(57)【要約】【課題】ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＴＳ×全伸び≧２００００ＭＰａ・％を満足し、ちり発生電流が６．２５ｋＡ以上である溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．８０〜２．５０％、Ｍｎ：０．８〜３．００％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％およびＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、フェライトを面積率で５０％以上、残留オーステナイトを面積率で３％以上含み、フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比が２．００以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．８０〜２．５０％、Ｍｎ：０．８０〜３．００％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％およびＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、フェライトを面積率で５０％以上、残留オーステナイトを面積率で３％以上含み、フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比が２．００以上であることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜２．００％、Ｍｏ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％およびＣｕ：０．００５〜２．００％から選ばれる１種または２種以上を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％およびＮｂ：０．０１〜０．１０％から選ばれる１種または２種を更に含有することを特徴とする請求項１または２に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５％を更に含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％およびＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる１種または２種以上を更に含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記の溶融亜鉛めっき鋼板は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量及び平均固溶Ｍｎ量が何れも０．５ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
前記高強度溶融亜鉛めっき鋼板はめっき層中Ｆｅ％が７〜１５％の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、かつめっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量と平均固溶Ｍｎ量は、平均固溶Ｓｉ量が母材平均組成のＳｉ量の７０〜９０％であり、平均固溶Ｍｎ量が母材平均組成のＭｎ量の５０〜９０％であることを特徴とする請求項６に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の組成を有するスラブを熱間圧延および冷間圧延を行い製造した冷延鋼板を４００〜６５０℃まで平均１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、その後さらに最高到達温度７５０℃以上まで加熱し３０ｓ以上保持した後、７５０℃から平均１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却して３０ｓ以上保持した後、溶融亜鉛めっきを施す、或いは、更に４６０℃以上５７０℃以下まで加熱してめっきの合金化処理をすることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の成分を有するスラブを熱間圧延、冷間圧延した後、直火炉型または無酸化炉型の加熱帯を有する連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍するに際し、加熱帯において４００℃から６５０℃までの平均加熱速度が１０℃／ｓ以上で加熱帯出側温度が６５０℃以上になるように加熱し、次いで、還元帯において平均加熱速度０．１〜１０℃／ｓにて最高到達温度７５０℃以上まで加熱し３０ｓ以上保持した後、７５０℃から平均１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却して３０ｓ以上保持した後、溶融亜鉛めっきを施す、或いは更に溶融亜鉛めっき後に４９０〜５５０℃に加熱して合金化処理を施すことを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度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、自動車、電気等の産業分野で使用される部材をスポット溶接にて接合する際の溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上および自動車の衝突安全性向上の観点から、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化かつ高強度化しようとする動きが活発であり、高張力鋼板の自動車への適用が促進されている。高張力鋼は成形性が軟鋼と比較して乏しいため、種々の組織制御を行った成形性の高い高張力鋼板が開発されている。さらには、最近の自動車への耐食性向上の要求が強いことから、溶融亜鉛めっきを施した高張力鋼板が開発されている。
従来の技術としては、例えば、特許文献１では、加工性が優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。また特許文献２、３では、穴広げ性に優れためっき鋼板が、特許文献４では、延性に優れためっき鋼板が提案されている。
【０００３】
しかし、高張力鋼板使用の際には、成形性と耐食性以外に、溶接性も重要である。自動車用部品は通常スポット溶接で接合される。その際に適正なナゲット径を得る適正電流範囲が広いほうが好ましい。しかし、実際の部材接合時には溶接を行うフランジ部が接合部材同士で完全に密着する場合が少ない。その原因として、部品の成形精度が悪いこと、高張力鋼は鋼板の電流に対する抵抗が大きいこと、溶接時にフランジ部を加圧したときの鋼板の変形抵抗が高いことが上げられる。高張力鋼の適用範囲を広げるためにはこれらの因子を改善する必要がある。上記の公知技術においては溶接性の改善についての検討はなされておらず、溶接性改善のための技術開発が必要であった。
【０００４】
非特許文献１については、［課題を解決するための手段］の項で説明する。
【特許文献１】特開２００２−６９５７５号公報
【特許文献２】特開２００２−６９５７４号公報
【特許文献３】特開２００４−２９２８９１号公報
【特許文献４】特開２００３−５５７５１号公報
【非特許文献１】Proceedings of the International Workshop on the Innovative Structural Materials for Infrastructure in 21st Century p189(Fig.4)
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明における課題は、上記問題に鑑みて、高い成形性をもち、かつ溶接性を改善した高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造することである。具体的には、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＴＳ×全伸び≧２００００ＭＰａ・％を達成し、かつちり発生電流が６．２５ｋＡ以上である溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、種々の鋼板について、ＴＳ×全伸びおよび低加圧条件でのちり発生電流について検討した。その結果、鋼板中に残留オーステナイトを残存させるだけでは、溶接性が改善できないことがわかった。鋼板の成分および熱処理条件を鋭意検討した結果、残留オーステナイトを残存させながら、鋼板のフェライト相に対するそれ以外の硬質相のナノ硬さの比を２．００以上とすることにより、成形性および溶接性を改善でき、さらに溶融亜鉛めっきが可能となることを見出した。ここでいうナノ硬さとは、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のＴＲＩＢＯＳＣＯＰＥを用いて、荷重１０００μＮで表面から板厚１／４位置のフェライトと第２相をおのおの１５点測定した、その平均値である。本発明で測定した条件では、圧痕の押し込み深さ（＝ｃｏｎｔａｃｔ  ｄｅｐｔｈ）は７０ｎｍ以下であった。圧痕の一辺に換算すると、約５００ｎｍ以下に相当する。
【０００７】
ミクロ組織の硬さ測定手法としては、ビッカース硬度が有名である。しかし、ビッカース硬度は負荷荷重の最小値が０．５ｇｆであり、本発明鋼のように第２相が数ミクロンと小さくかつ微細に分散している場合には第２相の硬度測定はできなかった。本明細書では第２相とはフェライト以外の相で、マルテンサイトもしくはベイナイトもしくは残留オーステナイトである。また、第２相がビッカース硬さ試験が可能なサイズであったとしても、ナノ硬さはビッカース硬さとは異なる値を示す。例えば、残留オーステナイトは圧痕の押し込みによってマルテンサイトに変態し硬化するが、硬化挙動はナノ硬さの方が周囲の拘束を受けにくいと考えられ、硬化しにくい。また、マルテンサイトは組織内にパケット、ブロック、ラスという階層構造をもち、ベイナイトもシーフやサブユニットと呼ばれる階層構造をもつため、非特許文献１で明らかにされているように、硬さは圧痕サイズ依存性があり、１μｍ以下の圧痕サイズで評価した結果と、ビッカース硬さ計で測定できる５μｍ以上の圧痕サイズで評価した結果が異なる。
【０００８】
特許文献３においては、穴広げ性改善のために、フェライト相とベイナイトの硬度比を２．６以下に制御しているが、鋼板のナノ硬さの比は２．０以上に制御できておらず、溶接性は改善されなかった。このように、本技術はナノ硬さを制御することが重要となる。
【０００９】
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．８０〜２．５０％、Ｍｎ：０．８０〜３．００％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％およびＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、フェライトを面積率で５０％以上、残留オーステナイトを面積率で３％以上含み、フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比が２．００以上であることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１０】
（２）質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜２．００％、Ｍｏ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％およびＣｕ：０．００５〜２．００％から選ばれる１種または２種以上の元素を更に含有することを特徴とする上記（１）に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
（３）質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％およびＮｂ：０．０１〜０．１０％から選ばれる１種または２種の元素を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（４）質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５％を更に含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１つに記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
（５）質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％およびＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる１種または２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１つに記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
（６）前記の溶融亜鉛めっき鋼板は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１つに記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１５】
（７）（１）〜（５）のいずれか１つに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量及び平均固溶Ｍｎ量が何れも０．５ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
（８）前記高強度溶融亜鉛めっき鋼板はめっき層中Ｆｅ％が７〜１５％の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、かつめっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量と平均固溶Ｍｎ量は、平均固溶Ｓｉ量が母材平均組成のＳｉ量の７０〜９０％であり、平均固溶Ｍｎ量が母材平均組成のＭｎ量の５０〜９０％であることを特徴とする（６）に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１７】
（９）上記（１）〜（５）のいずれか１つに記載の成分を有するスラブを熱間圧延および冷間圧延を行い製造した冷延鋼板を４００〜６５０℃まで平均１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、その後さらに最高到達温度７５０℃以上まで加熱し３０ｓ以上保持した後、７５０℃から平均１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却して３０ｓ以上保持した後、溶融亜鉛めっきを施す、或いは、更に４６０℃以上５７０℃以下まで加熱してめっきの合金化処理をすることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
（１０）（１）〜（５）のいずれか１つに記載の成分を有するスラブを熱間圧延、冷間圧延した後、直火炉型または無酸化炉型の加熱帯を有する連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍するに際し、加熱帯において４００℃から６５０℃までの平均加熱速度が１０℃／ｓ以上で加熱帯出側温度が６５０℃以上になるように加熱し、次いで、還元帯において平均加熱速度０．１〜１０℃／ｓにて最高到達温度７５０℃以上まで加熱し３０ｓ以上保持した後、７５０℃から平均１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却して３０ｓ以上保持した後、溶融亜鉛めっきを施す、或いは更に溶融亜鉛めっき後に４９０〜５５０℃に加熱して合金化処理を施すことを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、成形性が良好で、さらに溶接性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造でき、産業上の利用価値は非常に大きく、特に自動車車体の軽量化および防錆化に対して極めて有益であって、工業的効果が大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
以下、本発明を詳細に説明する。先ず、鋼成分組成について説明する。各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、単に「％」で示す。
【００２１】
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、その他フェライト以外の相を生成し、鋼板強度を上昇させるために必要な元素である。さらには、残留オーステナイト中にＣを一定量以上濃化させることにより、ＴＲＩＰ効果により鋼板の成形性を向上させる効果を示す。Ｃ量が０．０５％未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、鋼板の強度の確保が難しい。一方、Ｃ量が０．３０％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化する。こうした観点から、Ｃ量を０．０５〜０．３０％の範囲内とする。好ましくは、０．０８％〜０．２０％である。
【００２２】
Ｓｉ：０．８０〜２．５０％
Ｓｉは、鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きがある。この効果はＳｉが０．８０％以上で得られる。また、フェライト中の固溶Ｓｉが鋼板のＴＳ×伸びを改善する効果もある。しかし、Ｓｉの２．５０％を超える過剰な添加はフェライト中への固溶量の増加による成形性、靭性の劣化、また赤スケール等の発生による表面性状や溶融めっきのめっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、添加量を０．８０〜２．５０％とする。
【００２３】
Ｍｎ：０．８０〜３．００％
Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、フェライト以外の相の体積の増加し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とするために必要な元素である。この効果は、Ｍｎが０．８０％以上で得られる。一方、Ｍｎを３．００％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大や固溶強化による強度上昇が著しくなり、成形性が低下する。従って、３．００％以下とする。好ましくは、１．００％以上、２．６０％以下である。
【００２４】
Ｐ：０．００３〜０．１００％
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果はＰ：０．００３％以上で得られる。しかし、０．１００％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、Ｐ量を０．００３％〜０．１００％にする。
【００２５】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面から０．０１０％以下とする。
【００２６】
Ａｌ：０．０１〜０．５０％
ＡｌはＳｉと同様にフェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、多量に添加するほど残留オーステナイトの生成を促進する。残留オーステナイト生成促進の観点から、Ａｌは０．０１％以上とする。しかし、Ａｌは鋼板の固有抵抗を大きく上昇させ、溶接性を劣化させる傾向がある。０．５０％を超える添加では、本技術では溶接性の改善ができず、ちり発生電流が６．２５ｋＡ未満となる。よって、０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。
【００２７】
Ｎ：０．００７％以下
Ｎの総量が０．００７％を超えると鋼板内部の粗大なＡｌＮが増加し、疲労特性が急激に劣化する。そのため、０．００７％以下とする。
【００２８】
本発明では、上記の鋼組成を必須成分として含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、以下の成分については適宜含有することもできる。
【００２９】
Ｃｒ：０．００５〜２．００％
Ｃｒは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は０．００５％以上で得られる。しかし、２．００％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、０．００５％〜２．００％と規定する。
【００３０】
Ｖ：０．００５〜２．００％
Ｖは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は０．００５％以上で得られる。しかし、２．００％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、０．００５％〜２．００％と規定する。
【００３１】
Ｍｏ：０．００５〜２．００％
Ｍｏは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は０．００５％以上で得られる。しかし、２．００％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、０．００５％〜２．００％と規定する。
【００３２】
Ｎｉ：０．００５〜２．００％
Ｎｉは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は０．００５％以上で得られる。しかし、２．００％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、０．００５％〜２．００％と規定する。
【００３３】
Ｃｕ：０．００５〜２．００％
Ｃｕは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は０．００５％以上で得られる。しかし、２．００％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、０．００５％〜２．００％と規定する。
【００３４】
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％
Ｔｉは鋼の強化に有効であり、この効果は０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、０．２０％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、０．０１％〜０．２０％とする。
【００３５】
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは鋼の強化に有効であり、この効果は０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、０．１０％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、０．０１％〜０．１０％とする。
【００３６】
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し強度を上昇させる作用を有する。その効果は０．０００２％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、０．０００２％〜０．００５０％とする。
【００３７】
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
Ｃａは局部延性を向上させることにより伸び向上すなわち成形性向上に寄与する作用を有する。その効果は０．００１％以上で得られ、０．００５％で飽和する。従って、０．００１％〜０．００５％とする。
【００３８】
ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％
ＲＥＭは局部延性を向上させることにより伸び向上すなわち成形性向上に寄与する作用を有する。その効果は０．００１％以上で得られ、０．００５％で飽和する。従って、０．００１％〜０．００５％とする。
【００３９】
次に、鋼板の組織について説明する。
【００４０】
フェライトが面積率で５０％以上：
フェライト相が５０％未満では、ＴＳ×伸び≧２００００ＭＰａ・％を達成困難なため５０％以上とする。好ましくは６０％以上である。
【００４１】
残留オーステナイトが面積率で３％以上：
残留オーステナイトが３％未満では、ＴＳ×伸び≧２００００ＭＰａ・％を達成困難なため３％以上とする。好ましくは、５％以上である。
【００４２】
フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比が２．００以上：
この硬度比の制御が本技術の最大の特徴である。フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比を２．００以上とすることにより、鋼板のＴＳ×伸びを改善するとともに、ちり発生電流を６．２５ｋＡ以上とすることができる。この理由は定かではないが、おそらくスポット溶接時の加圧により鋼板同士の密着性が改善することにより、ちり発生限界が高くなると推定される。
【００４３】
なお、フェライトと残留オーステナイト以外の相はマルテンサイトおよび／もしくはベイナイトである。
【００４４】
次に、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量について説明する。
【００４５】
溶融亜鉛めっき後合金化処理しない高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量及び平均固溶Ｍｎ量が何れも０．５ｍａｓｓ％以下である。
【００４６】
鋼中にＳｉ、Ｍｎ量が多いと、焼鈍段階で溶融亜鉛めっきの直前にＳｉ、Ｍｎが表面濃化しているため、溶融亜鉛めっき後合金化処理しない溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき密着性が劣化しやすい。このため、溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき密着性の観点から、地鉄表層で焼鈍時に選択酸化する易酸化性元素を内部酸化して、表層部の母材中の易酸化性元素の固溶絶対量が大幅に低下している必要がある。製造工程で内部酸化する領域は、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部であればめっき特性の確保に十分であるため、この領域における組成制御に着眼した。めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄中における固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｎ量がそれぞれ０．５質量％以下であると実使用に十分耐えうるめっき密着性を確保でき、また不めっきの発生を防止できるが、０．５ｍａｓｓ％超であると不めっきが発生したりめっき密着性が劣化したりするようになる。従って、めっき密着性を確保し、不めっきの発生を防止するには、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量及び平均固溶Ｍｎ量が何れも０．５ｍａｓｓ％以下であることが必要である。
【００４７】
母材はＣＧＬ（連続溶融亜鉛めっきライン）に入る前に予め表面改質し内部酸化させておいても構わない。改質方法は問わないが、例えば熱延鋼板を、熱処理したり、比較的高めの温度、例えば６５０℃以上の温度で巻取り、また巻取り後のコイルの冷却速度を遅めにしても構わない。熱処理方法としては、熱延コイルをＮ２雰囲気などの非還元性雰囲気中で６５０℃で熱処理する方法などが考えられる。
【００４８】
またＣＧＬの加熱帯をＤＦＦ（直火炉）もしくはＮＯＦ（無酸化炉）型にし、ＣＧＬの加熱帯で地鉄表層を酸化処理し、その後還元処理した際に鉄スケールから供給される酸素で地鉄表層を同様に内部酸化させることで、母材表層中の易酸化性元素の固溶元素量を低下させ、溶融亜鉛めっき直前のＳｉ、Ｍｎ等の表面濃化を抑制しても構わない。後記するように、表層部における固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｎ量は、たとえば酸化処理した後還元帯で還元処理する際に加熱帯出側の鋼板温度を上げることでＳｉ、Ｍｎ等を内部酸化させ、地鉄表層部の固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｎ量を低減することができるので、加熱帯出側温度を適宜温度に制御することで、地鉄表層部の固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｎ量を制御することができる。
【００４９】
酸化物の有無はめっき鋼板を樹脂に埋め込み研磨することで鋼板断面を出し、ＥＰＭＡで組成分析して易酸化性元素であるＳｉ、Ｍｎ等と酸素の共存の有無を確認したり、断面の抽出レプリカやＦＩＢで薄膜加工した試料をＴＥＭで組成分析等することで確認出来る。
【００５０】
地鉄中のＳｉ、Ｍｎの固溶量は、同様にして作製した試料の断面で、酸化物が析出していない箇所の組成分析をすることで確認出来る。なお、電子線の拡散により、分析位置の近傍に存在する酸化物からの特性Ｘ線に由来する誤差を防ぐため、固溶量の測定にはＦＩＢで薄膜加工した試料を２００００倍以上の倍率でＴＥＭ−ＥＤＳ組成分析する方法が好ましい。この方法は、試料が薄膜であるため、電子線の広がりが押さえられ、分析位置の近傍に存在する酸化物からの特性Ｘ線に由来する誤差を抑制し、地鉄そのものにおける固溶元素量の精密な測定が可能である。
【００５１】
めっき層を合金化処理しない溶融亜鉛めっき鋼板については、めっき層直下の表層構造がめっき直前の焼鈍直後の状態をかなり保持しており、Ｓｉ固溶量、Ｍｎ固溶量をあらかじめ低く抑えておくことで、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｎ量を０．５ｍａｓｓ％以下にすることができる。
【００５２】
めっき層を合金化処理した高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層中Ｆｅ％が７〜１５％で、かつめっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量と平均固溶Ｍｎ量は、平均固溶Ｓｉ量が母材平均組成のＳｉ量の７０〜９０％であり、平均固溶Ｍｎ量が母材平均組成のＭｎ量の５０〜９０％である。
【００５３】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき層直下の表層構造は合金化処理による地鉄表層がめっき層中に溶出するためめっき直前の焼鈍直後の状態とやや異なり、めっき層を合金化処理しない溶融亜鉛めっき鋼板よりもＳｉ固溶量、Ｍｎ固溶量が増加する。めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量、平均固溶Ｍｎ量が、母材平均組成のＳｉ量、Ｍｎ量に対し、Ｓｉは７０〜９０％、Ｍｎは５０〜９０％であることがめっき密着性や合金化均一性などの確保のために必要である。
【００５４】
母材にある程度ＳｉやＭｎが固溶していると、Ｆｅ−Ｚｎ合金化後の界面の密着性が向上する効果が得られる。これは母材中に固溶しているＳｉ、ＭｎなどがＦｅ−Ｚｎ合金化反応を適度に不均一化して界面のアンカー効果を引き起こすためと考えられる。めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量が、母材平均組成のＳｉ量の７０％以上、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｍｎ量が、母材平均組成のＭｎ量の５０％以上になるとこの効果が十分に発現される。平均固溶Ｓｉ量が母材平均組成のＳｉ量の７０％未満、平均固溶Ｍｎｉ量が、母材平均組成のＭｎ量の５０％未満になるとこの効果が不十分になり、アンカー効果が低下しめっき密着性が劣化する。めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Ｓｉ量が、母材平均組成のＳｉ量の９０％超、平均固溶Ｍｎ量が、母材平均組成のＭｎ量の９０％超になると焼鈍時のＳｉ、Ｍｎ表面濃化が増加し不めっきが発生してとなり、めっき密着性不良となる。
【００５５】
なお、めっき／地鉄界面から深さ０．５μｍまでの領域の地鉄表層部におけるＰ固溶量、Ａｌ固溶量は特に規定しないが、各々母材平均組成のＰ量、Ａｌ量の５０％未満が好ましい。但しＰ、Ａｌの含有量が少ないと分析して確認することが困難であるためＰ、Ａｌについては特に上限を規定しない。
【００５６】
溶融亜鉛めっき付着量が片面あたり２０〜１５０ｇ／ｍ２：
溶融亜鉛めっきの付着量が２０ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難である。また、めっき付着量が１５０ｇ／ｍ２を超えると、コストアップする。このため、溶融亜鉛めっきの付着量は片面辺り２０〜１５０ｇ／ｍ２とする。また、合金化溶融亜鉛めっきの場合、めっき層中の鉄含有量（Ｆｅ％（質量％））が７％未満では合金化ムラがひどく曲げ加工時にフレーキングが起こるので好ましくない。また、Ｆｅ％が１５％を超える場合、めっき／地鉄界面に硬質のΓ相が形成するので好ましくない。そのためめっき層中のＦｅ％は７〜１５％であることが必要である。Ｆｅ％は８〜１３％の範囲内がより好ましい。
【００５７】
次に、製造方法について説明する。
【００５８】
前述の成分組成の鋼スラブを溶製し、熱間圧延および冷間圧延を行って冷延鋼板を製造する。スラブの溶製は従来法のとおりで連続鋳造スラブや薄スラブキャスターを用いたものでもよい。熱延はスラブを冷却後再加熱して行ってもよいし、鋳造後直ちに行っても良い。仕上げ圧延温度はＡｒ３以上とするのが好ましいが、特に限定しない。冷間圧延は冷間圧延率３０〜６０％程度でよいが、特に限定しない。
【００５９】
続いて、冷延鋼板を焼鈍して溶融亜鉛めっきする。冷延鋼板を焼鈍して溶融亜鉛めっきする方法について説明する。冷延鋼板を直火炉もしくは無酸化炉型の加熱帯を有する連続溶融亜鉛めっきラインにて、焼鈍した後溶融亜鉛めっきを施し、或いはさらに溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す。
【００６０】
４００〜６５０℃まで平均１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱：
焼鈍時の鋼板の加熱速度を制御することは本技術の大きな特徴の一つである。本成分の鋼を４００〜６５０℃まで１０℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱しなければ、フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比を２．００以上とすることができない。その理由は不明であるが、４００〜６５０℃まで平均１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱したときに鋼板の焼鈍時のγ変態速度が速くなり、α−γ間の元素分配が促進されるためと推定している。好ましくは、４００〜６５０℃まで平均２０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱することである。また、さらに高温まで平均１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱すれば、より好ましい。
【００６１】
さらに連続溶融亜鉛めっき工程において、低コストで表面を活性化し、Ｓｉ、Ｍｎを多量に含む鋼板のめっき密着性を確保するためには、ＤＦＦ（直火炉）もしくはＮＯＦ（無酸化炉）型の加熱帯を有するＣＧＬ（連続溶融亜鉛めっきライン）での製造が好適である。
【００６２】
具体的にはＣＧＬ炉内の加熱帯で地鉄表層を酸化処理し、その後還元処理した際に鉄スケールから供給される酸素で地鉄表層を同様に内部酸化させて、母材表層中の易酸化性元素の固溶元素量を低下させることにより、溶融亜鉛めっき直前の鋼板表面へのＳｉ、Ｍｎ等の表面濃化を抑制する。そのためには、加熱帯出側の鋼板温度が６５０℃以上になるように鋼板を加熱する必要がある。加熱帯の出側温度が６５０℃未満であると、温度が低いため地鉄の酸化量が少なく、還元処理した際に地鉄表層の内部酸化が不十分になり、めっき層直下の地鉄表層中における固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｎ量を十分に低下できなくなる。
【００６３】
また、加熱帯の炉内で４００℃から加熱帯出側温度までの平均加熱速度が１０℃／ｓ未満の場合、タイトな酸化スケールが生成し、還元されにくくなるため、当該平均加熱速度は１０℃／ｓ以上にする必要がある。４００℃未満では殆ど酸化が促進しないため、４００℃未満における加熱速度は限定しない。なお、加熱帯の露点は０℃以上が好ましく、またＯ２濃度は０．１％以上が好ましい。
【００６４】
次に還元帯において還元帯入側から最高到達温度までの平均加熱速度が０．１〜１０℃／ｓで最高到達温度７５０℃以上まで加熱し３０ｓ以上保持する。
【００６５】
還元帯入側から最高到達温度までの平均加熱温速度が０．１〜１０℃／ｓで加熱：
還元帯入側から最高到達温度までの平均加熱速度が０．１℃／ｓ未満では、通板速度を減速する必要があるため生産性が劣る。また、当該平均加熱速度が１０℃／ｓ超えになると、還元帯で地鉄スケール中の酸素と還元帯中の水素とが反応して、Ｈ２Ｏとなって地鉄表層のＦｅ系酸化スケールが還元反応で消費されてしまい、母材表層から地鉄中に拡散してＳｉ、Ｍｎ等を内部酸化させる酸素量が減少する。その結果母材表層部の固溶Ｓｉ、Ｍｎ量が多く存在することになり、溶融亜鉛めっき直前にこれら元素が鋼板表面に選択酸化するため、Ｓｉ、Ｍｎ等の表面濃化が促進される。
【００６６】
還元帯は表面を還元処理するため、Ｈ２を１〜１００％含むことが好ましい。
【００６７】
最高到達温度７５０℃以上まで加熱し３０ｓ以上保持：
最高到達温度が７５０℃未満、もしくは７５０℃以上の温度域の滞留時間（保持時間）が３０ｓ未満であれば、ＴＳ×伸び≧２００００ＭＰａ・％および溶接性改善がともに達成できない。これは、冷間圧延後のひずみの開放が不十分なためと考えられる。加熱温度上限および保持時間上限は特に規定しないが、９００℃以上の加熱もしくは６００ｓ以上の保持は効果が飽和する上、コストアップにつながるので、加熱温度は９００℃未満、７５０℃以上の温度域の保持時間は６００ｓ未満が好ましい。
【００６８】
７５０℃から平均１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜４５０℃まで冷却し、３０ｓ以上保持：
７５０℃から平均１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却されない場合もしくは３５０〜５００℃で３０ｓ以上保持が行われなければ、残留オーステナイト面積率が３％未満となり、ＴＳ×伸び≧２００００ＭＰａ・％が達成できない。また、ナノ硬さ比は２．００以上を達成できない。３８０〜４３０℃で９０ｓ以上保持することにより、さらに特性が向上するのでより好ましい。冷却速度の上限および保持時間の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が２００℃／ｓ以上では、板の形状が劣化し、コストアップになるので、２００℃／ｓ未満が好ましい。また、３５０〜４５０℃における保持時間は６００ｓ以上では特性が飽和し、コストアップになるので、６００ｓ未満が好ましい。
【００６９】
続いて、溶融亜鉛めっきを施す。溶融亜鉛めっきは常法により、溶融した亜鉛浴に鋼板を浸漬するが、その際、亜鉛浴にＡｌを添加してもよい。また、溶融亜鉛めっきした後、そのまま室温まで冷却しても良いし、めっきの合金化処理をしても良い。
【００７０】
溶融亜鉛めっきの合金化処理をする際には、めっき後、４６０℃以上５７０℃以下まで加熱を行う。４６０℃以上に加熱しなければ、プレス成形性時に亜鉛めっきの剥離が多くなり、プレス成形性を阻害する。また、加熱温度が５７０℃を超えると、残留オーステナイトの分解が急激に進むことにより、ＴＳ×伸び≧２００００ＭＰａ・％が達成できなくなる。好ましくは加熱温度を４９０〜５５０℃とする。
【実施例】
【００７１】
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定するものではない。
【００７２】
表１に示す化学成分の鋼を連続鋳造にて溶製して得たスラブを仕上げ圧延温度９００℃で熱間圧延を行い熱延鋼板とし、さらに酸洗した後冷間圧延率５０％で冷間圧延して板厚１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。この冷延鋼板を表２に示す条件で焼鈍を行い、その後溶融亜鉛めっきを施し、合金化炉で連続的に合金化処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。一部、合金化処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼板も製造した。尚、めっき付着量は３５〜４５ｇ／ｍ２とした。また、こうして得られた溶融亜鉛めっき鋼板は自動車用鋼板として適用できる表面品質を有していた。
【００７３】
前記で得た溶融亜鉛めっき鋼板について以下の調査をした。
【００７４】
鋼板断面組織は３％ナイタール溶液で組織を現出し、フェライト相の分率は板厚１／４位置をＳＥＭを用いて１０００倍で観察し，その写真から画像処理により測定した。残留オーステナイト量は鋼板を板厚１／４位置まで研削した後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面の積分強度を測定し、これらから残留オーステナイトの分率を求め、残留オーステナイトの分率とした。
【００７５】
引張特性は、ＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した方法で行った。ＴＳ（引張り強さ）、Ｔ．Ｅｌ（全伸び）を測定し、強度と全伸びの積（ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ）で表される強度−伸びバランスの値を求めた。
【００７６】
ナノ硬さは表面から板厚１／４位置で測定を行い、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のＴＲＩＢＯＳＣＯＰＥを用いてフェライトと第２相はおのおの１５点を測定し、おのおのの平均値の比をフェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比とした。測定は、荷重１０００μＮとした。
【００７７】
スポット溶接は、胴体部直径１６ｍｍ、先端部直径６ｍｍのＤＲ型のチップを用い、ＴＳ７００ＭＰａ以下の材料は、加圧力２００ｋｇｆ、ＴＳ７００ＭＰａ越えの材料は、加圧力２５０ｋｇｆで６０Ｈｚ交流電流で２０サイクル通電を行った。通電電流値は０．２５ｋＡピッチとし、ちり発生限界電流を求めた。加圧開始から通電までの時間は２０サイクル、通電後の保持時間は５サイクルとした。
【００７８】
めっき密着性は合金化処理したもの（ＧＡ）ではめっき鋼板を９０°曲げたときの曲げ加工部をセロテープ（登録商標）剥離し、単位長さ当たりの剥離量を蛍光Ｘ線によりＺｎカウント数を測定し、下記の基準に照らしてランク１、２のものを良好（○、△）、３以上のものを不良として評価した。
蛍光Ｘ線Ｚｎカウント数  ランク
０−５００未満        ：１（良）
５００−１０００未満  ：２
１０００−２０００未満：３
２０００−３０００未満：４
３０００以上          ：５（劣）
合金化していないもの（ＧＩ）では衝撃試験時のめっき剥離の抑制が要求される。そこでボールインパクト試験を行い、加工部をセロテープ（登録商標）剥離し、めっき層剥離の有無を目視判定した。
○：めっき層の剥離なし
×：めっき層が剥離
表層のＳｉ、Ｍｎの固溶量を測定するため、ＦＩＢ加工した薄膜断面試料に対して、ＴＥＭ−ＥＤＳでめっき／母材界面直上より下地鋼板側深さ０．５μｍまでの領域で外乱を防ぐため析出物のない部分のＳｉおよびＭｎの点分析を行った。任意の１０点の測定を行いその平均値を固溶量の評価値とした。合金化処理したもの（ＧＡ）については、母材平均組成として表１に記載の化学成分（Ｓｉ、Ｍｎ）を使用し、前記で求めた固溶量（平均値）の表１の化学成分値に対する比を求め、この比を表４に記載した。
【００７９】
調査結果を表３および表４に記載した。
【００８０】
【表１】
2008214752.tif 000002
【００８１】
【表２】
2008214752.tif 000003
【００８２】
【表３】
2008214752.tif 000004
【００８３】
【表４】
2008214752.tif 000005
【００８４】
これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する鋼板は、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＴＳ×全伸び≧２００００ＭＰａ％でスポット溶接時のちり発生電流が６．２５ｋＡ以上であることがわかる。
【産業上の利用可能性】
【００８５】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車、電気等の産業分野において、スポット溶接にて接合して使用される部材に使用する溶融亜鉛めっき鋼板として利用することができる。