基地としてマルテンサイト組織を有する超高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
【課題】本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【解決手段】溶融亜鉛めっき鋼板は、ｉ）基地としてマルテンサイト組織を含む鋼板と、ｉｉ）鋼板上に形成された溶融亜鉛めっき層とを含む。鋼板は、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む。
【解決手段】溶融亜鉛めっき鋼板は、ｉ）基地としてマルテンサイト組織を含む鋼板と、ｉｉ）鋼板上に形成された溶融亜鉛めっき層とを含む。鋼板は、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳細には、本発明は、母材としてマルテンサイト組織を含む鋼を使用して超高強度を有するようにした溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶融亜鉛めっき鋼板は、安価でありながら、耐食性に優れているため、自動車の外装材として幅広く使用されている。自動車のサイドインパクト（ｓｉｄｅ ｉｍｐａｃｔ）などの部品は外部衝撃に強く、耐食性に優れていなければならないため、溶融亜鉛めっき鋼板を使用する。自動車を軽量化しながらも、事故の際に乗客を保護するためには、自動車の外装材として使用される溶融亜鉛めっき鋼板の強度の確保が必要である。
【０００３】
最近、環境規制の強化、安定性および燃料効率性に対する要求が高まるにつれ、自動車車体および構造材において高強度鋼の使用が増加している。高強度鋼は、自動車において大きく２つの用途に使用される。高強度鋼の用途は、自動車の衝突時に衝撃を吸収する用途および衝撃を分散させる用途に分けられる。ＤＰ鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼）またはＴＲＩＰ鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｓｔｅｅｌ、変態誘起塑性鋼）は、靭性に優れて、正面衝突状況での衝撃を理想的に吸収する。反面、このような鋼も、側面衝突または自動車の転覆時に搭乗者の安全を保護するための強度には及ばない。したがって、強い衝撃にも変形することなく、衝撃を他の部分に分散させるためには、降伏強度と引張強度が非常に優れた素材が必要となる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、基地としてテンパリングされていない状態のマルテンサイト組織を有する鋼板を使用して、ＤＰ鋼およびＴＲＩＰ鋼の強度より優れた強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板を提供するためのものである。また、前述した溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供するためのものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板は、ｉ）基地としてマルテンサイト組織を含む鋼板と、ｉｉ）鋼板上に形成された溶融亜鉛めっき層とを含む。鋼板は、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む。
【０００６】
Ｃの量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり、前記Ｔｉの量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり、前記Ｎの量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり、前記Ｂの量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであり得る。Ｃの量は実質的に０．１５ｗｔ％であり、Ｍｎの量は実質的に２．０ｗｔ％であり、Ｓｉの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ａｌの量は実質的に０．０３ｗｔ％であり、Ｃｒの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ｍｏの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ｂの量は実質的に２９ｐｐｍであり得る。Ｎ、Ｔｉ、およびＢは、下記の数式を満足することができる。
【０００７】
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【０００８】
鋼板のマルテンサイト組織の含有量は６０ｖｏｌ％以上で１００ｖｏｌ％未満であり得る。鋼板は、ベイナイト組織をさらに含み、ベイナイト組織の含有量は０より大きく４０ｖｏｌ％以下であり得る。溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅを含むことができる。
【０００９】
本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、ｉ）０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む鋼板を提供するステップと、ｉｉ）鋼板を加熱して、鋼板の温度を７５０℃〜９５０℃に維持するステップと、ｉｉｉ）加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきするステップと、ｉｖ）焼鈍された溶融亜鉛めっき鋼板を１０℃／ｓ〜１００℃／ｓの焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）速度で焼入れさせて鋼板をマルテンサイト変態させるステップとを含む。
【００１０】
鋼板を提供するステップにおいて、Ｃの量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり、Ｔｉの量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり、Ｎの量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり、Ｂの量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであり得る。鋼板の温度を維持するステップにおいて、鋼板の温度を７８０℃〜９５０℃に維持することができる。鋼板をマルテンサイト変態させるステップにおいて、焼鈍された溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は１０℃／ｓ〜６０℃／ｓであり得る。
【００１１】
鋼板を提供するステップにおいて、Ｃの量は実質的に０．１５ｗｔ％であり、Ｍｎの量は実質的に２．０ｗｔ％であり、Ｓｉの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ａｌの量は実質的に０．０３ｗｔ％であり、Ｃｒの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ｍｏの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ｂの量は実質的に２９ｐｐｍであり得る。鋼板を提供するステップにおいて、Ｎ、Ｔｉ、およびＢは、下記の数式を満足することができる。
【００１２】
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【００１３】
鋼板の温度を維持するステップにおいて、鋼板は、オーステナイト変態することができる。鋼板をマルテンサイト変態させるステップにおいて、冷却速度は１０℃／ｓ〜４０℃／ｓであり得る。冷却速度は２０℃／ｓ〜４０℃／ｓであり得る。
【００１４】
加熱された鋼板を溶融亜鉛めっきするステップにおいて、溶融亜鉛めっき浴は、Ｆｅを含むことができる。本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、加熱された鋼板を溶融亜鉛めっきした後、鋼板を焼鈍するステップをさらに含むことができる。
【発明の効果】
【００１５】
基地としてテンパリングされていないマルテンサイト組織を有する鋼板を使用して、１．２ＧＰａ以上の優れた強度を有し、かつ、優れた耐食性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。したがって、前述した溶融亜鉛めっき鋼板を自動車の外装部品として使用することで自動車の外装部品の強度を向上させ、事故の際に乗客を安全に保護することができる。また、強度の優れた溶融亜鉛めっき鋼板を使用することにより、自動車を軽量化させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の概略フローチャートである。
【図２】図１の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を順に示すグラフである。
【図３】本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造装置の概略図である。
【図４】実験例１により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図５】実験例２により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図６】実験例３により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図７】実験例４により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図８】実験例７により製造した試験片の透過電子顕微鏡写真である。
【図９】実験例８により製造した試験片の透過電子顕微鏡写真である。
【図１０】比較例１により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１１】比較例２により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１２】比較例４により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１３】比較例５により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１４】比較例６により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１５】実験例１、実験例２、および比較例１により製造した試験片の引張強度を示すグラフである。
【図１６】実験例３、実験例４、および比較例２により製造した試験片の引張強度を示すグラフである。
【図１７】比較例４〜比較例６により製造した試験片の引張強度を示すグラフである。
【図１８】実験例１〜実験例４、比較例１および比較例２により製造した試験片の最大引張強度を示すグラフである。
【図１９】実験例５、実験例６、比較例３、および比較例７〜比較例１２により製造した試験片の最大引張強度を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
ある部分が他の部分の「上に」あると言及する場合、これは、他の部分の真上にあるか、あるいはその間に他の部分が介在することができる。対照的に、ある部分が他の部分の「真上に」あると言及する場合、その間に他の部分は介在しない。
【００１８】
ここで使われている専門用語は、単に特定の実施形態を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図するものではない。ここで使われている単数形態は、言葉がこれに明確に反対の意味を示さない限り、複数形態も含む。明細書で使われている「含む」の意味は、特定の特性、領域、定数、ステップ、動作、要素、および／または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、定数、ステップ、動作、要素、成分、および／または群の存在や付加を除外するものではない。
【００１９】
「下」、「上」などの相対的な空間を示す用語は、図示する一部分の他の部分に対する関係をより容易に説明するために使うことができる。このような用語は、図面で意図した意味とともに、使用中である装置の別の意味や動作を含むように意図される。例えば、図面中の装置をひっくり返すと、他の部分の「下」にあるものと説明されたある部分は、他の部分の「上」にあるものと説明される。したがって、「下」という例示的な用語は、上と下の方向をすべて含む。装置は９０°回転または別の角度で回転することができ、相対的な空間を示す用語もこれによって解釈される。
【００２０】
本明細書における「溶融亜鉛めっき」という用語は、純亜鉛または亜鉛を含む合金を溶融させてめっきする工程を意味する。したがって、純亜鉛のみを溶融させて鋼板をめっきすることもでき、亜鉛のほか、鉄などのその他の元素を含む合金を溶融させて鋼板をめっきすることもできる。
【００２１】
特に定義していないが、ここに使われている技術用語および科学用語を含むすべての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同じ意味を有する。通常の辞典に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものと追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
【００２２】
図１は、本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の概略フローチャートを示す。図１に示す溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されるものではない。したがって、他の方法を用いて溶融亜鉛めっき鋼板を製造することもできる。
【００２３】
図１に示すように、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋼板を提供するステップＳ１０と、鋼板を加熱して、予め設定された温度に維持するステップＳ２０と、加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきするステップＳ３０と、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼鈍するステップＳ４０と、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼入れして鋼板をマルテンサイト変態させるステップＳ５０とを含む。このような工程は、ＧＡ（ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ａｎｎｅａｌｅｄ ｓｔｅｅｌ）板を製造する場合に該当し、合金化された溶融亜鉛めっき層が鋼板表面に形成される。反面、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼鈍するステップＳ４０を経ることなく、直ちにステップＳ５０を実施する工程は、ＧＩ（ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ｓｔｅｅｌ）板を製造する場合に該当する。この場合、溶融亜鉛めっき層が鋼板表面に形成される。
【００２４】
鋼板を提供するステップＳ１０では、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む鋼板を提供する。鋼板は、前述した組成を含むため、鋼板を溶融亜鉛めっきした後焼入れする場合、鋼板をマルテンサイト変態させることができる。鋼板は、基地としてマルテンサイト組織を含む。
【００２５】
鋼板は、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％の炭素（Ｃ）を含む。好ましくは、炭素（Ｃ）の量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり得る。炭素（Ｃ）は、鋼板の高強度化に効果的であり、オーステナイト組織を安定化させる。炭素（Ｃ）は、鋼板に含まれているオーステナイト組織を安定化させることにより、鋼板を溶融亜鉛めっきした後に焼入れしてマルテンサイト変態させることができる。炭素（Ｃ）の量が多すぎる場合、溶接性が劣化し、自動車鋼材として使用する時に問題を誘発することがある。また、炭素（Ｃ）の量が少なすぎる場合、高強度の鋼材を確保することが困難である。そして、炭素（Ｃ）の量が少なすぎる場合、鋼板をオーステナイト化するために必要な温度が高くなるため、工程上不適である。好ましくは、炭素（Ｃ）の量は実質的に０．１５ｗｔ％であり得る。
【００２６】
また、鋼板は、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）を含む。マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト相を安定化させることにより、鋼板を冷却、浸漬または焼鈍する時にフェライト相またはベイナイト相の生成を抑制する。また、マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化効果により鋼材の強度を増加させる。マンガン（Ｍｎ）の量が多すぎる場合、高温での熱処理時に鋼板の耐酸化性が低下する。一方、マンガン（Ｍｎ）の量が少なすぎる場合、鋼板の強度が低下する。好ましくは、マンガン（Ｍｎ）の量は実質的に２．０ｗｔ％であり得る。
【００２７】
そして、鋼板は、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のシリコン（Ｓｉ）を含む。シリコン（Ｓｉ）の量が多すぎる場合、鋼板を高温で熱処理する時に表面酸化物を生成して、浸漬工程での濡れ性を低下させる。また、シリコン（Ｓｉ）の量が少なすぎる場合、炭化物の生成により鋼材の延性が低下する。好ましくは、シリコン（Ｓｉ）の量は実質的に０．３ｗｔ％であり得る。
また、鋼板は、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）を含む。アルミニウム（Ａｌ）が含まれている時、窒素（Ｎ）は、ＢＮより安定的な析出物のＡｌＮを形成して、有効ホウ素の濃度を増加させる。アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤としても使用される。したがって、アルミニウム（Ａｌ）の残存量が０．０１ｗｔ％以下であれば、経済的に好ましくない。アルミニウム（Ａｌ）の量が多すぎる場合、酸化物を形成して、濡れ性を低下させる。好ましくは、アルミニウム（Ａｌ）の量は０．０３ｗｔ％が適当である。
【００２８】
鋼板に含まれているクロム（Ｃｒ）の量は０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％である。クロム（Ｃｒ）は、ベイナイトの核生成を抑制し、鋼板の高強度化にも有効である。クロム（Ｃｒ）の量が少なすぎる場合、顕著な効果が得られない。そして、クロム（Ｃｒ）の量が多すぎる場合、加工性やめっき性を低下させる。好ましくは、クロム（Ｃｒ）の量は実質的に０．３ｗｔ％であり得る。
【００２９】
また、鋼板は、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のモリブデン（Ｍｏ）を含む。モリブデン（Ｍｏ）は、ホウ素（Ｂ）添加効果を増加させ、鋼板を高強度化させる。モリブデン（Ｍｏ）の量が少なすぎる場合、顕著な強化効果が得られない。また、モリブデン（Ｍｏ）の量が大きすぎる場合、加工性を劣化させ、経済的にも好ましくない。好ましくは、モリブデン（Ｍｏ）の量は実質的に０．３ｗｔ％であり得る。
【００３０】
鋼板は、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のチタン（Ｔｉ）を含む。好ましくは、チタン（Ｔｉ）の量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり得る。チタンは、鋼材内に残存する窒素と結合してＴｉＮ析出物を形成する。その結果、チタンは、有効ホウ素の濃度を増加させる。チタンの量が多すぎる場合、再結晶温度が上昇し、焼鈍温度の上昇に応じたＳｉ、Ｍｎ、およびＢの表面濃化を多量発生させて、濡れ性を低下させる。チタンの量が少なすぎる場合、ＮによってＢの有効濃度が減少する。しかし、ホウ素（Ｂ）の濃度が２０ｐｐｍを超える場合、チタンを鋼板に添加しないこともある。
【００３１】
鋼板は、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍの窒素（Ｎ）を含む。好ましくは、窒素（Ｎ）の量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり得る。窒素（Ｎ）の量が少なすぎる場合、操業が不可能である。また、窒素（Ｎ）の量が多すぎる場合、ＢＮ析出物を形成して、有効ホウ素の濃度を減少させる。
鋼板は、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのホウ素（Ｂ）を含む。好ましくは、ホウ素（Ｂ）の量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであり得る。ホウ素（Ｂ）は、オーステナイト結晶粒界に濃化されるため、結晶粒界でのフェライトまたはベイナイトの核生成を抑制する。その結果、ホウ素（Ｂ）は、鋼板のマルテンサイト分率を増加させる。ホウ素の量が少なすぎる場合、前述した効果を期待することができない。また、ホウ素の量が大きすぎる場合、冷間圧延中の表面濃化によりクラックを誘発することがある。
【００３２】
一方、窒素（Ｎ）、チタン（Ｔｉ）、およびホウ素（Ｂ）は、下記の数式１を満足する。
[数１]
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【００３３】
鋼材に含まれているホウ素の含有量が数式１の右項より低い場合、ホウ素の添加による鋼板の強度向上効果を期待することができない。したがって、オーステナイトからベイナイトへの変態が効果的でない。Ｔｉの含有量が高く、数式１で括弧内の値が０より小さくなると、余剰なＴｉは、Ｂの分布に影響を与えない。したがって、Ｔｉは、鋼板の物性を低下させない。余剰なＴｉは、Ｃと析出物を形成するため、析出物による強化効果を期待することができる。
【００３４】
一方、Ｃの量が０．１２ｗｔ％以上の場合、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、およびＭｏは、下記の数式２および数式３を同時に満足する。鋼板の組成を下記の数式２の右項に入力した時、その値が２００以下の場合、鋼板がマルテンサイト変態しても十分な強度を得ることができない。そして、鋼板の組成を下記の数式３の左項に入力した時、その値が８００以上の場合、鋼板の溶接性が低下する。
【００３５】
[数２]
２００＜８０３×Ｃ（ｗｔ％）＋８３×Ｍｎ（ｗｔ％）＋１７８×Ｓｉ（ｗｔ％）＋１２２×Ｃｒ（ｗｔ％）＋３２０×Ｍｏ（ｗｔ％）
【００３６】
[数３]
８０３×Ｃ（ｗｔ％）＋１３４×Ｍｎ（ｗｔ％）＋１３４×Ｓｉ（ｗｔ％）＋１６０×Ｃｒ（ｗｔ％）＋１６０×Ｍｏ（ｗｔ％）＜８００
【００３７】
したがって、前述した範囲で鋼板の組成を維持する。その結果、マルテンサイト変態して超高強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００３８】
ステップＳ２０では、鋼板を加熱して、予め設定された温度に維持することにより、鋼板をオーステナイト変態させる。鋼板を一定の加熱速度で加熱した後、鋼板の温度を７５０℃〜９５０℃に維持する。好ましくは、鋼板の温度を７８０℃〜９５０℃に維持する。鋼板の加熱維持温度が低すぎる場合、鋼板内のフェライト分率が増加して、めっき液の浸漬時または合金化処理時に生成されるベイナイトの量が増加する。また、鋼板の加熱維持温度が高すぎる場合、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＢの表面濃化量が増加して、めっき液の浸漬時に濡れ性が低下し、製造費用が非常に多くかかる。したがって、前述した範囲で鋼板の加熱維持温度を調節する。
【００３９】
次に、ステップＳ３０では、加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して鋼板を溶融亜鉛めっきする。したがって、鋼板の表面に溶融亜鉛がコーティングされながら、溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。ここで、溶融亜鉛めっき浴は、４３０℃〜４９０℃の温度で加熱することができる。溶融亜鉛めっき浴の温度を前述した範囲に調節することにより、溶融亜鉛めっきを円滑で効率的に実施することができる。
【００４０】
ステップＳ４０では、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼鈍して溶融亜鉛めっき層を合金化する。したがって、溶融亜鉛めっき浴がＦｅを含むため、Ｚｎ−Ｆｅ合金が形成される。このような工程は、ＧＡ（ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ａｎｎｅａｌｅｄ ｓｔｅｅｌ）板を製造する場合に該当する。ここで、鋼板の焼鈍温度は４８０℃〜５２０℃であり得る。焼鈍温度が低すぎると、合金化処理の所要時間が長くなって、生産性が低下する。また、焼鈍温度が高すぎると、溶融亜鉛めっき層のガンマ相が厚く形成され、パウダリング性が劣化する。
【００４１】
一方、ＧＩ（ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ｓｔｅｅｌ）板を製造する場合、鋼板を焼鈍しない。したがって、合金化処理が必要でない溶融亜鉛めっき鋼板は、ステップＳ３０を適用した後、ステップＳ４０を経ることなく、直ちにステップＳ５０を適用する。
【００４２】
ステップＳ５０では、溶融亜鉛めっき鋼板を焼入れして鋼板をマルテンサイト変態させる。ここで、溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は１０℃／ｓ〜６０℃／ｓであり得る。溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度が低すぎる場合、鋼板の冷却途中にベイナイトが生成されて、マルテンサイト分率が減少する。また、溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度が高すぎる場合、焼入れ時に多量のエネルギーが消費され、実際には不適である。好ましくは、溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は１０℃／ｓ〜４０℃／ｓであり得る。より好ましくは、溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は２０℃／ｓ〜４０℃／ｓであり得る。
【００４３】
焼入れされた鋼板のマルテンサイト組織の含有量は６０ｖｏｌ％以上で１００ｖｏｌ％未満であり得る。マルテンサイト組織の含有量が小さすぎる場合、高強度を要求する自動車の外装部品として溶融亜鉛めっき鋼板を使用するのに不適である。また、鋼板は、マルテンサイトのほか、ベイナイトを含むことができる。焼入れされた鋼板に含まれているベイナイトの量は０より大きく４０ｖｏｌ％以下であり得る。ベイナイトは、オーステナイト変態した鋼板を溶融亜鉛めっきする間、熱処理によって鋼板中に生成される。焼入れされた鋼板は、マルテンサイトおよびベイナイトを含むため、非常に優れた強度を有する。
【００４４】
図２は、図１の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を順に示すグラフである。図２のグラフは、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されるものではない。したがって、図２のグラフを他の形態に変形することができる。
【００４５】
図２は、図１の各ステップＳ２０、Ｓ３０、Ｓ４０、Ｓ５０による鋼板の加熱工程および冷却工程を示す。つまり、ステップＳ２０は、鋼板を加熱してオーステナイト変態させる工程を示し、ステップＳ３０は、加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする工程を示す。ステップＳ３０の溶融亜鉛めっき温度ＴＧＩは、ステップＳ２０でのオーステナイト変態温度より低い。
【００４６】
次に、ステップＳ４０では、溶融亜鉛めっきされた鋼板を温度ＴＧＡで焼鈍する。ステップＳ４０の焼鈍温度ＴＧＡは、ステップＳ３０の溶融亜鉛めっき温度ＴＧＩより若干高い。鋼板がステップＳ３０およびステップＳ４０を通過しながら、鋼板組織中の一部にベイナイトが形成されることができる。
【００４７】
最後に、ステップＳ５０では、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼入れして溶融亜鉛めっきされた鋼板の温度を、マルテンサイト生成開始温度Ｍｓおよびマルテンサイト生成終了温度Ｍｆ以下に低下させる。したがって、鋼板をマルテンサイト変態させることができる。ＧＩ板を製造する場合、ステップＳ３０を通過した後、ステップＳ４０を経ることなく、直ちにステップＳ５０を実施する。一方、ＧＡ板を製造する場合、ステップＳ３０、Ｓ４０、Ｓ５０をすべて実施する。前述した各ステップにより、溶融亜鉛めっきされた鋼板をマルテンサイト変態させることができる。
【００４８】
図３は、前述した溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための溶融亜鉛めっき装置１００を概略的に示す。図３の溶融亜鉛めっき装置１００は、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されるものではない。したがって、溶融亜鉛めっき装置１００を他の形態に変形することができる。
【００４９】
図３に示すように、溶融亜鉛めっき装置１００は、加熱炉１０と、溶融亜鉛めっき浴２０と、焼鈍炉３０と、ガス噴射器４０とを含む。鋼板は、矢印方向に沿って右から左へと複数の移送用ロール６０により継続して移動しながら、溶融亜鉛めっき鋼板として製造された後、外部に排出される。
【００５０】
図３に示すように、加熱炉１０は、鋼板を加熱してオーステナイト変態させる。次に、加熱炉１０から引出された鋼板は、溶融亜鉛めっき浴２０に浸漬して亜鉛めっきする。溶融亜鉛めっき浴２０に収容されためっき液Ｐは、予め設定された温度で加熱されるため、鋼板の組織中の一部は、オーステナイトからベイナイトに変態することができる。めっき液Ｐの組成および温度は、ＧＩ工程なのかＧＡ工程なのかによって変化可能である。めっき液Ｐの組成は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００５１】
次に、溶融亜鉛めっきされた鋼板は、溶融亜鉛めっき浴２０の後段に連結された焼鈍炉３０で焼鈍される。したがって、溶融亜鉛めっき層が乾燥しながら、鋼板表面上に密着コーティングされる。この場合、溶融亜鉛めっきされた鋼板の組織中の一部が加熱されながら、ベイナイト変態することができる。
【００５２】
焼鈍炉３０から引出された溶融亜鉛めっきされた鋼板は、ガス噴射器４０から噴射されるガスによって焼入れされる。溶融亜鉛めっきされた鋼板がマルテンサイト変態温度以下に急激に冷却されるため、鋼板はマルテンサイト変態する。したがって、マルテンサイト変態して高強度特性を有する鋼上に溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００５３】
以下、実験例により本発明をより詳細に説明する。このような実験例は、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されるものではない。
【００５４】
「実験例」
前述した組成範囲を有する鋼を用いて溶融亜鉛めっき工程をシミュレーション実験した。実験例１〜実験例４では、塩浴を用いて溶融亜鉛めっき工程をシミュレーションした。実験例５および実験例６では、Ｖａｔｒｏｎ社のＭｕｌｔｉＰＡＳ（Ｍｕｌｔｉ Ｐｕｒｐｏｓｅ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｓｉｍｕｌａｔｏｒ）実験装置を用いて溶融亜鉛めっき工程をシミュレーションした。また、実験例７および実験例８では、レスカ溶融亜鉛めっきシミュレータ（Ｒｈｅｓｃａ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｓｉｍｕｌａｔｏｒ）を用いて溶融亜鉛めっき工程をシミュレーションした。
【００５５】
「実験例１」
０．１５ｗｔ％のＣ、２．０ｗｔ％のＭｎ、０．３ｗｔ％のＳｉ、０．０３ｗｔ％のＡｌ、０．３ｗｔ％のＣｒ、０．３ｗｔ％のＭｏ、３０ｐｐｍのＮ、３０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む試験片を用意した。試験片を、８７０℃で加熱された塩浴に浸漬して、１分間維持した。次に、８７０℃で加熱した試験片を、４６０℃の温度を有する塩浴に１０秒間浸漬した。浸漬された試験片を引出して、水冷させて、焼入れした。つまり、実験例１では、ＧＩ工程をシミュレーションした。それ以外の細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００５６】
「実験例２」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片を、８７０℃で加熱された塩浴に浸漬して、１分間維持した。８７０℃で加熱した試験片を、４６０℃の温度を有する塩浴に１０秒間浸漬した。浸漬された試験片を引出して、５００℃の温度を有する塩浴に２０秒間浸漬した後、引出して、水冷で常温まで冷却させた。つまり、実験例１では、ＧＡ工程をシミュレーションした。細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００５７】
「実験例３」
実験例１と同じ組成を有する試験片を、８３０℃で加熱された塩浴に浸漬して、１分間維持した。残りの工程条件は、実験例１と同様である。
【００５８】
「実験例４」
実験例１と同じ組成を有する試験片を、８３０℃で加熱された塩浴に浸漬して、１分間維持した。残りの工程条件は、実験例２と同様である。
【００５９】
「実験例５」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片を、抵抗加熱方法を用いて、常温から８７０℃まで１０℃／ｓの加熱速度で加熱した。試験片を、８７０℃で１分間維持した後、圧縮空気を用いて、４６０℃まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却させた。鋼板を、４６０℃で１０秒間維持した後、圧縮空気を用いて、常温まで３０℃／ｓの速度で冷却させた。それ以外の細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００６０】
「実験例６」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片を、抵抗加熱方法を用いて、常温から８７０℃まで１０℃／ｓの加熱速度で加熱した。試験片を、８７０℃で１分間維持した後、圧縮空気を用いて、４６０℃まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却させた。鋼板を、４６０℃で１０秒間維持した後、鋼板を抵抗加熱して、５００℃まで３０℃／ｓの加熱速度で加熱した。鋼板を、５００℃で２０秒間維持した後、圧縮空気を用いて、常温まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却させた。それ以外の細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００６１】
「実験例７」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片を、常温で誘導加熱して、８５０℃まで２．６℃／ｓの加熱速度で加熱した。次に、試験片を、８５０℃で５３秒間等温維持した。この場合、炉内の気体雰囲気は、１０％Ｈ２および９０％Ｎ２の混合ガスを含み、その露点は−３５℃であった。試験片を、８５０℃で５３秒間等温維持した後、圧縮空気を試験片に接触させて、試験片を１４．２℃／ｓの冷却速度で４８０℃まで冷却した。試験片を４８０℃まで冷却した後、圧縮空気を用いず、試験片を４６０℃の温度に維持される溶融亜鉛めっき浴に浸漬した。溶融亜鉛めっき浴は、０．１３ｗｔ％のＡｌを含む。試験片を、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴で３．４秒間浸漬した後、強制空冷させて、常温まで冷却した。それ以外の細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００６２】
「実験例８」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。０．２ｗｔ％のＡｌを含む溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬したことを除けば、残りの実験条件は、前述した実験例７と同様である。
【００６３】
「比較例１」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片は、前述した実験例１〜実験例４とは異なり、溶融亜鉛めっき工程、つまり、試験片を塩化浴に浸漬するステップを経なかった。つまり、試験片を、８７０℃まで加熱した後、１分間維持した。次に、加熱された試験片を水冷して、常温まで冷却させた。
【００６４】
「比較例２」
試験片を８３０℃まで加熱したことを除けば、前述した比較例１と同様である。
【００６５】
「比較例３」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片は、前述した実験例５または実験例６とは異なり、溶融亜鉛めっき工程、つまり、試験片を４６０℃で維持するステップを経なかった。試験片を、抵抗加熱方法を用いて、常温から８７０℃まで１０℃／ｓの速度で加熱した。鋼板を８７０℃で１分間維持した後、圧縮空気を用いて、常温まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却させた。
【００６６】
「比較例４」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例１と同じ工程を用いて製造した。
【００６７】
「比較例５」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例３と同じ工程を用いて製造した。
【００６８】
「比較例６」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例２と同じ工程を用いて製造した。
【００６９】
「比較例７」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例５と同じ工程を用いて製造した。
【００７０】
「比較例８」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例６と同じ工程を用いて製造した。
【００７１】
「比較例９」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、比較例３と同じ工程を用いて製造した。
【００７２】
「比較例１０」
クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を添加しない試験片を用意した。クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例５と同じ工程を用いて製造した。
【００７３】
「比較例１１」
クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を添加しない試験片を用意した。クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例６と同じ工程を用いて製造した。
【００７４】
「比較例１２」
クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を添加しない試験片を用意した。クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、比較例３と同じ工程を用いて製造した。
【００７５】
「実験の結果」
「走査電子顕微鏡で観察した試験片の組織写真」
図４〜図１４は、それぞれ前述した実験例１〜実験例４、実験例７および実験例８、比較例１および比較例２、比較例４〜比較例６による試験片の走査電子顕微鏡写真を示す。つまり、図４は、実験例１による試験片の走査電子顕微鏡写真、図５は、実験例２による試験片の走査電子顕微鏡写真、図６は、実験例３による試験片の走査電子顕微鏡写真、図７は、実験例４による試験片の走査電子顕微鏡写真、図８は、実験例７による試験片の走査電子顕微鏡写真、そして、図９は、実験例７による試験片の走査電子顕微鏡写真を示す。一方、図１０は、比較例１による試験片の走査電子顕微鏡写真、図１１は、比較例２による試験片の走査電子顕微鏡写真、図１２は、比較例４による試験片の走査電子顕微鏡写真、図１３は、比較例５による走査電子顕微鏡写真、そして、図１４は、比較例６による走査電子顕微鏡写真を示す。
【００７６】
「実験例１および実験例２の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図４および図５に示すように、それぞれ実験例１および実験例２では、試験片に形成されたマルテンサイト組織が観察された。微細なマルテンサイト組織間にはベイナイトが部分的に観察された。実験例１でのベイナイト分率は３％以下であり、実験例２でのベイナイト分率は約１０％であった。マルテンサイト基地内にベイナイトが存在するため、ベイナイトを球形と仮定した場合、３次元的にはそれぞれ約３％および１０％である。実験例２でのベイナイト分率が高いのは、４６０℃で１０秒間浸漬した後、再び５００℃で２０秒間追加で浸漬したからである。このため、合金化シミュレーション工程でベイナイトが追加で形成されたからである。
【００７７】
「実験例３および実験例４の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図６および図７に示すように、それぞれ実験例３および実験例４では、試験片に形成されたマルテンサイト組織が観察された。微細なマルテンサイト組織間にはベイナイトおよびフェライト組織が部分的に観察された。実験例３でのベイナイトとフェライト分率の合計は１１％以下であった。これは、実験例１でのベイナイト分率より高いものである。また、実験例４でのベイナイトとフェライト分率の合計は２８％であった。これは、実験例２でのベイナイト分率より高いものである。これは、８３０℃はフェライトとオーステナイトが共存する異常領域であって、浸漬前にすでに３％のフェライトが含まれていたからである。つまり、浸漬中のフェライトの存在により、フェライトが母相に存在しない時に比べてより多いベイナイトが生成されたからである。
【００７８】
実験例３および実験例４で生成されたマルテンサイトおよびベイナイト組織は、実験例１および実験例２で生成されたマルテンサイトおよびベイナイト組織より微細である。マルテンサイトとベイナイト変態時、生成されたマルテンサイトとベイナイトの大きさは、母相であるオーステナイトの大きさを超えることができない。したがって、８３０℃でのオーステナイトの大きさが８７０℃でのオーステナイトの大きさより小さいため、変態後のマルテンサイトとベイナイトの大きさが小さくなる。
【００７９】
「実験例７の試験片の透過電子顕微鏡写真」
図８は、実験例７により製造した試験片の断面組織を示す。つまり、図８は、実験例７により製造した試験片を切断して、母材とコーティング層との間の境界部を示す。
【００８０】
図８に示すように、試験片が０．１３ｗｔ％のＡｌを含む溶融亜鉛浴内で浸漬された場合、微細な粒子を含む酸化物が亜鉛めっき層内に含まれていることを確認することができた。この酸化物は、試験片が８５０℃で等温維持された時に形成された。この酸化物は、Ｍｎ系酸化物およびＳｉＯ系酸化物を含む。試験片の表面上に粗大な酸化物が存在したり連続的な層を形成する場合、試験片の濡れ性を大きく低下させる。しかし、図８に示すように、実験例７で使用された試験片の組成では、生成された酸化物の量が極めて少なく、酸化物が不連続的に分布しているため、溶融亜鉛めっき浴が試験片と接触して反応可能な面積が十分に確保された。したがって、後の合金化処理工程でめっき層を合金化することにより、溶融亜鉛合金化された試験片を製造することができた。
【００８１】
「実験例８の試験片の透過電子顕微鏡写真」
図９は、実験例８により製造した試験片の断面組織を示す。つまり、図９は、実験例８により製造した試験片を切断して、母材とコーティング層との間の境界部を示す。
【００８２】
図９に示すように、試験片が０．２ｗｔ％のＡｌを含む溶融亜鉛浴内に浸漬された微細な粒子を含む酸化物が合金層内に含まれた。合金層は、Ｆｅ２Ａｌ５を含む。合金層は、母材とめっき層との間の密着性を増加させる。試験片を８５０℃で等温維持する間に生成された酸化物の量は極めて少なく、不連続的に分布している。したがって、試験片の表面に存在する酸化物は、試験片を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する時に合金層の生成を妨害しなかった。したがって、濡れ性が優れていながら、溶融亜鉛めっきされた試験片を製造することができた。
【００８３】
「比較例１および比較例２の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図１０に示すように、比較例１に含まれている組織はすべてマルテンサイトであり、ベイナイトまたはフェライト組織を含まない。これは、８７０℃で鋼板組織がすべてオーステナイト化された後、後続の冷却過程ですべてマルテンサイト変態したからである。８７０℃でオーステナイト結晶粒の平均的な大きさは１０μｍであった。
【００８４】
図１１に示すように、比較例２に含まれている組織は、マルテンサイトを基地組織とし、３％のフェライトを含む。これは、８３０℃でオーステナイトとフェライトが共存するため、８３０℃ですでに存在するフェライトは、後続の冷却過程に影響を受けることなく、組織内にそのまま存在するからである。８３０℃でオーステナイトの平均粒度は７μｍであった。
【００８５】
「比較例４の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図１２に示すように、比較例４に含まれている組織は、外観上、すべてマルテンサイトであった。これは、８７０℃から常温に水冷した場合、冷却速度が速いため、ホウ素が存在しないにもかかわらず、すべてマルテンサイト変態したからである。
【００８６】
「比較例５の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図１３に示すように、比較例５に含まれている組織は、マルテンサイトとベイナイトを含む。水冷過程では、ベイナイト変態が起きないため、図１３の組織に現れたベイナイトは、４６０℃で浸漬する間に生成されたことが分かる。また、この温度で生成されたベイナイトの量は、比較例１のベイナイトの量より多いため、ホウ素が、冷却過程だけでなく、等温変態時にもベイナイトの生成を抑制することが分かった。
【００８７】
「比較例６の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図１４に示すように、比較例６に含まれている組織は、マルテンサイトとベイナイトを含む。ベイナイト分率において、比較例５の場合より増加したため、５００℃で２０秒間浸漬して合金化を行った場合、ベイナイトが追加で生成されることが分かった。
【００８８】
「引張強度の測定結果」
前述した実験例１〜実験例４と、比較例１および比較例２により製造した試験片を、冷間圧延方向を引張軸に平行する方向として、ＡＳＴＭ Ｅ−８標準規格によって加工した後、変形率０．００１／ｓで引張実験を行った。
【００８９】
図１５は、実験例１、実験例２、および比較例１により製造した試験片の引張強度を測定した結果を示すグラフであり、図１６は、実験例３、実験例４、および比較例２により製造した試験片の引張強度を測定した結果を示すグラフである。また、図１７は、比較例４〜比較例６により製造した試験片の引張強度を測定した結果を示すグラフである。
【００９０】
「実験例１、実験例２、および比較例１の試験片の引張強度」
図１５は、実験例１、実験例２、および比較例１による試験片の引張強度をそれぞれ３回ずつ測定して示す。図１５において、それぞれ、実験例１は点線、実験例２は一点鎖線、比較例１は実線で示す。
【００９１】
図１５に示すように、実験例１において、試験片の最大引張強度（ｕｌｔｉｍａｔｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＵＴＳ）は約１４００ＭＰａであった。また、実験例２において、試験片の最大引張強度は約１２７０ＭＰａであった。一方、比較例１において、試験片の最大引張強度は約１４７０ＭＰａであった。図１５に示すように、比較例１の試験片の強度が最も優れていたが、実験例１および実験例２の試験片の強度と大差はなかった。したがって、実験例１および実験例２により、マルテンサイト変態した溶融亜鉛めっき鋼板の強度が優れていることを確認することができた。
【００９２】
「実験例３、実験例４、および比較例２の試験片の引張強度」
図１６は、実験例３、実験例４、および比較例２による試験片の引張強度をそれぞれ３回ずつ測定して示す。図１６において、それぞれ、実験例３は点線、実験例４は一点鎖線、比較例２は実線で示す。
【００９３】
図１６に示すように、実験例３において、試験片の最大引張強度は約１４１０ＭＰａであった。また、実験例４において、試験片の最大引張強度は約１２８０ＭＰａであった。一方、比較例２において、試験片の最大引張強度は約１４８０ＭＰａであった。図１６に示すように、比較例２の試験片の強度が最も優れていたが、実験例３および実験例４の試験片の強度と大差はなかった。したがって、実験例３および実験例４により、マルテンサイト変態した溶融亜鉛めっき鋼板の強度が優れていることを確認することができた。また、図１５の実験例１および実験例２の試験片の強度に比べて、図１６の実験例３および実験例４の試験片の強度が若干大きいことが分かった。
【００９４】
「比較例４〜比較例６の試験片の引張強度」
図１７は、比較例４〜比較例６による試験片の引張強度をそれぞれ３回ずつ測定して示す。図１７において、それぞれ、比較例４は実線、比較例５は点線、比較例６は一点鎖線で示す。
【００９５】
図１７に示すように、比較例４において、試験片の最大引張強度は約１４３０ＭＰａであった。また、比較例５において、試験片の最大引張強度は約１１７０ＭＰａであった。一方、比較例６において、試験片の最大引張強度は約１０６０ＭＰａであった。
【００９６】
図１７に示すように、試験片にホウ素を添加しない比較例４〜比較例６において、それぞれ実験例１および実験例２の試験片の強度より低い試験片の強度が得られた。これは、溶融亜鉛めっき工程のシミュレーションおよび合金化溶融亜鉛めっき工程のシミュレーションで、変態したベイナイトの量がホウ素の添加時より多かったからである。したがって、少量のホウ素を試験片に添加することにより、試験片の強度を大きく向上させることができることが分かった。
【００９７】
「実験例１〜４、比較例１および比較例２の最大引張強度の実験結果」
図１８は、前述した実験例１〜実験例４、比較例１および比較例２により製造した試験片の最大引張強度を示すグラフである。試験片の最大引張強度は、それぞれ３回ずつ測定した。
【００９８】
図１８の８７０℃の加熱温度で、四角形は比較例１、三角形は実験例１、円形は実験例２を示す。また、図１８の８３０℃の加熱温度で、中空の円形は比較例２、中空の三角形は実験例３、中空の四角形は実験例４を示す。
【００９９】
図１８に示すように、実験例１により製造した試験片の最大引張強度は平均約１４００ＭＰａであり、実験例２により製造した試験片の最大引張強度は平均約１２９０ＭＰａであった。実験例３により製造した試験片の最大引張強度は平均約１４１０ＭＰａであり、実験例４により製造した試験片の最大引張強度は平均約１２８０ＭＰａであった。また、比較例１により製造した試験片の場合、最大引張強度は平均約１４５０Ｍｐａで、比較例２により製造した試験片の場合と同じ結果を表した。
【０１００】
図１８に示すように、実験例１〜実験例４により製造した試験片の最大引張強度は、比較例１および比較例２により製造した試験片の最大引張強度より小さかったが、その差は大きくなかった。したがって、実験例１〜実験例４により、強度の優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができた。
【０１０１】
「実験例５および実験例６、比較例３、および比較例７〜比較例１２の最大引張強度の実験結果」
図１９は、前述した実験例５および実験例６、比較例３、および比較例７〜比較例１２により製造した試験片の最大引張強度を示すグラフである。試験片の最大引張強度は、それぞれ４回ずつ測定した。
【０１０２】
図１９の左列で、四角形は比較例３、三角形は実験例５、そして、円形は実験例６を示す。図１９の中間列で、円形は比較例１２、三角形は比較例１１、そして、四角形は比較例１０を示す。図１９の右列で、三角形は比較例７、円形は比較例８、そして、四角形は比較例９を示す。
【０１０３】
図１９に示すように、鋼板の冷却速度が低い場合と、ホウ素、クロム、モリブデンがすべて含まれている場合、水冷時の鋼板の最大引張強度と類似の最大引張強度を示した。ホウ素が含まれずにクロムとモリブデンが添加された場合、水冷時より最大引張強度が減少した。これは、遅い速度で冷却した場合、ベイナイト変態が進むことを意味する。また、比較例５および比較例６の場合、最大引張強度は相互類似している。これは、鋼板を４６０℃で浸漬した時、オーステナイトがすべてベイナイトに変化したため、５００℃で合金化工程のシミュレーションを実施しても組織上の差がないからであると判断された。
【０１０４】
比較例３および比較例１２を相互比較すると、マルテンサイト相でのクロムおよびモリブデンの固溶強化の影響を知ることができた。クロムとモリブデンが鋼板に含まれている場合、マルテンサイト単相で１００Ｍｐａの強度差を表した。また、溶融亜鉛めっき工程をシミュレーションするほど、強度の差は大きくなることが分かった。
【０１０５】
本発明を上述したように説明したが、以下に記載する特許請求の範囲の概念と範囲を逸脱しない限り、多様な修正および変形が可能であることを、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者にとっては容易に理解することができるはずである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳細には、本発明は、母材としてマルテンサイト組織を含む鋼を使用して超高強度を有するようにした溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶融亜鉛めっき鋼板は、安価でありながら、耐食性に優れているため、自動車の外装材として幅広く使用されている。自動車のサイドインパクト（ｓｉｄｅ ｉｍｐａｃｔ）などの部品は外部衝撃に強く、耐食性に優れていなければならないため、溶融亜鉛めっき鋼板を使用する。自動車を軽量化しながらも、事故の際に乗客を保護するためには、自動車の外装材として使用される溶融亜鉛めっき鋼板の強度の確保が必要である。
【０００３】
最近、環境規制の強化、安定性および燃料効率性に対する要求が高まるにつれ、自動車車体および構造材において高強度鋼の使用が増加している。高強度鋼は、自動車において大きく２つの用途に使用される。高強度鋼の用途は、自動車の衝突時に衝撃を吸収する用途および衝撃を分散させる用途に分けられる。ＤＰ鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼）またはＴＲＩＰ鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｓｔｅｅｌ、変態誘起塑性鋼）は、靭性に優れて、正面衝突状況での衝撃を理想的に吸収する。反面、このような鋼も、側面衝突または自動車の転覆時に搭乗者の安全を保護するための強度には及ばない。したがって、強い衝撃にも変形することなく、衝撃を他の部分に分散させるためには、降伏強度と引張強度が非常に優れた素材が必要となる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、基地としてテンパリングされていない状態のマルテンサイト組織を有する鋼板を使用して、ＤＰ鋼およびＴＲＩＰ鋼の強度より優れた強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板を提供するためのものである。また、前述した溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供するためのものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板は、ｉ）基地としてマルテンサイト組織を含む鋼板と、ｉｉ）鋼板上に形成された溶融亜鉛めっき層とを含む。鋼板は、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む。
【０００６】
Ｃの量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり、前記Ｔｉの量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり、前記Ｎの量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり、前記Ｂの量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであり得る。Ｃの量は実質的に０．１５ｗｔ％であり、Ｍｎの量は実質的に２．０ｗｔ％であり、Ｓｉの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ａｌの量は実質的に０．０３ｗｔ％であり、Ｃｒの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ｍｏの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ｂの量は実質的に２９ｐｐｍであり得る。Ｎ、Ｔｉ、およびＢは、下記の数式を満足することができる。
【０００７】
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【０００８】
鋼板のマルテンサイト組織の含有量は６０ｖｏｌ％以上で１００ｖｏｌ％未満であり得る。鋼板は、ベイナイト組織をさらに含み、ベイナイト組織の含有量は０より大きく４０ｖｏｌ％以下であり得る。溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅを含むことができる。
【０００９】
本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、ｉ）０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む鋼板を提供するステップと、ｉｉ）鋼板を加熱して、鋼板の温度を７５０℃〜９５０℃に維持するステップと、ｉｉｉ）加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきするステップと、ｉｖ）焼鈍された溶融亜鉛めっき鋼板を１０℃／ｓ〜１００℃／ｓの焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）速度で焼入れさせて鋼板をマルテンサイト変態させるステップとを含む。
【００１０】
鋼板を提供するステップにおいて、Ｃの量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり、Ｔｉの量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり、Ｎの量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり、Ｂの量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであり得る。鋼板の温度を維持するステップにおいて、鋼板の温度を７８０℃〜９５０℃に維持することができる。鋼板をマルテンサイト変態させるステップにおいて、焼鈍された溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は１０℃／ｓ〜６０℃／ｓであり得る。
【００１１】
鋼板を提供するステップにおいて、Ｃの量は実質的に０．１５ｗｔ％であり、Ｍｎの量は実質的に２．０ｗｔ％であり、Ｓｉの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ａｌの量は実質的に０．０３ｗｔ％であり、Ｃｒの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ｍｏの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、Ｂの量は実質的に２９ｐｐｍであり得る。鋼板を提供するステップにおいて、Ｎ、Ｔｉ、およびＢは、下記の数式を満足することができる。
【００１２】
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【００１３】
鋼板の温度を維持するステップにおいて、鋼板は、オーステナイト変態することができる。鋼板をマルテンサイト変態させるステップにおいて、冷却速度は１０℃／ｓ〜４０℃／ｓであり得る。冷却速度は２０℃／ｓ〜４０℃／ｓであり得る。
【００１４】
加熱された鋼板を溶融亜鉛めっきするステップにおいて、溶融亜鉛めっき浴は、Ｆｅを含むことができる。本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、加熱された鋼板を溶融亜鉛めっきした後、鋼板を焼鈍するステップをさらに含むことができる。
【発明の効果】
【００１５】
基地としてテンパリングされていないマルテンサイト組織を有する鋼板を使用して、１．２ＧＰａ以上の優れた強度を有し、かつ、優れた耐食性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。したがって、前述した溶融亜鉛めっき鋼板を自動車の外装部品として使用することで自動車の外装部品の強度を向上させ、事故の際に乗客を安全に保護することができる。また、強度の優れた溶融亜鉛めっき鋼板を使用することにより、自動車を軽量化させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の概略フローチャートである。
【図２】図１の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を順に示すグラフである。
【図３】本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造装置の概略図である。
【図４】実験例１により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図５】実験例２により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図６】実験例３により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図７】実験例４により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図８】実験例７により製造した試験片の透過電子顕微鏡写真である。
【図９】実験例８により製造した試験片の透過電子顕微鏡写真である。
【図１０】比較例１により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１１】比較例２により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１２】比較例４により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１３】比較例５により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１４】比較例６により製造した試験片の走査電子顕微鏡写真である。
【図１５】実験例１、実験例２、および比較例１により製造した試験片の引張強度を示すグラフである。
【図１６】実験例３、実験例４、および比較例２により製造した試験片の引張強度を示すグラフである。
【図１７】比較例４〜比較例６により製造した試験片の引張強度を示すグラフである。
【図１８】実験例１〜実験例４、比較例１および比較例２により製造した試験片の最大引張強度を示すグラフである。
【図１９】実験例５、実験例６、比較例３、および比較例７〜比較例１２により製造した試験片の最大引張強度を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
ある部分が他の部分の「上に」あると言及する場合、これは、他の部分の真上にあるか、あるいはその間に他の部分が介在することができる。対照的に、ある部分が他の部分の「真上に」あると言及する場合、その間に他の部分は介在しない。
【００１８】
ここで使われている専門用語は、単に特定の実施形態を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図するものではない。ここで使われている単数形態は、言葉がこれに明確に反対の意味を示さない限り、複数形態も含む。明細書で使われている「含む」の意味は、特定の特性、領域、定数、ステップ、動作、要素、および／または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、定数、ステップ、動作、要素、成分、および／または群の存在や付加を除外するものではない。
【００１９】
「下」、「上」などの相対的な空間を示す用語は、図示する一部分の他の部分に対する関係をより容易に説明するために使うことができる。このような用語は、図面で意図した意味とともに、使用中である装置の別の意味や動作を含むように意図される。例えば、図面中の装置をひっくり返すと、他の部分の「下」にあるものと説明されたある部分は、他の部分の「上」にあるものと説明される。したがって、「下」という例示的な用語は、上と下の方向をすべて含む。装置は９０°回転または別の角度で回転することができ、相対的な空間を示す用語もこれによって解釈される。
【００２０】
本明細書における「溶融亜鉛めっき」という用語は、純亜鉛または亜鉛を含む合金を溶融させてめっきする工程を意味する。したがって、純亜鉛のみを溶融させて鋼板をめっきすることもでき、亜鉛のほか、鉄などのその他の元素を含む合金を溶融させて鋼板をめっきすることもできる。
【００２１】
特に定義していないが、ここに使われている技術用語および科学用語を含むすべての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同じ意味を有する。通常の辞典に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものと追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
【００２２】
図１は、本発明の一実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の概略フローチャートを示す。図１に示す溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されるものではない。したがって、他の方法を用いて溶融亜鉛めっき鋼板を製造することもできる。
【００２３】
図１に示すように、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋼板を提供するステップＳ１０と、鋼板を加熱して、予め設定された温度に維持するステップＳ２０と、加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきするステップＳ３０と、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼鈍するステップＳ４０と、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼入れして鋼板をマルテンサイト変態させるステップＳ５０とを含む。このような工程は、ＧＡ（ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ａｎｎｅａｌｅｄ ｓｔｅｅｌ）板を製造する場合に該当し、合金化された溶融亜鉛めっき層が鋼板表面に形成される。反面、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼鈍するステップＳ４０を経ることなく、直ちにステップＳ５０を実施する工程は、ＧＩ（ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ｓｔｅｅｌ）板を製造する場合に該当する。この場合、溶融亜鉛めっき層が鋼板表面に形成される。
【００２４】
鋼板を提供するステップＳ１０では、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む鋼板を提供する。鋼板は、前述した組成を含むため、鋼板を溶融亜鉛めっきした後焼入れする場合、鋼板をマルテンサイト変態させることができる。鋼板は、基地としてマルテンサイト組織を含む。
【００２５】
鋼板は、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％の炭素（Ｃ）を含む。好ましくは、炭素（Ｃ）の量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり得る。炭素（Ｃ）は、鋼板の高強度化に効果的であり、オーステナイト組織を安定化させる。炭素（Ｃ）は、鋼板に含まれているオーステナイト組織を安定化させることにより、鋼板を溶融亜鉛めっきした後に焼入れしてマルテンサイト変態させることができる。炭素（Ｃ）の量が多すぎる場合、溶接性が劣化し、自動車鋼材として使用する時に問題を誘発することがある。また、炭素（Ｃ）の量が少なすぎる場合、高強度の鋼材を確保することが困難である。そして、炭素（Ｃ）の量が少なすぎる場合、鋼板をオーステナイト化するために必要な温度が高くなるため、工程上不適である。好ましくは、炭素（Ｃ）の量は実質的に０．１５ｗｔ％であり得る。
【００２６】
また、鋼板は、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）を含む。マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト相を安定化させることにより、鋼板を冷却、浸漬または焼鈍する時にフェライト相またはベイナイト相の生成を抑制する。また、マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化効果により鋼材の強度を増加させる。マンガン（Ｍｎ）の量が多すぎる場合、高温での熱処理時に鋼板の耐酸化性が低下する。一方、マンガン（Ｍｎ）の量が少なすぎる場合、鋼板の強度が低下する。好ましくは、マンガン（Ｍｎ）の量は実質的に２．０ｗｔ％であり得る。
【００２７】
そして、鋼板は、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のシリコン（Ｓｉ）を含む。シリコン（Ｓｉ）の量が多すぎる場合、鋼板を高温で熱処理する時に表面酸化物を生成して、浸漬工程での濡れ性を低下させる。また、シリコン（Ｓｉ）の量が少なすぎる場合、炭化物の生成により鋼材の延性が低下する。好ましくは、シリコン（Ｓｉ）の量は実質的に０．３ｗｔ％であり得る。
また、鋼板は、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）を含む。アルミニウム（Ａｌ）が含まれている時、窒素（Ｎ）は、ＢＮより安定的な析出物のＡｌＮを形成して、有効ホウ素の濃度を増加させる。アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤としても使用される。したがって、アルミニウム（Ａｌ）の残存量が０．０１ｗｔ％以下であれば、経済的に好ましくない。アルミニウム（Ａｌ）の量が多すぎる場合、酸化物を形成して、濡れ性を低下させる。好ましくは、アルミニウム（Ａｌ）の量は０．０３ｗｔ％が適当である。
【００２８】
鋼板に含まれているクロム（Ｃｒ）の量は０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％である。クロム（Ｃｒ）は、ベイナイトの核生成を抑制し、鋼板の高強度化にも有効である。クロム（Ｃｒ）の量が少なすぎる場合、顕著な効果が得られない。そして、クロム（Ｃｒ）の量が多すぎる場合、加工性やめっき性を低下させる。好ましくは、クロム（Ｃｒ）の量は実質的に０．３ｗｔ％であり得る。
【００２９】
また、鋼板は、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のモリブデン（Ｍｏ）を含む。モリブデン（Ｍｏ）は、ホウ素（Ｂ）添加効果を増加させ、鋼板を高強度化させる。モリブデン（Ｍｏ）の量が少なすぎる場合、顕著な強化効果が得られない。また、モリブデン（Ｍｏ）の量が大きすぎる場合、加工性を劣化させ、経済的にも好ましくない。好ましくは、モリブデン（Ｍｏ）の量は実質的に０．３ｗｔ％であり得る。
【００３０】
鋼板は、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のチタン（Ｔｉ）を含む。好ましくは、チタン（Ｔｉ）の量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり得る。チタンは、鋼材内に残存する窒素と結合してＴｉＮ析出物を形成する。その結果、チタンは、有効ホウ素の濃度を増加させる。チタンの量が多すぎる場合、再結晶温度が上昇し、焼鈍温度の上昇に応じたＳｉ、Ｍｎ、およびＢの表面濃化を多量発生させて、濡れ性を低下させる。チタンの量が少なすぎる場合、ＮによってＢの有効濃度が減少する。しかし、ホウ素（Ｂ）の濃度が２０ｐｐｍを超える場合、チタンを鋼板に添加しないこともある。
【００３１】
鋼板は、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍの窒素（Ｎ）を含む。好ましくは、窒素（Ｎ）の量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり得る。窒素（Ｎ）の量が少なすぎる場合、操業が不可能である。また、窒素（Ｎ）の量が多すぎる場合、ＢＮ析出物を形成して、有効ホウ素の濃度を減少させる。
鋼板は、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのホウ素（Ｂ）を含む。好ましくは、ホウ素（Ｂ）の量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであり得る。ホウ素（Ｂ）は、オーステナイト結晶粒界に濃化されるため、結晶粒界でのフェライトまたはベイナイトの核生成を抑制する。その結果、ホウ素（Ｂ）は、鋼板のマルテンサイト分率を増加させる。ホウ素の量が少なすぎる場合、前述した効果を期待することができない。また、ホウ素の量が大きすぎる場合、冷間圧延中の表面濃化によりクラックを誘発することがある。
【００３２】
一方、窒素（Ｎ）、チタン（Ｔｉ）、およびホウ素（Ｂ）は、下記の数式１を満足する。
[数１]
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【００３３】
鋼材に含まれているホウ素の含有量が数式１の右項より低い場合、ホウ素の添加による鋼板の強度向上効果を期待することができない。したがって、オーステナイトからベイナイトへの変態が効果的でない。Ｔｉの含有量が高く、数式１で括弧内の値が０より小さくなると、余剰なＴｉは、Ｂの分布に影響を与えない。したがって、Ｔｉは、鋼板の物性を低下させない。余剰なＴｉは、Ｃと析出物を形成するため、析出物による強化効果を期待することができる。
【００３４】
一方、Ｃの量が０．１２ｗｔ％以上の場合、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、およびＭｏは、下記の数式２および数式３を同時に満足する。鋼板の組成を下記の数式２の右項に入力した時、その値が２００以下の場合、鋼板がマルテンサイト変態しても十分な強度を得ることができない。そして、鋼板の組成を下記の数式３の左項に入力した時、その値が８００以上の場合、鋼板の溶接性が低下する。
【００３５】
[数２]
２００＜８０３×Ｃ（ｗｔ％）＋８３×Ｍｎ（ｗｔ％）＋１７８×Ｓｉ（ｗｔ％）＋１２２×Ｃｒ（ｗｔ％）＋３２０×Ｍｏ（ｗｔ％）
【００３６】
[数３]
８０３×Ｃ（ｗｔ％）＋１３４×Ｍｎ（ｗｔ％）＋１３４×Ｓｉ（ｗｔ％）＋１６０×Ｃｒ（ｗｔ％）＋１６０×Ｍｏ（ｗｔ％）＜８００
【００３７】
したがって、前述した範囲で鋼板の組成を維持する。その結果、マルテンサイト変態して超高強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００３８】
ステップＳ２０では、鋼板を加熱して、予め設定された温度に維持することにより、鋼板をオーステナイト変態させる。鋼板を一定の加熱速度で加熱した後、鋼板の温度を７５０℃〜９５０℃に維持する。好ましくは、鋼板の温度を７８０℃〜９５０℃に維持する。鋼板の加熱維持温度が低すぎる場合、鋼板内のフェライト分率が増加して、めっき液の浸漬時または合金化処理時に生成されるベイナイトの量が増加する。また、鋼板の加熱維持温度が高すぎる場合、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＢの表面濃化量が増加して、めっき液の浸漬時に濡れ性が低下し、製造費用が非常に多くかかる。したがって、前述した範囲で鋼板の加熱維持温度を調節する。
【００３９】
次に、ステップＳ３０では、加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して鋼板を溶融亜鉛めっきする。したがって、鋼板の表面に溶融亜鉛がコーティングされながら、溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。ここで、溶融亜鉛めっき浴は、４３０℃〜４９０℃の温度で加熱することができる。溶融亜鉛めっき浴の温度を前述した範囲に調節することにより、溶融亜鉛めっきを円滑で効率的に実施することができる。
【００４０】
ステップＳ４０では、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼鈍して溶融亜鉛めっき層を合金化する。したがって、溶融亜鉛めっき浴がＦｅを含むため、Ｚｎ−Ｆｅ合金が形成される。このような工程は、ＧＡ（ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ａｎｎｅａｌｅｄ ｓｔｅｅｌ）板を製造する場合に該当する。ここで、鋼板の焼鈍温度は４８０℃〜５２０℃であり得る。焼鈍温度が低すぎると、合金化処理の所要時間が長くなって、生産性が低下する。また、焼鈍温度が高すぎると、溶融亜鉛めっき層のガンマ相が厚く形成され、パウダリング性が劣化する。
【００４１】
一方、ＧＩ（ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ｓｔｅｅｌ）板を製造する場合、鋼板を焼鈍しない。したがって、合金化処理が必要でない溶融亜鉛めっき鋼板は、ステップＳ３０を適用した後、ステップＳ４０を経ることなく、直ちにステップＳ５０を適用する。
【００４２】
ステップＳ５０では、溶融亜鉛めっき鋼板を焼入れして鋼板をマルテンサイト変態させる。ここで、溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は１０℃／ｓ〜６０℃／ｓであり得る。溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度が低すぎる場合、鋼板の冷却途中にベイナイトが生成されて、マルテンサイト分率が減少する。また、溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度が高すぎる場合、焼入れ時に多量のエネルギーが消費され、実際には不適である。好ましくは、溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は１０℃／ｓ〜４０℃／ｓであり得る。より好ましくは、溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は２０℃／ｓ〜４０℃／ｓであり得る。
【００４３】
焼入れされた鋼板のマルテンサイト組織の含有量は６０ｖｏｌ％以上で１００ｖｏｌ％未満であり得る。マルテンサイト組織の含有量が小さすぎる場合、高強度を要求する自動車の外装部品として溶融亜鉛めっき鋼板を使用するのに不適である。また、鋼板は、マルテンサイトのほか、ベイナイトを含むことができる。焼入れされた鋼板に含まれているベイナイトの量は０より大きく４０ｖｏｌ％以下であり得る。ベイナイトは、オーステナイト変態した鋼板を溶融亜鉛めっきする間、熱処理によって鋼板中に生成される。焼入れされた鋼板は、マルテンサイトおよびベイナイトを含むため、非常に優れた強度を有する。
【００４４】
図２は、図１の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を順に示すグラフである。図２のグラフは、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されるものではない。したがって、図２のグラフを他の形態に変形することができる。
【００４５】
図２は、図１の各ステップＳ２０、Ｓ３０、Ｓ４０、Ｓ５０による鋼板の加熱工程および冷却工程を示す。つまり、ステップＳ２０は、鋼板を加熱してオーステナイト変態させる工程を示し、ステップＳ３０は、加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする工程を示す。ステップＳ３０の溶融亜鉛めっき温度ＴＧＩは、ステップＳ２０でのオーステナイト変態温度より低い。
【００４６】
次に、ステップＳ４０では、溶融亜鉛めっきされた鋼板を温度ＴＧＡで焼鈍する。ステップＳ４０の焼鈍温度ＴＧＡは、ステップＳ３０の溶融亜鉛めっき温度ＴＧＩより若干高い。鋼板がステップＳ３０およびステップＳ４０を通過しながら、鋼板組織中の一部にベイナイトが形成されることができる。
【００４７】
最後に、ステップＳ５０では、溶融亜鉛めっきされた鋼板を焼入れして溶融亜鉛めっきされた鋼板の温度を、マルテンサイト生成開始温度Ｍｓおよびマルテンサイト生成終了温度Ｍｆ以下に低下させる。したがって、鋼板をマルテンサイト変態させることができる。ＧＩ板を製造する場合、ステップＳ３０を通過した後、ステップＳ４０を経ることなく、直ちにステップＳ５０を実施する。一方、ＧＡ板を製造する場合、ステップＳ３０、Ｓ４０、Ｓ５０をすべて実施する。前述した各ステップにより、溶融亜鉛めっきされた鋼板をマルテンサイト変態させることができる。
【００４８】
図３は、前述した溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための溶融亜鉛めっき装置１００を概略的に示す。図３の溶融亜鉛めっき装置１００は、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されるものではない。したがって、溶融亜鉛めっき装置１００を他の形態に変形することができる。
【００４９】
図３に示すように、溶融亜鉛めっき装置１００は、加熱炉１０と、溶融亜鉛めっき浴２０と、焼鈍炉３０と、ガス噴射器４０とを含む。鋼板は、矢印方向に沿って右から左へと複数の移送用ロール６０により継続して移動しながら、溶融亜鉛めっき鋼板として製造された後、外部に排出される。
【００５０】
図３に示すように、加熱炉１０は、鋼板を加熱してオーステナイト変態させる。次に、加熱炉１０から引出された鋼板は、溶融亜鉛めっき浴２０に浸漬して亜鉛めっきする。溶融亜鉛めっき浴２０に収容されためっき液Ｐは、予め設定された温度で加熱されるため、鋼板の組織中の一部は、オーステナイトからベイナイトに変態することができる。めっき液Ｐの組成および温度は、ＧＩ工程なのかＧＡ工程なのかによって変化可能である。めっき液Ｐの組成は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００５１】
次に、溶融亜鉛めっきされた鋼板は、溶融亜鉛めっき浴２０の後段に連結された焼鈍炉３０で焼鈍される。したがって、溶融亜鉛めっき層が乾燥しながら、鋼板表面上に密着コーティングされる。この場合、溶融亜鉛めっきされた鋼板の組織中の一部が加熱されながら、ベイナイト変態することができる。
【００５２】
焼鈍炉３０から引出された溶融亜鉛めっきされた鋼板は、ガス噴射器４０から噴射されるガスによって焼入れされる。溶融亜鉛めっきされた鋼板がマルテンサイト変態温度以下に急激に冷却されるため、鋼板はマルテンサイト変態する。したがって、マルテンサイト変態して高強度特性を有する鋼上に溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００５３】
以下、実験例により本発明をより詳細に説明する。このような実験例は、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されるものではない。
【００５４】
「実験例」
前述した組成範囲を有する鋼を用いて溶融亜鉛めっき工程をシミュレーション実験した。実験例１〜実験例４では、塩浴を用いて溶融亜鉛めっき工程をシミュレーションした。実験例５および実験例６では、Ｖａｔｒｏｎ社のＭｕｌｔｉＰＡＳ（Ｍｕｌｔｉ Ｐｕｒｐｏｓｅ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｓｉｍｕｌａｔｏｒ）実験装置を用いて溶融亜鉛めっき工程をシミュレーションした。また、実験例７および実験例８では、レスカ溶融亜鉛めっきシミュレータ（Ｒｈｅｓｃａ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｓｉｍｕｌａｔｏｒ）を用いて溶融亜鉛めっき工程をシミュレーションした。
【００５５】
「実験例１」
０．１５ｗｔ％のＣ、２．０ｗｔ％のＭｎ、０．３ｗｔ％のＳｉ、０．０３ｗｔ％のＡｌ、０．３ｗｔ％のＣｒ、０．３ｗｔ％のＭｏ、３０ｐｐｍのＮ、３０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む試験片を用意した。試験片を、８７０℃で加熱された塩浴に浸漬して、１分間維持した。次に、８７０℃で加熱した試験片を、４６０℃の温度を有する塩浴に１０秒間浸漬した。浸漬された試験片を引出して、水冷させて、焼入れした。つまり、実験例１では、ＧＩ工程をシミュレーションした。それ以外の細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００５６】
「実験例２」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片を、８７０℃で加熱された塩浴に浸漬して、１分間維持した。８７０℃で加熱した試験片を、４６０℃の温度を有する塩浴に１０秒間浸漬した。浸漬された試験片を引出して、５００℃の温度を有する塩浴に２０秒間浸漬した後、引出して、水冷で常温まで冷却させた。つまり、実験例１では、ＧＡ工程をシミュレーションした。細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００５７】
「実験例３」
実験例１と同じ組成を有する試験片を、８３０℃で加熱された塩浴に浸漬して、１分間維持した。残りの工程条件は、実験例１と同様である。
【００５８】
「実験例４」
実験例１と同じ組成を有する試験片を、８３０℃で加熱された塩浴に浸漬して、１分間維持した。残りの工程条件は、実験例２と同様である。
【００５９】
「実験例５」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片を、抵抗加熱方法を用いて、常温から８７０℃まで１０℃／ｓの加熱速度で加熱した。試験片を、８７０℃で１分間維持した後、圧縮空気を用いて、４６０℃まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却させた。鋼板を、４６０℃で１０秒間維持した後、圧縮空気を用いて、常温まで３０℃／ｓの速度で冷却させた。それ以外の細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００６０】
「実験例６」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片を、抵抗加熱方法を用いて、常温から８７０℃まで１０℃／ｓの加熱速度で加熱した。試験片を、８７０℃で１分間維持した後、圧縮空気を用いて、４６０℃まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却させた。鋼板を、４６０℃で１０秒間維持した後、鋼板を抵抗加熱して、５００℃まで３０℃／ｓの加熱速度で加熱した。鋼板を、５００℃で２０秒間維持した後、圧縮空気を用いて、常温まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却させた。それ以外の細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００６１】
「実験例７」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片を、常温で誘導加熱して、８５０℃まで２．６℃／ｓの加熱速度で加熱した。次に、試験片を、８５０℃で５３秒間等温維持した。この場合、炉内の気体雰囲気は、１０％Ｈ２および９０％Ｎ２の混合ガスを含み、その露点は−３５℃であった。試験片を、８５０℃で５３秒間等温維持した後、圧縮空気を試験片に接触させて、試験片を１４．２℃／ｓの冷却速度で４８０℃まで冷却した。試験片を４８０℃まで冷却した後、圧縮空気を用いず、試験片を４６０℃の温度に維持される溶融亜鉛めっき浴に浸漬した。溶融亜鉛めっき浴は、０．１３ｗｔ％のＡｌを含む。試験片を、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴で３．４秒間浸漬した後、強制空冷させて、常温まで冷却した。それ以外の細部の工程条件は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に理解することができるため、その詳細な説明を省略する。
【００６２】
「実験例８」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。０．２ｗｔ％のＡｌを含む溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬したことを除けば、残りの実験条件は、前述した実験例７と同様である。
【００６３】
「比較例１」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片は、前述した実験例１〜実験例４とは異なり、溶融亜鉛めっき工程、つまり、試験片を塩化浴に浸漬するステップを経なかった。つまり、試験片を、８７０℃まで加熱した後、１分間維持した。次に、加熱された試験片を水冷して、常温まで冷却させた。
【００６４】
「比較例２」
試験片を８３０℃まで加熱したことを除けば、前述した比較例１と同様である。
【００６５】
「比較例３」
実験例１と同じ組成を有する試験片を用意した。試験片は、前述した実験例５または実験例６とは異なり、溶融亜鉛めっき工程、つまり、試験片を４６０℃で維持するステップを経なかった。試験片を、抵抗加熱方法を用いて、常温から８７０℃まで１０℃／ｓの速度で加熱した。鋼板を８７０℃で１分間維持した後、圧縮空気を用いて、常温まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却させた。
【００６６】
「比較例４」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例１と同じ工程を用いて製造した。
【００６７】
「比較例５」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例３と同じ工程を用いて製造した。
【００６８】
「比較例６」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例２と同じ工程を用いて製造した。
【００６９】
「比較例７」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例５と同じ工程を用いて製造した。
【００７０】
「比較例８」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例６と同じ工程を用いて製造した。
【００７１】
「比較例９」
ホウ素を添加しない試験片を用意した。ホウ素を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、比較例３と同じ工程を用いて製造した。
【００７２】
「比較例１０」
クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を添加しない試験片を用意した。クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例５と同じ工程を用いて製造した。
【００７３】
「比較例１１」
クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を添加しない試験片を用意した。クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、実験例６と同じ工程を用いて製造した。
【００７４】
「比較例１２」
クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を添加しない試験片を用意した。クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を除いた残りの組成は、実験例１と同様である。試験片は、比較例３と同じ工程を用いて製造した。
【００７５】
「実験の結果」
「走査電子顕微鏡で観察した試験片の組織写真」
図４〜図１４は、それぞれ前述した実験例１〜実験例４、実験例７および実験例８、比較例１および比較例２、比較例４〜比較例６による試験片の走査電子顕微鏡写真を示す。つまり、図４は、実験例１による試験片の走査電子顕微鏡写真、図５は、実験例２による試験片の走査電子顕微鏡写真、図６は、実験例３による試験片の走査電子顕微鏡写真、図７は、実験例４による試験片の走査電子顕微鏡写真、図８は、実験例７による試験片の走査電子顕微鏡写真、そして、図９は、実験例７による試験片の走査電子顕微鏡写真を示す。一方、図１０は、比較例１による試験片の走査電子顕微鏡写真、図１１は、比較例２による試験片の走査電子顕微鏡写真、図１２は、比較例４による試験片の走査電子顕微鏡写真、図１３は、比較例５による走査電子顕微鏡写真、そして、図１４は、比較例６による走査電子顕微鏡写真を示す。
【００７６】
「実験例１および実験例２の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図４および図５に示すように、それぞれ実験例１および実験例２では、試験片に形成されたマルテンサイト組織が観察された。微細なマルテンサイト組織間にはベイナイトが部分的に観察された。実験例１でのベイナイト分率は３％以下であり、実験例２でのベイナイト分率は約１０％であった。マルテンサイト基地内にベイナイトが存在するため、ベイナイトを球形と仮定した場合、３次元的にはそれぞれ約３％および１０％である。実験例２でのベイナイト分率が高いのは、４６０℃で１０秒間浸漬した後、再び５００℃で２０秒間追加で浸漬したからである。このため、合金化シミュレーション工程でベイナイトが追加で形成されたからである。
【００７７】
「実験例３および実験例４の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図６および図７に示すように、それぞれ実験例３および実験例４では、試験片に形成されたマルテンサイト組織が観察された。微細なマルテンサイト組織間にはベイナイトおよびフェライト組織が部分的に観察された。実験例３でのベイナイトとフェライト分率の合計は１１％以下であった。これは、実験例１でのベイナイト分率より高いものである。また、実験例４でのベイナイトとフェライト分率の合計は２８％であった。これは、実験例２でのベイナイト分率より高いものである。これは、８３０℃はフェライトとオーステナイトが共存する異常領域であって、浸漬前にすでに３％のフェライトが含まれていたからである。つまり、浸漬中のフェライトの存在により、フェライトが母相に存在しない時に比べてより多いベイナイトが生成されたからである。
【００７８】
実験例３および実験例４で生成されたマルテンサイトおよびベイナイト組織は、実験例１および実験例２で生成されたマルテンサイトおよびベイナイト組織より微細である。マルテンサイトとベイナイト変態時、生成されたマルテンサイトとベイナイトの大きさは、母相であるオーステナイトの大きさを超えることができない。したがって、８３０℃でのオーステナイトの大きさが８７０℃でのオーステナイトの大きさより小さいため、変態後のマルテンサイトとベイナイトの大きさが小さくなる。
【００７９】
「実験例７の試験片の透過電子顕微鏡写真」
図８は、実験例７により製造した試験片の断面組織を示す。つまり、図８は、実験例７により製造した試験片を切断して、母材とコーティング層との間の境界部を示す。
【００８０】
図８に示すように、試験片が０．１３ｗｔ％のＡｌを含む溶融亜鉛浴内で浸漬された場合、微細な粒子を含む酸化物が亜鉛めっき層内に含まれていることを確認することができた。この酸化物は、試験片が８５０℃で等温維持された時に形成された。この酸化物は、Ｍｎ系酸化物およびＳｉＯ系酸化物を含む。試験片の表面上に粗大な酸化物が存在したり連続的な層を形成する場合、試験片の濡れ性を大きく低下させる。しかし、図８に示すように、実験例７で使用された試験片の組成では、生成された酸化物の量が極めて少なく、酸化物が不連続的に分布しているため、溶融亜鉛めっき浴が試験片と接触して反応可能な面積が十分に確保された。したがって、後の合金化処理工程でめっき層を合金化することにより、溶融亜鉛合金化された試験片を製造することができた。
【００８１】
「実験例８の試験片の透過電子顕微鏡写真」
図９は、実験例８により製造した試験片の断面組織を示す。つまり、図９は、実験例８により製造した試験片を切断して、母材とコーティング層との間の境界部を示す。
【００８２】
図９に示すように、試験片が０．２ｗｔ％のＡｌを含む溶融亜鉛浴内に浸漬された微細な粒子を含む酸化物が合金層内に含まれた。合金層は、Ｆｅ２Ａｌ５を含む。合金層は、母材とめっき層との間の密着性を増加させる。試験片を８５０℃で等温維持する間に生成された酸化物の量は極めて少なく、不連続的に分布している。したがって、試験片の表面に存在する酸化物は、試験片を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する時に合金層の生成を妨害しなかった。したがって、濡れ性が優れていながら、溶融亜鉛めっきされた試験片を製造することができた。
【００８３】
「比較例１および比較例２の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図１０に示すように、比較例１に含まれている組織はすべてマルテンサイトであり、ベイナイトまたはフェライト組織を含まない。これは、８７０℃で鋼板組織がすべてオーステナイト化された後、後続の冷却過程ですべてマルテンサイト変態したからである。８７０℃でオーステナイト結晶粒の平均的な大きさは１０μｍであった。
【００８４】
図１１に示すように、比較例２に含まれている組織は、マルテンサイトを基地組織とし、３％のフェライトを含む。これは、８３０℃でオーステナイトとフェライトが共存するため、８３０℃ですでに存在するフェライトは、後続の冷却過程に影響を受けることなく、組織内にそのまま存在するからである。８３０℃でオーステナイトの平均粒度は７μｍであった。
【００８５】
「比較例４の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図１２に示すように、比較例４に含まれている組織は、外観上、すべてマルテンサイトであった。これは、８７０℃から常温に水冷した場合、冷却速度が速いため、ホウ素が存在しないにもかかわらず、すべてマルテンサイト変態したからである。
【００８６】
「比較例５の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図１３に示すように、比較例５に含まれている組織は、マルテンサイトとベイナイトを含む。水冷過程では、ベイナイト変態が起きないため、図１３の組織に現れたベイナイトは、４６０℃で浸漬する間に生成されたことが分かる。また、この温度で生成されたベイナイトの量は、比較例１のベイナイトの量より多いため、ホウ素が、冷却過程だけでなく、等温変態時にもベイナイトの生成を抑制することが分かった。
【００８７】
「比較例６の試験片の走査電子顕微鏡写真」
図１４に示すように、比較例６に含まれている組織は、マルテンサイトとベイナイトを含む。ベイナイト分率において、比較例５の場合より増加したため、５００℃で２０秒間浸漬して合金化を行った場合、ベイナイトが追加で生成されることが分かった。
【００８８】
「引張強度の測定結果」
前述した実験例１〜実験例４と、比較例１および比較例２により製造した試験片を、冷間圧延方向を引張軸に平行する方向として、ＡＳＴＭ Ｅ−８標準規格によって加工した後、変形率０．００１／ｓで引張実験を行った。
【００８９】
図１５は、実験例１、実験例２、および比較例１により製造した試験片の引張強度を測定した結果を示すグラフであり、図１６は、実験例３、実験例４、および比較例２により製造した試験片の引張強度を測定した結果を示すグラフである。また、図１７は、比較例４〜比較例６により製造した試験片の引張強度を測定した結果を示すグラフである。
【００９０】
「実験例１、実験例２、および比較例１の試験片の引張強度」
図１５は、実験例１、実験例２、および比較例１による試験片の引張強度をそれぞれ３回ずつ測定して示す。図１５において、それぞれ、実験例１は点線、実験例２は一点鎖線、比較例１は実線で示す。
【００９１】
図１５に示すように、実験例１において、試験片の最大引張強度（ｕｌｔｉｍａｔｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＵＴＳ）は約１４００ＭＰａであった。また、実験例２において、試験片の最大引張強度は約１２７０ＭＰａであった。一方、比較例１において、試験片の最大引張強度は約１４７０ＭＰａであった。図１５に示すように、比較例１の試験片の強度が最も優れていたが、実験例１および実験例２の試験片の強度と大差はなかった。したがって、実験例１および実験例２により、マルテンサイト変態した溶融亜鉛めっき鋼板の強度が優れていることを確認することができた。
【００９２】
「実験例３、実験例４、および比較例２の試験片の引張強度」
図１６は、実験例３、実験例４、および比較例２による試験片の引張強度をそれぞれ３回ずつ測定して示す。図１６において、それぞれ、実験例３は点線、実験例４は一点鎖線、比較例２は実線で示す。
【００９３】
図１６に示すように、実験例３において、試験片の最大引張強度は約１４１０ＭＰａであった。また、実験例４において、試験片の最大引張強度は約１２８０ＭＰａであった。一方、比較例２において、試験片の最大引張強度は約１４８０ＭＰａであった。図１６に示すように、比較例２の試験片の強度が最も優れていたが、実験例３および実験例４の試験片の強度と大差はなかった。したがって、実験例３および実験例４により、マルテンサイト変態した溶融亜鉛めっき鋼板の強度が優れていることを確認することができた。また、図１５の実験例１および実験例２の試験片の強度に比べて、図１６の実験例３および実験例４の試験片の強度が若干大きいことが分かった。
【００９４】
「比較例４〜比較例６の試験片の引張強度」
図１７は、比較例４〜比較例６による試験片の引張強度をそれぞれ３回ずつ測定して示す。図１７において、それぞれ、比較例４は実線、比較例５は点線、比較例６は一点鎖線で示す。
【００９５】
図１７に示すように、比較例４において、試験片の最大引張強度は約１４３０ＭＰａであった。また、比較例５において、試験片の最大引張強度は約１１７０ＭＰａであった。一方、比較例６において、試験片の最大引張強度は約１０６０ＭＰａであった。
【００９６】
図１７に示すように、試験片にホウ素を添加しない比較例４〜比較例６において、それぞれ実験例１および実験例２の試験片の強度より低い試験片の強度が得られた。これは、溶融亜鉛めっき工程のシミュレーションおよび合金化溶融亜鉛めっき工程のシミュレーションで、変態したベイナイトの量がホウ素の添加時より多かったからである。したがって、少量のホウ素を試験片に添加することにより、試験片の強度を大きく向上させることができることが分かった。
【００９７】
「実験例１〜４、比較例１および比較例２の最大引張強度の実験結果」
図１８は、前述した実験例１〜実験例４、比較例１および比較例２により製造した試験片の最大引張強度を示すグラフである。試験片の最大引張強度は、それぞれ３回ずつ測定した。
【００９８】
図１８の８７０℃の加熱温度で、四角形は比較例１、三角形は実験例１、円形は実験例２を示す。また、図１８の８３０℃の加熱温度で、中空の円形は比較例２、中空の三角形は実験例３、中空の四角形は実験例４を示す。
【００９９】
図１８に示すように、実験例１により製造した試験片の最大引張強度は平均約１４００ＭＰａであり、実験例２により製造した試験片の最大引張強度は平均約１２９０ＭＰａであった。実験例３により製造した試験片の最大引張強度は平均約１４１０ＭＰａであり、実験例４により製造した試験片の最大引張強度は平均約１２８０ＭＰａであった。また、比較例１により製造した試験片の場合、最大引張強度は平均約１４５０Ｍｐａで、比較例２により製造した試験片の場合と同じ結果を表した。
【０１００】
図１８に示すように、実験例１〜実験例４により製造した試験片の最大引張強度は、比較例１および比較例２により製造した試験片の最大引張強度より小さかったが、その差は大きくなかった。したがって、実験例１〜実験例４により、強度の優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができた。
【０１０１】
「実験例５および実験例６、比較例３、および比較例７〜比較例１２の最大引張強度の実験結果」
図１９は、前述した実験例５および実験例６、比較例３、および比較例７〜比較例１２により製造した試験片の最大引張強度を示すグラフである。試験片の最大引張強度は、それぞれ４回ずつ測定した。
【０１０２】
図１９の左列で、四角形は比較例３、三角形は実験例５、そして、円形は実験例６を示す。図１９の中間列で、円形は比較例１２、三角形は比較例１１、そして、四角形は比較例１０を示す。図１９の右列で、三角形は比較例７、円形は比較例８、そして、四角形は比較例９を示す。
【０１０３】
図１９に示すように、鋼板の冷却速度が低い場合と、ホウ素、クロム、モリブデンがすべて含まれている場合、水冷時の鋼板の最大引張強度と類似の最大引張強度を示した。ホウ素が含まれずにクロムとモリブデンが添加された場合、水冷時より最大引張強度が減少した。これは、遅い速度で冷却した場合、ベイナイト変態が進むことを意味する。また、比較例５および比較例６の場合、最大引張強度は相互類似している。これは、鋼板を４６０℃で浸漬した時、オーステナイトがすべてベイナイトに変化したため、５００℃で合金化工程のシミュレーションを実施しても組織上の差がないからであると判断された。
【０１０４】
比較例３および比較例１２を相互比較すると、マルテンサイト相でのクロムおよびモリブデンの固溶強化の影響を知ることができた。クロムとモリブデンが鋼板に含まれている場合、マルテンサイト単相で１００Ｍｐａの強度差を表した。また、溶融亜鉛めっき工程をシミュレーションするほど、強度の差は大きくなることが分かった。
【０１０５】
本発明を上述したように説明したが、以下に記載する特許請求の範囲の概念と範囲を逸脱しない限り、多様な修正および変形が可能であることを、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者にとっては容易に理解することができるはずである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
基地としてマルテンサイト組織を含む鋼板と、
前記鋼板上に形成された溶融亜鉛めっき層とを含み、
前記鋼板は、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含むことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記Ｃの量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり、前記Ｔｉの量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり、前記Ｎの量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり、前記Ｂの量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであることを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記Ｃの量は実質的に０．１５ｗｔ％であり、前記Ｍｎの量は実質的に２．０ｗｔ％であり、前記Ｓｉの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ａｌの量は実質的に０．０３ｗｔ％であり、前記Ｃｒの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ｍｏの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ｂの量は実質的に２９ｐｐｍであることを特徴とする請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記Ｎ、Ｔｉ、およびＢは、下記の数式を満足することを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【請求項５】
前記鋼板のマルテンサイト組織の含有量は６０ｖｏｌ％以上で１００ｖｏｌ％未満であることを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記鋼板は、ベイナイト組織をさらに含み、前記ベイナイト組織の含有量は０より大きく４０ｖｏｌ％以下であることを特徴とする請求項５に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
前記溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅを含むことを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む鋼板を提供するステップと、
前記鋼板を加熱して、前記鋼板の温度を７５０℃〜９５０℃に維持するステップと、
前記加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきするステップと、
前記焼鈍された溶融亜鉛めっき鋼板を１０℃／ｓ〜１００℃／ｓの焼入れ速度で焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）させて前記鋼板をマルテンサイト変態させるステップとを含むことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼板を提供するステップにおいて、前記Ｃの量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり、前記Ｔｉの量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり、前記Ｎの量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり、前記Ｂの量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであり、
前記鋼板の温度を維持するステップにおいて、前記鋼板の温度を７８０℃〜９５０℃に維持し、
前記鋼板をマルテンサイト変態させるステップにおいて、前記焼鈍された溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は１０℃／ｓ〜６０℃／ｓであることを特徴とする請求項８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼板を提供するステップにおいて、前記Ｃの量は実質的に０．１５ｗｔ％であり、前記Ｍｎの量は実質的に２．０ｗｔ％であり、前記Ｓｉの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ａｌの量は実質的に０．０３ｗｔ％であり、前記Ｃｒの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ｍｏの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ｂの量は実質的に２９ｐｐｍであることを特徴とする請求項９に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記鋼板を提供するステップにおいて、前記Ｎ、Ｔｉ、およびＢは、下記の数式を満足することを特徴とする請求項９に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【請求項１２】
前記鋼板の温度を維持するステップにおいて、前記鋼板は、オーステナイト変態することを特徴とする請求項８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記鋼板をマルテンサイト変態させるステップにおいて、前記冷却速度は１０℃／ｓ〜４０℃／ｓであることを特徴とする請求項８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記冷却速度は２０℃／ｓ〜４０℃／ｓであることを特徴とする請求項１３に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記加熱された鋼板を溶融亜鉛めっきするステップにおいて、前記溶融亜鉛めっき浴は、Ｆｅを含むことを特徴とする請求項８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１６】
前記加熱された鋼板を溶融亜鉛めっきした後、前記鋼板を焼鈍するステップをさらに含むことを特徴とする請求項１５に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１】
基地としてマルテンサイト組織を含む鋼板と、
前記鋼板上に形成された溶融亜鉛めっき層とを含み、
前記鋼板は、０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含むことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記Ｃの量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり、前記Ｔｉの量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり、前記Ｎの量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり、前記Ｂの量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであることを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記Ｃの量は実質的に０．１５ｗｔ％であり、前記Ｍｎの量は実質的に２．０ｗｔ％であり、前記Ｓｉの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ａｌの量は実質的に０．０３ｗｔ％であり、前記Ｃｒの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ｍｏの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ｂの量は実質的に２９ｐｐｍであることを特徴とする請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記Ｎ、Ｔｉ、およびＢは、下記の数式を満足することを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【請求項５】
前記鋼板のマルテンサイト組織の含有量は６０ｖｏｌ％以上で１００ｖｏｌ％未満であることを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記鋼板は、ベイナイト組織をさらに含み、前記ベイナイト組織の含有量は０より大きく４０ｖｏｌ％以下であることを特徴とする請求項５に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
前記溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅを含むことを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
０．０５ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％のＣ、０．５ｗｔ％〜３．５ｗｔ％のＭｎ、０．１ｗｔ％〜０．８ｗｔ％のＳｉ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＡｌ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＣｒ、０．０１ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．００１ｗｔ％〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、５ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍのＮ、３ｐｐｍ〜８０ｐｐｍのＢ、残部Ｆｅおよび不純物を含む鋼板を提供するステップと、
前記鋼板を加熱して、前記鋼板の温度を７５０℃〜９５０℃に維持するステップと、
前記加熱された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきするステップと、
前記焼鈍された溶融亜鉛めっき鋼板を１０℃／ｓ〜１００℃／ｓの焼入れ速度で焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）させて前記鋼板をマルテンサイト変態させるステップとを含むことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼板を提供するステップにおいて、前記Ｃの量は０．０５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％であり、前記Ｔｉの量は０．００１ｗｔ％〜０．０５ｗｔ％であり、前記Ｎの量は２０ｐｐｍ〜８０ｐｐｍであり、前記Ｂの量は５ｐｐｍ〜５０ｐｐｍであり、
前記鋼板の温度を維持するステップにおいて、前記鋼板の温度を７８０℃〜９５０℃に維持し、
前記鋼板をマルテンサイト変態させるステップにおいて、前記焼鈍された溶融亜鉛めっき鋼板の焼入れ速度は１０℃／ｓ〜６０℃／ｓであることを特徴とする請求項８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼板を提供するステップにおいて、前記Ｃの量は実質的に０．１５ｗｔ％であり、前記Ｍｎの量は実質的に２．０ｗｔ％であり、前記Ｓｉの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ａｌの量は実質的に０．０３ｗｔ％であり、前記Ｃｒの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ｍｏの量は実質的に０．３ｗｔ％であり、前記Ｂの量は実質的に２９ｐｐｍであることを特徴とする請求項９に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記鋼板を提供するステップにおいて、前記Ｎ、Ｔｉ、およびＢは、下記の数式を満足することを特徴とする請求項９に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｂ（ｐｐｍ）≧０．８×（Ｎ（ｐｐｍ）−Ｔｉ（ｐｐｍ）／２．９）＋５
【請求項１２】
前記鋼板の温度を維持するステップにおいて、前記鋼板は、オーステナイト変態することを特徴とする請求項８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記鋼板をマルテンサイト変態させるステップにおいて、前記冷却速度は１０℃／ｓ〜４０℃／ｓであることを特徴とする請求項８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記冷却速度は２０℃／ｓ〜４０℃／ｓであることを特徴とする請求項１３に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記加熱された鋼板を溶融亜鉛めっきするステップにおいて、前記溶融亜鉛めっき浴は、Ｆｅを含むことを特徴とする請求項８に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１６】
前記加熱された鋼板を溶融亜鉛めっきした後、前記鋼板を焼鈍するステップをさらに含むことを特徴とする請求項１５に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図１７】
【図１８】
【図１９】
【図８】
【図９】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図１７】
【図１８】
【図１９】
【図８】
【図９】
【公表番号】特表２０１２−５０３１０２（Ｐ２０１２−５０３１０２Ａ）
【公表日】平成２４年２月２日（２０１２．２．２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−５２８９３３（Ｐ２０１１−５２８９３３）
【出願日】平成２１年９月２３日（２００９．９．２３）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＫＲ２００９／００５４３２
【国際公開番号】ＷＯ２０１０／０３６０２８
【国際公開日】平成２２年４月１日（２０１０．４．１）
【出願人】（５０６３７６４５８）ポステック アカデミー−インダストリー ファンデーション (28)
【Ｆターム（参考）】
【公表日】平成２４年２月２日（２０１２．２．２）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年９月２３日（２００９．９．２３）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＫＲ２００９／００５４３２
【国際公開番号】ＷＯ２０１０／０３６０２８
【国際公開日】平成２２年４月１日（２０１０．４．１）
【出願人】（５０６３７６４５８）ポステック アカデミー−インダストリー ファンデーション (28)
【Ｆターム（参考）】
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