(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が重量％で、Ｃ：０．１２〜０．２０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含み、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％のうち１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を熱間圧延後、４００〜７５０℃で巻き取り熱延鋼板とし、酸洗後、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延を行い、Ａc3変態点以上のγ域にて再結晶焼鈍を行った後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項２】
化学組成が重量％で、Ｃ：０．１２〜０．２０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含み、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％のうち１種または２種を以上含み、さらにＢ：０．０００５〜０．００５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を熱間圧延後、４００〜７５０℃で巻き取り熱延鋼板とし、酸洗後、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延を行い、Ａc3変態点以上のγ域にて再結晶焼鈍を行った後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
溶融亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施すことを特徴とする請求項１または２に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車の車体部品のように耐食性を確保しつつプレス成形、曲げ加工等を施す用途に好適な高張力溶融亜鉛めっき鋼板、または高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
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（ＴＳ）＞５４０ＭＰａである高強度鋼板へのニーズが高い。このような用途では、プレス成形等での安定した作業性を確保するため、強度と延性のばらつきの少ない鋼板が求められる。
【０００３】
一方、薄肉化しても耐久性を高めるため、防錆性が要求され、特性のばらつきの少ない高強度、高延性を備えた亜鉛めっき鋼板が求められており、とくに防錆力に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板が強く求められている。
【０００４】
鋼の高強度化の手法として、鋼板中の組織を軟質なフェライト中にマルテンサイト等の硬質相を分散させた複合組織鋼板とすることにより、高強度化する手法が広く用いられている。この方法によると、低降伏応力（ＹＳ）で、かつ引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）のバランスに優れた鋼板が得られ、例えばＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）＞１８０００（ＭＰａ・％）級の良好なプレス成形性を備えた鋼板が得られる。
【０００５】
このような複合組織鋼板は鋼板をＡc1変態点以上、Ａc3変態点以下に加熱し、オーステナイト（γ）とフェライト（α）の２相とした後冷却し、オーステナイトをマルテンサイト等に変態させることによって得られる。このとき、オーステナイトが不安定であるとパーライトに変態して、マルテンサイト組織は得られない。従って、通常オーステナイトを安定化させ、パーライトへの変態を抑制するために合金元素を添加する手法が用いられる。
【０００６】
例えば、特開昭５５−１００９３５号公報には、Ｍｎ等を多量に含有させ、溶融亜鉛めっき設備内において複合組織鋼板を形成せしめることにより、鋼板の成形性を向上させる手法が開示されている。しかしながら、適正な複合組織を得るには、合金元素の多量の添加が必要であり高コストとなる。
【０００７】
特開昭５５−１２２８２１号公報には、溶融亜鉛めっき設備内で合金添加量に応じて冷却速度を制御する手法が開示されている。しかし、合金元素を低減するには高い冷却速度が必要であり、大規模の設備が必要となり、やはり高コストとなる。
【０００８】
上記とは別に、鋼板の高強度化の手法として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ等の固溶強化型の元素やＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化元素を添加する手法が一般的に用いられる。
【０００９】
しかし、固溶強化のみでＴＳを５４０ＭＰａ以上とするには多量の添加が必要となりコスト高となる。添加元素としてＳｉ、Ｐ等を多量に含有させると不めっきの発生ならびに合金化処理速度の低下を招き、合金化処理を促進するには高温での合金化処理が必要となって、エネルギーコストが増大する。さらに、高温で合金化処理を行なうことによるめっきの密着性低下を招き、耐パウダリング性が劣化する等のめっき品質の悪化をもたらす。
【００１０】
一方、Ｃ含有量が０．１２〜０．２０重量％の材料において先に示した析出強化元素を添加して高強度化を図る場合、析出物の密度が高いため冷間圧延後の焼鈍処理においてＡc1変態点以下では再結晶が起こりにくく、所望の機械特性が得られない。また、Ａc1変態点〜Ａc3変態点の二相域温度域（α＋γ）で焼鈍した場合、強度および延性は焼鈍温度の影響を受けやすく、製造時の温度ばらつきによって特性が大きく変化しユーザーでのプレス成形において割れ、しわ、形状凍結不良等を誘発するおそれがある。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、合金元素を多量に含有させることなく、かつ溶融めっき工程での製造制約を受けることなく、機械特性のばらつきの少ない高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造法を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、少量の合金添加で強度が得られる析出系に着目した。すなわち、高強度化を固溶強化と析出強化の組み合わせで達成し、従来方法ではばらつきが大きかった機械特性については、めっきラインでの均熱温度（すなわち再結晶焼鈍温度）を適切に制御することによって安定化を図る方法を検討した。
【００１３】
本発明者らは、合金の添加量を少なくして強度を高めるため、いわゆる中炭素域を選び、Ｍｎ等の合金元素の添加量を軽減し、安価に高強度化を図るためＣ量を０．１２重量％以上を基本鋼種として選択し、化学組成と熱処理方法を検討した。なお、以下の化学組成％は重量％を意味する。
【００１４】
ＣはＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等と結合して炭窒化物として鋼中に析出することにより、強度を上昇させる。しかし、Ｃ量が０．１２重量％以上の材料において析出強化を用いて高強度化を図る場合、再結晶速度が遅くＡc1変態点以下のような低温での焼鈍においては、未再結晶および部分再結晶を呈した組織となり延性が劣る。
【００１５】
また、均熱温度を２相域温度域（Ａc1〜Ａc3変態点）とすると、変態したγ相分率だけが均熱後の冷却を経て正常なフェライト組織となる。つまり、変態した相分率によって強度が大きく変化するため、強度、延性のばらつきが大きくなる。
【００１６】
一方、Ａc3変態点以上の温度で加熱、均熱を行なうと、すべての組織がγ変態するため冷却過程では未再結晶や部分再結晶がなくなり、すべての組織が正常なフェライト組織となって機械特性が安定する。その結果、プレス成形等の加工段階において安定した成形性が得られる。
【００１７】
つまり、焼鈍時の均熱温度をＡc3変態点以上に制御することで耐食性、特性安定性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板、高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られるようになる。
【００１８】
上記の知見に基づき完成した本発明の要旨は、以下の(1) 〜(3) にある。
【００１９】
(1) 化学組成が重量％で、Ｃ：０．１２〜０．２０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含み、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％のうち１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を熱間圧延後、４００〜７５０℃で巻き取り熱延鋼板とし、酸洗後、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延を行い、Ａc3変態点以上のγ域にて再結晶焼鈍を行った後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
(2) 化学組成が重量％で、Ｃ：０．１２〜０．２０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含み、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％のうち１種または２種を以上含み、さらにＢ：０．０００５〜０．００５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を熱間圧延後、４００〜７５０℃で巻き取り熱延鋼板とし、酸洗後、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延を行い、Ａc3変態点以上のγ域にて再結晶焼鈍を行った後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２１】
(3) 溶融亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施すことを特徴とする前記(1) または(2) 項に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
（１）化学組成
Ｃ：含有量を０．１２〜０．２０％とする。ＣはＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等と結合して、炭窒化物として鋼中に析出することにより、鋼板に所定の強度を付与するために含有させる元素である。炭窒化物として析出固定されない炭素は、溶融めっき前の焼鈍工程での均熱時に形成されるオーステナイト中に固溶する。次いで鋼板が冷却されるときに、球状セメンタイトが形成され、さらなる強度上昇に寄与する。Ｃ含有量が０．１２％に満たないときは、その効果が不十分であり、０．２０％を超えると冷却時にパーライトが生成し、成形性が悪くなるのみならず溶接性が劣化する。より好ましいＣの範囲は０．１２〜０．１６％である。
【００２３】
Ｓｉ：含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉは固溶強化による強化元素として極めて有効であり、安価である。しかも延性の劣化は少ないため、機械的性質の面からは多量に含有させるのが有利である。しかし、めっきの濡れ性を著しく阻害するため、高強度化は他の元素による固溶強化、析出強化によることとし、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。また、Ｓｉは脱酸に用いられるが、過度にＳｉを低下させようとすると、脱酸を高価なＡｌで行わねばならないため０．０１％以上が好ましい。より好ましいＳｉの範囲は０．０１〜０．３０％である。
【００２４】
Ｍｎ：含有量を０．８〜２．０％とする。Ｍｎは固溶強化による強化元素として有効であり、０．８％以上とする。一方、本発明は析出強化との組み合わせで高強度化を図っているためＭｎを２．０％を超えて含有させる必要はない。また、２．０％を超えて含有させるとＡc3変態点以上（γ領域）の加熱を行うと後の冷却過程においてマルテンサイト等を生成し、過度の強度上昇を招く。したがって本発明ではＭｎ含有量の範囲は０．８〜２．０％とする。より好ましいＭｎの範囲は１．０〜１．８％である。
【００２５】
Ｐ：含有量を０．００５％〜０．０５０％とする。Ｐも固溶強化元素として有効な元素であり、０．００５％以上含有させる。また、０．００５％未満にしようとすると脱Ｐコストの増大をまねく。一方、Ｐを０．０５０％を超えて含有させるとめっき時の合金化処理性、溶接部性能、耐２次加工脆性を損ねるため、上限を０．０５０％とする。より好ましいＰの範囲は０. ０１０〜０. ０３０％であ  る。
【００２６】
Ｓ：含有量を０．０００５〜０．０１００％とする。Ｓは鋼板の穴拡げ性を損ねるため低いほど好ましい。したがって０．０１００％以下とした。一方、０．０００５％以上とするのは、これ未満であると脱硫コストが増大するためである。より好ましいＳの範囲は０. ００２０〜０. ００５０％である。
【００２７】
ｓｏｌ．Ａｌ：含有量を０．０１〜０．１０％とする。ｓｏｌ．Ａｌは溶鋼脱酸の結果として含有される。またＴｉ無添加の場合、鋼中のＮと結合し、ＡｌＮの微細析出物を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑止する効果がある。これらの効果を有するために、０．０１％以上含有させる。過度に含有しても効果が飽和するうえ、コスト高となるため、その上限を０．１０％とする。より好ましいｓｏｌ．Ａｌの範囲は０. ０２〜０. ０６％である。
【００２８】
Ｎ：含有量を０．００１〜０．００８％とする。ＮはＴｉと結合して析出し焼鈍時のオーステナイトの粒成長を抑制する。０．００１％未満ではその効果が発揮できないことと、製綱工程で脱Ｎのためのコストが増加するおそれがある。また、過度にＮを含有させると延性が損なわれるので、上限を０．００８％とする。より好ましい範囲は０. ００２〜０. ００６％である。
【００２９】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：それぞれの元素は、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％の範囲で、１種または２種以上含有させる。これらの成分は炭窒化物を形成し、析出強化による強度上昇に寄与する。その効果を発揮するためには、それぞれの成分の規定下限以上を含有させことが必要である。過度に含有させるとコスト高になるばかりでなく逆に強度低下を招く場合がある。より好ましいＴｉ、Ｎｂ、Ｖの範囲はそれぞれ、０．０１〜０．０３％、０．０１０〜０．０３０％、０．０１〜０．０５％である。
【００３０】
Ｂ：上記の成分の他に、さらにＢを０．０００５〜０．００５０％含有させるのが望ましい。Ｂはオーステナイト中の炭化物を安定化させ、冷却時にその炭化物を核としてセメンタイトを球状に析出させるため、粗大パーライトの析出を抑制する効果を有する。従って、Ｂを含有させると延性の劣化をより効果的に抑制できる。Ｂの含有量が０．０００５％に満たない場合にはその効果がなく、０．００５０％を超えると効果が飽和する。より好ましいＢの範囲は０．０００８〜０．００２０％である。
【００３１】
（２）製造工程および製造条件
溶製から熱間圧延までは特に制限する必要が無く、通常行われている方法でよい。ただし、熱延後の工程については下記条件での製造が必要である。
【００３２】
熱延巻き取り温度：
酸洗時の脱スケール性ならびに製造安定性の観点から熱延巻き取り温度を７５０℃以下とする。また、４００℃未満では硬質変態組織が生成し、冷間圧延性が悪くなるので、４００℃以上とする。より好ましくは５００〜６００℃である。
【００３３】
冷間圧延の圧下率：
圧下率が４０％未満であると冷間圧延時の通板の安定性に問題があり操業に支障を来たす。一方、８０％を超えると冷圧時の荷重が高くなり、破断等のトラブルが発生するため、４０％〜８０％とする。より好ましくは５０〜７０％である。
【００３４】
連続溶融亜鉛めっきでの製造条件：
焼鈍時の均熱温度は特性の安定化を図るためＡc3変態点以上にする。ただし、過度に高温にしても効果が飽和するとともに、加熱エネルギーのロスおよび鋼板の変形のおそれがあるのでＡc3変態点＋５０℃を超えない温度以下とするのが望ましい。その他の条件は通常行われているめっき処理を施せばよい。
【００３５】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合は溶融亜鉛めっき処理後、鋼板を合金化処理炉で加熱し、Ｆｅ−Ｚｎ合金を生成させる。合金化処理（ＧＡ処理ともいう）は通常の低強度の合金化処理鋼板の処理条件（処理温度、処理時間）とほぼ同じ条件でよい。その場合の処理温度は４８０〜６３０℃、処理時間３〜１５ｓ程度である。
【００３６】
【実施例】
はじめに、本発明の課題である析出強化型高張力鋼板の機械特性を安定化する手法を見いだすため、機械特性に及ぼすヒートパターンについて調査した。
【００３７】
その方法は、後述する表１の鋼成分Ａ１の鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造にてスラブとした後、１２４０℃まで加熱し、粗圧延終了温度；１０８０℃、仕上げ圧延終了温度：８９０℃で熱間圧延を完了させ、５８０℃で巻き取り、３．５ｍｍ厚の熱延コイルとした。次いで酸洗し、１．６ｍｍまで冷間圧延した（圧下率５４．３％）。つぎにこの冷延コイルからサンプルを採取し、実験室にて再結晶焼鈍を行いＪＩＳ−５号試験片での引張試験を行い特性の調査を行った。
【００３８】
また、変態点については、熱間加工再現装置を用いて熱膨張の変化より変態点を求めた。
【００３９】
図１は、再結晶焼鈍時の均熱温度が機械特性に及ぼす影響を示すグラフである。ヒートパターンはグラフの欄外に注記するように、酸化炉、無酸化炉をそれぞれ８℃／ｓ、２℃／ｓで昇熱し、所定の均熱温度、時間で均熱させ、冷却（６℃／ｓ）過時効処理（４７０℃×３５ｓ）、ついで溶融めっき浴に浸漬（４６０℃）した。合金化処理鋼板の場合は溶融めっき後、さらに５３０℃まで昇熱して合金化処理を行なった。欄外注記図のＧＡと表示した部分が合金化処理過程である。
【００４０】
同図に示すように、均熱時間が一定（１２ｓ）であれば、均熱温度の上昇に伴い全伸び（Ｅｌ）は上昇する。また、７６０℃までは未再結晶組織を示し、この温度以上でＡc3変態点未満の領域においては、温度の上昇に伴いＹＳ、ＴＳが急激に低下する傾向を示す。さらに、均熱温度がＡc3変態点以上の場合は、安定したＹＳ、ＴＳを示すようになることがわかった。
【００４１】
図２は、再結晶焼鈍時の均熱温度を一定（８２０℃）としたとき、均熱時間が機械特性に及ぼす影響を示すグラフである。図１と同様、グラフの欄外にヒートパターンを注記する。図２に示すように機械特性は、均熱時間の長時間化に伴いＹＳがやや低下する傾向にあるが、均熱温度ほどの大きな変化が見られない。つまり、均熱時間が大きく変化しても、機械特性に及ぼす影響は小さく、均熱時間よりも均熱温度の影響が大きいことがわかった。
【００４２】
図３は合金化溶融めっき鋼板の製造の際の合金化温度が機械特性に及ぼす影響を示すグラフである。図１と同様、グラフの欄外に注記するヒートパターンのＧＡと表示した部分の合金化温度を変化させた。
【００４３】
図３に示すように、合金化温度は機械特性に大きな影響を及ぼしていない。つまり、本発明のようなＣ含有量の鋼種で析出強化型高張力鋼板の機械特性は前の焼鈍工程の均熱温度に支配されており、加熱時のフェライトからオ−ステナイトへの変態により特性が大きく変化し、特性の安定化を図るためには加熱時にすべてγ変態させることが必要であることがわかった。
【００４４】
これらの結果より、Ａc3変態点以上での再結晶焼鈍によって、コイル先端から後端までばらつきのない安定した機械特性が得られる見通しが得られた。この鋼板はユーザーでのプレス成形時の割れ、プレス寸法不良等の成形不良が減少するため、成形方法を見直すなどの根本的対策を取る必要がなくなることが期待できる。
【００４５】
つぎに、上記のラボ試験で得られた結果を確認するため、各種の化学組成の鋼材を用い、各種処理条件で連続溶融亜鉛めっきラインにて製造試験を行った。めっき目付量は１．６ｍｍ両面５０ｇ／ｍ2 とした。
【００４６】
機械特性のばらつきを確認するためコイル先端部（以下、Ｔと略記する）、中央部（同、Ｍ）、後端部（同、Ｂ）からサンプルを採取し機械特性を調査した。穴拡げ性は、打ち抜きクリアランス１２％でφ１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、６０°円錐ポンチにより穴拡げ成形を行い、穴縁に割れが発生するまでの限界拡がり率を測定した。
【００４７】
めっきの品質については、めっきラインでの走行状態でコイル表面の不めっきの有無を目視観察した。さらに製品をφ９０ｍｍで円筒絞りした後、外面側にセロハンテープを張り付け、テープ剥離した後のテープ表面を観察し耐パウダリング性を調査した。
【００４８】
表１に試験に用いた各種鋼板の化学組成を示す。
表２に熱延巻取温度、冷延圧下率（冷圧率）、焼鈍処理条件等の製造条件および機械試験の結果を示す。合金化処理をした場合の処理温度はすべてのケースで５３０℃とした。
【００４９】
【表１】
0003823613.tif 000002
【００５０】
【表２】
0003823613.tif 000003
【００５１】
表２に示すように、Ａ２、Ａ４、Ａ６の鋼種において、化学組成は本発明範囲内であるが、コイル全長でみれば均熱温度はＡc3変態点よりも低い温度で焼鈍を行っており、かつ均熱温度が少し変化しただけでＹＳ、ＴＳおよびＥｌのコイル内ばらつきが大きく、不安定になる傾向が見られた。
【００５２】
一方、鋼種Ａ１、Ａ３、Ａ５、Ａ７、Ａ８、Ａ９においては、コイル全長にわたりＡc3変態点以上の均熱温度で焼鈍を行っているためＴ、Ｍ、Ｂのコイル各部位で温度が６０℃程度変動しても、ＹＳ、ＴＳおよびＥｌのばらつきは小さく、コイル全長にわたって安定した機械特性が得られた。
【００５３】
また成分が本発明範囲外であるＡ１０〜Ａ１７の鋼種に関しては、それぞれ強度不足、不めっき発生、パウダリング性不良、穴拡げ性不良、あるいは延性不足があった。
【００５４】
つまり、化学組成および製造条件（連続溶融亜鉛めっきでの均熱温度）が発明の条件範囲内にあるもののみコイル内ばらつきも小さく、特性も良好であった。
【００５５】
【発明の効果】
本発明によれば安価で強度と延性の特性ばらつきの小さい高張力溶融めっき鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】再結晶焼鈍時の均熱温度が機械特性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図２】再結晶焼鈍時の均熱温度を一定としたとき、均熱時間が機械特性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図３】合金化溶融めっき鋼板の製造の際の合金化温度が機械特性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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