合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
【課題】フェライト組織を主相とした高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき密着性を改善し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき用鋼板、及び、高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．３％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１４％以下、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき用鋼板であり、必要に応じて、さらに、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％の一種または二種以上を含有させる。また、この合金化溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させる。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．３％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１４％以下、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき用鋼板であり、必要に応じて、さらに、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％の一種または二種以上を含有させる。また、この合金化溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は合金化溶融亜鉛めっき用鋼板に係り、さらに詳しくは引張り強度が３９０〜６９０ＭＰａ程度での高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に降伏点が低く成形性に優れると共に、優れためっき密着性を得ることができる鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、塗装密着性、塗装耐食性、溶接性などの点に優れることから、自動車用をはじめとして、家電、建材等に非常に多用されている．合金化溶融亜鉛めっき鋼板は鋼板表面に溶融亜鉛をめっきした後、直ちに亜鉛の融点以上の温度に加熱保持して、鋼板中からＦｅを亜鉛中に拡散させることで、Ｚｎ−Ｆｅ合金を形成させるものであるが、鋼板の組成や組織によって合金化速度が大きく異なるため、その制御はかなり高度な技術を要する．一方、複雑な形状にプレスされる自動車用鋼板には、非常に高い成形性が要求されるとともに、近年では自動車の防錆性能への要求が高まったことによって、合金化溶融亜鉛めっきが適用されるケースが増加している。
【０００３】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、鋼板と亜鉛層とを合金化反応させた結果、めっき層はζ相、δ1相、Γ相とよばれるＺｎ−Ｆｅ系金属間化合物に変化する。これらの合金相は塗装性、塗料密着性、溶接性を改善する一方で、合金層自身の硬度が高く、特にΓ相は脆弱であることから、プレス成形等の加工を受けるとめっきが粉状になって剥離する、いわゆるパウダリング現象を生じ易くなる。パウダリングはめっきの健全性を損なうことに加えて、剥離した粉状のめっきがプレス型に堆積してプレス品の外観を著しく劣化させる。近年は自動車車体の防錆性能強化を目的として、厚目付け合金化溶融亜鉛めっき鋼板が一般的になりつつあるが、上述のパウダリング現象はめっき付着量が多いほど発生しやすいため、耐パウダリング性の向上に対する要求は強い。
【０００４】
また、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保と共に燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、めっき鋼板の高強度化が必要とされてきている。特に最近では、自動車の外板や難成形部材に適用される鋼板の高強度化が進んでおり、こうした鋼板には優れた加工性と高いめっき密着性とが同時に要求される。
【０００５】
加工性を悪化させずに鋼板を高強度化する方法の１つとして、鋼板の組織を複合組織とする方法が知られている。鋼板の組織を複合組織とするためには、ＭｎやＣｒ、Ｍｏといった元素を添加することが有効であり、こうした元素を添加することによって作製された複合組織を有する高強度めっき鋼板の発明も多数開示されている。
【０００６】
例えば、特許文献１においては、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．８％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献２においては、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００８】
また、特許文献３においては、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｃｒ：０．０３〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００９】
一般にＣ添加量の高い高強度鋼板は合金化速度が遅くなるため、パウダリング現象を生じ難くなることが知られているが、上述の複合組織鋼板において、特に主相であるフェライト組織の分率が大きい鋼板では、Ｃが第２相に濃化することにより主相のフェライト組織が極低Ｃとなるため、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度が非常に速くなり、合金化が進みすぎてΓ相が厚く成長し、パウダリング性能が低下し易くなるという問題が起こる。
【００１０】
このような鋼板に対しては、めっき浴温を低下させる、めっき浴中のＡｌ濃度を増加させる、合金化温度を低くして加熱時間を増加させる、などの操業面からの対応が可能であるが、合金化不足はフレーキングと称する片状のめっき剥離を生じやすいことから、必ずしも安定しためっき密着性が得られていない。また、これらの操業条件の変更は生産ラインの停止を伴うために生産性を低下させ、コストを上昇させる。
【００１１】
また、耐パウダリング性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、特許文献１や、特許文献５において、合金化熱処理条件、冷却条件とともに合金化後の均熱処理条件を規定する技術が提案されている。さらに、深絞り性とめっき密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、例えば、特許文献６において、鋼板の組成、熱延条件および冷却条件、冷延後の焼鈍条件に加えて、鋼板のＰおよびＴｉ含有量とめっき浴中の有効Ａｌ濃度との関係式を限定する技術が提案されている。
【００１２】
【特許文献２】特開昭５５−１２２８２１号公報
【特許文献３】特開平６−７３４９７号公報
【特許文献４】特開２００１−３０３１８４号公報
【特許文献５】特開平２−３１０３５２号公報
【特許文献６】特開平２−３１０３５３号公報
【特許文献７】特開平５−３３１６１２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
複合組織高強度鋼板において、高い加工性を有したまま高強度化するためには、マルテンサイトを含む第２相にＣを濃化させ、主相のフェライト組織を純Ｆｅに近づけることが有効である。一方で主相のフェライト組織を純Ｆｅに近づけることは、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度を大きくし、パウダリング性能を低下させる。このため、上記及びその他これまで開示された高強度めっき鋼板では、自動車の外板や難成形部材として使用可能な優れた加工性と高いめっき密着性が両立できていない。
【００１４】
更に、特開平２−３１０３５２号公報、特開平２−３１０３５３号公報のようなめっき方法では、長時間の均熱処理を要するため、めっきラインの生産性が低下し、経済的ではない。また、これらのめっき方法は、いずれも極低炭素IF鋼における技術であり、焼鈍後の冷却条件が鋼板組織に影響を与える複合組織高強度鋼板に適用しても、目的とした鋼板組織を得ることができないため、優れた加工性と高いめっき密着性が両立できない。
【００１５】
また、特開平５−３３１６１２号公報のようなめっき方法では、Ａｌ濃度を制御することによるめっきラインの操業条件の変更や調整のために、めっきラインの生産性が低下し、コストが上昇する。
【００１６】
さらに、鋼中へのＳｉやＰの添加は、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度を小さくすることが知られている。しかし、こうした元素の添加は、フェライト組織を高強度化させ、複合組織高強度鋼板の加工性を低下させることになるため、優れた加工性と高いめっき密着性が両立できない。
【００１７】
そこで本発明は上記の現状に鑑みて、フェライト組織を主相とした高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき密着性を改善し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者は鋼板の加工性および溶融亜鉛めっきラインの生産性を低下させずにめっき密着性を向上させる手段を種々検討した結果、被めっき鋼板に添加するＡｌ重量を制御することによって、鋼板の加工性とめっき密着性を両立できることを見出して本発明に至った。
【００１９】
すなわち、本発明の趣旨とするところは、以下のとおりである。
【００２０】
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．３％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜３．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１４％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【００２１】
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｃｏ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【００２２】
（３）前記（１）乃至（２）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
（４）前記（３）に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板のめっきのｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２４】
（５）引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
であることを特徴とする前記（３）乃至（４）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２５】
（６）フェライト粒径が５〜４０μｍであることを特徴とする前記（３）乃至（５）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２６】
（７）主相であるフェライト組織の分率が面積率で７０％以上であり、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイト組織を含有し、前記マルテンサイトを含む第２相の分率の合計が面積率で３０％以下であることを特徴とする前記（３）乃至（６）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の効果】
【００２７】
本発明は、高強度で加工性とめっき密着性のいずれにも優れる高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる被めっき鋼板、及び、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを可能としたものであり、産業の発展に貢献するところが極めて大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下に本発明を詳細に説明する。まず、本発明において各成分の範囲を限定した理由を述べる。なお、本発明において％は、特に明記しない限り、質量％を意味する。
【００２９】
Ｃ：Ｃはマルテンサイト量を適正な範囲に制御し、強度を確保すると共に降伏強度を低下させるため、主相（面積率最大の相）および第２相の分率を制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積率を確保するために０．０２％以上を必要とする。０．３％を超えると、溶接性が著しく劣化するのでこれを上限とする。０．０２５〜０．１８％がより好ましい範囲である。
【００３０】
Ｓｉ：Ｓｉは多量に添加すると、めっき後に発生する不めっきや模様欠陥の原因となる。また、Ｓｉの添加はフェライト組織の強度をあげ、加工性の低下に繋がるため、上限は０．１％とする。特に優れた加工性を必要とする場合には、Ｓｉ含有量は０．０５％未満とする。Ｓｉの下限は限定しないが、極低Ｓｉ化は製造コストの高騰を招くことから、通常は０．００１％以上を含有する。
【００３１】
Ｍｎ：Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、変態生成物を作り、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。本発明では、適正な量のマルテンサイトを生成させて、降伏強度及び降伏比を低下させるために、１．０％以上含有させることが必要である。ただし、Ｍｎ含有量が３．５％を超える場合、溶製が困難になるばかりでなく加工性が劣化するため、Ｍｎの上限を３．５％とする。降伏強度をより低下させて成形性を高めるためには、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。
【００３２】
Ｐ：Ｐは、安価に鋼板の機械的強度を高める元素である。しかし、Ｐ含有量が０．０２％を超える場合には、加工性の低下に繋がるため、Ｐの上限を０．０２％とする。Ｐの下限は限定しないが、極低化は経済的にも不利であることから、通常は０．００１質量％以上を含有する。
【００３３】
Ｓ：Ｓは鋼の熱間加工性、耐食性を低下させる元素であるから少ないほど好ましく、上限含有量は０．０２％とする。但し、Ｓ量を低減するためにはコストがかかるうえ、Ｓを過度に低減すると筋模様等の表面欠陥が発生し易くなるため、熱間加工性、耐食性等から必要なレベルにまでＳを低減すれば良い。下限は限定しないが、通常は０．００１％以上を含有する。鋼中に微細な硫化物を存在させ、結晶粒径を制御するには、Ｓを０．００２％以上含有させることが好ましい。また、０．０１２％超のＳを含有させると、鋼の結晶粒径が微細になりすぎて降伏強度が上昇し成形性が低下するため、特に高い成形性を必要とする場合には、上限を０．０１２％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ａｌ：Ａｌは一般に鋼の脱酸元素として添加されるが、高強度複合組織鋼板では、前述のように溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度を小さくする目的でＡｌの含有量は０．０１４％以下とする。また、Ａｌ含有量を減らすとさらに合金化速度を小さくできると共に、Ａｌ系析出物の生成が抑制されて延性が向上するため、さらに加工性とめっき密着性を向上させるためにはＡｌ量の上限を０．００８％にすることが好ましい。さらに好ましくは０．００５％以下であり、これにより、降伏強度が低下して面歪の発生が抑制される。下限は限定しないが、通常は０．０００５％以上を含有する。
【００３５】
鋼中のＡｌ添加量を減らすことによりめっき密着性を向上できる理由は明かではないが、次のような理由が考えられる。
【００３６】
鋼中のＡｌ添加量を減らすとフェライト組織中の固溶Ａｌ量が減少し、めっき浴中での浴中Ａｌとフェライトの反応性が上がると考えられる。このため、めっき浴中で生成するＦｅ−Ａｌバリアー層が均一に厚くなり、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度を小さくすることが可能となる。溶融亜鉛めっきの合金化は、めっき／鋼板界面に生成するＦｅ−Ａｌバリアー層が消失した後に、鋼板からめっき中へＦｅの拡散が始まることが知られており、Ｆｅ−Ａｌバリアー層が均一に厚くなるほど、合金化が遅延し、パウダリング現象の主因であるΓ相の生成を抑制することが可能となる。
【００３７】
Ｎ：Ｎは機械的強度を高めたり、ＢＨ性（焼付き硬化性）を付与したりするための重要な添加元素である。Ｎの添加量が０．００１％未満であると耐デント性の効果が十分には得られず、一方０．００８％を超えると降伏比が増加し、加工性が劣化すると共に、常温非時効性を確保することが困難になる。したがって、Ｎ含有量の範囲を０．００１〜０．００８％に限定する。より高い加工性を確保する観点から、Ｎ量の好ましい上限は０．００６％以下である。
【００３８】
さらに、本発明が対象とする鋼は、加工性のさらなる向上を目的として、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏの１種または２種以上を含有できる。
【００３９】
Ｃｒ：Ｃｒは、適正な量のマルテンサイトを生成させて、引張強度の向上と、降伏強度の低下を両立させるために添加される。またＣｒは常温非時効性を向上させるために欠かせない元素である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であるとこれらの効果が不十分であり、一方１．５％を超えると引張強度が高くなりすぎて、成形性を損なう。そのためＣｒ含有量を０．０１％〜１．５％の範囲とした。降伏比を更に低減させるためには、０．３％以上の添加が好ましい。
【００４０】
Ｃｏ：Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であり、多量添加は経済性を損なうことから、１質量％以下にすることが望ましい。
【００４１】
Ｍｏ：Ｍｏも強化および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上にてその効果が得られる。しかしながら、１．５％を超えるとコストの上昇が問題となるため、上限は、１．５％とする。Ｍｏは、その他に、溶接時の熱影響部において軟化を防止する効果も有する。
【００４２】
本発明において合金化溶融亜鉛めっき層のＡｌ組成を０．０５〜０．５質量％に限定した理由は、０．０５質量％未満では合金化処理時においてＺｎ―Ｆｅ合金化が進みすぎ、地鉄界面に脆い合金層が発達しすぎてめっき密着性が劣化するためであり、０．５質量％を超えるとＦｅ-Ａｌ-Ｚｎ系バリア層が厚く形成され過ぎ合金化処理時において合金化が進まないため目的とする鉄含有量のめっきが得られないためである。望ましくは０．１〜０．３質量％である。
【００４３】
また、Ｆｅ組成を７〜１５質量％に限定した理由は、７質量％未満だとめっき表面に柔らかいＺｎ−Ｆｅ合金が形成されプレス成形性を劣化させるためであり、１５質量％を超えると地鉄界面に脆い合金層が発達し過ぎてめっき密着性が劣化するためである。望ましくは９〜１２質量％である。
【００４４】
次に、合金化溶融亜鉛めっき層について述べる。本発明において、合金化溶融亜鉛めっき層とは、合金化反応によってＺｎめっき中に鋼中のＦｅが拡散し、できたＦｅ−Ｚｎ合金を主体としためっき層のことである。このめっき層はＦｅの含有率の違いにより、ζ相、δ１相、Γ相と呼ばれる合金層が形成される。この内、ζ相はめっきが軟らかくプレス金型と凝着しやすいため摩擦係数が高く、厳しいプレスを行った時に板破断を起こす原因となりやすい。また、Γ相は硬くて脆いため、加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。従って、ζ相、Γ相を限りなく少なくし、めっき層をδ１相とすることにより、プレス加工性とめっき密着性を向上させることができる。ここで、めっき層中にはΓ１相と呼ばれる硬くて脆い相も存在することが知られているが、Ｘ線回折強度からはΓ相とΓ１相を区別することができないため、Γ相とΓ１相を合わせてΓ相として取り扱う。
【００４５】
具体的には、ζ相、Γ相を示すｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４とする。
【００４６】
Ｉζ／ＩＳｉを０．００４以下に限定した理由は、Ｉζ／ＩＳｉが０．００４以下ではζ相は極微量であり、プレス加工性の低下が見られないためである。
【００４７】
また、ＩΓ／ＩＳｉを０．００４以下に限定した理由は、ＩΓ／ＩＳｉが０．００４以下ではΓ相は極微量であり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００４８】
本発明の鋼板には上記の成分の他に、鋼板自体の耐食性や熱間加工性を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等副原料からの不可避不純物として、他の合金元素を含有することも可能であり、他の合金元素を含有したとしても本発明の範囲を逸脱するものではない。かかる合金元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃａ、Ｙ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉが挙げられる。
【００４９】
また、本発明鋼板は、溶融亜鉛めっき浴中あるいは亜鉛めっき中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入してあっても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が改善される等好ましい場合もある。合金化溶融亜鉛めっきの付着量については特に制約は設けないが、耐食性の観点から２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下で有ることが望ましい。特に、パウダリング現象はめっき付着量が多いほど発生し易く、付着量が３０ｇ／ｍ２を超えると問題になり易い。
【００５０】
また、本発明において鋼板の板厚は本発明に何ら制約をもたらすものではなく、通常用いられている板厚であれば本発明を適用することが可能である。
【００５１】
また、本発明鋼板は、通常の溶融亜鉛めっき鋼板製造ラインに適用して、外観と成形性の優れた高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００５２】
製造方法については特に限定しないが、高強度と加工性が良いことを両立するためには、適切な焼鈍条件を選択し、引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
とすることが望ましい。
【００５３】
その他の製造プロセスに対する制約は特に無く、コスト、生産性を考慮して、適宜プロセスを選択すれば良い。
【００５４】
例えば、熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものが使用でき、特に限定するものではない。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００５５】
熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性と外観を確保するという観点からＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。熱延後の冷却条件や巻取温度は特に限定しないが、巻取温度はコイル両端部での材質ばらつきが大ききなることを避け、またスケール厚の増加による酸洗性の劣化を避けるためには７５０℃以下とし、また部分的にベイナイトやマルテンサイトが生成すると冷間圧延時に耳割れを生じやすく、極端な場合には板破断することもあるため５５０℃以上とすることが望ましい。冷間圧延は通常の条件でよく、フェライトが加工硬化しやすいように硬質第２相を微細に分散させ、加工性の向上を最大限に得る目的からその圧延率は５０％以上とする。一方、９０％を超す圧延率で冷間圧延を行うことは多大の冷延負荷が必要となるため現実的ではない。
【００５６】
連続溶融亜鉛めっき設備を使用し、引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下確保するためには、７５０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが望ましい。
【００５７】
焼鈍温度が７５０℃未満では再結晶が不十分であり、鋼板に必要なプレス加工性を具備できない。８８０℃を超すような温度で焼鈍することは生産コストが上昇すると共に設備の劣化が早くなるため好ましくない。
【００５８】
焼鈍後、６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すことにより、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くする必要がありコスト高となるため、６５０℃までの平均冷却速度は０．５℃／秒以上とする。
【００５９】
６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには、最高到達温度を下げ、オーステナイトの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられるが、その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いとオーステナイトが形成されず目的を達しない。
【００６０】
一方、６５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるようにすると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかりか、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないため、鋼帯がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト変態し、その後めっき合金化処理のための加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトとして析出するため高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【００６１】
６５０℃からめっき浴までの平均冷却速度を３℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が３℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度５０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。
【００６２】
めっき合金化処理条件については特に定めないが、処理温度４６０〜５５０℃、処理時間１０〜４０秒の範囲が実際の操業上適切である。合金化処理を行った後の冷却中はマルテンサイト変態が起こるため、降伏比を下げて加工性及び耐面歪み性を安定的に確保する観点から、溶融亜鉛めっき後又は合金化処理後の冷却は、少なくとも２００℃までの温度を、５℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが好ましい。優れた耐面ひずみ性と強度−延性バランスを得るための、より好ましい冷却速度は１０℃／ｓ以上である。
【００６３】
調質圧延は、形状矯正と表面性状確保のために行い、伸び率２％以下の範囲で行うことが好ましい。これは、伸び率が２％を超えると、ＢＨ量が低下することがあるためである。
【００６４】
このようにして作製した本発明鋼板は、フェライトと硬質第２相からなる複合組織となる。
【００６５】
引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
とするためには、フェライトを主相とし、フェライト面積率を組織全体に対する面積率で７０％以上とする必要がある。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、８５％以上のフェライト面積率が望ましい。ここで云うフェライトとは、加工による歪を含まないいわゆるポリゴナルフェライト組織をさす。
【００６６】
また、マルテンサイトは、本発明が目標とする、強度と延性および降伏比の優れたバランスを得るのに極めて重要な組織である。マルテンサイトの分率が、組織全体に対する面積率で１％未満では、十分な延性改善効果が得られず、引張強度も低い。しかし、分率が面積率で１５％を上回ると、強度が大きく増加するものの、伸びフランジ性が顕著に低下し望ましくない。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、１０％以下の面積率が望ましい。
【００６７】
また、前記マルテンサイトを含む硬質第２相は、マルテンサイト以外に、ベイナイト、残留オーステナイトなどが可能となる。さらに、炭化物の析出を含まないベイニテイックフェライト、アシキュラーフェライトも、本願でいう硬質第２相の範疇に含むものとする。
【００６８】
硬質第２相の面積率は、３０％以下の範囲とすることによって、強度、降伏強度、降伏比、強度−延性バランスの全てを良好な範囲とすることが可能となる。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、１５％以下の面積率が望ましい。
【００６９】
これらの組織の分率の測定は、光学顕微鏡、ＳＥＭにより鋼板の断面組織を観察することで面積率として評価することができる。
【００７０】
ここで、フェライト粒径は、５μｍ未満であると、降伏比が増加して耐面歪み性が悪化し、一方、４０μｍを超えると成形後の表面外観が劣化するため、外板パネル用としては好ましくない。そのため、フェライト粒径は５〜４０μｍの範囲とすることが好ましい。
当然のことながら、本発明鋼板を使用して得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板上に、塗装性、溶接性を改善する目的で、各種の上層めっき、特に電気めっき、を施すことも勿論可能であり、本発明を逸脱するものではない。また、本発明の方法で得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板上に、各種の処理を付加して施すことも勿論可能であり、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、りん酸塩処理性を向上させるための処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理、樹脂塗布処理、等を施したとしても、本発明の範囲を逸脱するものではなく、付加して必要とする特性に応じて、各種の処理を施すことができる。
【実施例１】
【００７１】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
【００７２】
表１−１に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。表１には、供試材すなわちめっき前鋼板の化学成分値を示した。
【００７３】
連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍は、８００℃で行い、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度５℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度１０℃／秒で冷却し、溶融亜鉛めっき処理を行った。溶融亜鉛浴はＡｌを０．１２％含有する溶融亜鉛とし、ガスワイパーで亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、温度５３０℃で行った。
【００７４】
めっき後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った。引張試験結果を表１−２に示す。
【００７５】
鋼板のフェライト粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠し、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を画像解析して求めた。
【００７６】
また、鋼板組織の面積率は、試験片をナイタール腐食し、２０００倍で板厚中央部を連続的に縦１００μｍ×横２００μｍの視野をＳＥＭ観察し、フェライト相分率及びマルテンサイト相分率を測定した。硬質第２相分率は１００からフェライト相分率を引いた値を使用した。
【００７７】
めっき中のＦｅ％、Ａｌ％は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定して求めた。
【００７８】
伸びフランジ性は、２００ｍｍ角の試験片を切り出し、穴径２５ｍｍの穴に対し、平底円筒パンチ（直径１００ｍｍ）を用いた穴広げ試験を行い評価した。伸びフランジ性の評価には、穴広げ試験後、穴縁に割れが生じたときの穴径を測定し、（穴縁に割れが生じたときの穴径−初期の穴径）÷初期の穴径で定義される穴広げ率λを求めた。これらの試験結果を表１−２に併せて記載した。
【００７９】
めっき密着性は、以下の条件の角筒絞り試験を行い、試験前後の質量差から剥離しためっきの質量を測定し評価した。
【００８０】
角筒絞り試験条件
ブランクサイズ：１５０×１１０ｍｍ
ポンチ寸法：８０×４０ｍｍ
ポンチ肩ｒ：５ｍｍ
ダイス肩ｒ：５ｍｍ
成形深さ：２５ｍｍ
【００８１】
密着性は、以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：めっき層の剥離量が５０ｍｇ以下のもの
○：めっき層の剥離量が５０ｍｇを超え、１５０ｍｇ以下のもの
△：めっき層の剥離量が１５０ｍｇを超え、３００ｍｇ以下のもの
×：めっき層の剥離量が３００ｍｇを超えるもの
【００８２】
評価結果は表１−２に示す通りである。番号３２、３３、３４はＡｌ含有量が本発明の範囲外であるため、めっき密着性が本発明品より劣位であった。番号３５はＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため、ＹＲとＥＬの値が本発明品より劣位であり、加工性が不十分であった。
【００８３】
これら以外の本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【００８４】
【表１−１】
【００８５】
【表１−２】
【実施例２】
【００８６】
表１−１の１０に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ＣＧＬの熱サイクル及び雰囲気のシミュレートが可能な縦型溶融めっき装置を用いて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際しては、焼鈍雰囲気は５％水素＋９５％窒素混合ガスとし、焼鈍温度は８００℃、焼鈍時間は９０秒とした。溶融亜鉛浴はＡｌを含有する溶融亜鉛とし、ガスワイピングにより亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、合金化溶融亜鉛めっき中のＦｅ含有量が表２に示す値となるように行った。めっき浴中のＡｌ濃度は、合金化溶融亜鉛めっき中のＡｌ含有量が表２に示す値となるように調整した。
【００８７】
めっき後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った結果、何れのサンプルもＹＳ≦２２０ＭＰａ、ＴＳ４４０〜４５０ＭＰａ、ＥＬ３８〜３９％であった。また、鋼板のフェライト粒径は、何れのサンプルも８〜９μｍであった。
【００８８】
めっきのＦｅ含有量、Ａｌ含有量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定した。
【００８９】
Ｘ線回折は、ζ相、Γ相を示すｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを測定した。
【００９０】
得られためっき鋼板はプレス成形性とめっき密着性を調査した。
【００９１】
プレス成形性は、プレス加工におけるめっきの摺動性を調べるため、ビード引き抜き試験を行った。試験条件を以下に示す。
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：片側が肩Ｒ１ｍｍＲの角ビード（凸部は４×４ｍｍ）凸型、反対側が肩Ｒ１ｍｍＲの凹型
・押しつけ荷重：８００、１０００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
プレス成形性の評価は以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：押しつけ荷重１０００ｋｇｆで引き抜けたもの
○：押しつけ荷重９００ｋｇｆで引き抜けたが、荷重１０００ｋｇｆでは破断したもの
△：押しつけ荷重８００ｋｇｆで引き抜けたが、荷重９００ｋｇｆでは破断したもの
×：押しつけ荷重８００ｋｇｆで破断したもの
【００９２】
めっき密着性は、以下の条件の角筒絞り試験を行い、試験前後の質量差から剥離しためっきの質量を測定し評価した。
角筒絞り試験条件
ブランクサイズ：１５０×１１０ｍｍ
ポンチ寸法：８０×４０ｍｍ
ポンチ肩ｒ：５ｍｍ
ダイス肩ｒ：５ｍｍ
成形深さ：２５ｍｍ
【００９３】
密着性は、以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：めっき層の剥離量が５０ｍｇ以下のもの
○：めっき層の剥離量が５０ｍｇを超え、１５０ｍｇ以下のもの
△：めっき層の剥離量が１５０ｍｇを超え、３００ｍｇ以下のもの
×：めっき層の剥離量が３００ｍｇを超えるもの
【００９４】
評価結果は表２に示す通りである。番号１１はめっき中のＦｅ％が本発明の範囲外であるため、プレス成形性が不合格となった。番号１２はめっき中のＦｅ％が本発明の範囲外であるため、めっき密着性が不合格となった。番号１３はめっき中のＡｌ％が０．０５未満であるため、めっき密着性が不合格となった。
【００９５】
これら以外の本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【００９６】
【表２】
【実施例３】
【００９７】
表３−１に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。表３には、供試材すなわちめっき前鋼板の化学成分値を示した。
【００９８】
連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍は、最高到達温度と平均冷却速度を種々変化させた後、溶融亜鉛めっき処理を行った。溶融亜鉛浴はＡｌを０．１２％含有する溶融亜鉛とし、ガスワイパーで亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、温度５３０℃で行った。
【００９９】
めっき後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った。引張試験結果を表３−２に示す。
【０１００】
鋼板のフェライト粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠し、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を画像解析して求めた。
【０１０１】
また、鋼板組織の面積率は、試験片をナイタール腐食し、２０００倍で板厚中央部を連続的に縦１００μｍ×横２００μｍの視野をＳＥＭ観察し、フェライト相分率及びマルテンサイト相分率を測定した。硬質第２相分率は１００からフェライト相分率を引いた値を使用した。
【０１０２】
めっき中のＦｅ％、Ａｌ％は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定して求めた。
【０１０３】
伸びフランジ性は、２００ｍｍ角の試験片を切り出し、穴径２５ｍｍの穴に対し、平底円筒パンチ（直径１００ｍｍ）を用いた穴広げ試験を行い評価した。伸びフランジ性の評価には、穴広げ試験後、穴縁に割れが生じたときの穴径を測定し、（穴縁に割れが生じたときの穴径−初期の穴径）÷初期の穴径で定義される穴広げ率λを求めた。
【０１０４】
めっき密着性は、以下の条件の角筒絞り試験を行い、試験前後の質量差から剥離しためっきの質量を測定し評価した。
角筒絞り試験条件
ブランクサイズ：１５０×１１０ｍｍ
ポンチ寸法：８０×４０ｍｍ
ポンチ肩ｒ：５ｍｍ
ダイス肩ｒ：５ｍｍ
成形深さ：２５ｍｍ
【０１０５】
密着性は、以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：めっき層の剥離量が５０ｍｇ以下のもの
○：めっき層の剥離量が５０ｍｇを超え、１５０ｍｇ以下のもの
△：めっき層の剥離量が１５０ｍｇを超え、３００ｍｇ以下のもの
×：めっき層の剥離量が３００ｍｇを超えるもの
【０１０６】
評価結果は表３−２に示す通りである。本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。特に、マルテンサイトの分率が１〜１０％のものは良好な加工性を示した。
【０１０７】
【表３−１】
【０１０８】
【表３−２】
【技術分野】
【０００１】
本発明は合金化溶融亜鉛めっき用鋼板に係り、さらに詳しくは引張り強度が３９０〜６９０ＭＰａ程度での高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に降伏点が低く成形性に優れると共に、優れためっき密着性を得ることができる鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、塗装密着性、塗装耐食性、溶接性などの点に優れることから、自動車用をはじめとして、家電、建材等に非常に多用されている．合金化溶融亜鉛めっき鋼板は鋼板表面に溶融亜鉛をめっきした後、直ちに亜鉛の融点以上の温度に加熱保持して、鋼板中からＦｅを亜鉛中に拡散させることで、Ｚｎ−Ｆｅ合金を形成させるものであるが、鋼板の組成や組織によって合金化速度が大きく異なるため、その制御はかなり高度な技術を要する．一方、複雑な形状にプレスされる自動車用鋼板には、非常に高い成形性が要求されるとともに、近年では自動車の防錆性能への要求が高まったことによって、合金化溶融亜鉛めっきが適用されるケースが増加している。
【０００３】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、鋼板と亜鉛層とを合金化反応させた結果、めっき層はζ相、δ1相、Γ相とよばれるＺｎ−Ｆｅ系金属間化合物に変化する。これらの合金相は塗装性、塗料密着性、溶接性を改善する一方で、合金層自身の硬度が高く、特にΓ相は脆弱であることから、プレス成形等の加工を受けるとめっきが粉状になって剥離する、いわゆるパウダリング現象を生じ易くなる。パウダリングはめっきの健全性を損なうことに加えて、剥離した粉状のめっきがプレス型に堆積してプレス品の外観を著しく劣化させる。近年は自動車車体の防錆性能強化を目的として、厚目付け合金化溶融亜鉛めっき鋼板が一般的になりつつあるが、上述のパウダリング現象はめっき付着量が多いほど発生しやすいため、耐パウダリング性の向上に対する要求は強い。
【０００４】
また、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保と共に燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、めっき鋼板の高強度化が必要とされてきている。特に最近では、自動車の外板や難成形部材に適用される鋼板の高強度化が進んでおり、こうした鋼板には優れた加工性と高いめっき密着性とが同時に要求される。
【０００５】
加工性を悪化させずに鋼板を高強度化する方法の１つとして、鋼板の組織を複合組織とする方法が知られている。鋼板の組織を複合組織とするためには、ＭｎやＣｒ、Ｍｏといった元素を添加することが有効であり、こうした元素を添加することによって作製された複合組織を有する高強度めっき鋼板の発明も多数開示されている。
【０００６】
例えば、特許文献１においては、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．８％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献２においては、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００８】
また、特許文献３においては、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｃｒ：０．０３〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００９】
一般にＣ添加量の高い高強度鋼板は合金化速度が遅くなるため、パウダリング現象を生じ難くなることが知られているが、上述の複合組織鋼板において、特に主相であるフェライト組織の分率が大きい鋼板では、Ｃが第２相に濃化することにより主相のフェライト組織が極低Ｃとなるため、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度が非常に速くなり、合金化が進みすぎてΓ相が厚く成長し、パウダリング性能が低下し易くなるという問題が起こる。
【００１０】
このような鋼板に対しては、めっき浴温を低下させる、めっき浴中のＡｌ濃度を増加させる、合金化温度を低くして加熱時間を増加させる、などの操業面からの対応が可能であるが、合金化不足はフレーキングと称する片状のめっき剥離を生じやすいことから、必ずしも安定しためっき密着性が得られていない。また、これらの操業条件の変更は生産ラインの停止を伴うために生産性を低下させ、コストを上昇させる。
【００１１】
また、耐パウダリング性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、特許文献１や、特許文献５において、合金化熱処理条件、冷却条件とともに合金化後の均熱処理条件を規定する技術が提案されている。さらに、深絞り性とめっき密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、例えば、特許文献６において、鋼板の組成、熱延条件および冷却条件、冷延後の焼鈍条件に加えて、鋼板のＰおよびＴｉ含有量とめっき浴中の有効Ａｌ濃度との関係式を限定する技術が提案されている。
【００１２】
【特許文献２】特開昭５５−１２２８２１号公報
【特許文献３】特開平６−７３４９７号公報
【特許文献４】特開２００１−３０３１８４号公報
【特許文献５】特開平２−３１０３５２号公報
【特許文献６】特開平２−３１０３５３号公報
【特許文献７】特開平５−３３１６１２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
複合組織高強度鋼板において、高い加工性を有したまま高強度化するためには、マルテンサイトを含む第２相にＣを濃化させ、主相のフェライト組織を純Ｆｅに近づけることが有効である。一方で主相のフェライト組織を純Ｆｅに近づけることは、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度を大きくし、パウダリング性能を低下させる。このため、上記及びその他これまで開示された高強度めっき鋼板では、自動車の外板や難成形部材として使用可能な優れた加工性と高いめっき密着性が両立できていない。
【００１４】
更に、特開平２−３１０３５２号公報、特開平２−３１０３５３号公報のようなめっき方法では、長時間の均熱処理を要するため、めっきラインの生産性が低下し、経済的ではない。また、これらのめっき方法は、いずれも極低炭素IF鋼における技術であり、焼鈍後の冷却条件が鋼板組織に影響を与える複合組織高強度鋼板に適用しても、目的とした鋼板組織を得ることができないため、優れた加工性と高いめっき密着性が両立できない。
【００１５】
また、特開平５−３３１６１２号公報のようなめっき方法では、Ａｌ濃度を制御することによるめっきラインの操業条件の変更や調整のために、めっきラインの生産性が低下し、コストが上昇する。
【００１６】
さらに、鋼中へのＳｉやＰの添加は、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度を小さくすることが知られている。しかし、こうした元素の添加は、フェライト組織を高強度化させ、複合組織高強度鋼板の加工性を低下させることになるため、優れた加工性と高いめっき密着性が両立できない。
【００１７】
そこで本発明は上記の現状に鑑みて、フェライト組織を主相とした高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき密着性を改善し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者は鋼板の加工性および溶融亜鉛めっきラインの生産性を低下させずにめっき密着性を向上させる手段を種々検討した結果、被めっき鋼板に添加するＡｌ重量を制御することによって、鋼板の加工性とめっき密着性を両立できることを見出して本発明に至った。
【００１９】
すなわち、本発明の趣旨とするところは、以下のとおりである。
【００２０】
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．３％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜３．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１４％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【００２１】
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｃｏ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【００２２】
（３）前記（１）乃至（２）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
（４）前記（３）に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板のめっきのｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２４】
（５）引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
であることを特徴とする前記（３）乃至（４）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２５】
（６）フェライト粒径が５〜４０μｍであることを特徴とする前記（３）乃至（５）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２６】
（７）主相であるフェライト組織の分率が面積率で７０％以上であり、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイト組織を含有し、前記マルテンサイトを含む第２相の分率の合計が面積率で３０％以下であることを特徴とする前記（３）乃至（６）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の効果】
【００２７】
本発明は、高強度で加工性とめっき密着性のいずれにも優れる高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる被めっき鋼板、及び、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを可能としたものであり、産業の発展に貢献するところが極めて大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下に本発明を詳細に説明する。まず、本発明において各成分の範囲を限定した理由を述べる。なお、本発明において％は、特に明記しない限り、質量％を意味する。
【００２９】
Ｃ：Ｃはマルテンサイト量を適正な範囲に制御し、強度を確保すると共に降伏強度を低下させるため、主相（面積率最大の相）および第２相の分率を制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積率を確保するために０．０２％以上を必要とする。０．３％を超えると、溶接性が著しく劣化するのでこれを上限とする。０．０２５〜０．１８％がより好ましい範囲である。
【００３０】
Ｓｉ：Ｓｉは多量に添加すると、めっき後に発生する不めっきや模様欠陥の原因となる。また、Ｓｉの添加はフェライト組織の強度をあげ、加工性の低下に繋がるため、上限は０．１％とする。特に優れた加工性を必要とする場合には、Ｓｉ含有量は０．０５％未満とする。Ｓｉの下限は限定しないが、極低Ｓｉ化は製造コストの高騰を招くことから、通常は０．００１％以上を含有する。
【００３１】
Ｍｎ：Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、変態生成物を作り、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。本発明では、適正な量のマルテンサイトを生成させて、降伏強度及び降伏比を低下させるために、１．０％以上含有させることが必要である。ただし、Ｍｎ含有量が３．５％を超える場合、溶製が困難になるばかりでなく加工性が劣化するため、Ｍｎの上限を３．５％とする。降伏強度をより低下させて成形性を高めるためには、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。
【００３２】
Ｐ：Ｐは、安価に鋼板の機械的強度を高める元素である。しかし、Ｐ含有量が０．０２％を超える場合には、加工性の低下に繋がるため、Ｐの上限を０．０２％とする。Ｐの下限は限定しないが、極低化は経済的にも不利であることから、通常は０．００１質量％以上を含有する。
【００３３】
Ｓ：Ｓは鋼の熱間加工性、耐食性を低下させる元素であるから少ないほど好ましく、上限含有量は０．０２％とする。但し、Ｓ量を低減するためにはコストがかかるうえ、Ｓを過度に低減すると筋模様等の表面欠陥が発生し易くなるため、熱間加工性、耐食性等から必要なレベルにまでＳを低減すれば良い。下限は限定しないが、通常は０．００１％以上を含有する。鋼中に微細な硫化物を存在させ、結晶粒径を制御するには、Ｓを０．００２％以上含有させることが好ましい。また、０．０１２％超のＳを含有させると、鋼の結晶粒径が微細になりすぎて降伏強度が上昇し成形性が低下するため、特に高い成形性を必要とする場合には、上限を０．０１２％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ａｌ：Ａｌは一般に鋼の脱酸元素として添加されるが、高強度複合組織鋼板では、前述のように溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度を小さくする目的でＡｌの含有量は０．０１４％以下とする。また、Ａｌ含有量を減らすとさらに合金化速度を小さくできると共に、Ａｌ系析出物の生成が抑制されて延性が向上するため、さらに加工性とめっき密着性を向上させるためにはＡｌ量の上限を０．００８％にすることが好ましい。さらに好ましくは０．００５％以下であり、これにより、降伏強度が低下して面歪の発生が抑制される。下限は限定しないが、通常は０．０００５％以上を含有する。
【００３５】
鋼中のＡｌ添加量を減らすことによりめっき密着性を向上できる理由は明かではないが、次のような理由が考えられる。
【００３６】
鋼中のＡｌ添加量を減らすとフェライト組織中の固溶Ａｌ量が減少し、めっき浴中での浴中Ａｌとフェライトの反応性が上がると考えられる。このため、めっき浴中で生成するＦｅ−Ａｌバリアー層が均一に厚くなり、溶融亜鉛めっきの合金化における合金化速度を小さくすることが可能となる。溶融亜鉛めっきの合金化は、めっき／鋼板界面に生成するＦｅ−Ａｌバリアー層が消失した後に、鋼板からめっき中へＦｅの拡散が始まることが知られており、Ｆｅ−Ａｌバリアー層が均一に厚くなるほど、合金化が遅延し、パウダリング現象の主因であるΓ相の生成を抑制することが可能となる。
【００３７】
Ｎ：Ｎは機械的強度を高めたり、ＢＨ性（焼付き硬化性）を付与したりするための重要な添加元素である。Ｎの添加量が０．００１％未満であると耐デント性の効果が十分には得られず、一方０．００８％を超えると降伏比が増加し、加工性が劣化すると共に、常温非時効性を確保することが困難になる。したがって、Ｎ含有量の範囲を０．００１〜０．００８％に限定する。より高い加工性を確保する観点から、Ｎ量の好ましい上限は０．００６％以下である。
【００３８】
さらに、本発明が対象とする鋼は、加工性のさらなる向上を目的として、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏの１種または２種以上を含有できる。
【００３９】
Ｃｒ：Ｃｒは、適正な量のマルテンサイトを生成させて、引張強度の向上と、降伏強度の低下を両立させるために添加される。またＣｒは常温非時効性を向上させるために欠かせない元素である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であるとこれらの効果が不十分であり、一方１．５％を超えると引張強度が高くなりすぎて、成形性を損なう。そのためＣｒ含有量を０．０１％〜１．５％の範囲とした。降伏比を更に低減させるためには、０．３％以上の添加が好ましい。
【００４０】
Ｃｏ：Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であり、多量添加は経済性を損なうことから、１質量％以下にすることが望ましい。
【００４１】
Ｍｏ：Ｍｏも強化および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上にてその効果が得られる。しかしながら、１．５％を超えるとコストの上昇が問題となるため、上限は、１．５％とする。Ｍｏは、その他に、溶接時の熱影響部において軟化を防止する効果も有する。
【００４２】
本発明において合金化溶融亜鉛めっき層のＡｌ組成を０．０５〜０．５質量％に限定した理由は、０．０５質量％未満では合金化処理時においてＺｎ―Ｆｅ合金化が進みすぎ、地鉄界面に脆い合金層が発達しすぎてめっき密着性が劣化するためであり、０．５質量％を超えるとＦｅ-Ａｌ-Ｚｎ系バリア層が厚く形成され過ぎ合金化処理時において合金化が進まないため目的とする鉄含有量のめっきが得られないためである。望ましくは０．１〜０．３質量％である。
【００４３】
また、Ｆｅ組成を７〜１５質量％に限定した理由は、７質量％未満だとめっき表面に柔らかいＺｎ−Ｆｅ合金が形成されプレス成形性を劣化させるためであり、１５質量％を超えると地鉄界面に脆い合金層が発達し過ぎてめっき密着性が劣化するためである。望ましくは９〜１２質量％である。
【００４４】
次に、合金化溶融亜鉛めっき層について述べる。本発明において、合金化溶融亜鉛めっき層とは、合金化反応によってＺｎめっき中に鋼中のＦｅが拡散し、できたＦｅ−Ｚｎ合金を主体としためっき層のことである。このめっき層はＦｅの含有率の違いにより、ζ相、δ１相、Γ相と呼ばれる合金層が形成される。この内、ζ相はめっきが軟らかくプレス金型と凝着しやすいため摩擦係数が高く、厳しいプレスを行った時に板破断を起こす原因となりやすい。また、Γ相は硬くて脆いため、加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。従って、ζ相、Γ相を限りなく少なくし、めっき層をδ１相とすることにより、プレス加工性とめっき密着性を向上させることができる。ここで、めっき層中にはΓ１相と呼ばれる硬くて脆い相も存在することが知られているが、Ｘ線回折強度からはΓ相とΓ１相を区別することができないため、Γ相とΓ１相を合わせてΓ相として取り扱う。
【００４５】
具体的には、ζ相、Γ相を示すｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４とする。
【００４６】
Ｉζ／ＩＳｉを０．００４以下に限定した理由は、Ｉζ／ＩＳｉが０．００４以下ではζ相は極微量であり、プレス加工性の低下が見られないためである。
【００４７】
また、ＩΓ／ＩＳｉを０．００４以下に限定した理由は、ＩΓ／ＩＳｉが０．００４以下ではΓ相は極微量であり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００４８】
本発明の鋼板には上記の成分の他に、鋼板自体の耐食性や熱間加工性を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等副原料からの不可避不純物として、他の合金元素を含有することも可能であり、他の合金元素を含有したとしても本発明の範囲を逸脱するものではない。かかる合金元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃａ、Ｙ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉが挙げられる。
【００４９】
また、本発明鋼板は、溶融亜鉛めっき浴中あるいは亜鉛めっき中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入してあっても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が改善される等好ましい場合もある。合金化溶融亜鉛めっきの付着量については特に制約は設けないが、耐食性の観点から２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下で有ることが望ましい。特に、パウダリング現象はめっき付着量が多いほど発生し易く、付着量が３０ｇ／ｍ２を超えると問題になり易い。
【００５０】
また、本発明において鋼板の板厚は本発明に何ら制約をもたらすものではなく、通常用いられている板厚であれば本発明を適用することが可能である。
【００５１】
また、本発明鋼板は、通常の溶融亜鉛めっき鋼板製造ラインに適用して、外観と成形性の優れた高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００５２】
製造方法については特に限定しないが、高強度と加工性が良いことを両立するためには、適切な焼鈍条件を選択し、引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
とすることが望ましい。
【００５３】
その他の製造プロセスに対する制約は特に無く、コスト、生産性を考慮して、適宜プロセスを選択すれば良い。
【００５４】
例えば、熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものが使用でき、特に限定するものではない。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００５５】
熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性と外観を確保するという観点からＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。熱延後の冷却条件や巻取温度は特に限定しないが、巻取温度はコイル両端部での材質ばらつきが大ききなることを避け、またスケール厚の増加による酸洗性の劣化を避けるためには７５０℃以下とし、また部分的にベイナイトやマルテンサイトが生成すると冷間圧延時に耳割れを生じやすく、極端な場合には板破断することもあるため５５０℃以上とすることが望ましい。冷間圧延は通常の条件でよく、フェライトが加工硬化しやすいように硬質第２相を微細に分散させ、加工性の向上を最大限に得る目的からその圧延率は５０％以上とする。一方、９０％を超す圧延率で冷間圧延を行うことは多大の冷延負荷が必要となるため現実的ではない。
【００５６】
連続溶融亜鉛めっき設備を使用し、引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下確保するためには、７５０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが望ましい。
【００５７】
焼鈍温度が７５０℃未満では再結晶が不十分であり、鋼板に必要なプレス加工性を具備できない。８８０℃を超すような温度で焼鈍することは生産コストが上昇すると共に設備の劣化が早くなるため好ましくない。
【００５８】
焼鈍後、６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すことにより、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くする必要がありコスト高となるため、６５０℃までの平均冷却速度は０．５℃／秒以上とする。
【００５９】
６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには、最高到達温度を下げ、オーステナイトの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられるが、その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いとオーステナイトが形成されず目的を達しない。
【００６０】
一方、６５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるようにすると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかりか、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないため、鋼帯がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト変態し、その後めっき合金化処理のための加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトとして析出するため高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【００６１】
６５０℃からめっき浴までの平均冷却速度を３℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が３℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度５０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。
【００６２】
めっき合金化処理条件については特に定めないが、処理温度４６０〜５５０℃、処理時間１０〜４０秒の範囲が実際の操業上適切である。合金化処理を行った後の冷却中はマルテンサイト変態が起こるため、降伏比を下げて加工性及び耐面歪み性を安定的に確保する観点から、溶融亜鉛めっき後又は合金化処理後の冷却は、少なくとも２００℃までの温度を、５℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが好ましい。優れた耐面ひずみ性と強度−延性バランスを得るための、より好ましい冷却速度は１０℃／ｓ以上である。
【００６３】
調質圧延は、形状矯正と表面性状確保のために行い、伸び率２％以下の範囲で行うことが好ましい。これは、伸び率が２％を超えると、ＢＨ量が低下することがあるためである。
【００６４】
このようにして作製した本発明鋼板は、フェライトと硬質第２相からなる複合組織となる。
【００６５】
引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
とするためには、フェライトを主相とし、フェライト面積率を組織全体に対する面積率で７０％以上とする必要がある。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、８５％以上のフェライト面積率が望ましい。ここで云うフェライトとは、加工による歪を含まないいわゆるポリゴナルフェライト組織をさす。
【００６６】
また、マルテンサイトは、本発明が目標とする、強度と延性および降伏比の優れたバランスを得るのに極めて重要な組織である。マルテンサイトの分率が、組織全体に対する面積率で１％未満では、十分な延性改善効果が得られず、引張強度も低い。しかし、分率が面積率で１５％を上回ると、強度が大きく増加するものの、伸びフランジ性が顕著に低下し望ましくない。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、１０％以下の面積率が望ましい。
【００６７】
また、前記マルテンサイトを含む硬質第２相は、マルテンサイト以外に、ベイナイト、残留オーステナイトなどが可能となる。さらに、炭化物の析出を含まないベイニテイックフェライト、アシキュラーフェライトも、本願でいう硬質第２相の範疇に含むものとする。
【００６８】
硬質第２相の面積率は、３０％以下の範囲とすることによって、強度、降伏強度、降伏比、強度−延性バランスの全てを良好な範囲とすることが可能となる。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、１５％以下の面積率が望ましい。
【００６９】
これらの組織の分率の測定は、光学顕微鏡、ＳＥＭにより鋼板の断面組織を観察することで面積率として評価することができる。
【００７０】
ここで、フェライト粒径は、５μｍ未満であると、降伏比が増加して耐面歪み性が悪化し、一方、４０μｍを超えると成形後の表面外観が劣化するため、外板パネル用としては好ましくない。そのため、フェライト粒径は５〜４０μｍの範囲とすることが好ましい。
当然のことながら、本発明鋼板を使用して得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板上に、塗装性、溶接性を改善する目的で、各種の上層めっき、特に電気めっき、を施すことも勿論可能であり、本発明を逸脱するものではない。また、本発明の方法で得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板上に、各種の処理を付加して施すことも勿論可能であり、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、りん酸塩処理性を向上させるための処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理、樹脂塗布処理、等を施したとしても、本発明の範囲を逸脱するものではなく、付加して必要とする特性に応じて、各種の処理を施すことができる。
【実施例１】
【００７１】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
【００７２】
表１−１に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。表１には、供試材すなわちめっき前鋼板の化学成分値を示した。
【００７３】
連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍は、８００℃で行い、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度５℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度１０℃／秒で冷却し、溶融亜鉛めっき処理を行った。溶融亜鉛浴はＡｌを０．１２％含有する溶融亜鉛とし、ガスワイパーで亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、温度５３０℃で行った。
【００７４】
めっき後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った。引張試験結果を表１−２に示す。
【００７５】
鋼板のフェライト粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠し、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を画像解析して求めた。
【００７６】
また、鋼板組織の面積率は、試験片をナイタール腐食し、２０００倍で板厚中央部を連続的に縦１００μｍ×横２００μｍの視野をＳＥＭ観察し、フェライト相分率及びマルテンサイト相分率を測定した。硬質第２相分率は１００からフェライト相分率を引いた値を使用した。
【００７７】
めっき中のＦｅ％、Ａｌ％は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定して求めた。
【００７８】
伸びフランジ性は、２００ｍｍ角の試験片を切り出し、穴径２５ｍｍの穴に対し、平底円筒パンチ（直径１００ｍｍ）を用いた穴広げ試験を行い評価した。伸びフランジ性の評価には、穴広げ試験後、穴縁に割れが生じたときの穴径を測定し、（穴縁に割れが生じたときの穴径−初期の穴径）÷初期の穴径で定義される穴広げ率λを求めた。これらの試験結果を表１−２に併せて記載した。
【００７９】
めっき密着性は、以下の条件の角筒絞り試験を行い、試験前後の質量差から剥離しためっきの質量を測定し評価した。
【００８０】
角筒絞り試験条件
ブランクサイズ：１５０×１１０ｍｍ
ポンチ寸法：８０×４０ｍｍ
ポンチ肩ｒ：５ｍｍ
ダイス肩ｒ：５ｍｍ
成形深さ：２５ｍｍ
【００８１】
密着性は、以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：めっき層の剥離量が５０ｍｇ以下のもの
○：めっき層の剥離量が５０ｍｇを超え、１５０ｍｇ以下のもの
△：めっき層の剥離量が１５０ｍｇを超え、３００ｍｇ以下のもの
×：めっき層の剥離量が３００ｍｇを超えるもの
【００８２】
評価結果は表１−２に示す通りである。番号３２、３３、３４はＡｌ含有量が本発明の範囲外であるため、めっき密着性が本発明品より劣位であった。番号３５はＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため、ＹＲとＥＬの値が本発明品より劣位であり、加工性が不十分であった。
【００８３】
これら以外の本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【００８４】
【表１−１】
【００８５】
【表１−２】
【実施例２】
【００８６】
表１−１の１０に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ＣＧＬの熱サイクル及び雰囲気のシミュレートが可能な縦型溶融めっき装置を用いて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際しては、焼鈍雰囲気は５％水素＋９５％窒素混合ガスとし、焼鈍温度は８００℃、焼鈍時間は９０秒とした。溶融亜鉛浴はＡｌを含有する溶融亜鉛とし、ガスワイピングにより亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、合金化溶融亜鉛めっき中のＦｅ含有量が表２に示す値となるように行った。めっき浴中のＡｌ濃度は、合金化溶融亜鉛めっき中のＡｌ含有量が表２に示す値となるように調整した。
【００８７】
めっき後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った結果、何れのサンプルもＹＳ≦２２０ＭＰａ、ＴＳ４４０〜４５０ＭＰａ、ＥＬ３８〜３９％であった。また、鋼板のフェライト粒径は、何れのサンプルも８〜９μｍであった。
【００８８】
めっきのＦｅ含有量、Ａｌ含有量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定した。
【００８９】
Ｘ線回折は、ζ相、Γ相を示すｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを測定した。
【００９０】
得られためっき鋼板はプレス成形性とめっき密着性を調査した。
【００９１】
プレス成形性は、プレス加工におけるめっきの摺動性を調べるため、ビード引き抜き試験を行った。試験条件を以下に示す。
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：片側が肩Ｒ１ｍｍＲの角ビード（凸部は４×４ｍｍ）凸型、反対側が肩Ｒ１ｍｍＲの凹型
・押しつけ荷重：８００、１０００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
プレス成形性の評価は以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：押しつけ荷重１０００ｋｇｆで引き抜けたもの
○：押しつけ荷重９００ｋｇｆで引き抜けたが、荷重１０００ｋｇｆでは破断したもの
△：押しつけ荷重８００ｋｇｆで引き抜けたが、荷重９００ｋｇｆでは破断したもの
×：押しつけ荷重８００ｋｇｆで破断したもの
【００９２】
めっき密着性は、以下の条件の角筒絞り試験を行い、試験前後の質量差から剥離しためっきの質量を測定し評価した。
角筒絞り試験条件
ブランクサイズ：１５０×１１０ｍｍ
ポンチ寸法：８０×４０ｍｍ
ポンチ肩ｒ：５ｍｍ
ダイス肩ｒ：５ｍｍ
成形深さ：２５ｍｍ
【００９３】
密着性は、以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：めっき層の剥離量が５０ｍｇ以下のもの
○：めっき層の剥離量が５０ｍｇを超え、１５０ｍｇ以下のもの
△：めっき層の剥離量が１５０ｍｇを超え、３００ｍｇ以下のもの
×：めっき層の剥離量が３００ｍｇを超えるもの
【００９４】
評価結果は表２に示す通りである。番号１１はめっき中のＦｅ％が本発明の範囲外であるため、プレス成形性が不合格となった。番号１２はめっき中のＦｅ％が本発明の範囲外であるため、めっき密着性が不合格となった。番号１３はめっき中のＡｌ％が０．０５未満であるため、めっき密着性が不合格となった。
【００９５】
これら以外の本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【００９６】
【表２】
【実施例３】
【００９７】
表３−１に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。表３には、供試材すなわちめっき前鋼板の化学成分値を示した。
【００９８】
連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍は、最高到達温度と平均冷却速度を種々変化させた後、溶融亜鉛めっき処理を行った。溶融亜鉛浴はＡｌを０．１２％含有する溶融亜鉛とし、ガスワイパーで亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、温度５３０℃で行った。
【００９９】
めっき後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った。引張試験結果を表３−２に示す。
【０１００】
鋼板のフェライト粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠し、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を画像解析して求めた。
【０１０１】
また、鋼板組織の面積率は、試験片をナイタール腐食し、２０００倍で板厚中央部を連続的に縦１００μｍ×横２００μｍの視野をＳＥＭ観察し、フェライト相分率及びマルテンサイト相分率を測定した。硬質第２相分率は１００からフェライト相分率を引いた値を使用した。
【０１０２】
めっき中のＦｅ％、Ａｌ％は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定して求めた。
【０１０３】
伸びフランジ性は、２００ｍｍ角の試験片を切り出し、穴径２５ｍｍの穴に対し、平底円筒パンチ（直径１００ｍｍ）を用いた穴広げ試験を行い評価した。伸びフランジ性の評価には、穴広げ試験後、穴縁に割れが生じたときの穴径を測定し、（穴縁に割れが生じたときの穴径−初期の穴径）÷初期の穴径で定義される穴広げ率λを求めた。
【０１０４】
めっき密着性は、以下の条件の角筒絞り試験を行い、試験前後の質量差から剥離しためっきの質量を測定し評価した。
角筒絞り試験条件
ブランクサイズ：１５０×１１０ｍｍ
ポンチ寸法：８０×４０ｍｍ
ポンチ肩ｒ：５ｍｍ
ダイス肩ｒ：５ｍｍ
成形深さ：２５ｍｍ
【０１０５】
密着性は、以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：めっき層の剥離量が５０ｍｇ以下のもの
○：めっき層の剥離量が５０ｍｇを超え、１５０ｍｇ以下のもの
△：めっき層の剥離量が１５０ｍｇを超え、３００ｍｇ以下のもの
×：めっき層の剥離量が３００ｍｇを超えるもの
【０１０６】
評価結果は表３−２に示す通りである。本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。特に、マルテンサイトの分率が１〜１０％のものは良好な加工性を示した。
【０１０７】
【表３−１】
【０１０８】
【表３−２】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．３％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜３．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１４％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｃｏ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
の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に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【請求項３】
請求項１乃至２のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項３に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板のめっきのｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
であることを特徴とする請求項３乃至４のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板．
【請求項６】
フェライト粒径が５〜４０μｍであることを特徴とする請求項３乃至５のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
主相であるフェライト組織の分率が面積率で７０％以上であり、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイト組織を含有し、前記マルテンサイトを含む第２相の分率の合計が面積率で３０％以下であることを特徴とする請求項３乃至６のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．３％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜３．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１４％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｃｏ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
の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に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【請求項３】
請求項１乃至２のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項３に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板のめっきのｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
であることを特徴とする請求項３乃至４のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板．
【請求項６】
フェライト粒径が５〜４０μｍであることを特徴とする請求項３乃至５のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
主相であるフェライト組織の分率が面積率で７０％以上であり、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイト組織を含有し、前記マルテンサイトを含む第２相の分率の合計が面積率で３０％以下であることを特徴とする請求項３乃至６のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【公開番号】特開２００８−２３１４４８（Ｐ２００８−２３１４４８Ａ）
【公開日】平成２０年１０月２日（２００８．１０．２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−６８１５６（Ｐ２００７−６８１５６）
【出願日】平成１９年３月１６日（２００７．３．１６）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年１０月２日（２００８．１０．２）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年３月１６日（２００７．３．１６）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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