JP3646539B2 - 加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車車体などに用いられる、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板（合金化したものを含む）の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用の鋼板には、一般に、耐食性と加工性が必要であるため、種々の表面処理鋼板が用いられている。なかでも、溶融亜鉛めっき鋼板は、高度な耐食性を有しているとともに、再結晶焼鈍および亜鉛めっきを同一ラインで処理できる連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）により、極めて安価に製造できるという利点を具えている。また、前記亜鉛めっきの後、引き続いて合金化処理を行った溶融亜鉛めっき鋼板は、とりわけ耐食性に優れ、溶接性やプレス成形性にも優れている。
一方、近年、地球環境の改善を目指した燃費向上のための自動車の軽量化が迫られ、また、安全性向上のための衝突時の安全規制の強化が要請されるようになって、溶融亜鉛めっき鋼板にも高強度化（高張力化）が必要になってきた。
【０００３】
ところで、高張力鋼板には種々の強化機構を利用したものが開発されているが、とりわけ、自動車の耐衝突特性に優れた鋼板として複合組織鋼板が挙げられる。複合組織鋼板は、フェライト相に、第２相として、主にマルテンサイト相を複合させた鋼板であり、この硬質な第２相を分散させることによって、組織強化による高強度化を図ったものである。
複合組織鋼板の一般的な製造方法は、低炭素材にMnなどの合金元素を添加し、フェライトとオーステナイトの２相領域に加熱したのち、冷却し、オーステナイト相をマルテンサイトに低温変態させるものである。このマルテンサイト変態時に、マルテンサイトの周囲のフェライトに可動転位が導入され、降伏比（ＹＲ＝降伏強さ／引張強さ）が低くなる。このように降伏比が低い材料では、プレス成形時のしわの発生が抑えられるので、プレス成形に有利である。また、複合組織鋼板には、加工硬化（ｎ値）が高く、均一伸びが高いという利点もある。
【０００４】
上述した２相域焼鈍において、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させるためには、合金元素の添加が必要である。例えば、特開昭57−152421号公報には、焼鈍後の冷却速度に応じて合金元素の添加量を規定する技術が提案されている。この開示技術のように、焼き入れ性を向上させるためには、Mn、Mo、Crなどの合金元素を添加する必要がある。
ここで、Moはめっき性への影響が小さいものの、コストアップを招き、多量に添加することは難しい。このため、高強度化を図るための合金添加は、主としてMnあるいはCrを添加することによって対処していた。
【０００５】
しかし、このMn、Crは、一般に、焼鈍の過程で鋼板の表面に濃化して (表面濃化層の形成) 、めっき性、とくに溶融亜鉛めっきする際の濡れ性を悪くし不めっきをもたらすことが知られているので、極力低減することが望ましい元素であるといえる。一方、溶融亜鉛めっき後に合金化処理する場合には、通常の連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）の場合に比べて冷却速度が遅くなるので、マルテンサイトを確保するためには、より多くの合金元素の添加が避けられなくなるという側面がある。このため、溶融亜鉛めっき後、合金化処理した溶融亜鉛めっき高張力鋼板で、低降伏比の特性が得られる程度に合金元素を添加すると、他方で不めっきが発生し、外観を問題視する自動車用の部品への適用が困難になるという問題があった。
【０００６】
これらの問題に対する従来の方策としては、めっき濡れ性の改善について、例えば、鋼板を連続亜鉛めっきラインに導入するに先立って、電気めっきを行う方法（特開平２−194156号公報）、クラッド法によりSi、Mnなどの含有量の少ない組成の鋼を表層にする方法（特開平３−199363号公報）が提案されている。しかし、これらの方法では、コストがかかり、生産性も悪い工程を新たに経る必要があるなどの問題が生じてしまう。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造するに当たって、従来の既知技術は、不めっきの発生、密着性の低下、降伏比の上昇（加工性の低下）などを招き、また、過度の合金添加や新たな附帯設備の増設などに伴って、生産性の低下やコストの上昇をもたらしていた。
本発明は、従来技術が抱えていたこのような問題を解消した溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造するための新規な製造方法を提案することを目的とする。
また、本発明の目的は、とくに不めっきがなく、密着性に優れ、しかも降伏比が低く、良好な加工性を有する溶融亜鉛めっき高張力鋼板の新規な製造方法を提案することにある。
さらに、本発明の他の目的は、具体的な特性として、引張強さが380 〜1000ＭPa、とりわけ440 〜580 ＭPaで、降伏比が55％以下を満たし、めっき性がよい溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を提案することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、めっき性と加工性を両立させるための溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、鋭意研究した。その結果、合金元素を適正に添加したうえ、鋼板表面における成分濃化を抑制し、かつ、所望の複合組織を得るために適した、熱処理工程を採用することによって、上記の目的を達成できるとの知見を得て本発明を完成するに至った。その要旨構成は以下のとおりである。
【０００９】
(1) Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％を含有するめっき母板を、Ａc1変態点以上、Ａ c 3 変態点以下の温度で少なくとも１回は焼鈍し、冷却後に、酸洗して表面濃化層を除去し、次いで、Ａc1変態点〜Ａc3変態点の温度範囲に加熱し、この加熱温度から少なくともめっき浴温度までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却して、必要に応じて(すなわち、前記冷却においてめっき浴温度未満まで鋼板を冷却した場合は)少なくともめっき浴温度まで加熱し、次いで(前記めっき浴温度までの加熱の有無にかかわらず) 溶融亜鉛めっきを施し、めっき後300℃までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却することを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
記
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.50 ・・・ (1)
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.20 ・・・ (2)
ただし、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／sec）
【００１０】
(2) Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％を含有するめっき母板を、Ａc1変態点以上、Ａ c 3 変態点以下の温度で少なくとも１回は焼鈍し、冷却後に、酸洗して表面濃化層を除去し、次いで、Ａc1変態点〜Ａc3変態点の温度範囲に加熱し、この加熱温度から少なくともめっき浴温度までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却して、必要に応じて(すなわち、前記冷却においてめっき浴温度未満まで鋼板を冷却した場合は)少なくともめっき浴温度まで加熱し、次いで(前記めっき浴温度までの加熱の有無にかかわらず)溶融亜鉛めっきを施し、引き続いて、合金化処理を行い、合金化処理後300℃までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却することを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
記
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.50 ・・・ (1)
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.20 ・・・ (2)
ただし、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／sec）
【００１１】
(3) 上記(1)または(2)において、めっき用母板の成分組成が、Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％、を含み、かつSi：0.05〜0.5wt％、Cr：0.05〜1.0wt％、Ｐ：0.02〜0.1wt％、Ｂ：0.0003〜0.01wt％、Ni：0.05〜1.5wt％、Cu：0.05〜1.5wt％、Nb：0.3wt％以下、Ti：0.3wt％以下、およびＶ：0.3wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の成分組成を上記範囲に限定理由したについて説明する。
Ｃ：0.005 〜0.15wt％
Ｃは、第２相をマルテンサイト化し、また、そのマルテンサイト相の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が0.005 wt％未満では、マルテンサイト化しにくく、複合組織を安定して得ることが困難となる。一方、0.15wt％を超えて添加するとマルテンサイトへの変態温度が低下し、マルテンサイト化しにくくなる。このため、Ｃ量は0.005 〜0.15wt％、好ましくは0.02〜0.10wt％とする。
【００１３】
Mn：0.3 〜3.0 wt
Mnは、焼き入れ性を向上させる元素として有効な元素であり、安定した複合組織を得るためには、少なくとも0.3 wt％は添加する必要がある。一方、Mn含有量が3.0 wt％を超えると、加工性が低下し、また、めっき性が本発明工程によっても改善できなくなる。このため、Mn量は、0.3 〜3.0 wt％、好ましくは 1.0〜2.4 wt％とする。
【００１４】
Mo：0.05〜1.0 wt％
Moは、焼き入れ性を向上させるが、めっき性への悪影響が少ないので、強度確保の上で極めて有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、0.05wt％以上の添加が必要である。一方、1.0 wt％を超える添加は、合金化の遅延を招くほか、コスト上昇にもつながるので、Mo添加量は0.05〜1.0 wt％、好ましくは0.10〜0.50wt％の範囲とする。
本発明の鋼板は、上記組成を基本成分として、残部はFeおよび不可避的不純物とすればよい。
【００１５】
以上の基本成分に加えて、高張力鋼板のさらなる材質改善をはかるために、焼入性改善元素としてSi, Cr, Ｐ, Ｂ, Ni, Cuのうち１種以上を、また、局部延性改善元素としてTi, Nb, Ｖのうち１種以上を、それぞれ添加してよい。
【００１６】
Si：0.05〜0.5 wt％
Siは、鋼の強化と強度−伸びバランスに有用な元素である。その効果は0.05wt％以上の添加で得られるが、0.5 wt％を超えて添加すると、めっき性、とくに濡れ性を阻害する。このため、Si量は0.05〜0.5 wt％とする。
【００１７】
Cr：0.05〜1.0 wt％
Crは、マルテンサイト化を促進するとともに、マルテンサイトの分布状態を制御し、低降伏比化に有利な元素である。この効果は0.05wt％以上の添加で発現するが、1.0 wt％を超えて添加すると濡れ性を阻害する。よって、Cr量は、0.05〜1.0 wt％の範囲で添加する。
【００１８】
Ｐ：0.02〜0.1 wt％
Ｐは、強度向上のほか、伸びやｒ値の改善に有効な元素である。これらの効果は0.02wt％以上で得られるが、0.1 wt％を超えての添加は、加工性の低下、靭性の低下をもたらすので、0.02〜0.1 wt％の範囲とする。
【００１９】
Ｂ：0.0003〜0.01wt％
Ｂは、焼き入れ性を改善するほか、伸びの改善に有効な元素である。この効果は0.0003wt％以上で得られるが、0.01wt％％を超えて添加すると析出による加工性の低下をきたす。よって、Ｂは0.0003〜0.01wt％の範囲で添加する。
【００２０】
Ni：0.05〜1.5 wt％
Niは、焼き入れ性の向上に有効であり、めっき性への悪影響が少ない元素であるが、1.5 wt％を超えて添加すると伸びなどの加工特性を低下させるので、0.05〜1.5 wt％の範囲で添加する。
【００２１】
Cu：0.05〜1.5 wt％
Cuは、焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を発揮させるためには、0.05wt％以上の添加が必要であるが、1.5 wt％を超えて添加すると、熱間圧延におけるスケール疵の原因になりやすいので、0.05〜1.5 wt％の範囲で添加する。
【００２２】
Nb：0.3 wt％以下、Ti：0.3 wt％以下、Ｖ：0.3 wt％以下
Nb, Ti, Ｖは、微細な炭化物をフェライトへ析出させることによりフェライトの強度を上昇させ、伸びフランジ性などの局部延性を向上させるのに有効な元素である。但し、0.3 wt％を超えての添加は析出物が多くなりすぎて伸びの低下をまねくので、0.3 wt％を上限とする。
なお、Nb、TiおよびＶの３元素は、同等の効果をもち、0.3 wt％超の添加は伸びの低下をまねくので、合計量 (Nb＋Ti＋Ｖ量) で0.3 wt％以下の範囲で添加するのが望ましい。
【００２３】
次に、溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造条件について説明する。
上述した成分を有するスラブを溶製し、熱間圧延を行う。熱間圧延は、オーステナイト域で終了させることが好ましい。その後、表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延を行い、所定の板厚に調整する。これをＡc1変態点以上、Ａc3変態点以下の２相域温度に加熱（焼鈍）する。焼鈍は連続焼鈍ライン (以下、単に「ＣＡＬ」と略記する) が好ましいが、バッチ焼鈍でもよい。
上記ＣＡＬでの加熱の目的は、鋼板表面に成分の濃化を促すとともに、鋼板を複合組織形成条件におき第２相に合金元素を濃化させることによって、めっき性を改善し、降伏比を低下させることにある。なお、表面直下３〜30μｍ程度の深さに粒界酸化物が少量形成すると、めっき性にはなおよい。このようなＣＡＬでの加熱によって得られる効果は、１回の加熱で十分得られるが、複数回繰り返せば一層大きな効果が期待される。焼鈍時間はＣＡＬの場合、積算で30秒〜15分が好ましい。
【００２４】
図１は、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき性と降伏比に及ぼすＣＡＬ加熱温度の影響を示したものである。ここに、溶融亜鉛めっき鋼板は、表１の鋼13（Ａc1＝710 ℃、Ａc3＝850 ℃）を種々のＣＡＬ温度で加熱した後、連続溶融亜鉛めっきライン（以下単に「ＣＧＬ」と略記）の加熱温度を760 ℃、保持時間を60秒とし、めっき前（ＣＧＬ加熱終了からめっき浴浸入まで）およびめっき後300 ℃までを、それぞれ15℃／秒、20℃／秒とする速度で冷却して製造したものである。
図１から、めっき性、降伏比とも良好な加熱温度は、Ａc1変態点以上の温度範囲であるといえる。しかし、加熱温度がＡc3を超えるγ単相域になると、降伏比は高くなり、また、表面濃化に起因してめっき性も悪化する。
これらの結果をもとに、本発明における焼鈍 (ＣＡＬ) での鋼板の到達温度は、鋼成分によって定まるＡc1変態点以上、Ａc3変態点以下 (好ましくは950 ℃以下) とする必要がある。なお、ＣＡＬの雰囲気は、スケールの発生を抑制するために、鋼板に対し還元性とすることが必要であり、一般には、数％のＨ2 を含むＮ2 ガスを用いればよい。
【００２５】
通常、ＣＡＬの還元雰囲気では、鉄は酸化されず、Mnなどが外部酸化層として現れる。ただしミクロ的にみると、粒界にそってMnの内部酸化物が存在することがあり、これが酸洗でもとれずに残る。
また、ＣＡＬで二相組織にすることは、フェライトの粒界にMnなどの元素が濃化した第２相を存在させることになるので、次工程でのＣＧＬのサイクルで、それらの元素の表面への濃化が抑制できる。
【００２６】
上記加熱によって、鋼板表面には、鋼中のＰが析出し、Si、Mn、Crなどが酸化物として濃化する。これらの濃化成分は、めっき性に対して悪影響を及ぼすので、この表面濃化層を除去する。このとき、内部酸化物は除去せず残すことが好ましいが、酸洗等の通常の工業的除去手段であれば、内部酸化物は除去されずに鋼板の表層部直下に残る。
【００２７】
酸洗に続いて、ＣＧＬの還元雰囲気の下で加熱（焼鈍）を行う。このときの温度は、めっき濡れ性や合金化速度の点からは650℃以上あればよいが、複合組織の形成を考えてＡc1変態点〜Ａ c 3 変態点の２相域温度とする必要がある。ＣＧＬにて、Ａc1変態点〜Ａc3変態点の温度に加熱することによって、合金元素がさらに第２相つまりγ相へと濃化する。そして、この濃化部分は、その後に所定速度で冷却したとき、マルテンサイト相となって複合組織の形成に寄与する。ここでいう合金元素とは、Mn、Moなどの置換型の合金元素であり、前述したＣＡＬ加熱やＣＧＬでの加熱の温度域では、比較的拡散しにくい元素をいう。これらの合金元素は、かかる温度域における加熱をＣＡＬおよびＣＧＬで繰り返すことによって、より局所的に濃化し、複合組織がより理想的に安定して形成される。ここで、ＣＡＬでの加熱の役割は、一旦、フェライトと第２相との複合組織となし、ＣＧＬにおけるめっき前の加熱(焼鈍)の際に、第２相にさらに合金元素を濃化させることにより、フェライトおよび第２相がより安定して形成されるようにすることにある。このとき、最終製品と同じ複合組織が得られればもちろんよいが、そうでなくとも、少なくとも粒界の３重点付近に合金元素が濃化するため、最終製品での複合組織形成が安定化する。
【００２８】
このように、ＣＡＬおよびＣＧＬの２工程で加熱すれば、内部酸化層の形成により、めっき性の上からも極めて望ましい表面状態が得られる。
すなわち、ＣＡＬでの加熱、酸洗による表面濃化層の除去を終えると、表面にミクロ的な内部酸化層が形成された鋼板となる。これを、ＣＧＬで加熱すると、めっき性に不利なSiやMnなどの合金元素は、粒界にそって表面に濃化しようとするが、これら合金元素は上記内部酸化物にトラップされて表面には移動できなくなる。一方で、鋼板表面では、還元雰囲気により、還元されたFe層が形成され、めっき性に好ましい表面になる。これらの相乗効果によって、めっき性が著しく向上するのである。
【００２９】
ＣＧＬにおいて加熱した後に、溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施して、最終的に複合組織からなる溶融亜鉛めっき高張力鋼板とするためには、ＣＧＬでの加熱温度から少なくともめっき浴温度まで、およびめっき浴温度から (あるいは合金化処理温度から) 300 ℃までの各温度域における冷却速度を以下の条件とすることが必要である。
まず、ＣＧＬでの加熱温度からめっき浴温度（通常、 550〜450 ℃）までの温度域では、Ｂ含有量に応じて下記式で表される臨界冷却速度ＣＲ（℃／sec)以上の速度で冷却する。
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50（Mowt％）−1.20（Mnwt％）−0.16（Siwt％）− 2.0（Crwt％）−0.08（Niwt％＋Cuwt％）−0.32（Ｐwt％）＋3.50
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50（Mowt％）−1.20（Mnwt％）−0.16（Siwt％）− 2.0（Crwt％）−0.08（Niwt％＋Cuwt％）−0.32（Ｐwt％）＋3.20
上記各式で冷却することによって、合金元素の濃化部はマルテンサイトに変態し、降伏比が低い複合組織鋼板を製造できる。なお、上式は、合金元素の含有量により、冷却過程でのパーライトの晶出曲線が変化するため、パーライトノーズにかからないよう合金元素の量に応じて冷却速度を制御しなければならないことを意味している。
上記の冷却はめっき浴温度で終えて、そのまま溶融亜鉛めっきを施してもよい。また、めっき浴温度未満まで冷却した後、少なくともめっき浴温度まで加熱して溶融亜鉛めっきを施してもよい。
【００３０】
また、溶融亜鉛めっきを施した後、めっき温度から (さらに合金化処理を行う場合には、合金化処理温度（通常、 470℃〜Ａc1）から) 300 ℃までの温度域をも、上述した方法と同様にして、Ｂ含有量に応じて次式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却する。
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50（Mowt％）−1.20（Mnwt％）−0.16（Siwt％）− 2.0（Crwt％）−0.08（Niwt％＋Cuwt％）−0.32（Ｐwt％）＋3.50
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50（Mowt％）−1.20（Mnwt％）−0.16（Siwt％）− 2.0（Crwt％）−0.08（Niwt％＋Cuwt％）−0.32（Ｐwt％）＋3.20
冷却速度が上記速度より小さいと、オーステナイト相がマルテンサイトになる前にベイナイト変態してしまい、製品の降伏比が上昇する。
【００３１】
【実施例】
以下に、実施例に基づき本発明について説明する。
表１に示す組成の鋼スラブを、1150℃に加熱したのち、仕上げ温度 900〜 850℃で熱問圧延した。この熱延板を酸洗したあと冷間圧延し、この冷延板をめっき用母板とした。これらの母板をＣＡＬで加熱（焼鈍）し、ＣＧＬにて、めっき前の加熱（焼鈍）を行い、めっきして、溶融亜鉛めっき鋼板とした。また、めっき後さらに合金化処理を行ったものも製造した。これら工程における、ＣＡＬでの加熱、ＣＧＬでの加熱、めっき、合金化などの処理条件を、表２および以下に示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
・ＣＡＬ、ＣＧＬでの加熱（焼鈍・めっき前加熱）
雰囲気：５％Ｈ2 ＋Ｎ2 ガス（露点−20℃）
・表面濃化層の除去
塩酸酸洗（濃度：５％Ｈclの水溶液）
温度：60℃
浸漬時間：６秒
・めっき
めっき浴のAl濃度：0.13wt％
浴温：475 ℃
板温：475 ℃
浸漬時間：３秒
目付け量：45ｇ／ｍ2
なお、表２中、No.13 の鋼は、ＣＧＬにおいてめっき前加熱後350 ℃まで冷却し、その後475 ℃まで加熱してめっきを施した。他の鋼は、ＣＧＬにおいてめっき前加熱後475 ℃まで冷却し、引き続きめっきを施した。
・合金化
処理温度： 470〜550 ℃
合金化後のFe濃度目標：10wt％ (Ｘ線を使ったオンライン制御を行った)
【００３５】
得られた供試鋼板について、引張特性（降伏強さＹＳ，引張強さＴＳ，伸びＥｌ，降伏伸びＹＥｌ，降伏比ＹＲ）、めっき性（不めっきの程度）およびパウダリング性を調査した。
・めっき性およびパウダリング性の評価方法
不めっき欠陥の判定は、目視により、不めっき欠陥が全くないものを「１」、もっとも不めっきの多いものを「５」とする５段階で評価した。耐パウダリング性は90°曲げ戻しの後、セロテープに付着した亜鉛粉を蛍光Ｘ線にて測定した。蛍光Ｘ線は、亜鉛粉の亜鉛の蛍光Ｘ線を計数管で２分カウントした。セロテープにうっすらと亜鉛粉が付着した状態が2000cps であり、2500cps 以下であれば、自動車などのプレス成形に耐えうるものとなる。
これらの測定結果を併せて表２に示す。なお、めっき層中Fe含有量は、硫酸によりめつき層を溶解し、原子吸光にて測定した。
【００３６】
表２から、本発明によって製造した溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、いずれも、合金化処理の有無にかかわらず、めっき性、耐パウダリング性が良好であるとともに、降伏比が54.0以下の低い値が得られることがわかる。
【００３７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、表面濃化層の除去、内部酸化層の形成、複合組織の形成が有効に作用して、優れためっき性と耐パウダリング性、低降伏比を共に満たした、溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供することが可能になる。したがって、本発明は、耐食性と加工性が求められる自動車の車体などの品質向上や生産性の向上に寄与するところが極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶融亜鉛めっき鋼板のメッキ性と降伏比に及ぼすＣＡＬ加熱温度の影響を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車車体などに用いられる、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板（合金化したものを含む）の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用の鋼板には、一般に、耐食性と加工性が必要であるため、種々の表面処理鋼板が用いられている。なかでも、溶融亜鉛めっき鋼板は、高度な耐食性を有しているとともに、再結晶焼鈍および亜鉛めっきを同一ラインで処理できる連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）により、極めて安価に製造できるという利点を具えている。また、前記亜鉛めっきの後、引き続いて合金化処理を行った溶融亜鉛めっき鋼板は、とりわけ耐食性に優れ、溶接性やプレス成形性にも優れている。
一方、近年、地球環境の改善を目指した燃費向上のための自動車の軽量化が迫られ、また、安全性向上のための衝突時の安全規制の強化が要請されるようになって、溶融亜鉛めっき鋼板にも高強度化（高張力化）が必要になってきた。
【０００３】
ところで、高張力鋼板には種々の強化機構を利用したものが開発されているが、とりわけ、自動車の耐衝突特性に優れた鋼板として複合組織鋼板が挙げられる。複合組織鋼板は、フェライト相に、第２相として、主にマルテンサイト相を複合させた鋼板であり、この硬質な第２相を分散させることによって、組織強化による高強度化を図ったものである。
複合組織鋼板の一般的な製造方法は、低炭素材にMnなどの合金元素を添加し、フェライトとオーステナイトの２相領域に加熱したのち、冷却し、オーステナイト相をマルテンサイトに低温変態させるものである。このマルテンサイト変態時に、マルテンサイトの周囲のフェライトに可動転位が導入され、降伏比（ＹＲ＝降伏強さ／引張強さ）が低くなる。このように降伏比が低い材料では、プレス成形時のしわの発生が抑えられるので、プレス成形に有利である。また、複合組織鋼板には、加工硬化（ｎ値）が高く、均一伸びが高いという利点もある。
【０００４】
上述した２相域焼鈍において、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させるためには、合金元素の添加が必要である。例えば、特開昭57−152421号公報には、焼鈍後の冷却速度に応じて合金元素の添加量を規定する技術が提案されている。この開示技術のように、焼き入れ性を向上させるためには、Mn、Mo、Crなどの合金元素を添加する必要がある。
ここで、Moはめっき性への影響が小さいものの、コストアップを招き、多量に添加することは難しい。このため、高強度化を図るための合金添加は、主としてMnあるいはCrを添加することによって対処していた。
【０００５】
しかし、このMn、Crは、一般に、焼鈍の過程で鋼板の表面に濃化して (表面濃化層の形成) 、めっき性、とくに溶融亜鉛めっきする際の濡れ性を悪くし不めっきをもたらすことが知られているので、極力低減することが望ましい元素であるといえる。一方、溶融亜鉛めっき後に合金化処理する場合には、通常の連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）の場合に比べて冷却速度が遅くなるので、マルテンサイトを確保するためには、より多くの合金元素の添加が避けられなくなるという側面がある。このため、溶融亜鉛めっき後、合金化処理した溶融亜鉛めっき高張力鋼板で、低降伏比の特性が得られる程度に合金元素を添加すると、他方で不めっきが発生し、外観を問題視する自動車用の部品への適用が困難になるという問題があった。
【０００６】
これらの問題に対する従来の方策としては、めっき濡れ性の改善について、例えば、鋼板を連続亜鉛めっきラインに導入するに先立って、電気めっきを行う方法（特開平２−194156号公報）、クラッド法によりSi、Mnなどの含有量の少ない組成の鋼を表層にする方法（特開平３−199363号公報）が提案されている。しかし、これらの方法では、コストがかかり、生産性も悪い工程を新たに経る必要があるなどの問題が生じてしまう。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造するに当たって、従来の既知技術は、不めっきの発生、密着性の低下、降伏比の上昇（加工性の低下）などを招き、また、過度の合金添加や新たな附帯設備の増設などに伴って、生産性の低下やコストの上昇をもたらしていた。
本発明は、従来技術が抱えていたこのような問題を解消した溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造するための新規な製造方法を提案することを目的とする。
また、本発明の目的は、とくに不めっきがなく、密着性に優れ、しかも降伏比が低く、良好な加工性を有する溶融亜鉛めっき高張力鋼板の新規な製造方法を提案することにある。
さらに、本発明の他の目的は、具体的な特性として、引張強さが380 〜1000ＭPa、とりわけ440 〜580 ＭPaで、降伏比が55％以下を満たし、めっき性がよい溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を提案することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、めっき性と加工性を両立させるための溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、鋭意研究した。その結果、合金元素を適正に添加したうえ、鋼板表面における成分濃化を抑制し、かつ、所望の複合組織を得るために適した、熱処理工程を採用することによって、上記の目的を達成できるとの知見を得て本発明を完成するに至った。その要旨構成は以下のとおりである。
【０００９】
(1) Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％を含有するめっき母板を、Ａc1変態点以上、Ａ c 3 変態点以下の温度で少なくとも１回は焼鈍し、冷却後に、酸洗して表面濃化層を除去し、次いで、Ａc1変態点〜Ａc3変態点の温度範囲に加熱し、この加熱温度から少なくともめっき浴温度までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却して、必要に応じて(すなわち、前記冷却においてめっき浴温度未満まで鋼板を冷却した場合は)少なくともめっき浴温度まで加熱し、次いで(前記めっき浴温度までの加熱の有無にかかわらず) 溶融亜鉛めっきを施し、めっき後300℃までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却することを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
記
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.50 ・・・ (1)
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.20 ・・・ (2)
ただし、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／sec）
【００１０】
(2) Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％を含有するめっき母板を、Ａc1変態点以上、Ａ c 3 変態点以下の温度で少なくとも１回は焼鈍し、冷却後に、酸洗して表面濃化層を除去し、次いで、Ａc1変態点〜Ａc3変態点の温度範囲に加熱し、この加熱温度から少なくともめっき浴温度までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却して、必要に応じて(すなわち、前記冷却においてめっき浴温度未満まで鋼板を冷却した場合は)少なくともめっき浴温度まで加熱し、次いで(前記めっき浴温度までの加熱の有無にかかわらず)溶融亜鉛めっきを施し、引き続いて、合金化処理を行い、合金化処理後300℃までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却することを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
記
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.50 ・・・ (1)
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.20 ・・・ (2)
ただし、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／sec）
【００１１】
(3) 上記(1)または(2)において、めっき用母板の成分組成が、Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％、を含み、かつSi：0.05〜0.5wt％、Cr：0.05〜1.0wt％、Ｐ：0.02〜0.1wt％、Ｂ：0.0003〜0.01wt％、Ni：0.05〜1.5wt％、Cu：0.05〜1.5wt％、Nb：0.3wt％以下、Ti：0.3wt％以下、およびＶ：0.3wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の成分組成を上記範囲に限定理由したについて説明する。
Ｃ：0.005 〜0.15wt％
Ｃは、第２相をマルテンサイト化し、また、そのマルテンサイト相の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が0.005 wt％未満では、マルテンサイト化しにくく、複合組織を安定して得ることが困難となる。一方、0.15wt％を超えて添加するとマルテンサイトへの変態温度が低下し、マルテンサイト化しにくくなる。このため、Ｃ量は0.005 〜0.15wt％、好ましくは0.02〜0.10wt％とする。
【００１３】
Mn：0.3 〜3.0 wt
Mnは、焼き入れ性を向上させる元素として有効な元素であり、安定した複合組織を得るためには、少なくとも0.3 wt％は添加する必要がある。一方、Mn含有量が3.0 wt％を超えると、加工性が低下し、また、めっき性が本発明工程によっても改善できなくなる。このため、Mn量は、0.3 〜3.0 wt％、好ましくは 1.0〜2.4 wt％とする。
【００１４】
Mo：0.05〜1.0 wt％
Moは、焼き入れ性を向上させるが、めっき性への悪影響が少ないので、強度確保の上で極めて有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、0.05wt％以上の添加が必要である。一方、1.0 wt％を超える添加は、合金化の遅延を招くほか、コスト上昇にもつながるので、Mo添加量は0.05〜1.0 wt％、好ましくは0.10〜0.50wt％の範囲とする。
本発明の鋼板は、上記組成を基本成分として、残部はFeおよび不可避的不純物とすればよい。
【００１５】
以上の基本成分に加えて、高張力鋼板のさらなる材質改善をはかるために、焼入性改善元素としてSi, Cr, Ｐ, Ｂ, Ni, Cuのうち１種以上を、また、局部延性改善元素としてTi, Nb, Ｖのうち１種以上を、それぞれ添加してよい。
【００１６】
Si：0.05〜0.5 wt％
Siは、鋼の強化と強度−伸びバランスに有用な元素である。その効果は0.05wt％以上の添加で得られるが、0.5 wt％を超えて添加すると、めっき性、とくに濡れ性を阻害する。このため、Si量は0.05〜0.5 wt％とする。
【００１７】
Cr：0.05〜1.0 wt％
Crは、マルテンサイト化を促進するとともに、マルテンサイトの分布状態を制御し、低降伏比化に有利な元素である。この効果は0.05wt％以上の添加で発現するが、1.0 wt％を超えて添加すると濡れ性を阻害する。よって、Cr量は、0.05〜1.0 wt％の範囲で添加する。
【００１８】
Ｐ：0.02〜0.1 wt％
Ｐは、強度向上のほか、伸びやｒ値の改善に有効な元素である。これらの効果は0.02wt％以上で得られるが、0.1 wt％を超えての添加は、加工性の低下、靭性の低下をもたらすので、0.02〜0.1 wt％の範囲とする。
【００１９】
Ｂ：0.0003〜0.01wt％
Ｂは、焼き入れ性を改善するほか、伸びの改善に有効な元素である。この効果は0.0003wt％以上で得られるが、0.01wt％％を超えて添加すると析出による加工性の低下をきたす。よって、Ｂは0.0003〜0.01wt％の範囲で添加する。
【００２０】
Ni：0.05〜1.5 wt％
Niは、焼き入れ性の向上に有効であり、めっき性への悪影響が少ない元素であるが、1.5 wt％を超えて添加すると伸びなどの加工特性を低下させるので、0.05〜1.5 wt％の範囲で添加する。
【００２１】
Cu：0.05〜1.5 wt％
Cuは、焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を発揮させるためには、0.05wt％以上の添加が必要であるが、1.5 wt％を超えて添加すると、熱間圧延におけるスケール疵の原因になりやすいので、0.05〜1.5 wt％の範囲で添加する。
【００２２】
Nb：0.3 wt％以下、Ti：0.3 wt％以下、Ｖ：0.3 wt％以下
Nb, Ti, Ｖは、微細な炭化物をフェライトへ析出させることによりフェライトの強度を上昇させ、伸びフランジ性などの局部延性を向上させるのに有効な元素である。但し、0.3 wt％を超えての添加は析出物が多くなりすぎて伸びの低下をまねくので、0.3 wt％を上限とする。
なお、Nb、TiおよびＶの３元素は、同等の効果をもち、0.3 wt％超の添加は伸びの低下をまねくので、合計量 (Nb＋Ti＋Ｖ量) で0.3 wt％以下の範囲で添加するのが望ましい。
【００２３】
次に、溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造条件について説明する。
上述した成分を有するスラブを溶製し、熱間圧延を行う。熱間圧延は、オーステナイト域で終了させることが好ましい。その後、表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延を行い、所定の板厚に調整する。これをＡc1変態点以上、Ａc3変態点以下の２相域温度に加熱（焼鈍）する。焼鈍は連続焼鈍ライン (以下、単に「ＣＡＬ」と略記する) が好ましいが、バッチ焼鈍でもよい。
上記ＣＡＬでの加熱の目的は、鋼板表面に成分の濃化を促すとともに、鋼板を複合組織形成条件におき第２相に合金元素を濃化させることによって、めっき性を改善し、降伏比を低下させることにある。なお、表面直下３〜30μｍ程度の深さに粒界酸化物が少量形成すると、めっき性にはなおよい。このようなＣＡＬでの加熱によって得られる効果は、１回の加熱で十分得られるが、複数回繰り返せば一層大きな効果が期待される。焼鈍時間はＣＡＬの場合、積算で30秒〜15分が好ましい。
【００２４】
図１は、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき性と降伏比に及ぼすＣＡＬ加熱温度の影響を示したものである。ここに、溶融亜鉛めっき鋼板は、表１の鋼13（Ａc1＝710 ℃、Ａc3＝850 ℃）を種々のＣＡＬ温度で加熱した後、連続溶融亜鉛めっきライン（以下単に「ＣＧＬ」と略記）の加熱温度を760 ℃、保持時間を60秒とし、めっき前（ＣＧＬ加熱終了からめっき浴浸入まで）およびめっき後300 ℃までを、それぞれ15℃／秒、20℃／秒とする速度で冷却して製造したものである。
図１から、めっき性、降伏比とも良好な加熱温度は、Ａc1変態点以上の温度範囲であるといえる。しかし、加熱温度がＡc3を超えるγ単相域になると、降伏比は高くなり、また、表面濃化に起因してめっき性も悪化する。
これらの結果をもとに、本発明における焼鈍 (ＣＡＬ) での鋼板の到達温度は、鋼成分によって定まるＡc1変態点以上、Ａc3変態点以下 (好ましくは950 ℃以下) とする必要がある。なお、ＣＡＬの雰囲気は、スケールの発生を抑制するために、鋼板に対し還元性とすることが必要であり、一般には、数％のＨ2 を含むＮ2 ガスを用いればよい。
【００２５】
通常、ＣＡＬの還元雰囲気では、鉄は酸化されず、Mnなどが外部酸化層として現れる。ただしミクロ的にみると、粒界にそってMnの内部酸化物が存在することがあり、これが酸洗でもとれずに残る。
また、ＣＡＬで二相組織にすることは、フェライトの粒界にMnなどの元素が濃化した第２相を存在させることになるので、次工程でのＣＧＬのサイクルで、それらの元素の表面への濃化が抑制できる。
【００２６】
上記加熱によって、鋼板表面には、鋼中のＰが析出し、Si、Mn、Crなどが酸化物として濃化する。これらの濃化成分は、めっき性に対して悪影響を及ぼすので、この表面濃化層を除去する。このとき、内部酸化物は除去せず残すことが好ましいが、酸洗等の通常の工業的除去手段であれば、内部酸化物は除去されずに鋼板の表層部直下に残る。
【００２７】
酸洗に続いて、ＣＧＬの還元雰囲気の下で加熱（焼鈍）を行う。このときの温度は、めっき濡れ性や合金化速度の点からは650℃以上あればよいが、複合組織の形成を考えてＡc1変態点〜Ａ c 3 変態点の２相域温度とする必要がある。ＣＧＬにて、Ａc1変態点〜Ａc3変態点の温度に加熱することによって、合金元素がさらに第２相つまりγ相へと濃化する。そして、この濃化部分は、その後に所定速度で冷却したとき、マルテンサイト相となって複合組織の形成に寄与する。ここでいう合金元素とは、Mn、Moなどの置換型の合金元素であり、前述したＣＡＬ加熱やＣＧＬでの加熱の温度域では、比較的拡散しにくい元素をいう。これらの合金元素は、かかる温度域における加熱をＣＡＬおよびＣＧＬで繰り返すことによって、より局所的に濃化し、複合組織がより理想的に安定して形成される。ここで、ＣＡＬでの加熱の役割は、一旦、フェライトと第２相との複合組織となし、ＣＧＬにおけるめっき前の加熱(焼鈍)の際に、第２相にさらに合金元素を濃化させることにより、フェライトおよび第２相がより安定して形成されるようにすることにある。このとき、最終製品と同じ複合組織が得られればもちろんよいが、そうでなくとも、少なくとも粒界の３重点付近に合金元素が濃化するため、最終製品での複合組織形成が安定化する。
【００２８】
このように、ＣＡＬおよびＣＧＬの２工程で加熱すれば、内部酸化層の形成により、めっき性の上からも極めて望ましい表面状態が得られる。
すなわち、ＣＡＬでの加熱、酸洗による表面濃化層の除去を終えると、表面にミクロ的な内部酸化層が形成された鋼板となる。これを、ＣＧＬで加熱すると、めっき性に不利なSiやMnなどの合金元素は、粒界にそって表面に濃化しようとするが、これら合金元素は上記内部酸化物にトラップされて表面には移動できなくなる。一方で、鋼板表面では、還元雰囲気により、還元されたFe層が形成され、めっき性に好ましい表面になる。これらの相乗効果によって、めっき性が著しく向上するのである。
【００２９】
ＣＧＬにおいて加熱した後に、溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施して、最終的に複合組織からなる溶融亜鉛めっき高張力鋼板とするためには、ＣＧＬでの加熱温度から少なくともめっき浴温度まで、およびめっき浴温度から (あるいは合金化処理温度から) 300 ℃までの各温度域における冷却速度を以下の条件とすることが必要である。
まず、ＣＧＬでの加熱温度からめっき浴温度（通常、 550〜450 ℃）までの温度域では、Ｂ含有量に応じて下記式で表される臨界冷却速度ＣＲ（℃／sec)以上の速度で冷却する。
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50（Mowt％）−1.20（Mnwt％）−0.16（Siwt％）− 2.0（Crwt％）−0.08（Niwt％＋Cuwt％）−0.32（Ｐwt％）＋3.50
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50（Mowt％）−1.20（Mnwt％）−0.16（Siwt％）− 2.0（Crwt％）−0.08（Niwt％＋Cuwt％）−0.32（Ｐwt％）＋3.20
上記各式で冷却することによって、合金元素の濃化部はマルテンサイトに変態し、降伏比が低い複合組織鋼板を製造できる。なお、上式は、合金元素の含有量により、冷却過程でのパーライトの晶出曲線が変化するため、パーライトノーズにかからないよう合金元素の量に応じて冷却速度を制御しなければならないことを意味している。
上記の冷却はめっき浴温度で終えて、そのまま溶融亜鉛めっきを施してもよい。また、めっき浴温度未満まで冷却した後、少なくともめっき浴温度まで加熱して溶融亜鉛めっきを施してもよい。
【００３０】
また、溶融亜鉛めっきを施した後、めっき温度から (さらに合金化処理を行う場合には、合金化処理温度（通常、 470℃〜Ａc1）から) 300 ℃までの温度域をも、上述した方法と同様にして、Ｂ含有量に応じて次式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却する。
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50（Mowt％）−1.20（Mnwt％）−0.16（Siwt％）− 2.0（Crwt％）−0.08（Niwt％＋Cuwt％）−0.32（Ｐwt％）＋3.50
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50（Mowt％）−1.20（Mnwt％）−0.16（Siwt％）− 2.0（Crwt％）−0.08（Niwt％＋Cuwt％）−0.32（Ｐwt％）＋3.20
冷却速度が上記速度より小さいと、オーステナイト相がマルテンサイトになる前にベイナイト変態してしまい、製品の降伏比が上昇する。
【００３１】
【実施例】
以下に、実施例に基づき本発明について説明する。
表１に示す組成の鋼スラブを、1150℃に加熱したのち、仕上げ温度 900〜 850℃で熱問圧延した。この熱延板を酸洗したあと冷間圧延し、この冷延板をめっき用母板とした。これらの母板をＣＡＬで加熱（焼鈍）し、ＣＧＬにて、めっき前の加熱（焼鈍）を行い、めっきして、溶融亜鉛めっき鋼板とした。また、めっき後さらに合金化処理を行ったものも製造した。これら工程における、ＣＡＬでの加熱、ＣＧＬでの加熱、めっき、合金化などの処理条件を、表２および以下に示す。
【００３２】
【表１】
【表２】
・ＣＡＬ、ＣＧＬでの加熱（焼鈍・めっき前加熱）
雰囲気：５％Ｈ2 ＋Ｎ2 ガス（露点−20℃）
・表面濃化層の除去
塩酸酸洗（濃度：５％Ｈclの水溶液）
温度：60℃
浸漬時間：６秒
・めっき
めっき浴のAl濃度：0.13wt％
浴温：475 ℃
板温：475 ℃
浸漬時間：３秒
目付け量：45ｇ／ｍ2
なお、表２中、No.13 の鋼は、ＣＧＬにおいてめっき前加熱後350 ℃まで冷却し、その後475 ℃まで加熱してめっきを施した。他の鋼は、ＣＧＬにおいてめっき前加熱後475 ℃まで冷却し、引き続きめっきを施した。
・合金化
処理温度： 470〜550 ℃
合金化後のFe濃度目標：10wt％ (Ｘ線を使ったオンライン制御を行った)
【００３５】
得られた供試鋼板について、引張特性（降伏強さＹＳ，引張強さＴＳ，伸びＥｌ，降伏伸びＹＥｌ，降伏比ＹＲ）、めっき性（不めっきの程度）およびパウダリング性を調査した。
・めっき性およびパウダリング性の評価方法
不めっき欠陥の判定は、目視により、不めっき欠陥が全くないものを「１」、もっとも不めっきの多いものを「５」とする５段階で評価した。耐パウダリング性は90°曲げ戻しの後、セロテープに付着した亜鉛粉を蛍光Ｘ線にて測定した。蛍光Ｘ線は、亜鉛粉の亜鉛の蛍光Ｘ線を計数管で２分カウントした。セロテープにうっすらと亜鉛粉が付着した状態が2000cps であり、2500cps 以下であれば、自動車などのプレス成形に耐えうるものとなる。
これらの測定結果を併せて表２に示す。なお、めっき層中Fe含有量は、硫酸によりめつき層を溶解し、原子吸光にて測定した。
【００３６】
表２から、本発明によって製造した溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、いずれも、合金化処理の有無にかかわらず、めっき性、耐パウダリング性が良好であるとともに、降伏比が54.0以下の低い値が得られることがわかる。
【００３７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、表面濃化層の除去、内部酸化層の形成、複合組織の形成が有効に作用して、優れためっき性と耐パウダリング性、低降伏比を共に満たした、溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供することが可能になる。したがって、本発明は、耐食性と加工性が求められる自動車の車体などの品質向上や生産性の向上に寄与するところが極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶融亜鉛めっき鋼板のメッキ性と降伏比に及ぼすＣＡＬ加熱温度の影響を示すグラフである。
Claims (3)
- Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％を含有するめっき用母板を、Ａc1変態点以上、Ａ c 3 変態点以下の温度で少なくとも１回は焼鈍し、冷却後に、酸洗して表面濃化層を除去し、次いでＡc1変態点〜Ａc3変態点の温度範囲に加熱し、この加熱温度から少なくともめっき浴温度までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却して、必要に応じて少なくともめっき浴温度まで加熱し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、めっき後300℃までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却することを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
記
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.50 ・・・ (1)
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.20 ・・・ (2)
ただし、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／sec） - Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％を含有するめっき用母板を、Ａc1変態点以上、Ａ c 3 変態点以下の温度で少なくとも１回は焼鈍し、冷却後に、酸洗して表面濃化層を除去し、次いで、Ａc1変態点〜Ａc3変態点の温度範囲に加熱し、この加熱温度から少なくともめっき浴温度までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却して、必要に応じて少なくともめっき浴温度まで加熱し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、引き続いて、合金化処理を行い、合金化処理後300℃までの温度域を、Ｂ含有量に応じて下記(1)式または(2)式で表される臨界冷却速度以上の速度で冷却することを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
記
Ｂ≦0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.50 ・・・ (1)
Ｂ＞0.0006wt％のとき、
log ＣＲ＝−3.50(Mowt％)−1.20(Mnwt％)−0.16(Siwt％)−2.0(Crwt％)−0.08(Niwt％＋Cuwt％)−0.32(Ｐwt％)＋3.20 ・・・ (2)
ただし、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／sec） - 請求項１または請求項２において、めっき用母板の成分組成が、Ｃ：0.005〜0.15wt％、Mn：0.3〜3.0wt％、Mo：0.05〜1.0wt％、を含み、かつSi：0.05〜0.5wt％、Cr：0.05〜1.0wt％、Ｐ：0.02〜0.1wt％、Ｂ：0.0003〜0.01wt％、Ni：0.05〜1.5wt％、Cu：0.05〜1.5wt％、Nb：0.3wt％以下、Ti：0.3wt％以下、およびＶ：0.3wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
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