(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜５．０％、Ｃｕ：２．０％未満、Ｐ：０．０３％未満、Ｓ：０．０２％未満、を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）≦２．０％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板で、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であり、かつ、鋼板表層０．５μｍ中に含まれるＮｉとＳｉ，Ａｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）を満足する鋼板表面に、Ａｌ：１％以下、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるＺｎメッキ層を有することを特徴とするメッキ密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼板成分に、さらに、質量％でCo： 0.3％未満、Sn： 0.3％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜20％であり、かつ、鋼板表層 0.5μｍ中に含まれるNi, Cu, Co, SnとSi, Alの関係が、Ni＋Cu＋Co＋Sn（％）≧１／４Si＋１／３Al（％）を満足することを特徴とするメッキ密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼板表面にAl：１％以下と、Mn：0.02％未満、Pb：0.01％未満、Fe： 0.2％未満、Sb：0.01％未満、Ni： 3.0％未満、Cu： 1.5％未満、Sn： 0.1％未満、Co： 0.1％未満、Cd：0.01％未満、Cr：0.05％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、残部Znおよび不可避的不純物からなるZnメッキ層を有することを特徴とするメッキ密着性およびプレス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：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜５．０％、Ｃｕ：２．０％未満、Ｐ：０．０３％未満、Ｓ：０．０２％未満、を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）≦２．０％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であり、かつ、鋼板表層０．５μｍ中に含まれるＮｉとＳｉ，Ａｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）を満足する鋼板の上に、Fe：８〜15％、Al：１％以下、残部はZnおよび不可避不純物よりなるZn合金メッキ層を有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項５】
請求項４に記載の鋼成分に、さらに、質量％でCo： 0.3％未満、Sn： 0.3％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜20％であり、かつ、鋼板表層 0.5μｍ中に含まれるNi, Cu, Co, SnとSi, Alの関係が、
Ni＋Cu＋Co＋Sn（％）≧１／４Si＋１／３Al（％）を満足する鋼板の上に、Fe：８〜15％、Al：１％以下、残部Znおよび不可避的不純物からなるZn合金メッキ層を有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項６】
請求項４または５に記載の鋼板表面に、Fe：８〜15％、Al：１％以下と、Mn： 0.02 ％未満、Pb：0.01％未満、Sb：0.01％未満、Ni： 3.0％未満、Cu： 1.5％未満、Sn： 0.1％未満、Co： 0.1％未満、Cd：0.01％未満、Cr：0.05％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、残部Znおよび不可避的不純物からなるZnメッキ層を有することを特徴とするメッキ密着性およびプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項７】
請求項１〜３のいずれかの項に記載の成分組成を満足する鋼板を鋳造凝固後、1150℃以上で45分以上加熱後、熱間圧延を行い 620〜780 ℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に35％〜85％の圧下率で冷間圧延した後、 650〜900 ℃の二相共存温度域で10秒〜６分焼鈍した後、２〜200 ℃／ｓの冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛メッキを施し、その後に５℃／ｓ以上の冷却速度で 250℃以下に冷却することにより、残留オーステナイトを２〜20％有し、かつ、Al：１％以下、残部Znおよび不可避的不純物からなるZnメッキ層を有することを特徴とするメッキ密着性およびプレス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８】
請求項４〜７のいずれかの項に記載の成分組成を満足する鋼板を鋳造凝固後、1150℃以上で45分以上加熱後、熱間圧延を行い 620〜780 ℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に35％〜85％の圧下率で冷間圧延した後、 650〜900 ℃の二相共存温度域で10秒〜６分焼鈍した後、２〜200 ℃／ｓの冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却し、次いで、溶融亜鉛メッキを施し、その後に 450〜600 ℃の範囲の温度域で５秒〜１分保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で 250℃以下に冷却することにより、残留オーステナイトを２〜20％含み、かつ、Fe：８〜15％、Al：１％以下、残部Znおよび不可避的不純物からなるZn合金メッキ層を有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、建築、電気等の部材として有用な高強度鋼板およびその製法に関し、特にプレス成形時の張出し成形性およびメッキ密着性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車等のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費節減の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度が確保されるという観点から高強度化が進められている。ところが、一般に材料のプレス成形性は強度が上昇するに従って劣化するので、上記部材の軽量化を達成するためには、プレス成形性と高強度性の両特性を満足する鋼板の開発が求められている。成形性の指標値には引張試験における伸びをはじめとしてｎ値やｒ値があるが、一体成形によるプレス工程の簡略化が課題となっている昨今では均一伸びに相当するｎ値の大きいことがなかでも重要になってきている。
【０００３】
このため、鋼中に含有する残留オーステナイトの変態誘起塑性を活用した熱延鋼板および冷延鋼板が開発されている。これは高価な合金元素を含まずに0.07〜0.4 ％程度のＣと 0.3〜2.0 ％程度のSiおよび 0.2〜2.5 ％程度のMnのみを基本的な合金元素とし、二相域で焼鈍後 300〜450 ℃内外の温度でベイナイト変態を行うことが特徴の熱処理により残留オーステナイトを金属組織中に含む鋼板であり、例えば、特許文献１や特許文献２等で開示されている。この種の鋼板は連続焼鈍で製造された冷延鋼板ばかりでなく、例えば、特許文献３のようにランアウトテーブルでの冷却と巻取温度を制御することにより熱延鋼板でも得られることが開示されている。
【０００４】
自動車の高級化を反映して耐食性および外観を向上させることを目的として、自動車部材のメッキ化が進んでおり、現在では、車内に装着される特定の部材を除いた多くの部材に、亜鉛メッキ鋼板が用いられている。従って、これらの鋼板には、耐食性の観点から溶融Znメッキを施すか、あるいは溶融Znメッキ後合金化処理した合金化溶融Znメッキを施して使用することが有効であるが、これらの高張力鋼板のうち、Si含有量が高い鋼板の場合には鋼板表面が酸化膜を有しやすいため、溶融Znメッキの際に微小不メッキ部が生じたり、合金化後の加工部のメッキ密着性が劣るなどの問題があり、優れた加工部メッキ密着性を有し、かつ耐食性の優れた高Si系の高張力高延性合金化溶融Znメッキ鋼板は実用化されていないのが現状である。
【０００５】
例えば、特許文献１や特許文献２等で開示されている鋼板は 0.3〜2.0 ％のSiを添加し、その特異なベイナイト変態を活用し残留オーステナイトを確保しているため、二相共存温度域で焼鈍後の冷却や 300〜450 ℃内外の温度域での保持をかなり厳格に制御しないと意図する金属組織が得られず、強度や伸びが目標の範囲をはずれる。この熱履歴は工業的には連続焼鈍設備や熱間圧延後のランアウトテーブルと巻取工程において実現されはするが、 450〜600 ℃ではオーステナイトの変態が速やかに完了するので 450〜600 ℃に滞留する時間を特に短くするような制御が要求され、 350〜450 ℃でも保持する時間によって金属組織が著しく変化するので所望の条件から外れると陳腐な強度と伸びしか得られない。溶融メッキ設備では一般に 450〜600 ℃に滞留する時間が長いため、この技術は適用できない。しかも、メッキ性を悪くするSiを合金元素として含むことから溶融メッキ設備を通板させてメッキ鋼板とすることもできないという問題点がある。
【０００６】
上記問題を解決するために、例えば、特許文献４や特許文献５等では、Si濃度を規制することでメッキ性を改善した鋼板が開示されている。この方法ではSiの替わりにAlを添加することで残留オーステナイトを生成されている。しかしながら、AlもSiと同じようにFeよりも酸化がしやすいので、鋼板表面にAlやSiが濃化し酸化膜を有しやすく、十分なメッキ密着性を有することができないという問題点がある。また、特開平５−70886 号公報にはNiを添加することでメッキ濡れ性を改善するという方法が開示されている。しかしながら、この方法ではメッキ濡れ性を阻害するSiやAlとNiの関係が開示されてはいない。
【０００７】
また、例えば、特許文献６や特許文献７等において高Si系高強度鋼板の合金化溶融メッキ方法としてプレNiメッキ後急速低温加熱して溶融Znメッキ後合金化処理する方法が開示されている。しかしながら、この方法ではNiプレメッキが必要になるので新たな設備が必要になるという問題点がある。また、この方法では最終組織に残留オーステナイトを残存させることができないし、その方法についても言及されていない。
【０００８】
本発明はかかる問題点を解決したもので、表面耐食性を向上しメッキ密着性に優れるため溶融メッキ設備でも製造可能で、かつプレス成形性の良好な高強度鋼板の組成と金属組織の特徴を見いだしたものである。
【特許文献１】
特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献２】
特開平２−２１７４２５号公報
【特許文献３】
特開平１−７９３４５号公報
【特許文献４】
特開平５−２４７５８６号公報
【特許文献５】
特開平６−１４５７８８号公報
【特許文献６】
特開平４−３３３５５２号公報
【特許文献７】
特開平４−３４６６４４号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の様な問題点を解決し、プレス成形性およびメッキ密着性の良好な高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板および該鋼板を効率よく製造する方法を提供しようとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成できる高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を提供するべく、メッキ性と鋼板成分との関係について鋭意検討を行い、鋼板表層に着目することで本発明を完成させたものであり、その趣旨とするところは以下の通りである。
【００１１】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜５．０％、Ｃｕ：２．０％未満、Ｐ：０．０３％未満、Ｓ：０．０２％未満、を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）≦２．０％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板で、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であり、かつ、鋼板表層０．５μｍ中に含まれるＮｉとＳｉ，Ａｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）を満足する鋼板表面に、Ａｌ：１％以下、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるＺｎメッキ層を有することを特徴とするメッキ密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【００１４】
（２）（１）に記載の鋼板成分に、さらに、質量％でCo： 0.3％未満、Sn： 0.3％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜20％であり、かつ、鋼板表層 0.5μｍ中に含まれるNi, Cu, Co, SnとSi, Alの関係が、Ni＋Cu＋Co＋Sn（％）≧１／４Si＋１／３Al（％）を満足することを特徴とするメッキ密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【００１５】
【００１６】
（３）（１）または（２）のいずれかの項に記載の鋼板表面にAl：１％以下と、Mn：0.02％未満、Pb：0.01％未満、Fe： 0.2％未満、Sb：0.01％未満、Ni： 3.0％未満、Cu： 1.5％未満、Sn： 0.1％未満、Co： 0.1％未満、Cd：0.01％未満、Cr：0.05％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、残部Znおよび不可避的不純物からなるZnメッキ層を有することを特徴とするメッキ密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
【００１７】
（４）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜５．０％、Ｃｕ：２．０％未満、Ｐ：０．０３％未満、Ｓ：０．０２％未満、を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）≦２．０％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であり、かつ、鋼板表層０．５μｍ中に含まれるＮｉとＳｉ，Ａｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）を満足する鋼板の上に、Fe：８〜15％、Al：１％以下、残部はZnおよび不可避不純物よりなるZn合金メッキ層を有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
【００１８】
【００２０】
（５）（４）に記載の鋼成分に、さらに、質量％でCo： 0.3％未満、Sn： 0.3％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜20％であり、かつ、鋼板表層 0.5μｍ中に含まれるNi, Cu, Co, SnとSi, Alの関係が、
Ni＋Cu＋Co＋Sn（％）≧１／４Si＋１／３Al（％）を満足する鋼板の上に、Fe：８〜15％、Al：１％以下、残部Znおよび不可避的不純物からなるZn合金メッキ層を有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
【００２１】
【００２２】
（６）（４）または（５）に記載の鋼板表面に、Fe：８〜15％、Al：１％以下と、Mn： 0.02 ％未満、Pb：0.01％未満、Sb：0.01％未満、Ni： 3.0％未満、Cu： 1.5％未満、Sn： 0.1％未満、Co： 0.1％未満、Cd：0.01％未満、Cr：0.05％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、残部Znおよび不可避的不純物からなるZnメッキ層を有することを特徴とするメッキ密着性およびプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
【００２３】
（７）（１）〜（３）のいずれかの項に記載の成分組成を満足する鋼板を鋳造凝固後、1150℃以上で45分以上加熱後、熱間圧延を行い 620〜780 ℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に35％〜85％の圧下率で冷間圧延した後、 650〜900 ℃の二相共存温度域で10秒〜６分焼鈍した後、２〜200 ℃／ｓの冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却し、次いで溶融亜鉛メッキを施し、その後に５℃／ｓ以上の冷却速度で 250℃以下に冷却することにより、残留オーステナイトを２〜20％有し、かつ、Al：１％以下、残部Znおよび不可避的不純物からなるZnメッキ層を有することを特徴とするメッキ密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【００２４】
（８）（４）〜（７）のいずれかの項に記載の成分組成を満足する鋼板を鋳造凝固後、1150℃以上で45分以上加熱後、熱間圧延を行い 620〜780 ℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に35％〜85％の圧下率で冷間圧延した後、 650〜900 ℃の二相共存温度域で10秒〜６分焼鈍した後、２〜200 ℃／ｓの冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却し、次いで、溶融亜鉛メッキを施し、その後に 450〜600 ℃の範囲の温度域で５秒〜１分保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で 250℃以下に冷却することにより、残留オーステナイトを２〜20％含み、かつ、Fe：８〜15％、Al：１％以下、残部Znおよび不可避的不純物からなるZn合金メッキ層を有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【００２５】
【００２６】
【発明の効果】
本発明によれば、プレス成形性およびメッキ密着性の良好な高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板および該鋼板を効率よく製造することができる。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明における成分の限度理由は、プレス成形性およびメッキ密着性の良好な高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を提供するためであり、以下に詳細に説明する。
【００２８】
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、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移動しオーステナイト中に濃化する。その結果、化学的に安定化されたオーステナイトが室温まで冷却後も２〜20％残留し、変態誘起塑性により成形性を良好とする。Ｃが0.05％未満だと２％以上の残留オーステナイトを確保するのが困難であり、目的を達せられない。また、Ｃ濃度が 0.2％を超すことは溶接性を悪化させるので避けなければならない。
【００２９】
Siはセメンタイトに固溶せず、その析出を抑制することにより 350〜600 ℃におけるオーステナイトからの変態を遅らせる。この間にオーステナイト中へのＣ濃化が促進されるためオーステナイトの化学的安定性が高まり、変態誘起塑性を起こし、成形性を良好とするのに貢献する残留オーステナイトの確保を可能とする。Siの量が 0.2％未満だとその効果が見いだせない。一方Si濃度を高くするとメッキ性が悪化するので、 2.0％以下にする必要がある。
【００３０】
Mnはオーステナイト形成元素であり、また二相共存温度域での焼鈍後 350〜600 ℃に冷却する途上でオーステナイトがパーライトへ分解するのを防ぐので、室温まで冷却した後の金属組織に残留オーステナイトが含まれるようにする。 0.2％未満の添加ではパーライトへの分解を抑えるのに工業的な制御ができないほどに冷却速度を大きくする必要があり、適当ではない。一方 2.5％を超すとバンド組織が顕著になり特性を劣化させるし、スポット溶接部がナゲット内で破断しやすくなり好ましくない。
【００３１】
Alは脱酸材としても用いられると同時に、Siと同じようにセメンタイトに固溶せず、 350〜600 ℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。しかしSiよりもフェライト形成能が強いため変態開始は早く、ごく短時間の保持でも二相共存温度域での焼鈍時よりオーステナイト中にＣが濃化され、化学的安定性が高まっているので、室温まで冷却後の金属組織に成形性を悪化させるマルテンサイトは僅かしか存在しない。このためSiと共存すると 350〜600 ℃での保持条件による強度や伸びの変化が小さく、高強度で良好なプレス成形性を得やすくなる。そのため、Alは0.01％以上の添加が必要である。また、Siと共に「Si＋0.8Al 」が 0.4％以上になるようにしなければならない。一方、Al濃度が 1.5％を超すとAlもSiと同様にメッキ密着性を劣化させるので避けなければならない。また、メッキ密着性を確保するためにはSiと共に「Si＋0.8Al 」が 2.0％以下になるようにしなければならない。
【００３２】
Niは本発明で最も重要な元素であり、Mnと同じようにオーステナイト生成元素であると同時に強度およびメッキ密着性を向上させる。さらにNiにはSiやAlと同じようにセメンタイトに固溶せず、 350〜600 ℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。SiやAlを含む鋼板では、連続溶融亜鉛メッキラインでメッキ鋼板を製造する場合、SiやAlはFeよりも酸化されやすいために鋼板表面に濃化しSiやAl酸化物を形成し、メッキ密着性を低下させる。そこで、われわれは逆にFeよりも酸化しにくいNiを表面に濃化させることでSiやAlが表面濃化してもメッキ密着性の低下を防止することを考えた。実験によりメッキ反応時には鋼板表層の 0.5μｍの部分がZn層と反応することを実験的に求めた。よって、メッキ密着性を向上させるには鋼板表層の 0.5μｍ部分の表面濃化層をコントロールすればよい。Niが 0.2％以下の添加では、本発明鋼の場合十分なメッキ密着性を得ることができない。また、Ni濃度を５％以上に高くすると残留オーステナイトの量が20％を超えてしまい伸びが低下するので本発明の範囲外となる。また、実験の結果、鋼板表層 0.5μｍ中に含まれるNi濃度がSi, Alと共に「Ni（％）≧１／４Si＋１／３Al（％）」以上にしなければ良好なメッキ密着性が得られないことを見出した。これを図１に示す。
【００３３】
Ｐは不純物として鋼中に不可避に含有される元素であるがSiやAlやNiと同じようにセメンタイトに固溶せず、 350〜600 ℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。しかし、Ｐ濃度が0.03％を超えて高くなると鋼板の延性劣化が顕著化すると同時にスポット溶接部がナゲット内で破壊しやすくなるので好ましくないことから、本発明ではＰ濃度を0.03％未満とした。
【００３４】
ＳもＰと同様に鋼中に不可避に含有される元素である。Ｓ濃度が高くなると MnSの析出が生じる結果延性を低下させると同時にスポット溶接部がナゲット内で破断しやすくなるので好ましくないので本発明ではＳ濃度を0.02％未満とした。
【００３５】
また、Niと同様にFeよりも酸化しにくいCuもNiやMnと同じようにオーステナイト生成元素であると同時に強度およびメッキ密着性を向上させる。鋼板表層 0.5μｍ中に含まれるNi, Cu濃度がSi, Alと共に「Ni＋Cu（％）≧１／４Si＋１／３Al（％）」以上にすることで良好なメッキ密着性が得られる。また、Cuを 2.0％以上に高くするとCu析出物が生成するため材質が悪化するので本発明の対象外となる。さらに、Cuを添加する場合Cuによる熱間割れを防止する観点から「Cu（％）＜３×Ni（％）」とすることが望ましい。
【００３７】
さらに、Ni, Cuと同様にFeよりも酸化しにくいSnやCoを一種以上添加することによってもメッキ密着性が改善される。鋼板表層 0.5μｍ中に含まれるNi, Cu, Sn, Co濃度がSi, Alと共に「Ni＋Cu（％）≧１／４Si＋１／３Al（％）」以上にすることで良好なメッキ密着性が得られる。また、Sn濃度を高くするとSn起因の熱間割れが生じるので 0.3％未満とした。また、Coは高価な金属であるので上限を 0.3％とした。
【００３８】
【００３９】
本発明の鋼板は以上を基本成分とするが、これらの元素およびFe以外にTa, Te, Be, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Au, Cd, Hg, Ge, Pb, Sb, Bi, Se, Teなどその他の一般鋼に対して不可避的に混入する元素を含むものであり、これら元素を全体で0.01％以下含んでいても本発明の趣旨を何ら損なうものではない。
【００４０】
最終製品としての本発明鋼板の延性は製品中に含まれる残留オーステナイトの体積率に左右される。金属組織に含まれる残留オーステナイトは変形を受けていない時は安定に存在するものの、変形が加えられるとマルテンサイトに変態し、変態誘起塑性を呈するので良好な成形性が高強度で得られる。残留オーステナイトの体積率が２％未満でははっきりとした効果が認められない。一方残留オーステナイトの体積率が20％を超すと極度に厳しい成形を施した場合、プレス成形した状態で多量のマルテンサイトが存在する可能性があり二次加工性や衝撃性において問題を生じることがあるので、本発明では残留オーステナイトの体積率を20％以下とした。組織はその他、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび炭化物を含むものである。
【００４１】
本発明では上記鋼板の上にZnメッキ層またはZn合金メッキ層を有しているが、以下に詳細に説明する。
【００４２】
Znメッキ層としてはAl：１％以下とさらに場合によってはMn：0.02％未満、Pb：0.01％未満、Fe： 0.2％未満、Sb：0.01％未満、Ni： 3.0％未満、Cu： 1.5％未満、Sn： 0.1％未満、Co： 0.1％未満、Cd：0.01％未満、Cr：0.05％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、残部Znおよび不可避的不純物を含むものである。メッキ中のAl含有率を１％以下にしたのは、Al含有率が１％を超えるとメッキ中に偏析したAlが局部電池を構成し、耐食性が劣化するからである。また、Mn, Pb, Fe, Sb, Ni, Cu, Sn, Co, Cd, Crを高くすると端面耐食性が劣化するのでMn：0.02％未満、Pb：0.01％未満、Fe： 0.2％未満、Sb：0.01％未満、Ni： 3.0％未満、Cu： 1.5％未満、Sn： 0.1％未満、Co： 0.1％未満、Cd：0.01％未満、Cr：0.05％未満とした。
【００４３】
また、Zn合金メッキ層としてはFe：８〜15％、Al：１％以下とさらに場合によってはMn：0.02％未満、Pb：0.01％未満、Sb：0.01％未満、Ni： 3.0％未満、Cu： 1.5％未満、Sn： 0.1％未満、Co： 0.1％未満、Cd：0.01％未満、Cr：0.05％未満のうちの少なくとも１種以上を含み、残部Znおよび不可避的不純物からなるものである。メッキ層中のFe含有率を８％以上としたのは、８％未満では、化成処理性（リン酸塩処理）、塗膜密着性が悪化するためである。また、Fe含有率を15％以下としたのは15％超では、過合金となり加工部のメッキ密着性が劣化するためである。また、メッキ中のAl含有率を１％以下にしたのは、Al含有率が１％を超えるとメッキ中に偏析したAlが局部電池を構成し、耐食性が劣化するからである。また、Mn, Pb, Sb, Ni, Cu, Sn, Co, Cd, Crを高くすると端面耐食性が劣化するのでMn：0.02％未満、Pb：0.01％未満、Sb：0.01％未満、Ni： 3.0％未満、Cu： 1.5％未満、Sn： 0.1％未満、Co： 0.1％未満、Cd：0.01％未満、Cr：0.05％未満とした。
【００４４】
本発明でのZnメッキ層およびZn合金メッキ層は以上であるが、その他不可避に混入するものを含んでもよい。
【００４５】
また、Zn合金メッキ層厚みについては特に制約は設けないが、耐食性の観点から 0.1μｍ以上、加工性の観点からすると15μｍ以下であることが望ましい。
【００４６】
次に、本発明の溶融亜鉛メッキ鋼板および本発明の合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法について説明する。
【００４７】
本発明の溶融亜鉛メッキ鋼板は、上記の様な成分組成の要件を満足する鋼材を鋳造凝固後、1150℃以上で45分以上加熱後、熱間圧延を行い 620〜780 ℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に35％〜85％の圧下率で冷間圧延した後、 650〜900 ℃の二相共存温度域で10秒〜６分焼鈍した後、２〜200 ℃／ｓの冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却し、場合によってはさらにその範囲の温度域で５分以下保持した後に、溶融亜鉛メッキを施し、その後に５℃／ｓ以上の冷却速度で 250℃以下に冷却することにより得られる。
【００４８】
また、本発明の合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、上記の様な成分組成の要件を満足する鋼材を鋳造凝固後、1150℃以上で45分以上加熱後、熱間圧延を行い 620〜780 ℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に35％〜85％の圧下率で冷間圧延した後、 650〜900 ℃の二相共存温度域で10秒〜６分焼鈍した後、２〜200 ℃／ｓの冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却し、場合によってはさらにその範囲の温度域で５分以下保持した後に、溶融亜鉛メッキを施し、その後に 450〜600 ℃の範囲の温度域で５秒〜１分保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で 250℃以下に冷却することにより得られる。
【００４９】
以下にそれぞれの製造条件の理由について記す。
【００５０】
鋳造凝固後の均熱温度および均熱時間は、メッキ前の鋼板表層部のNi濃度を高くするのに重要である。NiはFeよりも酸化しにくいために加熱時に生成される酸化スケール中にNiは取り込まれずに鋼板表層に濃化する。この濃化したNiが冷間圧延後も残ることでメッキ性を改善している。鋼板表層 0.5μｍ中に含まれるNiとSi, Alの関係がNi（％）≧１／４Si＋１／３Al（％）を満足するためには、加熱温度が1150℃以上で1150℃以上の保持時間が45分以上である必要がある。
【００５１】
熱間圧延後の巻き取り温度も、メッキ前の鋼板表層部のNi濃度を高くするのに重要である。巻き取り後に生成する酸化スケール中にもNiは取り込まれずに鋼板表層に濃化しメッキ性を改善する。本発明鋼のような鋼では低温で巻取ると、Ni濃化が不十分でZnメッキ密着性に問題があると共に、焼きが入って硬くなるためその後の酸洗等によるスケール除去や冷間圧延が困難になる。逆に、高温で巻取るとZnメッキ性は向上し、セメンタイトが粗大化し軟質になって酸洗、冷間圧延が容易になる反面、焼鈍の均熱時にセメンタイトの再固溶に時間がかかりすぎ、十分なオーステナイトが残留しなくなる。そのため、熱延後の巻取りは上記不都合が回避できる 620〜780℃で実施することと定めた。ただ、熱延鋼板は出来るだけ酸洗、冷間圧延が容易であることが望まれるため、巻取り温度は 620〜750℃で実施するのが好ましいと言える。
【００５２】
上記熱間圧延後、脱スケールを行うが、脱スケール方法については特に規定はない。
【００５３】
冷間圧延の圧下率が35％未満では、組織の微細化が不充分なためその後の焼鈍工程において十分な残留オーステナイトが得られず延性が劣化する。一方、85％を超える圧下率では圧延機に負荷がかかりすぎるため、冷間圧延時の圧下率を35〜85％と定めた。
【００５４】
冷間圧延後の冷延鋼板の連続焼鈍では、まず〔フェライト＋オーステナイト〕の２相組織とするためにAc１変態点以上Ac3変態点以下の温度域に加熱が行われる。このときに加熱温度が 650℃未満であると、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかり過ぎオーステナイトの存在量もわずかになるので、加熱温度の下限は 650℃とした。また、加熱温度が高すぎるとオーステナイトの体積率が多くなり過ぎてオーステナイト中のＣ濃度が低下することから、加熱温度の上限は 900℃とした。均熱時間としては、短すぎると未溶解炭化物が存在する可能性が高く、オーステナイトの存在量が少なくなる。また、均熱時間を長くすると結晶粒が粗大になる可能性が高くなり強度延性バランスが悪くなる。よって、本発明では保持時間を10秒〜６分の間とした。
【００５５】
均熱後は、２〜200 ℃／ｓの冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却する。これは、二相域に加熱して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させることなくベイナイト変態域に持ち越し、引き続く処理により室温では残留オーステナイトとベイナイトとして所定の特性を得ることを目的とする。この時の冷却速度が２℃／ｓ未満では冷却中にオーステナイトの大部分がパーライト変態をしてしまうために残留オーステナイトが確保されない。また、冷却速度が 200℃／ｓを超えると冷却終点温度が幅方向、長手方向でずれが大きくなり均一な鋼板を製造することができなくなる。
【００５６】
この後、場合によっては 350〜500 ℃の範囲内で５分以下保持してもよい。このZnメッキ前に温度保持をすることでベイナイト変態を進行させＣの濃縮した残留オーステナイトを安定化させることができ、より安定して強度、伸びの両立した鋼板を製造できる。２相域からの冷却終点温度が 500℃を超える温度になると、その後の温度保持を行うとオーステナイトの炭化物への分解が起こりオーステナイトを残存できなくなる。また、冷却終点温度が 350℃未満になるとオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するので、高強度にはなるもののプレス成形性が悪化することと、Znメッキ時に鋼板温度を上げる必要があり、熱エネルギーを与える必要があるため非効率になる。保持時間が５分を超えるとZnメッキ後の加熱で炭化物析出と未変態オーステナイトの消失による強度とプレス成形性両方の劣化になるので保持時間を５分以下とした。
【００５７】
溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する場合はメッキ後、５℃／ｓ以上の冷却速度で 250℃以下に冷却する。ここでZnメッキ時にベイナイト変態を進行させ炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出されたＣが濃化しMs点が室温以下に低下した残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立させている。そのため、保持後の冷却速度を５℃以下としたり、冷却終点温度が 250℃以上とすると冷却中にＣの濃化したオーステナイトも炭化物を析出してベイナイトに分解するため、変態誘起塑性により加工性を改善する残留オーステナイトの量が減少してしまうので目的を達し得ない。残留オーステナイトをより残存させるために、溶融亜鉛メッキ後 350℃〜 400℃の温度範囲に５分以内保持した方が望ましい。
【００５８】
また、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する際には溶融亜鉛メッキ後、 450℃〜 600℃の温度域で５秒〜１分保持し、その後５℃／ｓ以上の冷却速度で 250℃以下に冷却する。ここでは、FeとZnの合金化反応と、組織的な観点からもとまる。本発明鋼ではSiやAlが含まれるためにオーステナイトからベイナイトへの変態が二段階に分離することを活用し、炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出されたＣが濃化しMs点が室温以下に低下した残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立させている。保持温度が 600℃を超えるとパーライトが生成するために残留オーステナイトが含まれなくなり、また、合金化反応が進みすぎメッキ中のFe濃度が15％を越えてしまう。一方、加熱温度が 450℃以下になるとメッキの合金化反応速度が遅くなり、メッキ中のFe濃度が低くなる。また、保持時間が５秒以下ではベイナイトが十分に生成せず、未変態のオーステナイト中へのＣ濃化も不充分なため冷却中にマルテンサイトが生成し成形性が劣化すると同時に、メッキの合金化反応が不充分になる。また、保持時間が１分以上になるとメッキの過合金化が生じ成型時にメッキ剥離など生じやすくなる。さらに、保持後の冷却速度を５℃以下としたり、冷却終点温度が 250℃以上とするとベイナイト変態がさらに進み、前段の反応でＣの濃化したオーステナイトも炭化物を析出してベイナイトに分解するため、変態誘起塑性により加工性を改善する残留オーステナイトの量が減少してしまうので目的を達し得ない。
【００５９】
溶融亜鉛メッキ温度はメッキ浴の融点以上 500℃以下が望ましい。 500℃以上になるとメッキ浴からの蒸気が多大になり操業性が悪化するためである。また、メッキ後の保持温度までの加熱速度については特に規定する必要はないが、メッキ組織や金属組織の観点から３℃／ｓ以上が望ましい。
【００６０】
なお、以上説明した工程における各温度、冷却温度は規定の範囲内であれば一定である必要はなく、その範囲内で変動したとしても最終製品の特性はなんら劣化しないし向上する場合もある。
【００６１】
また、メッキ密着性をさらに向上させるために、冷間圧延後のメッキ焼鈍前に鋼板にNi, Cu, Co, Feの単独あるいは複合メッキを施してもよい。さらに、メッキ密着性を向上させるために鋼板焼鈍時の雰囲気を調節し、始め鋼板表面を酸化させ、その後還元することによりメッキ前の鋼板表面の清浄化を行ってもよい。さらに、メッキ密着性を改善するために焼鈍前に鋼板を酸洗あるいは研削することで鋼板表面の酸化物を取り除いても問題はない。これら処理をすることでメッキ密着性がさらに向上する。
【００６２】
【実施例】
表１、表２に成分を示した鋼を表３〜表５に記載した条件で熱延、冷延、焼鈍、メッキを行い、その後 0.6％で調質圧延することで鋼板を製造した。製造した鋼板は、下記に示す「引っ張り試験」「残留オーステナイト測定試験」「溶接試験」「鋼板表層 0.5μｍ部成分分析」「メッキ性」「メッキ密着性」「メッキ層中濃度測定」の試験を行った。また、メッキ付着量は片面40ｇ／ｍ2 になるようにした。
【００６３】
「引っ張り試験」はJIS ５号引張試験片を採取し、ゲージ厚さ50mm、引張速度10mm／min で常温引っ張り試験を行った。
【００６４】
「残留オーステナイト測定試験」は、表層より板厚の１／４内層を化学研磨後、Mo管球を用いたＸ線回折でα−Feとγ−Feの強度から求める５ピーク法と呼ばれる方法で測定した。
【００６５】
「溶接試験」は、溶接電流：10kA、加圧力： 220kg、溶接時間：12サイクル、電極径：６mm、電極形状：ドーム型、先端６φ−40Ｒの溶接条件でスポット溶接を行い、ナゲット径が４√ｔ（ｔ：板厚）を切った時点までの連続打点数を評価した。評価基準は○：連続打点1000点超、△：連続打点 500〜1000点、×：連続打点 500点未満とした。ここでは、○を合格とし、△・×は不合格とした。
【００６６】
「鋼板表層 0.5μｍ部成分分析」は、メッキ鋼板の断面部のメッキ／鋼板界面の鋼板部 0.5μｍ中についてEPMA分析による測定および FIB法で作製した試料を TEM観察による EOS分析からの２種類で求めた。測定の際は標準試料を用い検量線を作成した。両差の測定の差はほとんどなかった。
【００６７】
「メッキ性」は、メッキ鋼板の外観から不メッキ発生状況を目視判定し下記の基準に従い評価した。◎：３個／dm2 以下、○：４〜10個／dm2 、△：11〜15個／dm2 、×：16個／dm2 以上。ここでは、◎・○を合格とし、△・×は不合格とした。
【００６８】
「メッキ密着性」は、メッキ鋼板の60度Ｖ曲げ試験を実施後テープテストを行い、以下の基準に従い評価した。
【００６９】
テープテスト黒化度（％）
評価：◎…０〜10
評価：○…10〜20未満
評価：△…20〜30未満
評価：×…30以上
（◎と○が合格、△・×は不合格）
「メッキ層中濃度測定」は、アミン系インヒビターを入れた５％塩酸でメッキ層を溶かした後、 ICP発光分析法で測定した。
【００７０】
性能評価試験結果を表６〜表９に示す。本発明である試料１〜31は残留オーステナイトが２〜20％で、550MPa以上でありながら全伸びも30％以上であり、高強度とプレス成形性の良好さを両立していると同時に、メッキ性や溶接性も満足した溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼板である。それに対し、試料33, 34はＣ濃度が低いために、試料35, 36はＣ濃度が高いために、試料37, 38はSi濃度が低いために、試料39, 40はSi濃度が高いために、試料41, 42はAl濃度が低いために、試料43, 44はAl濃度が高いために、試料45, 46は鋼中SiとAlの関係を満たしていないために、試料47, 48は鋼板表層 0.5μｍ中の濃度の関係を満たしていないために、試料49, 50はMn濃度が低いために、試料51, 52はMn濃度が低いために、試料53, 54はＰ濃度が高いために、試料55, 56はＳ濃度が高いために、試料57, 58はNi濃度が低いために、試料59, 60はNi濃度が高いために、試料61, 62はCu濃度が高いために、また、試料63, 64はメッキ相中Al濃度が高いために、残留オーステナイト量、高強度とプレス成形性の両立、メッキ性、溶接性を全ては満足しておらず、本発明の目的を達し得ない。
【００７１】
また、本発明鋼であっても処理条件の一つに問題があると、試料65〜98のように残留オーステナイト量、高強度とプレス成形性の両立、メッキ性、溶接性を全ては満足しておらず、本発明の目的を達し得ない。
【００７２】
【表１】
0003990539.tif 000002
【００７３】
【表２】
0003990539.tif 000003
【００７４】
【表３】
0003990539.tif 000004
【００７５】
【表４】
0003990539.tif 000005
【００７６】
【表５】
0003990539.tif 000006
【００７７】
【表６】
0003990539.tif 000007
【００７８】
【表７】
0003990539.tif 000008
【００７９】
【表８】
0003990539.tif 000009
【００８０】
【表９】
0003990539.tif 000010
【図面の簡単な説明】
【図１】  必要Ni濃度（％）とSi濃度（％）との関係を示す図である。
【図１】
0003990539.tif 000011