｎ合金めっき相を形成することによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。
【０００５】
しかしながら、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板をプレス加工する場合、めっき表層においてＦｅ含有量が比較的低い軟質な合金相（ζ相）を有するときは、めっき表層と金型表面の凝着現象などにより金型表面と鋼板との間の摺動性に劣るため、めっき剥離（フレーキング）や鋼板のプレス割れが生じることがある。一方、めっき層中のＦｅ含有量が高い場合には、鋼板とめっき層の界面近傍に硬質なΓ、Γ１、δ１ｃ相が形成されるため、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板をプレス加工する場合にめっき層の粉化（パウダリング）が発生しやすくなる。この現象が発生すると、金型に剥離片が付着して押込み疵が生じることになる。
【０００６】
このような問題点を解決するために、軟鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、被膜のめっき層を比較的硬度のバランスが取れたδ１相主体の合金相とすることが提案されている。
【０００７】
例えば、特許文献１には、目付量：４５〜９０ｇ／ｍ２／片面を有する耐パウダリング性及び耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。ここでは、めっき層中のＦｅ含有量を８〜１２％に、そしてＡｌ含有量を０.０５〜０.２５％に管理して、被膜のめっき層にη、ζ相を存在させず、母材とめっき層の界面の合金層のΓ相を１.０μｍ以下にするものである。
【０００８】
特許文献２には、被膜のめっき層中のＦｅ含有量が８〜１２％となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関して、めっき浴中のＡｌ濃度を０.１３％以上に管理するとともに、母材となる鋼板の侵入板温を浴中Ａｌ濃度の増加に伴って上昇させたり、高周波誘導加熱炉出側の板温を適正範囲に管理することによって、耐パウダリング性及び耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが提案されている。
【０００９】
一方、高張力鋼板については、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダリング性の改善方法として、次のようにいくつか提案がなされている。
特許文献３で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材となる鋼板の化学組成を質量％でＣ：０.０５〜０.２０％、Ｓｉ：０.０２〜０.７０％、Ｍｎ：０.５０〜３.０％、Ｐ：０.００５〜０.１０％、Ｓ：０.１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.１０〜２.０％、Ｎ：０.０１％以下、およびＳｉ＋Ａｌ：０.５％以上に規定するとともに、７５０〜８７０℃で還元焼鈍を行い、次いで３５０〜５５０℃の低温に２０秒以上滞留させ、その後、溶融亜鉛めっきを行ってから、特定の合金化温度と滞留時間で合金化処理を行うことによって得られるものであり、母材となる鋼板中にオーステナイト（γ）相の含有量が１体積％以上残存することによって、母材となる鋼板に優れた局部延性とともに高強度を付与している。そして、被膜のめっき層中のＦｅ含有量を８〜１５質量％に規定するとともに、めっき層におけるΓ相平均厚みを２μｍ以下、厚み方向の最大Γ１相長さを１.５μｍ以下、そして、最大Γ１相長さとΓ相厚み比を１以下に規定することによって、耐パウダリング性を改善している。
【００１０】
特許文献４で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材となる鋼板の化学組成を質量％でＣ：０.０５〜０.２０％、Ｓｉ：０.０１〜１.５０％、Ｍｎ：０.５〜３.０％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.０１〜２.０％、Ｎ：０.０１％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０.５％以上に規定するとともに、７８０〜８７０℃で還元焼鈍した後、７００℃から５５０℃までの温度範囲を平均３０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで３５０〜５５０℃の低温に２０ｓｅｃ以上滞留させ、そして、常温まで冷却し、得られた母材に、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｏのうち１種又は２種以上付着させ、再び、７８０〜８７０℃で５〜５００秒滞留させて還元焼鈍を行い、そのときの到達温度からめっき浴温度近傍まで冷却してから、めっきを行い、５２０℃以下で合金化処理を行うことによって得られるものであり、母材となる鋼板中にオーステナイト（γ）相の含有量が１体積％以上残存することによって、母材となる鋼板に引張強度ＴＳ（ＭＰａ）×伸びＥｌ（％）≧２００００を満足する高強度と高延性を付与している。そして、被膜のめっき層中のＡｌ含有量を０.２〜０.４質量％に、Ｆｅ含有量を８〜１５質量％に規定し、１回目焼鈍後の、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｏなどの付着量を増加させ、合金化を促進させることで、耐パウダリング性と耐フレーキング性を改善している。
【００１１】
特許文献５では、鋼板粒界に酸化物を有することによって、特許文献６には粒界および粒内に酸化物を有することにより、めっき密着性の改善を図った技術が提案されている。
特許文献７には鋼板表層の合金成分を中央部よりも低下させることによりめっき密着性の向上を図った技術が提案されている。
【特許文献１】特開平１−６８４５６号公報
【特許文献２】特開平４−２７６０５３号公報
【特許文献３】特開２００２−３０４０３号公報
【特許文献４】特開２００２−４７５３５号公報
【特許文献５】特開平０９−１７６８１５号公報
【特許文献６】特開平０９−３１０１６３号公報
【特許文献７】特開２００２−１１５０３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
近年、軽量化のため母材を高強度化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が強く要望され、開発されてきている。しかしながら、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形時に、その被膜のめっき層にかかる面圧が急激に増加するので、軟鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも、プレス因子が被膜剥離挙動に大きく作用することになる。したがって、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形時の被膜損傷が大きくなる問題が生じる。
【００１３】
上述の特許文献１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板や特許文献２に記載の製造方法によって得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、軟鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関して、被膜のめっき層の合金相を規定するものであるが、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用しても、プレス成形時の耐パウダリング性の改善効果は殆ど認められないことが判明した。
【００１４】
次に、母材とめっき層の界面の密着力を高めるためには、極低炭素鋼板の場合、めっき浴中のＡｌ濃度を高めることにより、母材となる鋼板の粒内と粒界における合金化速度の差を拡大させ、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面の凹凸増加を図るという手法を採用できた。また、極低炭素鋼をベースとした高張力鋼板でも、同様な手法を採用すればよかった。ところが、本発明鋼のように引張強度が７８０ＭＰａ以上となるようなＣ含有量の高い鋼板の場合、同様な手法でめっき浴中のＡｌ濃度を高めても、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との密着強度が低強度鋼板よりも低下するという現象が判明した。
【００１５】
また、上述の高強度鋼板のパウダリング改善方法として特許文献３及び特許文献４で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼中のＳｉおよびＰの含有量が比較的高い鋼種である上に、その製造のために複雑な還元焼鈍ヒートパターンで熱処理を行う必要がある。さらに、これらの文献で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、従来のものよりも合金化に長い熱処理時間がかかるため、炉長の長い熱処理炉を必要とし、新たな設備投資が必要となるという問題がある。
【００１６】
高強度鋼板の溶融亜鉛めっきの密着性の改善として、特許文献５、６で提案された酸化物を活用した手法が提案されている。これらの文献には強度の記載がされてないが、実施例の成分から類推するとＴＳはせいぜい５９０ＭＰａ級であり、７８０ＭＰａ以上ではない。本発明者らの検討によると、ＴＳが７８０ＭＰａ超の鋼板については、特許文献５、６で提案された方法では、十分なめっき密着性が得られないことが判明した。
【００１７】
本発明は、このような問題点を解決することを目的としてなされたものであり、特にＴＳが７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板特有のめっき密着性を改善したプレス性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、加工性に優れた高張力鋼板に関する検討を行った。
その結果、Ｃ、Ｍｎ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂを所定の範囲に制御することにより、フェライトおよび硬質第２相の平均粒径を５.０μｍ以下とすることができ、７８０ＭＰａ以上の高強度と優れた延性および曲げ性を兼備させることができることを見出した。
【００１９】
しかしながら、前述のような微細粒鋼板の場合、鋼板表面の粒界面積が極度に増加してしまう。このため、従来、粒界と粒内の合金化速度の差を拡大させることにより確保するというめっき密着性向上の手法が、粒径が５μｍ以下の高強度鋼板については適用できないことが判明した。
【００２０】
この問題に対して、本発明者らは粒内の合金化速度を遅延させる手法を検討した結果、０.０２〜０.６０％のＳｉを含有させることが極めて有効であることを見出した。従来のような粒径が５.０μｍ超の組織の場合、Ｓｉを添加すると合金化速度の遅い粒内面積が増えすぎるため、合金化に長時間必要であり、かつ不めっきも発生するため、連続式溶融亜鉛めっきラインでの製造は困難であった。しかし、本発明のように、粒径が５.０μｍ以下の微細粒な高強度鋼板に対してＳｉを０.０２〜０.６０％含有させると、合金化速度が大きくかつ濡れ性も良好な粒界部と、合金化速度を適度に抑制した粒内部とを適正にバランスさせることができ、鋼板と合金化溶融亜鉛めっきの密着性を向上させることができることを見出した。
【００２１】
また、延性をさらに向上させるためにはＳｉ、Ｃｕ、Ｎｉを、強度を向上させるためにはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂを、曲げ性を向上させるためにはＣａ、ＲＥＭを含有させればよいことを見出し、本発明を完成させた。
【００２２】
本発明は、このような新たな知見に基づいて完成したものであって、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える鋼板において、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.２５％、Ｓｉ：０.０２〜０.６０％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下、Ｎ：０.００２０〜０.０１５％を含有し、さらにＴｉ：０.５００％以下およびＮｂ：０.５００％以下の群から選ばれる１種または２種を合計で０.０５０％以上含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの平均結晶粒径が５.０μｍ以下で硬質第２相の平均粒径が５.０μｍ以下である金属組織を有することを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
（２）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える鋼板において、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.２５％、Ｓｉ：０.０２〜１.００％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下、Ｎ：０.００２０〜０.０１５％を含有し、さらにＴｉ：０.５００％以下およびＮｂ：０.５００％以下の群から選ばれる１種または２種を合計で０.０５０％以上、ならびにＣｕ：１.５％以下およびＮｉ：１.５％以下の群から選ばれる１種または２種を合計で０.０５０％以上含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの平均結晶粒径が５.０μｍ以下で硬質第２相の平均粒径が５.０μｍ以下である金属組織を有することを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２４】
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下およびＢ：０.０１％以下の群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２５】
（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０５０％以下、ＲＥＭ：０.０５０％以下の群から選ばれる１種又は２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２６】
（５）前記合金化溶融亜鉛めっき層が、質量％で、Ｆｅ：８〜１５％およびＡｌ：０.１５〜０.５０％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２７】
（６）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、熱間圧延完了後４秒間以内に冷却を開始し、熱間圧延後１０秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却し、４００℃〜７００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板となし、得られた熱間圧延鋼板を酸洗後３５〜８０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板となし、得られた冷間圧延鋼板をＡｃ３点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間滞在させ、その後４００〜６００℃の温度域まで冷却して、４００〜６００℃の温度域に５〜２００秒間滞在させ、次いで溶融亜鉛めっき処理および５４０℃以下の温度域での合金化処理を施すことを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、優れた耐パウダリング性と優れためっき密着性とを有する曲げ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が提供される。本発明により、７８０ＭＰａ以上の強度を有し、降伏比が６０〜８０％の高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。この高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス性に優れており、家電、建材および自動車等の分野の構造部材として適している。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２９】
本発明に係る鋼板の化学組成を上述のように規定した理由について説明する。本明細書において化学組成を規定する「％」は「質量％」である。
（１）母材となる鋼板の化学組成
Ｃ：０.０３〜０.２５％
Ｃは低コストで強度向上に有効な元素である。Ｃ含有量が０.０３％未満では強度向上の効果が十分ではなく、目的とする強度を確保することが困難となるのでＣ含有量を０.０３％以上とする。好ましくは０.０６％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２５％超えると溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量を０.２５％以下とする。好ましくは０.１６％以下である。
【００３０】
Ｓｉ：０.０２〜０.６０％（０.０２〜１.００％）
Ｓｉは、合金化処理過程において、鋼板粒界から被膜のめっき層中へＦｅが拡散するのを助長する反面、粒内からめっき層中へＦｅが拡散するのを抑制し、母材とめっき層との界面の凹凸を増加させることにより、母材の鋼板とめっき層との界面密着強度を増加させる重要な元素である。
【００３１】
Ｓｉ含有量が０.０２％未満ではこの界面密着強度の向上効果が十分ではないので、Ｓｉ含有量を０.０２％以上とする。好ましくは０.０４％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０.６０％を超えると合金化速度が著しく低下するため、合金化処理時間を長時間化する必要が生じて生産性の低下や設備の長大化を招く。合金化処理時間を短縮するために合金化処理温度を上昇させると、操業性の低下もしくは上記界面密着強度の低下を招く。このためＳｉ含有量は０.６０％以下とする。好ましくは０.３０％以下である。
【００３２】
ただし、ＣｕおよびＮｉの１種または２種を合計で０.０５０％以上、望ましくは０.１０％以上含有させるとめっき処理性が改善されるので、Ｓｉ含有量の上限を１.００％まで緩和させることができる。
【００３３】
Ｍｎ：２.０〜４.０％
Ｍｎは鋼の高強度化に有効な元素である。また、鋼のＡｃ３点を下げ、好適な焼鈍温度範囲を広げる効果も有する。そのため、Ｍｎ含有量を２.０％以上とする。一方、過剰な含有は強度・延性バランスを劣化させるので、Ｍｎ含有量を４.０％以下とする。望ましくは３.０％以下である。
【００３４】
Ｐ：０.０５％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、高強度化に有効な元素でもあるので、必要に応じて含有させることができる。しかし、過剰に含有させると合金化速度の低下を招き、合金化処理時間を長時間化する必要が生じて、生産性の低下や設備の長大化を招く。合金化処理時間を短縮するために合金化処理温度を上昇させる場合には操業性の低下もしくは上記界面密着強度の低下を招く。このため、Ｐの含有量を０.０５％以下とする。好ましい含有量は０.０２５％以下である。Ｐによる高強度化の効果をより確実に得るには、Ｐ含有量を０.０２％以上とすることが好ましい。
【００３５】
なお、Ｐを含有させなくても、他の合金成分により、十分に高強度化が図られるときは、Ｐを積極的に含有させる必要はない。この場合、Ｐの下限は限定されない。
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、その含有量は低い方が好ましい。Ｓ含有量が０.０１％超ではＭｎＳの析出が顕著になり鋼板の伸びフランジ性や靭性を劣化させる。このため、Ｓ含有量を０.０１％以下とする。特に、低温靭性が必要な用途に対しては、Ｓ含有量を０.００２％以下とすることが好ましい。ただし、ＣａおよびＲＥＭの１種または２種を合計で０.０００５％以上、望ましくは０.００１０％以上含有させると、硫化物の析出形態が変化し、伸びフランジ性や靭性が改善されるので、そのような用途に対してもＳ含有量の上限を０.００５％まで緩和させることができる。
【００３６】
ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下
Ａｌは鋼の脱酸のために含有させることができる。しかし、過剰に含有させても効果が飽和してコスト増を招くのでｓｏｌ.Ａｌ含有量を０.８％以下とする。上記脱酸の効果をより確実に得るには、ｓｏｌ.Ａｌ含有量を０.０１％以上とすることが好ましい。
【００３７】
Ｎ：０.００２０〜０.０１５％
Ｎは、一般には不可避的に含有される不純物元素であるが、本発明においては、鋼板中に、Ｔｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の窒化物や炭窒化物を形成させて、鋼板の強度を上昇させるのに有効であるから、Ｎ含有量を０.００２０％以上とする。好ましくは０.００３５％以上である。一方、過剰の含有は粗大なＴｉＮを形成させ、靭性の劣化を招くので、Ｎ含有量を０.０１５％以下とする。好ましくは０.００６０％以下である。
【００３８】
Ｔｉ：０.５００％以下、Ｎｂ：０.５００％以下、Ｔｉ＋Ｎｂ≧０.０５０％
Ｔｉ、Ｎｂは１種または２種含有され、炭化物、窒化物、または炭窒化物を形成させ、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、焼鈍中のフェライトの再結晶を抑制する効果を有し、かつオーステナイトへの変態を促進し、焼鈍後の冷却時のフェライト変態を著しく促進させる効果を有する。また、結晶粒径を極度に微細化する効果を有する。このような効果を発現させるためには、ＴｉとＮｂの少なくとも１種を合計で０.０５０％以上含有させる。また、過剰に含有させても、効果が飽和してコスト増加を招くため、それぞれの含有量を０.５００％以下とする。好ましくはそれぞれ０.３００％以下である。
【００３９】
Ｃｕ、Ｎｉ：１.５％以下
本発明の鋼板は溶融亜鉛めっきを施すことにより耐食性を具備させるものである。鋼組成に必要に応じて含有させるＣｕおよび／またはＮｉは、表面に濃化してＳｉの表面濃化を抑制するため、めっき性の観点から０.６０％に制限されるＳｉ含有量の上限を１.００％まで広げる効果を有する。そのためには、Ｃｕおよび／またはＮｉの合計含有量を０.０５％以上とすることが好ましい。望ましくは合計含有量で０.１０％以上である。それぞれの含有量が１.５％を超えると効果が飽和してコスト増加を招くので、それぞれの含有量は１.５％以下とする。
【００４０】
また、Ｃｕには溶融めっきが施されてない端部での耐食性を向上させる作用を有する。そのためにはＣｕ含有量を０.０３％以上とすることが好ましい、０.５％を超えるとその効果は飽和する。
【００４１】
Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｂ：０.０１％以下
本発明の鋼板では、Ｔｉ、Ｎｂによる析出強化と、Ｍｎによる変態強化により７８０ＭＰａ以上の高強度化を達成することができる。しかし、Ｍｎは鋼板の組織をバンド状にするため、曲げ性が必要となる場合には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上添加してＭｎの一部を代替することが好ましい。また、さらに高強度化して９８０ＭＰａ以上とする場合にも、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上添加することが有効である。
【００４２】
しかし、Ｃｒ、ＭｏおよびＶについては、過剰に含有させると溶融めっきの濡れ性を劣化させるので、それぞれの含有量を１.０％以下とする。また、Ｂについては過度に添加すると靭性が劣化するのでＢ含有量を０.０１％以下とする。高強度化の効果をより確実に得るには、Ｃｒ、ＭｏおよびＶについてはそれぞれ０.０３％以上、Ｂについては０.０００３％以上とすることが好ましい。
【００４３】
なお、Ｂはフェライト変態を抑制して硬質第２相の生成を助長して鋼板を強化する作用を有するが、特にＭｏと共に含有させると曲げ性を著しく改善させながら高強度化を達成する効果を有するので、ＭｏとＢとを複合して含有させることが好ましい。
【００４４】
Ｃａ：０.０５０％以下、ＲＥＭ：０.０５０％以下
これらの元素は、硫化物の析出形態を変化させ、伸びフランジ性や靭性を改善する作用を有するので、必要に応じて１種または２種含有させることができる。過剰に含有させても効果が飽和してコスト増加を招くので、それぞれの含有量を０.０５０％以下とする。上記作用による効果をより確実を得るには、合計で０.０００５％以上含有させることが好ましく、０.００１０％以上含有させることがさらに好ましい。
【００４５】
（２）母材となる鋼板の組織
本発明にかかる鋼板の組織は次のように規定される。
引張強度が７８０ＭＰａ以上となる領域で、良好な曲げ性を実現するためには、フェライトの平均結晶粒径および硬質第２相の平均粒径をそれぞれ５.０μｍ以下とする。さらにそれぞれ３.０μｍ以下とするのが望ましい。
【００４６】
ここで、上記硬質第２相は、ＳＥＭレベルで観察される１〜５μｍのマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトまたはそれらの混合物である。
本発明の場合、焼鈍中にオーステナイト粒が微細化（粒径１〜５μｍ）し、その後の冷却中に微細オーステナイト粒の一部が微細フェライトに変態する。残った微細オーステナイト粒のうち、あるものはベイナイトに、あるものはマルテンサイトに、あるものはマルテンサイト・オーステナイト混合物に変態する。後述する図１のＳＥＭ観察組織写真に示すように、それらを「硬質第２相」と総称する。それらの粒径はＳＥＭ観察写真から、切断法によって求めることができる。
【００４７】
（３）被膜となるめっき層の化学組成
Ｆｅ：８〜１５％
被膜となる亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が８％未満の場合は、合金化処理後のめっき層の表層部に軟質部位が形成されやすくなり、摺動性が低下して被膜のめっき層が母材の鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が増加する。したがって、Ｆｅ含有量は８％以上とする。好ましくは９.５％以上である。一方、Ｆｅ含有量が１５％を超えると、鋼板に曲げ加工が施された場合に、曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによるパウダリング剥離量が増加する。このため、Ｆｅ含有量は１５％以下とする。好ましくは１４％以下である。
【００４８】
Ａｌ：０.１５〜０.５０％
被膜となる亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が０.２０％未満の場合は、めっき浴中における合金層の発達の抑制効果が不十分となり、めっき付着量の制御が困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０.１５％以上とする。好ましくは０.２０％以上、さらに好ましくは０.２５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０.５０％を超えると、合金化速度が低下することから通常のライン速度では上記Ｆｅ含有量を実現するために合金化処理温度を５３０℃超とせざるを得なくなる場合があり、後述するように鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度を２０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、Ａｌ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.４５％以下、さらに好ましくは０.４０％以下である。
【００４９】
その他：
被膜となる亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃〜５００℃で、鋼板の侵入温度が４００℃〜５００℃、合金化温度が４６０〜６００℃である。
【００５０】
このようにめっき被膜の化学組成の残部は実質上Ｚｎである。
（４）母材となる鋼板の製造条件
本発明に係る鋼板は、その製造に際しては、熱間圧延、冷間圧延、そして溶融亜鉛めっきを経て製造される。好適な製造条件を以下に示す。
【００５１】
例えば、上記化学組成に調整された溶鋼を、連続鋳造または鋳造および分塊圧延によりスラブとした後、熱間圧延を施す。熱間圧延は、通常、スラブを粗バーとする粗熱間圧延工程と粗バーを熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程とからなるが、このとき、粗熱間圧延後で仕上熱間圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により粗バー全長の温度均一化を図ると、コイル内の特性変動を抑制することができるので好ましい。また、仕上熱間圧延はＡｒ３点以上で行うのが望ましい。
【００５２】
熱間圧延完了後４秒間以内に冷却を開始し、熱間圧延完了後１０秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却し、４００〜７００℃で巻き取る。冷却開始時間が熱間圧延完了後４秒間超であったり、熱間圧延完了後１０秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却しない場合には、組織が粗大化して曲げ性が劣化する。
【００５３】
巻取り温度については、４００℃未満となると、著しく硬化し、冷間圧延が困難になるので、４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、７００℃を超えるとスケールロスにより歩留が悪化する。このため巻取り温度は７００℃以下とする。
【００５４】
熱間圧延後に行う酸洗、冷間圧延については常法でもよい。酸洗の前もしくは後に、０〜５％程度の軽度の圧延を行い、形状を修正すると平坦確保の点で有利となる。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、溶融めっきの密着性の観点から制限されているＳｉ、Ｐの好適範囲を広げる効果がある。
【００５５】
冷間圧延の圧下率は、３５〜８０％の範囲で特に問題はない。圧下率を高くすると、焼鈍時のオーステナイトへの変態を促進するので、焼鈍の好適範囲を広げる効果を有する。
このようにして得られた冷間圧延鋼板を、Ａｃ３点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間滞在させた後に溶融亜鉛めっきを施す。Ａｃ３点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間滞在させる均熱処理と溶融亜鉛めっき処理とは連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが生産性および製造コストの観点から好ましい。
【００５６】
均熱温度がＡｃ３点未満ではオーステナイト変態が不十分であるため目的とする曲げ性を確保することが困難となり、９５０℃超ではオーステナイトの粒成長が過剰に促進されて組織が粗大化するため目的とする強度や曲げ性の確保が困難となる。
【００５７】
本発明においては、Ｔｉ＋Ｎｂを多量に含有しているため、冷間圧延により加工されたフェライトの再結晶は著しく抑制される。そのため、加熱時にオーステナイト域まで加工歪が残存し、オーステナイトへの相変態が著しく促進される。その結果、わずか５秒間以上の均熱により、加工フェライトからオーステナイトへ変態が完了し、加工歪みが取り除かれる。均熱時間が５秒間未満では、オーステナイトへの変態が十分でないため、加工歪みが残存し、最終製品の延性が劣化する。
【００５８】
一方、均熱時間は２００秒間以下とする。本発明の場合、Ｔｉ＋Ｎｂを多量に含有しているため、均熱時のオーステナイトの粒成長を効果的に抑制することができる。そのため、上限としては２００秒間までなら問題ない。ただし、生産性の観点からは、１２０秒間以内とするのが望ましい。均熱時間が２００秒間超となると、均熱中のオーステナイトが過剰に粒成長し、微細粒、ひいては良好な曲げ性が得られなくなる場合があるので、均熱時間を２００秒間以下とする。
【００５９】
均熱後の冷却については、特に制限を設けないが、７００℃までは４０℃／秒以下とするのが望ましい。４０℃／秒以下の冷却速度とＴｉ＋Ｎｂの多量添加の複合効果によりフェライト変態が著しく促進され、かつ、フェライト粒径を５.０μｍ以下とすることができる。７００℃から、４００〜６００℃の温度範囲の冷却停止温度までの冷却については、特に制限を設けないが、例えば、７０℃／ｓ以下であれば問題ない。また、上記冷却停止温度を５００〜６００℃の温度範囲にすることにより、効果的に高強度化をはかる事ができる。一方、４００〜５００℃の温度範囲とすることにより、高強度化を抑制する代わりに、曲げ性の更なる改善をはかることができる。
【００６０】
（５）めっき条件
めっき浴中のＡｌ濃度：０.０８〜０.２０％
めっき浴中のＡｌ濃度が０.０８％未満の場合、合金化処理前のめっき浴中において既に過剰のＦｅ−Ｚｎ界面合金層が形成されてしまうため、付着量の制御が困難となる。したがって、めっき浴中のＡｌ濃度は０.０８％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.０９％以上である。
【００６１】
一方、めっき浴中のＡｌ濃度が０.２０％を超えると、めっき被膜中へのＡｌ濃化が過剰に進行して合金化速度の低下をもたらし、通常のライン速度では上記Ｆｅ含有量を実現するために合金化処理温度を５４０℃超とせざるを得なくなる場合があり、後述するように鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が２０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、めっき浴中のＡｌ濃度は０.２０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.１５％以下である。
【００６２】
浸漬時間については、５秒間以内であれば性能、操業性を特に阻害することはない。その他のめっき条件については、一般的に採用されている範囲で良く、めっき浴温は４００〜５００℃、侵入板温は４００〜５００℃の範囲で有れば特に問題はない。めっき浴中のＡｌ以外の成分として、不可避元素であるＦｅとＰｂ、Ｃｄ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｓｉのそれぞれが０.１％以下含有されていても本性能に影響を及ぼさない。付着量は一般に製品として用いられている片面当り２５〜７０ｇ／ｍ２の範囲とすればよい。
【００６３】
（６）合金化処理
合金化処理温度：４６０〜５４０℃
合金化処理温度が４６０℃未満であると、ζ相の粗大結晶が合金化溶融亜鉛めっき層の表層部に形成されやすく、亜鉛めっき層中のＦｅの含有量が８％未満となってしまう場合がある。したがって、合金化処理温度を４６０℃以上とすることが好ましい。さらに好ましくは４７０℃以上であり、最も好ましくは４８０℃以上である。
【００６４】
一方、合金化処理温度が５４０℃を超えると、上述した鋼板中へのＳｉ含有によるめっき被膜中のＺｎがめっき母材である鋼板の粒界へ拡散するのを助長する効果が弱まり、鋼板の粒内への拡散が支配的となるため、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が低下する。したがって、合金化処理温度を５４０℃以下とする。好ましくは５２０℃以下である。合金化処理における加熱手段については、輻射加熱、高周波誘導加熱、通電加熱等何れの手段によっても良い。
【００６５】
（７）調質圧延
調質圧延に関しては特に制限を設けない。圧延荷重の観点から、伸び率を０.５％以下とするのが望ましい。
【００６６】
（８）後処理
めっき後の製品表面は、無処理でも構わないが、公知のクロム酸処理、リン酸塩処理、樹脂被膜塗布などの後処理を施しても構わない。また、防錆油を塗付してもよく、その塗付に用いる防錆油については、市販の一般的なもので良いが、極圧添加剤であるＳやＣａを含有した高潤滑性防錆油を塗布しても良い。
【実施例１】
【００６７】
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延した。得られた熱延鋼板を酸洗し、表２に示す冷圧率で冷間圧延を行った。得られた冷延鋼板に対し、表２に示す条件で、焼鈍および溶融亜鉛めっきを行い、得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、引張試験、限界曲げ、組織、めっき特性を調査した。その結果を表３に示す。
【００６８】
機械的性質は、圧延直角方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されている５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法でＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定した。
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０４に規定されている３号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４８に規定されている押し曲げ法により、１８０°曲げを行い、割れが発生しない限界曲げｒにて評価した。
【００６９】
図１は実験Ｎｏ.１で得られた供試材のＳＥＭ観察による組織写真である。フェライト相の粒界に硬質第２相としてのマルテンサイト・オーステナイトの混合物が析出しているのがわかる。
【００７０】
めっき特性は下記のように調査した。
１）試料片の採取
合金化処理後の試料から２５ｍｍφの試料片を採取し、０.５ｖｏｌ％インヒビター（商品名：朝日化学製「イビット７１０Ｎ」）を含有した１０％ＨＣｌ水溶液でめっき層を溶解し、これをＩＣＰ法でめっき層の組成分析に供した。
【００７１】
２）鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度の測定
合金化処理を施したサンプルを長手方向が圧延方向となるように２０ｍｍ×１００ｍｍに裁断し、サンスター（株）製の一液型エポキシ系構造用接着剤（商品名：Ｅ−６９７３）を接着剤として用い、重ね代：１２.５ｍｍ、接着剤膜厚：２００μｍ、焼付条件：１８０×２０分、引張速度：５ｍｍ／分、室温下の条件で長手方向に引張試験を実施した。本試験の界面密着強度は、母材変形も加わるため基板強度の影響を受けるが、今回のようにＹＰが３５０ＭＰａ以上の母材では、殆ど無視できる。試験の結果、強度が２０ＭＰａ以上のものを密着強度が良好とし、２０ＭＰａ未満のものを不良とした。
【００７２】
【表１】
2008255442.tif 000003
【００７３】
【表２】
2008255442.tif 000004
【００７４】
【表３】
2008255442.tif 000005
【００７５】
表３に示すように、本発明範囲を満たす場合、良好な強度・延性バランスと良好な曲げ性およびめっき特性を兼ね備えている。一方、成分が本発明を外れる実験Ｎｏ.２０、２３は強度が低めであり、Ｎｏ.２１、２２はめっき密着強度が不良であり、Ｎｏ.２４は強度延性バランスおよび曲げ性が不良であり、Ｎｏ.２５〜２７は組織が不良であるため曲げ性が不良であった。
【実施例２】
【００７６】
表１のＮｏ.１、３、１４、１６に対し、表４に示す条件で熱延、酸洗、冷延、および、連続溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施した後、引張試験、限界曲げ、組織、めっき特性を調査した。その結果を表５に示す。
【００７７】
【表４】
2008255442.tif 000006
【００７８】
【表５】
2008255442.tif 000007
【００７９】
製造条件が本発明範囲内であるＮｏ.１、３２、３、３８、１４、４４、１６、５０は良好な強度・延性バランスと良好な曲げ性およびめっき特性を兼ね備えている。一方、製造条件が本発明を外れるＮｏ.２９、３０、３５、３６、４１、４２、４７、４８は組織不良であり、曲げ性が不良となっている。Ｎｏ.３１、３７、４３、４９は未再結晶が含まれ、強度延性バランスおよび曲げ性が不良となっている。Ｎｏ.３３、３４、３９、４０、４５、４６、５１、５２はめっき密着強度が不良となっている。
【図面の簡単な説明】
【００８０】
【図１】実施例の実験No.１で試料のＳＥＭ観察組織写真である。
【図１】
2008255442.tif 000008