(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０１５ｗｔ％以下、および、Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下を含有し、残部が不可避的不純物およびＦｅからなる熱延鋼板を酸洗して黒皮を除去し、連続焼鈍ラインにて水素濃度が１〜１００ｗｔ％、Ｈ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が鋼中Ｓｉ量（ｗｔ％）に対して、
０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４    （１）
である雰囲気中８００〜１０００℃の温度で１０〜１２０秒間加熱し、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却した後、酸洗減量がＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 の条件で鋼板表面を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラインにて再度前記鋼板を水素濃度が１〜１００ｗｔ％であり、かつＨ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が加熱温度（℃）に対して、
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ）                  （２）
ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ                  （３）
Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３
ａ：−０．００５４
ｂ：１１．１６
ｃ：０．６２５
ｄ：−１３０９２
の関係を満たす焼鈍雰囲気中７２５〜８４０℃の温度に５〜２００秒間保持した後に、２〜５０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで冷却し、メッキすることを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記製造方法において、前記熱延鋼板が、前記元素のほかに、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、および／または、Ｔｉ：０．０１〜０．２０ｗｔ％を含有することを特徴とする請求項１に記載の強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記製造方法において、前記熱延鋼板が、前記元素のほかに、さらに、Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以上、Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以上、および／または、Ｍｏ：０．１０ｗｔ％以上を、（Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）：１．０ｗｔ％以下で含有することを特徴とする請求項１または２に記載の強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記製造方法において、溶融亜鉛メッキ後に、さらに加熱合金化処理を施すことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の強度延性バランス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】
前記製造方法において、熱延鋼板を酸洗して黒皮を除去し、冷延し、連続焼鈍ラインにて水素濃度が１〜１００ｗｔ％、Ｈ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が鋼中Ｓｉ量（ｗｔ％）に対して、
０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４    （１）
である雰囲気中８００〜１０００℃の温度で１０〜１２０秒間加熱し、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却した後、酸洗減量がＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 の条件で鋼板表面を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラインにて再度前記鋼板を水素濃度が１〜１００ｗｔ％であり、かつＨ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が加熱温度（℃）に対して、
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ）                  （２）
ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ                  （３）
Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３
ａ：−０．００５４
ｂ：１１．１６
ｃ：０．６２５
ｄ：−１３０９２
の関係を満たす焼鈍雰囲気中７２５〜８４０℃の温度に５〜２００秒間保持した後に、２〜５０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで冷却し、メッキすることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の強度延性バランス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】
前記製造方法において、熱延鋼板の巻き取り温度が６００℃以上であり、かつ巻き取り後の冷却速度が３℃／分以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の強度延性バランス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】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は複雑なプレス成形加工にも充分に耐えうる強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に熱延、もしくは冷延鋼板は強度が上昇するに従って全伸び、曲げなどの延性が低下するため、複雑なプレス加工が困難になる。また一般に鋼板の強度を増加させるためには、Ｍｎ，Ｓｉ等の元素を添加し、固溶強化と良好な複合組織化を助長して、強度−伸びバランスを有利にすることが知られている。しかし、Ｍｎ，Ｓｉ等は易酸化性元素であるため、多量に添加すると、焼鈍時にＳｉ，Ｍｎ等の表面濃化物が，鋼板表面に析出し溶融亜鉛との濡れ性を劣化させるため、焼鈍に続く連続式溶融亜鉛メッキの際に、不メッキ欠陥が発生する。
【０００３】
このような特性を持つ鋼板としては、特開平２−１７５８１７号公報、特許第１３１３１４４号公報等に、熱延巻き取り時に焼き入れ、急冷してマルテンサイト相を含む組織を形成させ、その後焼鈍時に２相域まで加熱した後、急冷してフェライトとマルテンサイト相等からなる組織を形成させることにより、強度延性バランスに優れた鋼板を製造する方法が開示されている。しかし、この方法では、最初の組織形成を熱延時に行い、最終組織の作り込みを焼鈍時に行うため、焼鈍とメッキを同時に行う連続式溶融亜鉛メッキ工程を加えることが不可能である。したがって、この方法では強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することができない。
【０００４】
また、加工性などに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法として、特開平５−１７９３５６号公報、特開平５−５１６４７号公報等に、熱延巻き取り時に焼き入れ急冷し、溶融亜鉛メッキラインにおいて２相域で焼鈍した後、メッキする方法が開示されているが、実際にはＳｉが少しでも添加されていると不メッキが発生し易い。すなわち、この方法でＳｉ，Ｍｎ含有量の多い鋼板をメッキするとＳｉ，Ｍｎの表面濃化のため不メッキ欠陥が発生するため、Ｓｉ，Ｍｎを含有する溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することは事実上不可能である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、連続式溶融亜鉛メッキラインを用いて、Ｓｉ，Ｍｎを多量に含有していても不メッキ欠陥のない強度延性バランス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を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
したがって、本発明は、Ｃ：０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％およびＡｌ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０１５ｗｔ％以下、および、Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下を含有する熱延鋼板を酸洗して黒皮を除去し、連続焼鈍ラインにて８００〜１０００℃の温度で１０〜１２０秒間加熱し、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却した後、酸洗減量がＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 の条件で鋼板表面を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラインにて再度前記鋼板を７２５〜８４０℃の温度に５〜２００秒間保持した後に、２〜５０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで冷却し、メッキすることを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【０００７】
また、好ましい本発明は、前記製造方法において、連続焼鈍ラインで８００〜１０００℃の温度で加熱する工程における雰囲気の水素濃度が１〜１００ｗｔ％、加熱雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が鋼中Ｓｉ量（ｗｔ％）に対して、
０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４    （１）
であることを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【０００８】
また、好ましい本発明は、前記製造方法において、溶融亜鉛メッキを施す際の焼鈍雰囲気の水素濃度が１〜１００ｗｔ％であり、かつ焼鈍雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が加熱温度（℃）に対して、
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ）                  （２）
ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ                  （３）
Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３
ａ：−０．００５４
ｂ：１１．１６
ｃ：０．６２５
ｄ：−１３０９２
の関係を満たすことを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【０００９】
また、好ましい本発明は、前記製造方法において、溶融亜鉛メッキ後に、さらに加熱合金化処理を施すことを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【００１０】
また、好ましい本発明は、前記製造方法において、熱延鋼板を酸洗して黒皮を除去し、冷延し、連続焼鈍ラインにて水素濃度が１〜１００ｗｔ％、Ｈ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が鋼中Ｓｉ量（ｗｔ％）に対して、
０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４    （１）
である雰囲気中８００〜１０００℃の温度で１０〜１２０秒間加熱し、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却した後、酸洗減量がＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 の条件で鋼板表面を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラインにて再度前記鋼板を水素濃度が１〜１００ｗｔ％であり、かつＨ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が加熱温度（℃）に対して、
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ）                  （２）
ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ                  （３）
Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３ ａ：−０．００５４
ｂ：１１．１６
ｃ：０．６２５
ｄ：−１３０９２
の関係を満たす焼鈍雰囲気中７２５〜８４０℃の温度に５〜２００秒間保持した後に、２〜５０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで冷却し、メッキすることを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【００１１】
また、好ましい本発明は、前記製造方法において、熱延鋼板の巻き取り温度が６００℃以上であり、かつ巻き取り後の冷却速度が３℃以下であることを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者は、前記目的の達成を目指し、下記の条件を基本に、数多くの実験を試み、本発明に到達した。Ｃ：０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：１．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ａｌ：０．０４ｗｔ％，Ｎ：０．００２ｗｔ％およびＯ：０．００２ｗｔ％を含有する厚さ３０ｍｍのシートバーを１２００℃に加熱し、５パスで厚さ２．０ｍｍの熱延鋼板とし、５００〜７５０℃で巻き取った。ついで酸洗により黒皮を除去し、実験用焼鈍炉において、Ｈ2 濃度を１〜１００ｗｔ％、露点を−６０〜＋２０℃の間でそれぞれ変化させることにより、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比を０．００００２〜２の間で変化させた熱延鋼板を、９００℃で８０秒間加熱した後、１０〜８０℃／秒の速度で３００℃まで急冷して焼鈍し、６０℃の５ｗｔ％塩酸で１０秒間酸洗して表面濃化物を除去した。
【００１３】
その後、竪型焼鈍メッキ装置において、Ｈ2 濃度を１〜１００ｗｔ％，露点を−６０〜＋２０℃の間でそれぞれ変化させることにより、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比を０．００２〜０．６の間で変化させた熱延鋼板を、７５０℃で２０秒間加熱した後、１０〜８０℃／秒の速度で４７０℃まで急冷して焼鈍した直後に、浴中Ａｌ濃度０．１５ｗｔ％、浴温４６５℃の溶融亜鉛浴中にて１秒間メッキした。
【００１４】
その結果、図１（Ｓｉ：１．０ｗｔ％、ＣＡＬ：３％Ｈ2 、露点＋１５℃、７５０℃で８０秒間焼鈍：ＣＧＬ：５％Ｈ2 、露点−３５℃、７５０℃で２０秒間焼鈍）に示すように、ＣＡＬ，ＣＧＬ焼鈍時の冷却温度がそれぞれ、４０℃／秒以上、２℃／秒以上の範囲内である場合は、得られた溶融亜鉛メッキ鋼板の引張強度、伸びともに良好である。
【００１５】
また図２に示すように、酸洗前の加熱工程における雰囲気のＨ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比が、鋼中のＳｉ量に対して、
０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４      （１）
の範囲内であり、さらに図３に示すように、メッキ時における焼鈍雰囲気のＨ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比が加熱温度に対して
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ）                  （２）
ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ                  （３）
Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３
ａ：−０．００５４
ｂ：１１．１６
ｃ：０．６２５
ｄ：−１３０９２
の範囲内であるものはメッキ性が良好であることが判明した。
【００１６】
なお引張強度（ＴＳ）が５９０MPa 以上のものを良好、伸び（Ｅｌ）が３５％以上のものを良好とし、それ以下のものをそれぞれ不良とした。またメッキ性を目視判定し、不メッキ部分が認められるものを不良とし、不メッキ部分が認められないものを良好とした。
【００１７】
ここで、塩酸酸洗前の加熱工程時におけるＨ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比が前記式（１）の範囲内であると、ＣＧＬでメッキ性が良好になる理由を調べるため、焼鈍後の鋼板表層の地鉄断面をＳＥＭで観察したところ、図４に示すように、前記式（１）の冷却条件で冷却した鋼板の表層には、数μｍ程度の緻密な内部酸化層が形成されており、前記式（１）の範囲外の条件で冷却した鋼板の表層には、このような緻密さが見られなかった。この内部酸化層はＦｅ，Ｓｉ，Ｍｎの酸化物を主体とすると考えられる。
【００１８】
一方、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比は酸素ポテンシャルを示す。すなわち、ＣＧＬでのメッキ性が改善されるのは、酸素ポテンシャルが高いために加熱工程時に内部酸化層が生成し、この内部酸化層がメッキ直前まで残存し、ＣＧＬ焼鈍時において、この内部酸化層より地鉄内部に存在する固溶Ｓｉ，Ｍｎの表層への拡散を抑止するため、結果として表面濃化が抑制され、メッキ性が改善されたと推定される。
【００１９】
また、メッキの際の焼鈍におけるＨ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比が前記式（２）の範囲内にある場合に、ＣＧＬでのメッキ性が良好になる理由は以下のように考えられる。すなわち、酸洗後には鋼板表面に比較的還元されにくいＦｅ−Ｐ系酸化物が生成していると考えられ、これを還元するためには、ある程度酸素ポテンシャル以下の条件で加熱しなければならない。前記式（２）の関係を満たすような酸素ポテンシャルであれば、この還元反応が充分進行するため、結果として表面濃化が抑制され、メッキ性が改善されたと推定される。
【００２０】
すなわち、本発明者は、Ｓｉ，Ｍｎの含有量が多く、機械的特性が良好であって、かつメッキ性も良好である強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得るために、ＣＡＬ，ＣＧＬ焼鈍時の冷却速度を特定範囲に規定することによって良好な機械的特性を確保するだけでなく、鋼中Ｓｉ量や冷却温度によって決定されるＣＡＬ露点とＣＧＬ焼鈍時の雰囲気を規定することによって、メッキ性をも確保し、結果として強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得ることを見出したのである。
【００２１】
さらに本発明では、焼き入れ急冷処理を焼鈍時に行うため、特開平２−１７５８１７号公報、特許第１３１３１４４号公報等のように、最終的に得られるメッキ鋼板が熱延鋼板だけでなく、冷延鋼板にも適用できるという大きな利点がある。すなわち、従来の方法では熱延時に焼き入れ急冷処理を行い、ＣＡＬ焼鈍時に冷却処理を行い最終組織を作り込むため、その後ＣＧＬで再度メッキ前の焼鈍を施すと最終組織が変化してしまい、所望の特性を得られなくなる。ところが本方法では、焼き入れ急冷処理を焼鈍時に行ってＣＧＬ焼鈍時に再度冷却処理を行って最終組織を作り込むため、ＣＡＬ通板前の鋼板の熱延・冷延の種類を問わなくてすむからである。
【００２２】
本発明の、特開平２−１７５８１７号公報、特許第１３１３１４４号公報、特開平５−１７９３５６号公報、特開平５−５１６４７号公報等との最も大きな相違点は、ＣＡＬで焼き入れ処理を行うと同時に、メッキ性を改善するために必要な内部酸化層をＣＡＬで形成させることである。すなわち、前記公知の方法ではいずれも焼き入れ処理を熱延段階で、急冷処理をＣＡＬで行っている。この急冷処理をＣＧＬで行えば、前記公知の方法で実施している鋼板にメッキ処理することが可能であるが、この方法だと高Ｓｉ，Ｍｎ鋼をメッキした場合に不メッキが発生するため、Ｓｉ添加による延性を劣化させずに強度を確保し、優れた機械的特性を持った高強度メッキ鋼板を得ることができない。
【００２３】
特開平１０−１７９３６号公報のように高温巻き取りをすることにより高Ｓｉ，Ｍｎ鋼のメッキ性を改善する方法も存在するが、本発明における鋼は焼き入れ処理が不可欠であるため低温巻き取りが重要である。低温巻き取りでは内部酸化層が形成できないため、本発明における高Ｓｉ，Ｍｎ系の鋼種に対しては特開平１０−１７９３６号公報の方法は適用できない。
【００２４】
一方、本発明では、ＣＡＬで焼き入れ処理を行うと同時に、メッキ性を改善するために必要な内部酸化層をＣＡＬで形成させ、前記公知の方法で見られる急冷処理をＣＧＬで行い、同時にメッキすることを必須とする。そのため、前記のように、鋼板が熱延・冷延鋼板のどちらも選択できるばかりか、ＣＡＬで内部酸化させるため、本発明は、高Ｓｉ，Ｍｎ系の鋼種に対して適応可能であり、結果として、優れた機械的特性を持った高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得ることができるのである。すなわち熱延とＣＧＬの間にＣＡＬ工程を追加することにより、本発明の効果が初めて得られる。
【００２５】
なお、前記のＣＡＬで高露点で焼鈍してからメッキする方法は、焼き入れ処理が必須である鋼種のみに限定されるわけではない。すなわち、焼き入れ処理を必要としないが、Ｓｉ，Ｍｎ等が多いため通常の方法ではメッキできない鋼種に対しても適用可能であり、ＣＡＬで高露点で焼鈍してからメッキすることにより、メッキ性を大いに改善することができることは言うまでもない。
【００２６】
また、図５より明らかなように、熱延鋼板の巻き取り温度（ＣＴ）が６００℃より高く、かつ巻き取り後の冷却速度が３℃／分以下の条件の場合には、高Ｓｉ鋼のメッキ性が改善されたが、該条件を満たさない場合にはメッキ性が改善できなかった。巻き取り温度が高く、かつ冷却速度が遅い場合は、熱延鋼板の黒皮から供給された解離酸素が地鉄表面から拡散侵入し、内部酸化層を形成し、これがＣＧＬ焼鈍時の表面濃化を抑制する作用を持つためである。巻き取り温度が高くても、冷却速度が速過ぎると内部酸化層の形成が不充分となり、メッキ性改善効果が得られない。
【００２７】
好ましい巻き取り温度は６００℃以上８５０℃以下である。６００℃未満では、内部酸化層の形成が不充分であるため、メッキ性改善効果が得られにくい。８５０℃を超えると、コイルが熱変形する。ただし、ＣＡＬ露点を充分制御すれば、必ずしも熱延時の巻き取り温度（ＣＴ）を上げる必要がない。また好ましい冷却速度は３℃／分以下である。３℃／分より速いと内部酸化層の形成が不充分となり、メッキ性改善効果が得られにくい。冷却速度は遅ければ、遅いほど効果があるが、コイル冷却速度はほぼコイル単重に依存し、３℃／分以下であれば、ほぼ問題なく、メッキ性改善効果が得られる。下限については特に限定しない。
【００２８】
次に本発明において、構成成分と含有量および製造条件を限定した理由について述べる。
Ｃ：０．０５〜０．２５ｗｔ％
Ｃは必要な強度を得るため、また最終組織を焼き戻しマルテンサイトと微細マルテンサイトの複合組織とするために必須の元素であり、少なくとも０．０５ｗｔ％を必要とするが、０．２５ｗｔ％を超えると溶接性が悪化するだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後の焼き入れ性が悪化し、所望の複合組織を得ることができなくなる。
本発明ではＣＧＬ焼鈍後に焼き入れすることにより、所望の複合組織を得るが、後記するようにメッキ浴侵入板温は４５０〜５００℃であるため、冷却温度制御領域の上限である６００℃になるまでに所望の複合組織を形成させなければならず、良好な焼き入れ性を確保することが必須である。したがって鋼中のＣ量の上限を０．２５ｗｔ％とし、Ｃ量を０．０５〜０．２５ｗｔ％の範囲に限定した。好ましいのは０．０８〜０．１５ｗｔ％の範囲である。
【００２９】
Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下
Ｓｉは固溶強化と良好な複合組織化を助長して強度−伸びバランスを有利に改善する作用があり、２．０ｗｔ％以下の範囲で使用すれば加工性が改善される。しかしながら２．０ｗｔ％を超えて使用した場合にはメッキ性を改善することが困難になる。好ましいのは０．５〜１．０ｗｔ％の範囲である。
【００３０】
Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％
ＭｎはＣと同様、必要な強度と所望の複合組織を得るために必須の元素である。所定の強度および複合組織を得るだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後における良好な焼き入れ性を確保し焼き戻しを防ぐために少なくとも１．０ｗｔ％を必要とするが、２．５ｗｔ％を超えると溶接性が劣化する。好ましいのは１．５〜２．０ｗｔ％の範囲である。
【００３１】
Ａｌ：０．００５〜０．１０ｗｔ％
Ａｌは脱酸作用によって鋼の清浄度を高める有用元素であるが、含有量が０．００５ｗｔ％に満たないとその添加効果が乏しく、一方０．１０ｗｔ％を超えて添加してもその効果は飽和に達し、かえって伸び特性の劣化を招く。好ましいのは０．０１〜０．０５ｗｔ％の範囲である。
【００３２】
本発明においては、Ｃ，Ｓｉ，ＭｎおよびＡｌの含有量を前記範囲に調整するが、次に述べる元素についてもその含有量を適正に調整すれば、材質特性のさらなる向上が望み得る。その作用と好適量を以下に述べる。
【００３３】
Ｎｂ，Ｔｉ：  いずれも析出強化元素であり、Ｎｂは０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉは０．０１〜０．２０ｗｔ％の範囲であれば、溶接性を向上させることができる。いずれの元素も下限未満の量では効果が得られず、また上限を超えて添加しても効果が飽和する。
【００３４】
Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ：  これらの元素はいずれも、焼き入れ性を向上させる元素であり、適量使用すれば、ＣＡＬ焼鈍、冷却時点でのマルテンサイト比率の増大とマルテンサイトのラス構造を微細化する作用を通じて、次工程のＣＧＬ焼鈍時における２相域再加熱−冷却処理時の焼き入れ性を良好にし、冷却後の最終的な複合組織を良好なものとし、各種の成形加工性を向上させることができる。かかる効果を得るためには、いずれの元素も０．１０ｗｔ％以上の添加が望ましいが、いずれも高価な元素であるから、製造コストの観点からこれらの上限は（Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）≦１．０ｗｔ％にするのが望ましい。
【００３５】
Ｐ，Ｓ：  いずれも、偏析の助長、非金属介在物の増加などを生じ、各種加工性に対して悪影響を及ぼすので、極力低減することが望ましい。しかしながらＰの場合は０．０１５ｗｔ％以下、Ｓの場合は０．０１０ｗｔ％以下程度であれば許容できる。
【００３６】
冷間圧延工程：
前記したとおり、焼き入れ急冷処理をＣＡＬで行うため、鋼板は熱延・冷延の種類を問わない。したがって、最終用途に応じて板厚を調整するため、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。次工程以降の製造条件に従えば、この段階での圧延による影響は特に認められないため、圧下率は特に限定しない。
【００３７】
ＣＡＬ加熱条件：
ＣＡＬ焼鈍は、最終組織として異方性がなく、微細で均一な焼き戻しマルテンサイト・微細マルテンサイトを有する複合組織を得る上で必要な要件である。すなわち加熱温度が８００℃未満では、仕上げ圧延直後のオーステナイト粒の焼き入れ性が悪化する。一方１０００℃以上ではオーステナイト粒が粗大となりすぎ、冷却後のマルテンサイトのラス構造の粗大化をきたし、機械的特性が劣化する。したがって加熱温度は８００〜１０００℃の範囲とする。好ましいのは８９０〜９５０℃の範囲である。
また加熱時間が１０秒以下であると焼き入れが不充分であり、１２０秒超であるとマルテンサイトの粗大化をきたすため、加熱時間は１０〜１２０秒の範囲が好ましく、４０〜８０秒の範囲が特に好ましい。
【００３８】
ＣＡＬ焼鈍時の雰囲気：
加熱工程における雰囲気は、水素濃度が１〜１００ｗｔ％、加熱雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比は、鋼中のＳｉ量（ｗｔ％）に対して、
０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４      （１）
の式を満足するのが望ましい。式（１）は図２に示すＨ2 Ｏ／Ｈ2 の分圧比と鋼中のＳｉ量に対するメッキ性の実験結果から導出された。
【００３９】
ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ−４としたのは以下の理由による。すなわちｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）が２Ｓｉ−４未満であると、加熱工程で内部酸化層が充分形成されないため、ＣＧＬ焼鈍時においてＳｉ、Ｍｎ表面濃化を抑制できないため、メッキ性が改善されない。一方、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 が０．６、すなわちｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）が−０．２２超であるとＦｅが酸化され始め、条件によってはテンパーが認められるようになるが、多少のテンパーはその後の酸洗によって除去されるため特に問題ではない。
【００４０】
しかし製造条件上、高酸素ポテンシャルを確保することが困難である上、炉体を痛める。さらにはＨ2 Ｏ／Ｈ2 が２、すなわちｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）が０．３０を越えると酸洗でもテンパーが除去され難くなるばかりか、地鉄表層の酸化が激しくなるため、内部酸化層の形成不良が起こる。よってｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）の上限は０．３までである。また水素濃度が１ｗｔ％より低いと、特に高露点焼鈍時に同様なテンパーが発生しやすくなるため、僅かでも水素が含まれている方が好ましい。したがって水素濃度は１〜１００ｗｔ％の範囲とした。好ましい水素濃度は２〜１０ｗｔ％である。
【００４１】
連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）焼鈍時の冷却条件：
ＣＡＬにおいて、加熱された鋼板は、３００℃以下まで急冷される。冷却温度の下限は特に限定しない。４０℃／秒未満の冷却速度または３００℃超えの冷却終了温度では、冷却後の組織中の初析フェライト、パーライト、ベイナイトなどの合計比率が５０％以上に高くなり、異方性および均一性が悪化する。冷却速度の上限は特に定めないが、２００℃／秒で充分である。これは、それ以上の冷却速度で冷却しても効果が飽和に達するためである。したがって冷却速度は４０℃／秒以上が必須である。またＳｉ含有量が多いと焼き入れがやや入り難くなるため、冷却速度を速めにすることが望ましい。好ましい冷却速度は５０〜１５０℃／秒であり、２５０℃以下まで急冷するのが好ましい。
【００４２】
酸洗：
焼鈍して冷却後、鋼板表面を酸洗するのは、焼鈍時に表面濃化するＳｉ、Ｍｎなどの易酸化性元素の表面濃化物を除去するためである。鋼板の酸洗減量をＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 で酸洗することによって表面濃化物を完全に除去できる。また、この時の酸の種類、濃度、酸洗時間、酸洗温度などは特に問わないが、例えば４０〜９０℃の１〜１０ｗｔ％程度の塩酸、硫酸、硝酸で１〜２０秒間酸洗処理すれば表面濃化物を除去できる。濃度が薄いと酸洗減量が目標に未達になるため、酸洗による表面濃化物の除去が不充分であり、１０ｗｔ％を超えると酸洗減量が目標をオーバーすると同時に、過酸洗による鋼板表面に荒れが起こり、かつ酸の原価が高くなるため好ましくない。
【００４３】
酸の温度は４０〜９０℃が適当であり、４０℃未満であると酸洗減量が目標に未達であるため酸洗による表面濃化物の除去が不充分である。９０℃を超えると酸洗減量が目標をオーバーすると同時に、過酸洗による鋼板表面の荒れが起こるため好ましくない。好ましいのは５０〜７０℃の範囲である。
酸洗時間は１〜２０秒間が適当であり、１秒未満であると酸洗による表面濃化物の除去が不充分であり、２０秒を超えると過酸洗による鋼板表面の荒れが起こり、かつ製造時間が長くなり、コストアップにつながるため不適当である。好ましいのは５〜１０秒の範囲である。
【００４４】
連続溶融亜鉛メッキライン（ＣＧＬ）加熱条件：
前記のように調整した鋼板を連続溶融亜鉛メッキラインにて７２５〜８４０℃の温度範囲に保持すると、元々組織がマルテンサイトであった部分のラス部において優先的にオーステナイト相が形成される。この温度範囲を外れる、または加熱時間が５秒以下であると、本発明で求めている焼き戻しマルテンサイト・微細マルテンサイト複合組織が形成されない。したがって連続溶融亜鉛メッキラインでの加熱は７２５〜８４０℃の温度範囲で５〜２００秒間保持するのが好ましい。２００秒を超えても効果が飽和し、連続処理工程に向かない。好ましいのは７３０〜８００℃の温度範囲で１０〜４０秒間保持することである。
【００４５】
ＣＧＬ焼鈍時の冷却条件：
また、通常はＣ濃度の低いオーステナイト粒は不安定で焼き入れ性が低いが、本発明での２相域加熱時のオーステナイト粒は微細であるため非常に安定であり、冷却速度をさほど上げる必要がない。したがって焼鈍時の冷却速度は２〜５０℃／秒とする。２℃／秒未満では複合組織化が不充分となって、良好な機械的特性が得られなくなる。５０℃／秒を超えても効果が飽和する。
【００４６】
冷却制御温度の上限を６００℃としたのは、この温度を超えて冷却制御を終えるとマルテンサイトの形成が不充分となり、目的とする特性を得ることができなくなるからである。下限について特に問わない。またＳｉ含有量が多いと焼き入れがやや入り難くなるため、冷却速度を速めることが望まれる。本発明で規定したＣ、Ｍｎ量のどちらか一方でも前記範囲から外れると焼き入れ性が劣化するため、６００℃では所望の複合組織を得ることができなくなるが、本発明の範囲であるならば所望の複合組織を得ることが可能である。
【００４７】
ＣＧＬ焼鈍の雰囲気：
酸洗後に鋼板表面に生成した酸化皮膜を還元してメッキ性を確保するため，充分な還元性雰囲気であることが望まれる。具体的にはＦｅ系酸化物だけでなく、より還元されにくいＰ系酸化物を完全に還元する必要がある。本発明の、Ｐ系酸化物が還元するＨ2 Ｏ／Ｈ2 の値を求める式（２）は熱力学的に酸化物生成自由エネルギーの式を利用して導出したものであり、ｆ（Ｔ）はＰ系酸化物とＨ2 Ｏに関する熱力学的パラメーターを１つの式にまとめたものである。したがってこの式（２）から任意の温度における、メッキ性確保に必要な酸素ポテンシャル、すなわち露点と水素濃度の範囲を計算することができる。
【００４８】
つまり本発明者らは、メッキ性確保の焼鈍雰囲気はＰ系酸化物を還元できる条件範囲であれば良いことを見出し、安定化させたのである。ここで酸素ポテンシャルが本発明の範囲外であると、酸化皮膜が還元できなくなり、メッキ性が確保できず好ましくない。この条件範囲を満たす水素濃度および露点の組み合わせであればどのような条件でもメッキ性確保は可能である。ただし水素濃度が１ｗｔ％より低いと、酸化皮膜が還元しにくいため好ましくない。そのため水素濃度は１〜１００ｗｔ％の範囲とした。好ましいのは３〜２０ｗｔ％の範囲である。
【００４９】
以上のようにして焼鈍した後に通常の溶融亜鉛メッキ浴中で常法にて亜鉛メッキを施す。亜鉛メッキ浴はＡｌを０．０８〜０．２ｗｔ％含有するものが適当であり、浴温は４５０〜５００℃が適当である。また浴中に侵入するときの板温は４５０〜５００℃が適当である。
【００５０】
また、得られたメッキ鋼板は必要に応じて溶融合金化処理を施すことが可能である。合金化は、４５０〜５５０℃程度の範囲、特に４８０〜５２０℃の範囲で行うことが望ましい。４５０℃未満であると合金化が殆ど進行しない。５５０℃を超えると過度の合金化によるメッキ層の密着性の劣化を招くため、好ましくない。また合金化後のメッキ層中のＦｅ拡散量は８〜１１ｗｔ％の範囲に収まることが必要である。８ｗｔ％未満だと焼けムラなどが発生するだけでなく合金化不充分による摺動性が劣化し、また１１ｗｔ％を超えると過合金によりメッキ密着性が劣化する。好ましいのは９〜１０ｗｔ％の範囲である。溶融合金化の方法はガス加熱炉、誘導加熱炉などであればよく、特に限定するものではない。
【００５１】
【実施例】
［例１〜４３］
表１〜４に示した化学組成（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，その他）の厚さ３００ｍｍの連続鋳造スラブを１２００℃に加熱し、３パスの粗圧延後、７スタンドの仕上げ圧延機で厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板とし、５００〜７５０℃で巻き取った。酸洗後、冷延する場合は圧下率を５０％とし、ＣＡＬに通板し、表１〜４に示す条件（温度、保持時間、水素濃度、水蒸気と水素の分圧比）で加熱し、表１〜４に示す条件（速度、終了温度）で急冷し焼鈍した。ついで、ＣＧＬに通板して、６０℃の５％塩酸または５％硫酸で１０〜２０秒間酸洗した。酸洗減量は表１〜４に示した。いずれの酸でも同等の効果が得られた。
【００５２】
ついで表５〜８に示す条件（温度、保持時間、水素濃度、水蒸気と水素の分圧比）で加熱し、表５〜８に示す条件（速度、終了温度）で急冷し、焼鈍した。その後、亜鉛メッキを温度４９０℃で行い、さらに温度４７０℃で溶融合金化処理を２０秒間行った。メッキの付着量は両面４０ｇ／ｍ2 であった。
【００５３】
【表１】
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【００５４】
【表２】
0003956550.tif 000003
【００５５】
【表３】
0003956550.tif 000004
【００５６】
【表４】
0003956550.tif 000005
【００５７】
【表５】
0003956550.tif 000006
【００５８】
【表６】
0003956550.tif 000007
【００５９】
【表７】
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【００６０】
【表８】
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【００６１】
前記鋼板の機械的特性とメッキ性、メッキ密着性について調査した結果を表９〜１０に示した。機械的特性は、引張強度ＴＳ≧５９０MPa 、伸びＥｌ≧３５％であるものを良好とし、それ以外のものを不良とした。メッキ性は、メッキ後の外観を目視で評価し、不メッキ部分が全くないものを○、不メッキ部分がないが、さざ波が発生したものを△、不メッキが発生したものを×とした。メッキ密着性は９０度曲げ戻しの後、圧縮側のメッキ層にセロテープ剥離試験を行い、単位長さ（ｍ）当たりの蛍光Ｘ線によるＺｎカウント数を測定し、表１１の基準に照らして評価した。カウント数が少ないものが良好である。合金化後の外観は、合金化ムラが認められたものを×、合金化ムラがなく均一の外観が得られたものを○として目視評価した。
【００６２】
【表９】
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【００６３】
【表１０】
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【００６４】
【表１１】
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【００６５】
本発明の製造方法によって製造された溶融亜鉛メッキ鋼板はいずれも、不メッキ欠陥が発生せず、メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性についても何等問題がないのに対し、比較例ではＣＡＬ焼鈍条件、ＣＧＬ焼鈍条件、熱延条件が異なるため不メッキ欠陥が発生し、メッキ品質または機械特性が不良であった。
【００６６】
［例４４〜４８］
表１の例１〜４で使用した連続鋳造スラブを１２００℃に加熱し、３パスの粗圧延後、７スタンドの仕上げ圧延機で、表１２に示す条件（巻き取り温度（ＣＴ）、巻き取り後の冷却速度）で圧延し、厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板とし、５００〜７５０℃で巻き取った。酸洗後、冷延する場合は圧下率を５０％とし、ＣＡＬに通板し、表１２に示す条件（温度、水素濃度）で加熱し、表１２に示す条件（ＣＡＬ焼鈍後の速度、冷却終了温度）で急冷し、焼鈍した。
【００６７】
ついで、ＣＧＬに通板して、６０℃の５％塩酸または５％硫酸で１０〜２０秒間酸洗した。酸洗減量を表１２に示した。いずれの酸でも同等の効果が得られた。ついで表１２に示す条件（ＣＧＬ焼鈍温度、保持時間、水素濃度）で加熱し、表１２に示す条件（焼鈍後の終了温度）で急冷し、焼鈍した。その後、亜鉛メッキを温度４７０℃で行い、さらに温度４９０℃で溶融合金化処理を２０秒間行った。メッキの付着量は両面４０ｇ／ｍ2 であった。
【００６８】
得られたメッキ鋼板の機械的特性とメッキ性、メッキ密着性について調査した結果を表１３に示した。本発明の製造方法によって製造された溶融亜鉛メッキ鋼板はいずれも、不メッキ欠陥が発生せず、メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性についても何等問題がないのに対し、比較例ではＣＡＬ焼鈍条件、ＣＧＬ焼鈍条件、熱延条件が異なるため不メッキ欠陥が発生し、メッキ品質または機械特性が不良であった。
【００６９】
【表１２】
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【００７０】
【表１３】
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【００７１】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、不メッキ欠陥が発生せず、メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性が良好で、強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造が可能であり、この鋼板を自動車部材に使用した場合は、自動車の軽量化、低燃費化を可能にし、ひいては地球環境の改善に大きく貢献することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  ＣＡＬおよびＣＧＬにおける加熱後の冷却速度が機械的特性に及ぼす影響を示した図面である。
【図２】  酸洗前のＣＡＬにおける加熱雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 の分圧比と鋼中のＳｉ量が鋼のメッキ性に及ぼす影響を示した図面である。
【図３】  酸洗後のＣＧＬにおける加熱雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 の分圧比と焼鈍温度が鋼のメッキ性に及ぼす影響を示した図面である。
【図４】  本発明の方法によるＣＡＬ焼鈍後に得られた鋼板の表面の断面のＳＥＭ写真である。
【図５】  熱延板の冷却速度とＣＴがメッキ性に及ぼす影響を示した図面である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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