(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．８〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する溶融亜鉛めっき高強度鋼板であって、
組織中に平均炭素量０．９％以上の残留オーステナイトを３％以上含有し、
板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にある鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されたことを特徴とする耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
【請求項２】
鋼組成中にさらに、
Ｃｒ：０．０１〜５％、Ｍｏ：０．０１〜５％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．０１〜５％、Ｃｏ：０．０１〜５％、Ｗ：０．０１〜５％１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項３】
鋼組成中にさらに、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を単独または合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項４】
鋼組成中にさらに、
Ｂを０．０００１〜０．００５０％含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかにに記載の成形性に優れた耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項５】
鋼組成中にさらに、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５の何れかに記載の溶融亜鉛めっき高強度鋼板に合金化処理を施こして、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成したことを特徴とする耐食性と成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜５の何れかに記載の溶融亜鉛めっき高強度鋼板をスラブから製造する溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を100℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱し、
次いで、仕上げ温度を８５０〜９７０℃として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均冷却速度１０〜１００℃/secで冷却した後、６５０℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を酸洗後圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、最高温度を０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ３＋５０℃以下として焼鈍した後に、０．１〜１００℃/secの平均冷却速度で３５０℃以上、５００℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１０秒以上、１０００秒以下の保持を行い、その後４５０〜４７５℃の溶融亜鉛めっき槽に浸漬することを特徴とする耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載した方法で製造した溶融亜鉛めっき高強度鋼板に、５００〜５８０℃の温度で合金化処理を行うことを特徴とする耐食性と成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主としてプレス加工されて使用される自動車の足回り部品や構造材料に好適な、耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板および合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板、およびそれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の高級化の傾向を反映して、自動車用部材の耐食性および外観を向上させるために、自動車用部材のめっき化が進んでおり、現在では多くの部材に溶融亜鉛めっき高強度鋼板が用いられている。プレス成形性と高強度とを兼備した高強度鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織を有する複合組織鋼板や、残留オーステナイトを含有するＴＲＩＰ型の鋼板などが知られている。複合組織鋼は、フェライト地に島状マルテンサイトを分散させた鋼板であって、低降伏比で引張強度が高く、しかも伸び特性にも優れているが、フェライトとマルテンサイトの界面が破壊の起点となるため、穴拡げ性が劣るという欠点がある。また、残留オーステナイトを含有する鋼板は、組織中に残留オーステナイトを生成させ、この残留オーステナイトが加工変形中に誘起変態して優れた延性を発揮するものであるが、やはり穴拡げ性に劣るという欠点があった。
【０００３】
そこで、このような欠点を改良するものとして、特許文献１〜３には穴拡げ性や成形性に優れたＴＲＩＰ型の溶融亜鉛めっき高強度鋼板が開示されている。ところが、従来の連続鋳造においては、スラブの中間部（厚みｔのスラブの1/4t位置）における平均冷却速度は、０．１℃/sec程度の小さいものであったので、デンドライトの成長が大きくＭｎのミクロ偏析が大きいものであった。このミクロ偏析部は圧延に際して伸長されてＭｎバンドを形成し、この部分はＭｓ点が低いのでＴＲＩＰ型鋼板においては残留オーステナイトが不均一に分布してしまう。その結果冷間加工によって加工誘起変態したマルテンサイトとフェライトとの界面に応力が集中して破壊が発生しやすいものであった。このように、従来のＴＲＩＰ型の溶融亜鉛めっき高強度鋼板においてはＭｎバンドに起因する組織の不均一性が成形性、特に局部延性を阻害する要因となっていた。
【特許文献１】特開平１１−２７９６９１号公報
【特許文献２】特開２００５−２００６９４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、従来よりも組織が均一で、耐食性と成形性に優れたＴＲＩＰ型の溶融亜鉛めっき高強度鋼板および合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板、およびそれらの製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、凝固時に生成するＭｎのミクロ偏析を小さくして、圧延後に形成されるＭｎ偏析起因のバンド状組織を微細化することによって、穴拡げ性を格段に向上させることができることを見出して、本発明を完成するに至った。
【０００６】
本発明の耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、質量％にて、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．８〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する溶融亜鉛めっき高強度鋼板であって、
組織中に平均炭素量０．９％以上の残留オーステナイトを３％以上含有し、
板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にある鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されたことを特徴とするものである。
０．１０≧σ/Ｍｎ        ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
【０００７】
上記した発明において鋼組成中にさらに、
Ｃｒ：０．０１〜５％、Ｍｏ：０．０１〜５％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．０１〜５％、Ｃｏ：０．０１〜５％、Ｗ：０．０１〜５％の１種または２種以上を含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を単独または合計で０．００１〜１％含有することができ、  
鋼組成中にさらに、
Ｂを０．０００１〜０．００５０％含有することができ、  
鋼組成中にさらに、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００１〜０．５％含有することができる。
【０００８】
また、本発明の耐食性と成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、
請求項１〜５の何れかに記載の溶融亜鉛めっき高強度鋼板に合金化処理を施こして、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成したことを特徴とするものである。
【０００９】
また、本発明の耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度の製造方法は、
請求項１〜５の何れかに記載の溶融亜鉛めっき高強度鋼板をスラブから製造する溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を100℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱し、
次いで、仕上げ温度を８５０〜９７０℃として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均冷却速度１０〜１００℃/secで冷却した後、６５０℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を酸洗後圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、最高温度を０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ３＋５０℃以下として焼鈍した後に、０．１〜１００℃/secの平均冷却速度で３５０℃以上、５００℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１０秒以上、１０００秒以下の保持を行い、その後４５０〜４７５℃の溶融亜鉛めっき槽に浸漬することを特徴とするものである。
【００１０】
また、本発明の耐食性と成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法は、
請求項７に記載した方法で製造した溶融亜鉛めっき高強度鋼板に、５００〜５８０℃の温度で合金化処理を行うことを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、Ｍｎのミクロ偏析が小さいので、Ｍｎの偏析が圧延方向に伸ばされたＭｎバンドが発生しにくい。このため、Ｍｎバンドに形成されるマルテンサイトを微細にして組織を均一化することができるので、成形性を従来の溶融亜鉛めっき高強度鋼板よりも良好にすることができる。また鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されているので耐食性に優れる。
また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、Ｍｎバンドの小さい鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されているので、成形性が良好であり且つ耐食性に優れる。
【００１２】
また、本発明の溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法は、凝固時の冷却速度を高めたスラブから熱延鋼板を製造するので、通常のスラブよりも凝固組織を微細にしてＭｎのミクロ偏析を小さいものとすることができる。このため、Ｍｎバンドが小さいので残留オーステナイトを均一に残留させることができて、よって従来よりも成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造することができる。
また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法は、上記した方法で製造した溶融亜鉛めっき高強度鋼板に合金化処理を行うので、従来よりもＭｎバンドが小さく成形性に優れる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明の成形性に優れた高強度鋼板は、板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲におけるＭｎのミクロ偏析が、式(１)を満たすことを特徴とする。
０．１０≧σ/Ｍｎ        ・・・（１）
ここで、Ｍｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。標準偏差σは、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）を用いて、板厚断面を研磨した試料を板厚方向に線分析することにより得られたＭｎ濃度分布データから求めた。
【００１４】
σが、０．１０＜σ/Ｍｎの場合には、Ｍｎのミクロ偏析が十分小さくない。このためＭｎのミクロ偏析が圧延方向に伸ばされてＭｎバンドを形成するので、鋼組織を均一なものとすることができず、優れた成形性を有する溶融亜鉛めっき高強度鋼板を得ることができない。したがって、Ｍｎのミクロ偏析は、０．１０≧σ/Ｍｎ、の関係を満たす必要がある。成形性の要求が高い場合には、ミクロ偏析は、(２)式を満たすものとするのが望ましい。これによって、組織をさらに均一化して成形性を高めることができるからである。
０．０５≧σ/Ｍｎ        ・・・（２）
【００１５】
また本発明の溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、組織中に、平均炭素量０．９％以上の残留オーステナイトを３％以上含有することを特徴とする。即ち当該高強度鋼板は、フェライトとベイナイトの複合組織に準安定な残留オーステナイトを３％〜２０％含有している。ＴＲＩＰ現象を起こし成形性を良好にするためには３％以上の残留オーステナイトが必須である。一方、残留オーステナイトが２０％を超えると、多量のマルテンサイトが存在して二次成形性や衝撃性に問題を生じることがある。なお、残留オーステナイトは平均炭素量が０．９％以上であることが必要である。０．９％未満では、オーステナイトの安定度が不十分でＴＲＩＰ現象を起こして成形性を良好にすることができないからである。
【００１６】
以下に本発明に係る溶融亜鉛めっき高強度鋼板の化学成分の限定理由を説明する。
Ｃは、オーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト生成のために重要な元素である。Ｃは二相共存温度域およびベイナイト変態温度域でフェライト中からオーステナイト中に移動し、その安定度を増す。その結果安定したオーステナイトが室温まで冷却した後にも残留し、これにより大きな伸びがもたらされる。Ｃの含有量が０．０５％未満では適度の安定度を持つ残留オーステナイトを得ることができない。一方、０．２５％を超えると残留オーステナイトは多量に得られるが、溶接性を低下させることになる。従って、本発明におけるＣの範囲は、０．０５〜０．２５％以下とする。
【００１７】
Ｓｉは、残留オーステナイトを安定化させるに重要な元素であって、ベイナイト変態時に炭化物の析出を抑制することにより、未変態のオーステナイト相中に０．９％以上のＣを濃化させ、Ｍｓ点を室温以下まで低下させる。また、脱酸元素としても重要で、このような効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０１％以上添加する必要があるが、２．０％を超えて添加すると延性が低下するほか化成処理性も低下するので、上限を２．０％とする。
【００１８】
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させるとともに鋼の焼入れ性を高めて強度を高めるのに必要である。このためには、Ｍｎは０．８％以上添加する必要がある。しかし、３％を超えると伸びが低下するほか、Ｍｎバンドが顕著になって加工性を低下させるので、Ｍｎは０．８〜３．０％とする。なお、０．８〜２．０％とするのが成形性確保の観点から望ましい。
【００１９】
Ｐは含有量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、上限を０．１％とする。なお、Ｐをいたずらに低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップにつながるので、下限は０．００１０％とする。
【００２０】
Ｓは、ＭｎＳを形成して局部延性、溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、上限を０．０５％とする。また、Ｓをいたずらの低減させることは、精錬コストを上昇させることになるので、下限は０．００１０％とする。
【００２１】
Ｎは、Ｃ同様オーステナイトの安定化に寄与する。この目的のためには０．００１０％以上含有する必要がある。しかし、Ｎを０．０１０％を超えて含有すると延性や溶接性が低下することとなるので、上限を０．０１０％とする。
【００２２】
Ａｌは、脱酸剤として重要である。また、ベイナイトを促進させるために重要な添加元素でもある。この目的のためにはＡｌは０．０１％以上添加する必要がある。一方、Ａｌを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その上限を２．０％とした。なお、化成処理性の要求が高い場合には、１．５％以下とするのが望ましい。
【００２３】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗは、焼入れ性を向上させて鋼の強度を高めるが、何れも０．０１％未満ではその効果は小さい。一方、５．０％を超えて添加しても、強度上昇の効果は飽和するし、延性の低下をもたらすこととなる。
【００２４】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖは、微細な窒化物、炭化物を析出して鋼を強化させるが、何れも０．００１％未満ではその効果は小さい。一方、１％を超えて添加しても効果は飽和するのみならず、延性が低下する。
【００２５】
Ｂは微量で焼入れ性を高める。このためには０．０００１％以上添加する必要があるが、０．００５０％を超えて添加しても効果は飽和するのみならず、延性が低下する。このようなＢの効果を発揮させるには、Ｔｉとの複合添加が有効である。
【００２６】
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭ(希土類元素)は、ＭｎＳの形状を制御して衝撃特性と遅れ破壊特性を向上させる。この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を単独または合計で０．０００１％以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は成形性を劣化させるため、その上限を０．５％とする。
【００２７】
鋼は、以上の元素のほかＳｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素を含み、残部鉄からなる。
【００２８】
以下に本発明に係る溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造するに際しては、鋳造後冷却途中の鋳造スラブを、液相線温度から固相線温度の間を１００℃/min以上の平均冷却速度で冷却する。ここでの平均冷却速度は、スラブの中間部（厚みｔのスラブの1/4ｔの位置）における平均冷却速度を指す。本発明においては、凝固時の冷却速度が１００℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造してもよい。例えば，連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。連鋳スラブの厚さを変化させる場合には、スラブの厚みを、１００〜３０ｍｍとするのが望ましい。厚みが１００を超えるとスラブを十分大きい冷却速度で冷却することができないからであり、３０ｍｍ未満とすると鋳造速度が大きくなって湯面変動、ブレークアウトなどを引き起こし、スラブを安定して鋳造することが困難となるからである。
【００２９】
また、液相線温度から固相線温度の間の平均冷却速度が、１００℃/min未満の場合には、溶鋼を急速に凝固させることができずに、Ｍｎのミクロ偏析を、０．１０≧σ/Ｍｎ、の関係を満たすような小さいものとすることができない。したがって、当該平均冷却速度は１００℃/min以上とする。なお、望ましくは，液相線温度から固相線温度の間を平均で200℃/min以上で冷却する。これによって、Ｍｎのミクロ偏析をより小さいものとすることができる。
【００３０】
冷却後のスラブは、そのまま熱間圧延に供することができる。あるいは、１１００℃未満に冷却されていた場合には、１１００℃以上、１３００℃以下に再加熱することができる。１１００℃未満の温度では熱間圧延における変形抵抗が大きいからであり、１３００℃超ではスケールの生成が大きくなって鋼板の表面性状を良好なものとすることができないからである。
【００３１】
次いで、仕上げ温度を８５０〜９７０℃として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均冷却速度１０〜１００℃/secで冷却した後６５０℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となす。仕上げ温度が、８５０℃未満では（α＋γ）２相域圧延となり、板の形状を損ねる場合があるからであり、一方、９７０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になって、フェライト分率が低下し、延性が低下するので、仕上げ温度は８５０〜９７０℃とする。
【００３２】
また、熱間圧延後の冷却温度が６５０℃より高い場合には、層状のパーライトが生成しやすくなるからである。また、冷却速度が１０℃／sec未満ではパーライトが生成しやすいためであり、１００℃/sec超では巻取り温度の制御が困難となるからである。そして、巻取り温度を６５０℃以下とするのは、これより高い温度ではパーライトが生成しやすく均一な複合組織を得ることが困難となるからである。
【００３３】
以上のようにして製造した熱延鋼板を、酸洗後圧下率４０％以上の冷延を施す。圧下率が４０％未満では焼鈍後の結晶粒を微細なものとすることができないので、圧下率は４０％以上とする。
【００３４】
そして、最高温度を０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ３＋５０℃以下として焼鈍した後、０．１〜２００℃／secで３５０〜５００℃に冷却する。焼鈍の最高温度が、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、鋼板中に所望の量の残留オーステナイトを残すことができない。また、焼鈍温度の高温化は粒界酸化層の生成や結晶粒の粗大化を招くので、焼鈍温度の上限をＡｃ３＋５０℃以下とした。
【００３５】
焼鈍後の冷却は、オーステナイト相からフェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化を図るのに重要である。この冷却速度を０．１℃／sec未満にするとパーライトが生成してしまう。一方、冷却速度が２００℃／sec超の場合にはフェライト変態を十分進行させることができないので、焼鈍後の冷却速度は、０．１〜２００℃／secとする。
【００３６】
冷却温度は、３５０〜５００℃とする。３５０℃未満ではマルテンサイトが発生しやすくなるからであり、５００℃を超えるとベイナイトを生成させることが困難となるからである。
そして、鋼板をその温度域で１０〜１０００秒保持する。１０秒未満ででは、ベイナイトを十分生成させることができないからであり、１０００秒までの保持で目的とするベイナイト量を生成させることができるからである。また、１０００秒を超えると炭化物が生成してしまう。
【００３７】
以上のようにして製造した冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬してめっきを施す。浴の温度は４５０〜４７５℃とする。４５０℃より低い場合には、溶融亜鉛の粘度が高くワイピングでの払拭に適さない、ボトムドロスを生じやすいなどの問題があるからであり、一方、４７５℃を超えて高い場合には酸化亜鉛の生成の増大、亜鉛蒸発量の増大などの問題を生ずるからである。
【００３８】
以上に述べたように、スラブを高速で冷却した後に、温度を制御して熱延鋼板を製造し、この熱延鋼板を冷延、焼鈍した後、さらに溶融亜鉛めっきを施すことによって、Ｍｎのミクロ偏析が小さく組織が均一で、フェライト・ベイナイトに３％以上の残留オーステナイトを含有する、耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板を得ることができる。
【００３９】
溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、引き続いて５００〜５８０℃の温度で合金化処理を行う。合金化の処理温度が５００℃未満の場合には、合金化が進行しないか、或いは合金化の進行が不十分で合金化溶融亜鉛めっき層を形成することができず、鋼板表面が加工性の劣るη相やζ相に覆われるためである。また、処理温度が５８０℃を超えて高い場合には、合金化が進み過ぎて加工時におけるめっき密着力が低下するためである。
【００４０】
以上のように溶融亜鉛めっき高強度鋼板に合金化処理を行うことによって、耐食性と成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を得ることができる。
【００４１】
以下、実施例に基づき本発明を詳細に説明する。
転炉またはラボで溶製した表１に示す化学成分の鋼を鋳造した。このとき、スラブの1/4t部における液相線温度から固相線温度の冷却速度を表２に示すように変化させた。これらのスラブを熱延鋼板、冷間圧延、ならびに溶融亜鉛めっきと合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造して、種々の特性を調査した。製造条件、材料特性を表２、３に示す。なお、溶融亜鉛めっき鋼板表面の欠陥発生率に基づき耐食試験前の外観を不めっきや傷や模様の有無の程度により５段階評価した。また、耐食試験は、めっき後試料表面にカッターナイフで長さ１cmのキズをつけて、乾・湿繰り返しのサイクル試験を10サイクルまでおこない、再度外観を発錆の程度により５段階評価をした。評点１〜５はそれぞれ、めっきの外観は不めっきの発生状態および傷や模様の欠陥発生状態や腐食生成物形態を目視または拡大鏡や顕微鏡を用いて評価した。評価指標は以下の通りである。
評点5：不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆はほとんど無し
評点4：不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は微小(面積率で１０％以下)
評点3：不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は小(面積率で１０％超)
評点2：不めっき、傷や模様、腐食試験後の発錆は多数(面積率で50％超)
評点1：めっき濡れずまたは、腐食試験後、全面で錆発生。
【００４２】
また、Ａｃ1、Ａｃ3 は以下の式より求めた。（参考文献「鉄鋼材料学」：Ｗ．  Ｃ．  Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）
Ａｃ1 ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％―１６．９×Ni%＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％＋６．３８×Ｗ％。
Ａｃ3 ＝９１０−２０３×√（Ｃ％）−１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％＋１３．１×Ｗ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋２０×Ｃｕ％＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％。
【００４３】
また、表３において、残留オーステナイトの体積率およびその炭素濃度は、特開平１１−１９３４３５号公報に記載されているようにして、Ｘ線解析により実験的に求めた。即ち残留オーステナイトの体積率Ｖγは、Ｍｏ−Ｋα線を用いて得たデータから次式により算出できる。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
但し、α（２１１）、γ（２２０）、α（２１１）、γ（３１１）は面強度を示す。
【００４４】
また、残留オーステナイトの炭素濃度Ｃγは、Ｃｕ−Ｋα線によるＸ線解析でオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の反射角から格子定数（単位はオングストローム）を求め、次式に従い、算出することができる。
Ｃγ＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３
【００４５】
【表１】
0004644077.tif 000002
【００４６】
【表２】
0004644077.tif 000003
【００４７】
【表３】
0004644077.tif 000004
【００４８】
以下、試験結果について説明する。
鋼種Ａ〜Ｉは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼種ＣＡはＭｎが本発明の範囲より高い。このため延性が不足して冷延中にわれが発生し、処理番号２２に示すとおり外観評点の低いものであった。
また、鋼種ＣＢはＣｒ、Ｍｏが、鋼種ＣＣはＴｉ、Ｎｂが、鋼種ＣＤはＢ、ＲＥＭが本発明の範囲より高い。このため処理番号２３、２４、２５に示すとおり熱延中に割れが多発してしまった。
【００４９】
処理番号３、５、８、１４、１８、２１のものは、鋼種は本発明の範囲内にある化学成分を有するが、鋳造時のスラブの冷却において、液相線温度から固相線温度の間の冷却速度が１００℃／minより大幅に小さい。このためＭｎのミクロ偏析の指数σ/Ｍｎが０．１より大きく、Ｍｎバンドが形成されて組織が不均一なものとなったので伸びの低い鋼板となってしまった。
【００５０】
処理番号９のものは、熱延の仕上げ温度が低く、且つ巻取り温度が本発明の範囲より高い。このため残留オーステナイトを残存させることができず鋼板の伸びが小さい。
処理番号１０のものは、焼鈍の最高温度が低く、また冷却の停止温度が高い。そのため、残留オーステナイトを残存させることができず強度、延性の低い鋼板となってしまった。
【００５１】
以上のような比較例に対して、処理番号１、２、４、６、７、１１、１３、１５、１６、１７、１９、２０のものは、供試鋼の化学成分が適正であって、スラブの冷却、熱延、焼鈍、めっき等の諸条件が本発明の範囲内であったので、Ｍｎのミクロ偏析が小さくフェライト、ベイナイト組織に適度な量の残留オーステナイトを確保することができた。その結果、外観評点、発錆評点の何れも高く、強度、延性バランスに優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造することができた。