JP4150277B2 - プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用防錆鋼板などに使用される合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものであり、特に、５９０MPa〜１０８０MPa程度の引張り強さを有し、めっき性に悪影響があるとされるＳｉ、Ａｌが添加された、プレス成形時の張出し成形性に優れた鋼板およびその製造方法に関するものである。ここで、めっき性とはめっき外観とめっき密着性の両方をさしている。なお、本発明で対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、通常めっき層付着後に合金化処理のために熱処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板をさしている。
【０００２】
【従来の技術】
自動車等のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費節減の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度が確保されるという観点から高強度化が進められている。ところが、一般に材料のプレス成形性は強度が上昇するに従って劣化するので、上記部材の軽量化を達成するためには、プレス成形性と高強度性の両特性を満足する鋼板の開発が求められている。成形性の指標値には引張試験における伸びをはじめとしてｎ値やｒ値があるが、一体成形によるプレス工程の簡略化が課題となっている昨今では均一伸びに相当するｎ値の大きいことがなかでも重要になってきている。
【０００３】
このため、鋼中に含有する残留オーステナイトの変態誘起塑性を活用した熱延鋼板および冷延鋼板が開発されており、例えば、特許文献１および特許文献２にその技術が開示されている。これは高価な合金元素を含まずに０．０７〜０．４％程度のＣと０．３〜２．０％程度のＳｉおよび０．２〜２．５％程度のＭｎのみを基本的な合金元素とし、二相域で焼鈍後３００〜４５０℃内外の温度でベイナイト変態を行わせることを特徴とする熱処理により残留オーステナイトを金属組織中に含む鋼板であり、この種の鋼板は連続焼鈍で製造された冷延鋼板ばかりでなく、例えば、特許文献３に記載された技術のようにランアウトテーブルでの冷却と巻取温度を制御することにより熱延鋼板でも得られることが開示されている。
【０００４】
自動車の高級化を反映して耐食性および外観を向上させることを目的として、自動車部材のめっき化が進んでおり、現在では、車内に装着される特定の部材を除いた多くの部材に、亜鉛めっき鋼板が用いられている。従って、これらの鋼板には、耐食性の観点から溶融亜鉛めっきを施すかあるいは溶融亜鉛めっき後合金化処理した合金化溶融亜鉛めっきを施して使用することが有効であるが、これらの高張力鋼版のうち、Ｓｉ、Ａｌ含有量が高い鋼板の場合には鋼板表面が酸化膜を有しやすいため、溶融亜鉛めっきの際に微小不めっき部が生じたり、合金化後の加工部のめっき性が劣るなどの問題があり、優れた加工部めっき性を有し、かつ耐食性の優れた高Ｓｉ、Ａｌ系の高張力高延性合金化溶融亜鉛めっき鋼板は実用化されていないのが現状である。
【０００５】
しかしながら、上記特許文献１および特許文献２等で開示されている鋼板は、０．３〜２．０％のＳｉを添加し、その特異なベイナイト変態を活用し残留オーステナイトを確保しているため、二相共存温度域で焼鈍後の冷却や３００〜４５０℃内外の温度域での保持をかなり厳格に制御しないと意図する金属組織が得られず、強度や伸びが目標の範囲を満足しないという問題点がある。
【０００６】
この熱履歴は工業的には連続焼鈍設備や熱間圧延後のランアウトテーブルと巻取工程において実現されはするが、４５０〜６００℃ではオーステナイトの変態がすみやかに完了するので４５０〜６００℃に滞留する時間を特に短くするような制御が要求され、３５０〜４５０℃でも保持する時間によって金属組織が著しく変化するので所期の条件からはずれると陳腐な強度と伸びしか得られない。さらに、４５０〜６００℃に滞留する時間が長いことやめっき性を悪くするＳｉを合金元素として含むことから溶融めっき設備を通板させてめっき鋼板とはできず、表面耐食性が劣るため広範な工業的利用が妨げられているという問題点がある。
【０００７】
上記問題を解決するために、例えば、特許文献４および特許文献５等には、Ｓｉ濃度を規制することでめっき性を改善した鋼板が開示されている。この方法ではＳｉの変わりにＡｌを添加することで残留オーステナイトを生成されている。しかしながら、ＡｌやＳｉと同じようにＦｅよりも酸化しやすいので、鋼板表面にＡｌやＳｉが濃化し酸化膜を有しやすく、十分なめっき性を有することができないという問題点がある。また、特開平５−７０８８６号公報にＮｉを添加することでめっき塗れ性を改善するという方法が開示されている。しかしながら、この方法ではめっき塗れ性を阻害するＳｉやＡｌとＮｉの関係が開示されてはいない。
【０００８】
また、例えば、特許文献６および特許文献７等において、高Ｓｉ系高強度鋼板の合金化溶融めっき方法としてプレＮｉめっき後急速低温加熱して溶融亜鉛めっき後合金化処理する方法が開示されている。しかしながら、この方法ではＮｉプレめっきが必要になるので新たな設備が必要になるという問題点がある。また、この方法では最終組織に残留オーステナイトを残存させることができないし、その方法についても言及されていない。
【０００９】
更に、例えば、特許文献８において、Ｓｉ、Ａｌを含有する鋼板にＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏを添加することで良好な特性が得られる方法が開示されている。これらの方法ではＳｉ、Ｍｎの合計量とＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏの合計量のバランスを適切にすることで良好なめっき性と材質特性が得られるとしている。しかしながら、我々が調査した所によると、Ｓｉ、Ｍｎを含有した鋼のめっき性はＡｌ量が支配するので、上記特許はＳｉを含有した場合は必ずしも良好なめっき性を確保できないという問題点がある。また、この方法では得られる特性として引張強度が４４０〜６４０MPa と比較的低い強度でしか用いることができないという問題点もある。
【００１０】
また、特許文献９で出願人は、Ｓｉ、Ａｌを含有する鋼にＮｉを適正量含有させた技術を提案しているが、この方法でも合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実機にて製造しようとした場合に合金化温度にばらつきが出る結果、安定して良好な鋼板が製造できないという問題点が生じた。
【００１１】
そこで、本発明はかかる問題点を解決し、引張強度５９０MPa〜１０８０MPa程度と高強度までカバー可能で表面耐食性を向上するため溶融めっき設備でも製造可能でかつ、プレス成形性の良好な高強度鋼板の組成と金属組織の特徴を見いだしたものである。
【００１２】
【特許文献１】
特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献２】
特開平２−２１７４２５号公報
【特許文献３】
特開平１−２９３４５号公報
【特許文献４】
特開平５−２４７５８６号公報
【特許文献５】
特開平６−１４５７８８号公報
【特許文献６】
４−３３３５５２号公報
【特許文献７】
特開平４−３４６６４４号公報
【特許文献８】
特開２０００−２３４１２９号公報
【特許文献９】
特開平１１−１４１４２３号公報
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来技術の問題点に着目してなされたのであって、その目的は、引張強度５９０MPa〜１０８０MPa程度の引張強さを有し、かつ、プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とこの鋼板を効率よく製造する方法を提供するものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成できる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供すべく、めっき性および鋼板材質、製造方法と鋼板成分との関係について鋭意検討を行い、鋼板成分のＡｌ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｎｂをある適性範囲にすることで良好な特性が得られること、更にＣｕ，Ｓｎを添加すると良好なめっき性が得られることに着目して本発明を完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜１．８％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜１．５％、
Ｎｉ：０．０２〜１．０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
を含有し、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉの関係が、
０．４（％）≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≦２．０（％）、
Ｎｉ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）
を満足し、かつＮｉとＮｂの関係が、
１／２００×Ｎｉ（％）≦Ｎｂ（％）≦１／１０×Ｎｉ（％）
の関係を満足し、
更に、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、Ｓｎ : ０．０３％以上０．１０％以下のうち１種以上を含有し、かつ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの関係が、
２×Ｎｉ（％）＞Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）
を満足し、かつ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの関係が、
Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）
の関係を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板で、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であり、さらに、鋼板表面にＦｅ:８〜１５％を含む合金化溶融亜鉛めっき層が形成されたことを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
質量％で、更に、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ:０．５％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする（１）記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１８】
（３）質量％で、更に、Ｖ：０．３％未満、Ｔｉ: ０．０６％未満、ＲＥＭ:０．０５％未満、Ｃａ：０．０５％未満、Ｍｇ：０．０５％未満のうち１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
（４）（１）〜（３）のいずれかの項に記載の成分組成を満足する鋼板を鋳造凝固後、１，１５０℃以上で４５分以上１００分以下加熱後、熱間圧延を行い４００〜７８０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に３５％〜８５％の圧下率で冷間圧延した後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することにより、残留オーステナイトを２〜２０％含み、かつ鋼板表面にＦｅ:８〜１５％を含む合金化溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
（５）前記焼鈍後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却した後、その範囲の温度域で３０秒以上１０分以下保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする（４）記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明における成分の限定理由は、プレス成形性の良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するためであり、以下に詳細に説明する。
【００２３】
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、二相共存温度域およびベイナイト変態温度域でフェライト中から移動しオーステナイト中に濃化する。その結果、化学的に安定化されたオーステナイトが室温まで冷却後も２〜２０％残留し、変態誘起塑性により成形性を良好とする。Ｃが０．０５％未満では２％以上の残留オーステナイトを確保するのが困難であり、本発明の目的を達せられない。また、Ｃ濃度が０．２５％を超えると溶接性を悪化させるので避けなければならない。
【００２４】
Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、また二相共存温度域での焼鈍後３５０〜６００℃に冷却する途上でオーステナイトがパーライトへ分解するのを防止し、室温まで冷却した後の金属組織に残留オーステナイトが含まれるようにする。０．５％未満の添加ではパーライトへの分解を抑えるのに工業的な制御ができないほどに冷却速度が大きくなり適当ではない。一方、２．５％を超えるとバンド組織が顕著になり特性を劣化させ、スポット溶接部がナゲット内で破断しやすくなり好ましくない。
【００２５】
Ｓｉはセメンタイトに固溶せず、その析出を抑制することにより３５０〜６００℃におけるオーステナイトからの変態を遅らせる。この間にオーステナイト中へのＣ濃化が促進されるためオーステナイトの化学的安定性が高まり、変態誘起塑性を起こし、成形性を良好とするのに貢献する残留オーステナイトの確保を可能とする。Ｓｉの量が０．１％未満ではその効果が見いだせない。一方Ｓｉ濃度を高くするとめっき性が悪化するので、１．８％以下にする必要がある。
【００２６】
Ａｌは脱酸材としても用いられと同時に、Ｓｉと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。しかし、Ｓｉよりもフェライト形成能が強いため変態開始は早く、極短時間の保持でも二相共存温度域での焼鈍時よりオーステナイト中にＣが濃化され、化学的安定性が高まっているので、室温まで冷却後の金属組織に成形性を悪化させるマルテンサイトは僅かしか存在しない。このため、Ｓｉと共存すると３５０〜６００℃での保持条件による強度や伸びの変化が小さく、高強度で良好なプレス成形性を得やすくなる。そのため、Ａｌは０．０１％以上の添加が必要である。また、Ｓｉと共に「Ｓｉ＋Ａｌ」が０．４％以上になるようにしなければならない。一方、Ａｌ濃度が１．５％を超えるとＡｌもＳｉと同様にめっき性を劣化させるので避ける必要がある。また、めっき性を確保するためにはＳｉと共に「Ｓｉ＋Ａｌ」が２．０％以下とする必要がある。
【００２７】
Ｎｉは本発明で最も重要な元素であり、Ｍｎと同じようにオーステナイト生成元素であると同時に強度およびめっき性を向上させる。さらに、ＮｉにはＳｉやＡｌと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる効果がある。ＳｉやＡｌを含む鋼板では、連続溶融亜鉛めっきラインでめっき鋼板を製造する場合、ＳｉやＡｌはＦｅよりも酸化されやすいために鋼板表面に濃化しＳｉやＡｌ酸化物を形成し、めっき性を低下させる。そこで、本発明者らは逆にＦｅよりも酸化しにくいＮｉを表面に濃化させることで、ＳｉやＡｌの酸化物形態を変化させてめっき性の低下を防止しうることを知見した。本発明者らの実験で調査した結果、Ｎｉ、Ｓｉ、Ａｌの関係を「Ｎｉ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）」以上にすることで良好なめっき性が得られることを明らかにした。Ｎｉが０．０２％未満の添加では、本発明鋼の場合十分なめっき性を得ることができない。また、Ｎｉ濃度を１％を超えて高くすると残留オーステナイトの量が２０％を超えてしまい伸びが低下すると同時に高コストになるので本発明の範囲を満足することができない。また、望ましくはＮｉ濃度を０．０５％以上で「Ｎｉ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）＋０．１（％）」とすることでより良好なめっき性を得ることができる。
【００２８】
ＮｂもＮｉと並んで本発明で最も重要な元素である。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は後述するように溶融亜鉛めっき後に４５０〜６００℃の範囲に保持することによって製造される。このような温度に保持した際には、それまで残留していたオーステナイトが分解して炭化物を析出する結果、機械特性が悪化してしまう。そこで、本発明者らは合金化温度をさらに向上させる方法について見当した結果、ＮｂとＮｉを両方含有した場合には鋼板表層のＳｉ，Ｍｎの濃化量が顕著に減少し、その結果として合金化温度を低温化させることが分かった。さらに詳細に調査した結果、ＮｂとＮｉの関係式を「１／２００×Ｎｉ（％）≦Ｎｂ（％）≦１／１０×Ｎｉ（％）」とすることを明らかにした。また、Ｎｂの効果として合金化時の残留オーステナイトの分解を抑制できることを明らかにした。この理由は良く分かっていないが、ＣとＮｂが何らかの相互作用をするためと考えられる。Ｎｂが０．００２％未満の場合には、Ｎｂの合金化温度の低減化効果および残留オーステナイト分解抑制効果が発揮されず、その結果として残留オーステナイトを確保できなくなる。また、Ｎｂ濃度を０．０５％を超えて高くするとＮｂがＣと析出物を造る結果残留オーステナイトを確保することができなくなる。望ましくはＮｂ濃度を０．００５％以上０．０３％以下とすることが好ましい。
【００２９】
Ｐは不純物として鋼中に不可避に含有される元素であるが、ＳｉやＡｌやＮｉと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。しかし、Ｐ濃度が０．０３％を超えて高くなると鋼板の延性劣化が顕著化すると同時にスポット溶接部がナゲット内で破断しやすくなるので好ましくないことから、本発明ではＰ濃度を０．０３％以下とした。
【００３０】
ＳもＰと同様に鋼中に不可避に含有される元素である。Ｓ濃度が高くなるとＭｎＳの析出が生じる結果延性を低下させると同時にスポット溶接部がナゲット内で破断しやすくなるので好ましくないので本発明ではＳ濃度を０．０２％以下とした。
【００３１】
Ｍｏ、Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、溶融亜鉛めっき前の焼鈍後の冷却時のパーライト変態や合金化時の残留オーステナイトの分解を抑制させることが可能であり、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下の一種以上を含有させることが望ましい。Ｍｏ：０．５％、Ｃｒ：０．５％を超えた添加はＭｏ、ＣｒとＣが析出物を作る結果、逆に残留オーステナイトを確保することが出来なくなる。望ましくは、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下でＭｏ＋Ｃｒを０．５％以下にすることが好ましい。
【００３２】
また、Ｎｉと同様にＦｅよりも酸化しにくいＣｕ、Ｓｎも適量を添加した場合にＮｉと同じようにめっき性を向上させる。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎを「２×Ｎｉ（％）＞Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）」の関係を満たすようにすることで、Ｃｕ、Ｓｎによるめっき性向上効果が見られる。このときに、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの関係を「Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）」を満たすようにすることで良好なめっき性が得られる。この効果はＣｕ：１．０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下で顕著に見られ、それ以上のＣｕ、Ｓｎ添加ではこの効果が飽和する。Ｃｕ、Ｓｎのめっき性向上効果をより効果的に発揮させるには、Ｃｕ：０．１％以上、Ｓｎ：０．０３％以上のいずれか一種以上を添加して「Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）＋０．１（％）」とすることが望ましい。
【００３３】
Ｖ、Ｔｉ、Ｂは強度を上げる元素、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中Ｓと結びつき介在物を減少させることで良好な伸びを確保する元素であり、Ｖ：０．３％未満、Ｔｉ：０．０６％未満、Ｂ：０．０１％未満、ＲＥＭ：０．０５％未満、Ｃａ：０．０５％未満、Ｚｒ：０．０５％未満、Ｍｇ：０．０５％未満のうちの少なくとも１種以上を必要に応じて添加することは本発明の趣旨を損なうことはない。これら元素の効果は上記の上限で飽和するのでそれ以上の添加はコストが高くなる。
【００３４】
本発明の鋼板は以上を基本成分とするが、これらの元素およびＦｅ以外になどその他の一般鋼に対して不可避的に混入する元素を含むものであり、これら元素を全体で０．２％以下含んでいても本発明の趣旨を何ら損なうものではない。
【００３５】
最終製品としての本発明鋼板の延性は製品中に含まれる残留オーステナイトの体積率に左右される。金属組織に含まれる残留オーステナイトは変形を受けていない時は安定に存在するものの、変形が加えられるとマルテンサイトに変態し、変態誘起塑性を呈するので良好な成形性が高強度で得られる。残留オーステナイトの体積率が２％未満では明確な効果が認められない。一方、残留オーステナイトの体積率が２０％を超すと極度に厳しい成形を施した場合、プレス成形した状態で多量のマルテンサイトが存在する可能性があり二次加工性や衝撃性において問題を生じることがあるので、本発明では残留オーステナイトの体積率を２０％以下とした。組織はその他、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび炭化物を含むものである。
【００３６】
本発明において、合金化溶融亜鉛めっきはＦｅ：８〜１５％を含み、残部亜鉛および不可避的不純物からなるものである。めっき層中のＦｅ含有率を８％以上としたのは、８％未満では、化成処理性（リン酸塩処理）塗膜密着性が良好となるためである。また、Ｆｅ含有率を１５％以下としたのは１５％超では、過合金となり加工部のめっき性が劣化するためである。
【００３７】
また、亜鉛合金めっき層厚みについては特に制約は設けないが、耐食性の観点から０．１μｍ以上、加工性の観点からすると１５μｍ以下であることが望ましい。
【００３８】
次に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
【００３９】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は鋳造凝固後、１１５０℃以上で４５分以上１００分以下加熱後、熱間圧延を行い４００〜７８０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に３５％〜８５％の圧下率で冷間圧延した後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、必要に応じてさらにその範囲の温度域で３０秒以上１０分以下保持した後に、溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することにより得られる。
【００４０】
以下にそれぞれの製造条件の理由について記す。
【００４１】
鋳造凝固後の均熱温度および均熱時間は、良好なめっき性を得るために重要である。ＮｉはＦｅよりも酸化しにくいために加熱時に生成される酸化スケール中にＮｉは取り込まれずに鋼板表層に濃化する。この濃化したＮｉが冷間圧延後も残ることでめっき性を改善している。Ｎｉによるめっき性改善効果を発揮させるためには加熱温度が１１５０℃以上で１１５０℃以上の保持時間が４５分以上である必要がある。
【００４２】
熱間圧延後の巻き取り温度も、良好なめっき性を得るために重要である。巻き取り後に生成する酸化スケール中にもＮｉは取り込まれずに鋼板表層に濃化しめっき性を改善する。本発明鋼のような鋼では低温で巻取ると、Ｎｉ濃化が不十分で亜鉛めっき性に問題があると共に、焼きが入って硬くなるためその後の酸洗等によるスケール除去や冷間圧延が困難になる。逆に、高温で巻取ると亜鉛めっき性は向上し、セメンタイトが粗大化し軟質になって酸洗、冷間圧延が容易になる反面、焼鈍の均熱時にセメンタイトの再固溶に時間がかかりすぎ、十分なオーステナイトが残留しなくなる。そのため、熱延後の巻取りは上記不都合が回避できる４００〜７８０℃で実施することと定めた。ただ、熱延鋼板は出来るだけ酸洗、冷間圧延が容易であることが望まれるため、巻取り温度は５５０〜７５０℃で実施するのが好ましい。上記熱間圧延後、脱スケールを行うが、脱スケール方法については特に規定はない。
【００４３】
冷間圧延の圧下率が３５％未満では、組織の微細化が不充分なためその後の焼鈍工程において十分な残留オーステナイトが得られず延性が劣化する。一方、８５％を超える圧下率では圧延率では圧延機に負荷がかかりすぎるため、冷間圧延時の圧下率を３５〜８５％と定めた。
【００４４】
冷間圧延後の冷延鋼板の連続焼鈍では、まず〔フェライト＋オーステナイト〕の２相組織とするためにＡｃ1 変態点以上Ａｃ3 変態点以下の温度域に加熱が行われる。このときに加熱温度が６５℃未満であると、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかり過ぎオーステナイトの存在量もわずかになるので、加熱温度の下限は６５０℃とした。また、加熱温度が高すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなり過ぎてオーステナイト中のＣ濃度が低下することから、加熱温度の上限は９００℃とした。均熱時間としては、短すぎると未溶解炭化物が存在する可能性が高く、オーステナイトの存在量が少なくなる。また、均熱時間を長くすると結晶粒が粗大になる可能性が高くなり強度延性バランスが悪くなる。よって、本発明では保持時間を１０秒〜６分の間とした。
【００４５】
均熱後は、２〜２００℃／ｓの冷却温度で３５０〜５００℃まで冷却する。これは、二相域に過熱して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させることなくベイナイト変態域に持ち越し、引き続く処理により室温では残留オーステナイトとベイナイトとして所定の特性を得ることを目的とする。この時の冷却速度が２℃／ｓ未満では冷却中にオーステナイトの大部分がパーライト変態をしてしまうために残留オーステナイトが確保されない。また、冷却速度が２００℃／ｓを超えると冷却終点温度が幅方向、長手方向でずれが大きくなり均一な鋼板を製造することがきなくなる。
【００４６】
この後、必要に応じて３５０〜５００℃の範囲内で３０秒以上１０分以下保持してもよい。この亜鉛めっき前に温度保持することでベイナイト変態を進行させてＣの濃縮した残留オーステナイトを安定化させることができ、より安定して強度、伸びの両立した鋼板を製造できる。２相域からの冷却終点温度が５００℃を超える温度になると、その後の温度保持を行うとオーステナイトの炭化物への分解が起こり、オーステナイトを残存できなくなる。また、冷却終点温度が３５０℃未満になるとオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するので、高強度にはなるもののプレス成形性が悪化することと、亜鉛めっき時に鋼板温度を上げる必要があり、熱エネルギーを与える必要があるため非効率になる。保持時間が３０秒未満ではベイナイト変態を進行させてＣの濃縮した残留オーステナイトを安定化させることができず、一方、１０分を超えると亜鉛めっき後の加熱で炭化物析出と未変態オーステナイトの消失による強度とプレス成形性両方の劣化になるので保持時間を３０秒以上１０分以下とした。
【００４７】
その後、溶融亜鉛めっきを施し、４５０℃〜６００℃の温度域で５秒〜２分保持し、その後５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。ここでは、Ｆｅと亜鉛の合金化反応と、組織的な観点からもとまる。本発明鋼ではＳｉやＡｌが含まれるためにオーステナイトからベイナイトへの変態が二段階に分離することを活用し、炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出されたＣが濃化しＭｎ点が室温以下に低下した残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立させている。保持温度が６００℃を超えるとパーライトが生成するために残留オーステナイトが含まれなくなり、また、合金化反応が進みすぎめっき中のＦｅ濃度が１２％を超えてしまう。一方、加熱温度が４５０℃以下になるとめっきの合金化反応速度が遅くなり、めっき中のＦｅ濃度が低くなる。また、保持時間が５秒以下ではベイナイトが十分に生成せず、未変態のオーステナイト中へのＣ濃化も不充分なため冷却中にマルテンサイトが生成し成形性が劣化すると同時に、めっきの合金化反応が不充分になる。また、保持時間が２分以上になるとめっきの過合金化が生じ成型時にめっき剥離などが生じやすくなる。さらに、保持後の冷却速度を５℃以下としたり、冷却終点温度が２５０℃以上とするとベイナイト変態がさらに進み、前段の反応でＣの濃化したオーステナイトも炭化物を析出してベイナイトに分解するため、変態誘起塑性により加工性を改善する残留オーステナイトの量が減少してしまうので目的を達し得ない。
【００４８】
溶融亜鉛めっき温度はめっき浴の融点以上５００℃以下が望ましい。５００℃以上になるとめっき浴からの蒸気が多大になり操業性が悪化する。また、めっき後の保持温度までの加熱速度については特に規定する必要はないが、めっき組織や金属組織の観点から３℃／ｓ以上が望ましい。
【００４９】
なお、以上説明した工程における各温度、冷却温度は規定の範囲内であれば一定である必要はなく、その範囲内で変動したとしても最終製品の特性に殆ど影響なく、むしろ向上する場合もある。
【００５０】
また、めっき性をさらに向上させるために、冷間圧延後のめっき焼鈍前に鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複合めっきを施してもよい。さらに、めっき性を向上させるために鋼板焼鈍時の雰囲気を調節し、始め鋼板表面を酸化させ、その後還元することによりめっき前の鋼板表面の清浄化を行ってもよい。さらに、めっき性を改善するために焼鈍前に鋼板を酸洗あるいは研削することで鋼板表面の酸化物を取り除いても問題はない。これら処理をすることでめっき性がさらに向上する。
【００５１】
さらに、発煙硝酸による溶融亜鉛めっき層の溶解後に走査型電子顕微鏡で鋼板表面を観察したときに、鋼板表面の１０％以上が酸化物であることによって良好なめっき性が得られる。これはＮｉ添加の効果により表面にＳｉ、Ａｌ酸化物を意図的に生成させることで、酸化物が形成していない部分のＳｉ、Ａｌ濃度を減少させることによって、酸化物の形成していない部分でめっき性を確保しようとするものである。本発明で鋼板表面の酸化物の面積率を１０％以上に規定したのは、１０％以下では酸化物を形成していない領域においても鋼板表面のＳｉ、Ａｌ濃度が高いために、この濃化したＳｉ、Ａｌによって良好なめっき性を確保できないためである。つまり、濃化したＳｉ、Ａｌが溶融亜鉛めっきを阻害する状況になっている。より良好なめっき性を確保するためには１５％以上の面積率が望ましい。また、上限は特に規定しないが８０％以下が望ましい。これは、８０％を超えて酸化物が形成している状況では、酸化物が形成していない部分が２０％未満となってしまうので、その部分のみでは良好なめっき性の確保が難しくなるためである。
【００５２】
【実施例】
表１に成分を示した鋼を表２、表３（表２のつづき）に記載した条件で熱延、冷延、焼鈍、めっきを行い、その後０．６％で調質圧延することで鋼板を製造した。製造した鋼板は、下記に示す、引っ張り試験、残留オーステナイト測定試験、溶接試験、めっき外観、めっき性の試験を行った。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した際には、めっき層中Ｆｅ濃度測定を行った。また、めっき付着量は片面４０mg／ｍ2 になるようにした。
【００５３】
引っ張り試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ゲージ厚さ５０mm、引張速度１０mm／min で常温引っ張り試験を行った。
【００５４】
残留オーステナイト測定試験は、表層より板厚の１／４内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折でα−Ｆｅとγ−Ｆｅの強度から求める５ピーク法と呼ばれる方法で測定した。
【００５５】
溶接試験は、溶接電流：１０kA、加圧力：２２０kg、溶接時間：１２サイクル、電極径：６mm、電極形状：ドーム型、先端６φ−４０Ｒの溶接条件でスポット溶接を行い、ナゲット径が４√ｔ（ｔ：板厚）を切った時点までの連続打点数を評価した。評価基準は○：連続打点１０００点超、△：連続打点５００〜１０００点、×：連続打点５００点未満とした。ここでは、○を合格とし、△・×は不合格とした。
【００５６】
めっき外観は、めっき鋼板の外観から不めっき発生状況を目視判定し下記の基準に従い評価した。◎：３個／ｄｍ２以下、○：４〜１０個／ｄｍ２、△：１１〜１５個／ｄｍ２、×：１６個／ｄｍ２以上。ここでは、◎・○を合格とし、△・×は不合格とした。
【００５７】
めっき密着性は、めっき鋼板の６０度Ｖ曲げ試験を実施後テープテストを行い、以下の基準に従い評価した。
【００５８】
テープテスト黒化度（％）
評価：◎ … ０〜１０
評価：○ … １０〜２０未満
評価：△ … ２０〜３０未満
評価：× … ３０以上
（◎と○が合格、△・×は不合格）
めっき層中Ｆｅ濃度測定は、アミン系インヒビターを入れた５％塩酸でめっき層を溶かした後、ＩＣＰ発光分析法で測定した。
【００５９】
性能評価試験結果を表２、表３（表２のつづき）、表４に示す。本発明である試料６〜１４は残留オーステナイトが２〜２０％で引張強度が５９０MPa 〜１０８０MPa 程度でありながら良好な全伸びを示してあり、高強度とプレス成形性の良好さを両立していると同時に、めっき性や溶接性も満足した溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。それに対し、試料１５はＣ濃度が低いために、試料１６はＣ濃度が高いために、試料１７はＳｉ濃度が高いために、試料１８はＭｎ濃度が低いために、試料１９はＭｎ濃度が高いために、試料２０はＡｌ濃度が高いために、試料２１は鋼中ＳｉとＡｌの関係を満たしていないために、試料２２はＰ濃度が高いために、試料２３はＳ濃度が高いために、試料２４はＮｉ濃度が低いために、試料２５はＮｉ濃度が高いために、試料２６はＮｂ濃度が低いために、試料２７はＮｂ濃度が高いために、試料２８はＮｉとＮｂの関係式を満たしていないために、残留オーステナイト量、高強度とプレス成形性の両立、めっき性、溶接性を全ては満足しておらず、本発明の目的を達し得ない。
【００６０】
また、本発明鋼であっても処理条件の一つに問題があると、試料２９〜４７のように残留オーステナイト量、高強度とプレス成形性の両立、めっき性、溶接性を全ては満足しておらず、本発明の目的を達し得ない。
【００６１】
【表１】
【００６２】
【表２】
【００６３】
【表３】
【００６４】
【表４】
【００６５】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、５９０MPa〜１０８０MPa程度の引張り強さを有するプレス成形性の良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板および該鋼板を効率よく製造することができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用防錆鋼板などに使用される合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものであり、特に、５９０MPa〜１０８０MPa程度の引張り強さを有し、めっき性に悪影響があるとされるＳｉ、Ａｌが添加された、プレス成形時の張出し成形性に優れた鋼板およびその製造方法に関するものである。ここで、めっき性とはめっき外観とめっき密着性の両方をさしている。なお、本発明で対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、通常めっき層付着後に合金化処理のために熱処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板をさしている。
【０００２】
【従来の技術】
自動車等のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費節減の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度が確保されるという観点から高強度化が進められている。ところが、一般に材料のプレス成形性は強度が上昇するに従って劣化するので、上記部材の軽量化を達成するためには、プレス成形性と高強度性の両特性を満足する鋼板の開発が求められている。成形性の指標値には引張試験における伸びをはじめとしてｎ値やｒ値があるが、一体成形によるプレス工程の簡略化が課題となっている昨今では均一伸びに相当するｎ値の大きいことがなかでも重要になってきている。
【０００３】
このため、鋼中に含有する残留オーステナイトの変態誘起塑性を活用した熱延鋼板および冷延鋼板が開発されており、例えば、特許文献１および特許文献２にその技術が開示されている。これは高価な合金元素を含まずに０．０７〜０．４％程度のＣと０．３〜２．０％程度のＳｉおよび０．２〜２．５％程度のＭｎのみを基本的な合金元素とし、二相域で焼鈍後３００〜４５０℃内外の温度でベイナイト変態を行わせることを特徴とする熱処理により残留オーステナイトを金属組織中に含む鋼板であり、この種の鋼板は連続焼鈍で製造された冷延鋼板ばかりでなく、例えば、特許文献３に記載された技術のようにランアウトテーブルでの冷却と巻取温度を制御することにより熱延鋼板でも得られることが開示されている。
【０００４】
自動車の高級化を反映して耐食性および外観を向上させることを目的として、自動車部材のめっき化が進んでおり、現在では、車内に装着される特定の部材を除いた多くの部材に、亜鉛めっき鋼板が用いられている。従って、これらの鋼板には、耐食性の観点から溶融亜鉛めっきを施すかあるいは溶融亜鉛めっき後合金化処理した合金化溶融亜鉛めっきを施して使用することが有効であるが、これらの高張力鋼版のうち、Ｓｉ、Ａｌ含有量が高い鋼板の場合には鋼板表面が酸化膜を有しやすいため、溶融亜鉛めっきの際に微小不めっき部が生じたり、合金化後の加工部のめっき性が劣るなどの問題があり、優れた加工部めっき性を有し、かつ耐食性の優れた高Ｓｉ、Ａｌ系の高張力高延性合金化溶融亜鉛めっき鋼板は実用化されていないのが現状である。
【０００５】
しかしながら、上記特許文献１および特許文献２等で開示されている鋼板は、０．３〜２．０％のＳｉを添加し、その特異なベイナイト変態を活用し残留オーステナイトを確保しているため、二相共存温度域で焼鈍後の冷却や３００〜４５０℃内外の温度域での保持をかなり厳格に制御しないと意図する金属組織が得られず、強度や伸びが目標の範囲を満足しないという問題点がある。
【０００６】
この熱履歴は工業的には連続焼鈍設備や熱間圧延後のランアウトテーブルと巻取工程において実現されはするが、４５０〜６００℃ではオーステナイトの変態がすみやかに完了するので４５０〜６００℃に滞留する時間を特に短くするような制御が要求され、３５０〜４５０℃でも保持する時間によって金属組織が著しく変化するので所期の条件からはずれると陳腐な強度と伸びしか得られない。さらに、４５０〜６００℃に滞留する時間が長いことやめっき性を悪くするＳｉを合金元素として含むことから溶融めっき設備を通板させてめっき鋼板とはできず、表面耐食性が劣るため広範な工業的利用が妨げられているという問題点がある。
【０００７】
上記問題を解決するために、例えば、特許文献４および特許文献５等には、Ｓｉ濃度を規制することでめっき性を改善した鋼板が開示されている。この方法ではＳｉの変わりにＡｌを添加することで残留オーステナイトを生成されている。しかしながら、ＡｌやＳｉと同じようにＦｅよりも酸化しやすいので、鋼板表面にＡｌやＳｉが濃化し酸化膜を有しやすく、十分なめっき性を有することができないという問題点がある。また、特開平５−７０８８６号公報にＮｉを添加することでめっき塗れ性を改善するという方法が開示されている。しかしながら、この方法ではめっき塗れ性を阻害するＳｉやＡｌとＮｉの関係が開示されてはいない。
【０００８】
また、例えば、特許文献６および特許文献７等において、高Ｓｉ系高強度鋼板の合金化溶融めっき方法としてプレＮｉめっき後急速低温加熱して溶融亜鉛めっき後合金化処理する方法が開示されている。しかしながら、この方法ではＮｉプレめっきが必要になるので新たな設備が必要になるという問題点がある。また、この方法では最終組織に残留オーステナイトを残存させることができないし、その方法についても言及されていない。
【０００９】
更に、例えば、特許文献８において、Ｓｉ、Ａｌを含有する鋼板にＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏを添加することで良好な特性が得られる方法が開示されている。これらの方法ではＳｉ、Ｍｎの合計量とＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏの合計量のバランスを適切にすることで良好なめっき性と材質特性が得られるとしている。しかしながら、我々が調査した所によると、Ｓｉ、Ｍｎを含有した鋼のめっき性はＡｌ量が支配するので、上記特許はＳｉを含有した場合は必ずしも良好なめっき性を確保できないという問題点がある。また、この方法では得られる特性として引張強度が４４０〜６４０MPa と比較的低い強度でしか用いることができないという問題点もある。
【００１０】
また、特許文献９で出願人は、Ｓｉ、Ａｌを含有する鋼にＮｉを適正量含有させた技術を提案しているが、この方法でも合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実機にて製造しようとした場合に合金化温度にばらつきが出る結果、安定して良好な鋼板が製造できないという問題点が生じた。
【００１１】
そこで、本発明はかかる問題点を解決し、引張強度５９０MPa〜１０８０MPa程度と高強度までカバー可能で表面耐食性を向上するため溶融めっき設備でも製造可能でかつ、プレス成形性の良好な高強度鋼板の組成と金属組織の特徴を見いだしたものである。
【００１２】
【特許文献１】
特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献２】
特開平２−２１７４２５号公報
【特許文献３】
特開平１−２９３４５号公報
【特許文献４】
特開平５−２４７５８６号公報
【特許文献５】
特開平６−１４５７８８号公報
【特許文献６】
４−３３３５５２号公報
【特許文献７】
特開平４−３４６６４４号公報
【特許文献８】
特開２０００−２３４１２９号公報
【特許文献９】
特開平１１−１４１４２３号公報
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来技術の問題点に着目してなされたのであって、その目的は、引張強度５９０MPa〜１０８０MPa程度の引張強さを有し、かつ、プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とこの鋼板を効率よく製造する方法を提供するものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成できる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供すべく、めっき性および鋼板材質、製造方法と鋼板成分との関係について鋭意検討を行い、鋼板成分のＡｌ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｎｂをある適性範囲にすることで良好な特性が得られること、更にＣｕ，Ｓｎを添加すると良好なめっき性が得られることに着目して本発明を完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜１．８％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜１．５％、
Ｎｉ：０．０２〜１．０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
を含有し、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉの関係が、
０．４（％）≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≦２．０（％）、
Ｎｉ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）
を満足し、かつＮｉとＮｂの関係が、
１／２００×Ｎｉ（％）≦Ｎｂ（％）≦１／１０×Ｎｉ（％）
の関係を満足し、
更に、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、Ｓｎ : ０．０３％以上０．１０％以下のうち１種以上を含有し、かつ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの関係が、
２×Ｎｉ（％）＞Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）
を満足し、かつ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの関係が、
Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）
の関係を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板で、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であり、さらに、鋼板表面にＦｅ:８〜１５％を含む合金化溶融亜鉛めっき層が形成されたことを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
質量％で、更に、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ:０．５％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする（１）記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１８】
（３）質量％で、更に、Ｖ：０．３％未満、Ｔｉ: ０．０６％未満、ＲＥＭ:０．０５％未満、Ｃａ：０．０５％未満、Ｍｇ：０．０５％未満のうち１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
（４）（１）〜（３）のいずれかの項に記載の成分組成を満足する鋼板を鋳造凝固後、１，１５０℃以上で４５分以上１００分以下加熱後、熱間圧延を行い４００〜７８０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に３５％〜８５％の圧下率で冷間圧延した後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することにより、残留オーステナイトを２〜２０％含み、かつ鋼板表面にＦｅ:８〜１５％を含む合金化溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
（５）前記焼鈍後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却した後、その範囲の温度域で３０秒以上１０分以下保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする（４）記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明における成分の限定理由は、プレス成形性の良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するためであり、以下に詳細に説明する。
【００２３】
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、二相共存温度域およびベイナイト変態温度域でフェライト中から移動しオーステナイト中に濃化する。その結果、化学的に安定化されたオーステナイトが室温まで冷却後も２〜２０％残留し、変態誘起塑性により成形性を良好とする。Ｃが０．０５％未満では２％以上の残留オーステナイトを確保するのが困難であり、本発明の目的を達せられない。また、Ｃ濃度が０．２５％を超えると溶接性を悪化させるので避けなければならない。
【００２４】
Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、また二相共存温度域での焼鈍後３５０〜６００℃に冷却する途上でオーステナイトがパーライトへ分解するのを防止し、室温まで冷却した後の金属組織に残留オーステナイトが含まれるようにする。０．５％未満の添加ではパーライトへの分解を抑えるのに工業的な制御ができないほどに冷却速度が大きくなり適当ではない。一方、２．５％を超えるとバンド組織が顕著になり特性を劣化させ、スポット溶接部がナゲット内で破断しやすくなり好ましくない。
【００２５】
Ｓｉはセメンタイトに固溶せず、その析出を抑制することにより３５０〜６００℃におけるオーステナイトからの変態を遅らせる。この間にオーステナイト中へのＣ濃化が促進されるためオーステナイトの化学的安定性が高まり、変態誘起塑性を起こし、成形性を良好とするのに貢献する残留オーステナイトの確保を可能とする。Ｓｉの量が０．１％未満ではその効果が見いだせない。一方Ｓｉ濃度を高くするとめっき性が悪化するので、１．８％以下にする必要がある。
【００２６】
Ａｌは脱酸材としても用いられと同時に、Ｓｉと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。しかし、Ｓｉよりもフェライト形成能が強いため変態開始は早く、極短時間の保持でも二相共存温度域での焼鈍時よりオーステナイト中にＣが濃化され、化学的安定性が高まっているので、室温まで冷却後の金属組織に成形性を悪化させるマルテンサイトは僅かしか存在しない。このため、Ｓｉと共存すると３５０〜６００℃での保持条件による強度や伸びの変化が小さく、高強度で良好なプレス成形性を得やすくなる。そのため、Ａｌは０．０１％以上の添加が必要である。また、Ｓｉと共に「Ｓｉ＋Ａｌ」が０．４％以上になるようにしなければならない。一方、Ａｌ濃度が１．５％を超えるとＡｌもＳｉと同様にめっき性を劣化させるので避ける必要がある。また、めっき性を確保するためにはＳｉと共に「Ｓｉ＋Ａｌ」が２．０％以下とする必要がある。
【００２７】
Ｎｉは本発明で最も重要な元素であり、Ｍｎと同じようにオーステナイト生成元素であると同時に強度およびめっき性を向上させる。さらに、ＮｉにはＳｉやＡｌと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる効果がある。ＳｉやＡｌを含む鋼板では、連続溶融亜鉛めっきラインでめっき鋼板を製造する場合、ＳｉやＡｌはＦｅよりも酸化されやすいために鋼板表面に濃化しＳｉやＡｌ酸化物を形成し、めっき性を低下させる。そこで、本発明者らは逆にＦｅよりも酸化しにくいＮｉを表面に濃化させることで、ＳｉやＡｌの酸化物形態を変化させてめっき性の低下を防止しうることを知見した。本発明者らの実験で調査した結果、Ｎｉ、Ｓｉ、Ａｌの関係を「Ｎｉ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）」以上にすることで良好なめっき性が得られることを明らかにした。Ｎｉが０．０２％未満の添加では、本発明鋼の場合十分なめっき性を得ることができない。また、Ｎｉ濃度を１％を超えて高くすると残留オーステナイトの量が２０％を超えてしまい伸びが低下すると同時に高コストになるので本発明の範囲を満足することができない。また、望ましくはＮｉ濃度を０．０５％以上で「Ｎｉ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）＋０．１（％）」とすることでより良好なめっき性を得ることができる。
【００２８】
ＮｂもＮｉと並んで本発明で最も重要な元素である。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は後述するように溶融亜鉛めっき後に４５０〜６００℃の範囲に保持することによって製造される。このような温度に保持した際には、それまで残留していたオーステナイトが分解して炭化物を析出する結果、機械特性が悪化してしまう。そこで、本発明者らは合金化温度をさらに向上させる方法について見当した結果、ＮｂとＮｉを両方含有した場合には鋼板表層のＳｉ，Ｍｎの濃化量が顕著に減少し、その結果として合金化温度を低温化させることが分かった。さらに詳細に調査した結果、ＮｂとＮｉの関係式を「１／２００×Ｎｉ（％）≦Ｎｂ（％）≦１／１０×Ｎｉ（％）」とすることを明らかにした。また、Ｎｂの効果として合金化時の残留オーステナイトの分解を抑制できることを明らかにした。この理由は良く分かっていないが、ＣとＮｂが何らかの相互作用をするためと考えられる。Ｎｂが０．００２％未満の場合には、Ｎｂの合金化温度の低減化効果および残留オーステナイト分解抑制効果が発揮されず、その結果として残留オーステナイトを確保できなくなる。また、Ｎｂ濃度を０．０５％を超えて高くするとＮｂがＣと析出物を造る結果残留オーステナイトを確保することができなくなる。望ましくはＮｂ濃度を０．００５％以上０．０３％以下とすることが好ましい。
【００２９】
Ｐは不純物として鋼中に不可避に含有される元素であるが、ＳｉやＡｌやＮｉと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。しかし、Ｐ濃度が０．０３％を超えて高くなると鋼板の延性劣化が顕著化すると同時にスポット溶接部がナゲット内で破断しやすくなるので好ましくないことから、本発明ではＰ濃度を０．０３％以下とした。
【００３０】
ＳもＰと同様に鋼中に不可避に含有される元素である。Ｓ濃度が高くなるとＭｎＳの析出が生じる結果延性を低下させると同時にスポット溶接部がナゲット内で破断しやすくなるので好ましくないので本発明ではＳ濃度を０．０２％以下とした。
【００３１】
Ｍｏ、Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、溶融亜鉛めっき前の焼鈍後の冷却時のパーライト変態や合金化時の残留オーステナイトの分解を抑制させることが可能であり、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下の一種以上を含有させることが望ましい。Ｍｏ：０．５％、Ｃｒ：０．５％を超えた添加はＭｏ、ＣｒとＣが析出物を作る結果、逆に残留オーステナイトを確保することが出来なくなる。望ましくは、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下でＭｏ＋Ｃｒを０．５％以下にすることが好ましい。
【００３２】
また、Ｎｉと同様にＦｅよりも酸化しにくいＣｕ、Ｓｎも適量を添加した場合にＮｉと同じようにめっき性を向上させる。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎを「２×Ｎｉ（％）＞Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）」の関係を満たすようにすることで、Ｃｕ、Ｓｎによるめっき性向上効果が見られる。このときに、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの関係を「Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）」を満たすようにすることで良好なめっき性が得られる。この効果はＣｕ：１．０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下で顕著に見られ、それ以上のＣｕ、Ｓｎ添加ではこの効果が飽和する。Ｃｕ、Ｓｎのめっき性向上効果をより効果的に発揮させるには、Ｃｕ：０．１％以上、Ｓｎ：０．０３％以上のいずれか一種以上を添加して「Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）＋０．１（％）」とすることが望ましい。
【００３３】
Ｖ、Ｔｉ、Ｂは強度を上げる元素、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中Ｓと結びつき介在物を減少させることで良好な伸びを確保する元素であり、Ｖ：０．３％未満、Ｔｉ：０．０６％未満、Ｂ：０．０１％未満、ＲＥＭ：０．０５％未満、Ｃａ：０．０５％未満、Ｚｒ：０．０５％未満、Ｍｇ：０．０５％未満のうちの少なくとも１種以上を必要に応じて添加することは本発明の趣旨を損なうことはない。これら元素の効果は上記の上限で飽和するのでそれ以上の添加はコストが高くなる。
【００３４】
本発明の鋼板は以上を基本成分とするが、これらの元素およびＦｅ以外になどその他の一般鋼に対して不可避的に混入する元素を含むものであり、これら元素を全体で０．２％以下含んでいても本発明の趣旨を何ら損なうものではない。
【００３５】
最終製品としての本発明鋼板の延性は製品中に含まれる残留オーステナイトの体積率に左右される。金属組織に含まれる残留オーステナイトは変形を受けていない時は安定に存在するものの、変形が加えられるとマルテンサイトに変態し、変態誘起塑性を呈するので良好な成形性が高強度で得られる。残留オーステナイトの体積率が２％未満では明確な効果が認められない。一方、残留オーステナイトの体積率が２０％を超すと極度に厳しい成形を施した場合、プレス成形した状態で多量のマルテンサイトが存在する可能性があり二次加工性や衝撃性において問題を生じることがあるので、本発明では残留オーステナイトの体積率を２０％以下とした。組織はその他、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび炭化物を含むものである。
【００３６】
本発明において、合金化溶融亜鉛めっきはＦｅ：８〜１５％を含み、残部亜鉛および不可避的不純物からなるものである。めっき層中のＦｅ含有率を８％以上としたのは、８％未満では、化成処理性（リン酸塩処理）塗膜密着性が良好となるためである。また、Ｆｅ含有率を１５％以下としたのは１５％超では、過合金となり加工部のめっき性が劣化するためである。
【００３７】
また、亜鉛合金めっき層厚みについては特に制約は設けないが、耐食性の観点から０．１μｍ以上、加工性の観点からすると１５μｍ以下であることが望ましい。
【００３８】
次に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
【００３９】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は鋳造凝固後、１１５０℃以上で４５分以上１００分以下加熱後、熱間圧延を行い４００〜７８０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に３５％〜８５％の圧下率で冷間圧延した後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、必要に応じてさらにその範囲の温度域で３０秒以上１０分以下保持した後に、溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することにより得られる。
【００４０】
以下にそれぞれの製造条件の理由について記す。
【００４１】
鋳造凝固後の均熱温度および均熱時間は、良好なめっき性を得るために重要である。ＮｉはＦｅよりも酸化しにくいために加熱時に生成される酸化スケール中にＮｉは取り込まれずに鋼板表層に濃化する。この濃化したＮｉが冷間圧延後も残ることでめっき性を改善している。Ｎｉによるめっき性改善効果を発揮させるためには加熱温度が１１５０℃以上で１１５０℃以上の保持時間が４５分以上である必要がある。
【００４２】
熱間圧延後の巻き取り温度も、良好なめっき性を得るために重要である。巻き取り後に生成する酸化スケール中にもＮｉは取り込まれずに鋼板表層に濃化しめっき性を改善する。本発明鋼のような鋼では低温で巻取ると、Ｎｉ濃化が不十分で亜鉛めっき性に問題があると共に、焼きが入って硬くなるためその後の酸洗等によるスケール除去や冷間圧延が困難になる。逆に、高温で巻取ると亜鉛めっき性は向上し、セメンタイトが粗大化し軟質になって酸洗、冷間圧延が容易になる反面、焼鈍の均熱時にセメンタイトの再固溶に時間がかかりすぎ、十分なオーステナイトが残留しなくなる。そのため、熱延後の巻取りは上記不都合が回避できる４００〜７８０℃で実施することと定めた。ただ、熱延鋼板は出来るだけ酸洗、冷間圧延が容易であることが望まれるため、巻取り温度は５５０〜７５０℃で実施するのが好ましい。上記熱間圧延後、脱スケールを行うが、脱スケール方法については特に規定はない。
【００４３】
冷間圧延の圧下率が３５％未満では、組織の微細化が不充分なためその後の焼鈍工程において十分な残留オーステナイトが得られず延性が劣化する。一方、８５％を超える圧下率では圧延率では圧延機に負荷がかかりすぎるため、冷間圧延時の圧下率を３５〜８５％と定めた。
【００４４】
冷間圧延後の冷延鋼板の連続焼鈍では、まず〔フェライト＋オーステナイト〕の２相組織とするためにＡｃ1 変態点以上Ａｃ3 変態点以下の温度域に加熱が行われる。このときに加熱温度が６５℃未満であると、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかり過ぎオーステナイトの存在量もわずかになるので、加熱温度の下限は６５０℃とした。また、加熱温度が高すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなり過ぎてオーステナイト中のＣ濃度が低下することから、加熱温度の上限は９００℃とした。均熱時間としては、短すぎると未溶解炭化物が存在する可能性が高く、オーステナイトの存在量が少なくなる。また、均熱時間を長くすると結晶粒が粗大になる可能性が高くなり強度延性バランスが悪くなる。よって、本発明では保持時間を１０秒〜６分の間とした。
【００４５】
均熱後は、２〜２００℃／ｓの冷却温度で３５０〜５００℃まで冷却する。これは、二相域に過熱して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させることなくベイナイト変態域に持ち越し、引き続く処理により室温では残留オーステナイトとベイナイトとして所定の特性を得ることを目的とする。この時の冷却速度が２℃／ｓ未満では冷却中にオーステナイトの大部分がパーライト変態をしてしまうために残留オーステナイトが確保されない。また、冷却速度が２００℃／ｓを超えると冷却終点温度が幅方向、長手方向でずれが大きくなり均一な鋼板を製造することがきなくなる。
【００４６】
この後、必要に応じて３５０〜５００℃の範囲内で３０秒以上１０分以下保持してもよい。この亜鉛めっき前に温度保持することでベイナイト変態を進行させてＣの濃縮した残留オーステナイトを安定化させることができ、より安定して強度、伸びの両立した鋼板を製造できる。２相域からの冷却終点温度が５００℃を超える温度になると、その後の温度保持を行うとオーステナイトの炭化物への分解が起こり、オーステナイトを残存できなくなる。また、冷却終点温度が３５０℃未満になるとオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するので、高強度にはなるもののプレス成形性が悪化することと、亜鉛めっき時に鋼板温度を上げる必要があり、熱エネルギーを与える必要があるため非効率になる。保持時間が３０秒未満ではベイナイト変態を進行させてＣの濃縮した残留オーステナイトを安定化させることができず、一方、１０分を超えると亜鉛めっき後の加熱で炭化物析出と未変態オーステナイトの消失による強度とプレス成形性両方の劣化になるので保持時間を３０秒以上１０分以下とした。
【００４７】
その後、溶融亜鉛めっきを施し、４５０℃〜６００℃の温度域で５秒〜２分保持し、その後５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。ここでは、Ｆｅと亜鉛の合金化反応と、組織的な観点からもとまる。本発明鋼ではＳｉやＡｌが含まれるためにオーステナイトからベイナイトへの変態が二段階に分離することを活用し、炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出されたＣが濃化しＭｎ点が室温以下に低下した残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立させている。保持温度が６００℃を超えるとパーライトが生成するために残留オーステナイトが含まれなくなり、また、合金化反応が進みすぎめっき中のＦｅ濃度が１２％を超えてしまう。一方、加熱温度が４５０℃以下になるとめっきの合金化反応速度が遅くなり、めっき中のＦｅ濃度が低くなる。また、保持時間が５秒以下ではベイナイトが十分に生成せず、未変態のオーステナイト中へのＣ濃化も不充分なため冷却中にマルテンサイトが生成し成形性が劣化すると同時に、めっきの合金化反応が不充分になる。また、保持時間が２分以上になるとめっきの過合金化が生じ成型時にめっき剥離などが生じやすくなる。さらに、保持後の冷却速度を５℃以下としたり、冷却終点温度が２５０℃以上とするとベイナイト変態がさらに進み、前段の反応でＣの濃化したオーステナイトも炭化物を析出してベイナイトに分解するため、変態誘起塑性により加工性を改善する残留オーステナイトの量が減少してしまうので目的を達し得ない。
【００４８】
溶融亜鉛めっき温度はめっき浴の融点以上５００℃以下が望ましい。５００℃以上になるとめっき浴からの蒸気が多大になり操業性が悪化する。また、めっき後の保持温度までの加熱速度については特に規定する必要はないが、めっき組織や金属組織の観点から３℃／ｓ以上が望ましい。
【００４９】
なお、以上説明した工程における各温度、冷却温度は規定の範囲内であれば一定である必要はなく、その範囲内で変動したとしても最終製品の特性に殆ど影響なく、むしろ向上する場合もある。
【００５０】
また、めっき性をさらに向上させるために、冷間圧延後のめっき焼鈍前に鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複合めっきを施してもよい。さらに、めっき性を向上させるために鋼板焼鈍時の雰囲気を調節し、始め鋼板表面を酸化させ、その後還元することによりめっき前の鋼板表面の清浄化を行ってもよい。さらに、めっき性を改善するために焼鈍前に鋼板を酸洗あるいは研削することで鋼板表面の酸化物を取り除いても問題はない。これら処理をすることでめっき性がさらに向上する。
【００５１】
さらに、発煙硝酸による溶融亜鉛めっき層の溶解後に走査型電子顕微鏡で鋼板表面を観察したときに、鋼板表面の１０％以上が酸化物であることによって良好なめっき性が得られる。これはＮｉ添加の効果により表面にＳｉ、Ａｌ酸化物を意図的に生成させることで、酸化物が形成していない部分のＳｉ、Ａｌ濃度を減少させることによって、酸化物の形成していない部分でめっき性を確保しようとするものである。本発明で鋼板表面の酸化物の面積率を１０％以上に規定したのは、１０％以下では酸化物を形成していない領域においても鋼板表面のＳｉ、Ａｌ濃度が高いために、この濃化したＳｉ、Ａｌによって良好なめっき性を確保できないためである。つまり、濃化したＳｉ、Ａｌが溶融亜鉛めっきを阻害する状況になっている。より良好なめっき性を確保するためには１５％以上の面積率が望ましい。また、上限は特に規定しないが８０％以下が望ましい。これは、８０％を超えて酸化物が形成している状況では、酸化物が形成していない部分が２０％未満となってしまうので、その部分のみでは良好なめっき性の確保が難しくなるためである。
【００５２】
【実施例】
表１に成分を示した鋼を表２、表３（表２のつづき）に記載した条件で熱延、冷延、焼鈍、めっきを行い、その後０．６％で調質圧延することで鋼板を製造した。製造した鋼板は、下記に示す、引っ張り試験、残留オーステナイト測定試験、溶接試験、めっき外観、めっき性の試験を行った。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した際には、めっき層中Ｆｅ濃度測定を行った。また、めっき付着量は片面４０mg／ｍ2 になるようにした。
【００５３】
引っ張り試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ゲージ厚さ５０mm、引張速度１０mm／min で常温引っ張り試験を行った。
【００５４】
残留オーステナイト測定試験は、表層より板厚の１／４内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折でα−Ｆｅとγ−Ｆｅの強度から求める５ピーク法と呼ばれる方法で測定した。
【００５５】
溶接試験は、溶接電流：１０kA、加圧力：２２０kg、溶接時間：１２サイクル、電極径：６mm、電極形状：ドーム型、先端６φ−４０Ｒの溶接条件でスポット溶接を行い、ナゲット径が４√ｔ（ｔ：板厚）を切った時点までの連続打点数を評価した。評価基準は○：連続打点１０００点超、△：連続打点５００〜１０００点、×：連続打点５００点未満とした。ここでは、○を合格とし、△・×は不合格とした。
【００５６】
めっき外観は、めっき鋼板の外観から不めっき発生状況を目視判定し下記の基準に従い評価した。◎：３個／ｄｍ２以下、○：４〜１０個／ｄｍ２、△：１１〜１５個／ｄｍ２、×：１６個／ｄｍ２以上。ここでは、◎・○を合格とし、△・×は不合格とした。
【００５７】
めっき密着性は、めっき鋼板の６０度Ｖ曲げ試験を実施後テープテストを行い、以下の基準に従い評価した。
【００５８】
テープテスト黒化度（％）
評価：◎ … ０〜１０
評価：○ … １０〜２０未満
評価：△ … ２０〜３０未満
評価：× … ３０以上
（◎と○が合格、△・×は不合格）
めっき層中Ｆｅ濃度測定は、アミン系インヒビターを入れた５％塩酸でめっき層を溶かした後、ＩＣＰ発光分析法で測定した。
【００５９】
性能評価試験結果を表２、表３（表２のつづき）、表４に示す。本発明である試料６〜１４は残留オーステナイトが２〜２０％で引張強度が５９０MPa 〜１０８０MPa 程度でありながら良好な全伸びを示してあり、高強度とプレス成形性の良好さを両立していると同時に、めっき性や溶接性も満足した溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。それに対し、試料１５はＣ濃度が低いために、試料１６はＣ濃度が高いために、試料１７はＳｉ濃度が高いために、試料１８はＭｎ濃度が低いために、試料１９はＭｎ濃度が高いために、試料２０はＡｌ濃度が高いために、試料２１は鋼中ＳｉとＡｌの関係を満たしていないために、試料２２はＰ濃度が高いために、試料２３はＳ濃度が高いために、試料２４はＮｉ濃度が低いために、試料２５はＮｉ濃度が高いために、試料２６はＮｂ濃度が低いために、試料２７はＮｂ濃度が高いために、試料２８はＮｉとＮｂの関係式を満たしていないために、残留オーステナイト量、高強度とプレス成形性の両立、めっき性、溶接性を全ては満足しておらず、本発明の目的を達し得ない。
【００６０】
また、本発明鋼であっても処理条件の一つに問題があると、試料２９〜４７のように残留オーステナイト量、高強度とプレス成形性の両立、めっき性、溶接性を全ては満足しておらず、本発明の目的を達し得ない。
【００６１】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、５９０MPa〜１０８０MPa程度の引張り強さを有するプレス成形性の良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板および該鋼板を効率よく製造することができる。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜１．８％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜１．５％、
Ｎｉ：０．０２〜１．０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
を含有し、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉの関係が、
０．４（％）≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≦２．０（％）、
Ｎｉ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）
を満足し、かつＮｉとＮｂの関係が、
１／２００×Ｎｉ（％）≦Ｎｂ（％）≦１／１０×Ｎｉ（％）
の関係を満足し、
更に、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、Ｓｎ : ０．０３％以上０．１０％以下のうち１種以上を含有し、かつ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの関係が、
２×Ｎｉ（％）＞Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）
を満足し、かつ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの関係が、
Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）＋３×Ｓｎ（％）≧２／５×Ｓｉ（％）＋１／５×Ａｌ（％）
の関係を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板で、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であり、さらに、鋼板表面にＦｅ:８〜１５％を含む合金化溶融亜鉛めっき層が形成されたことを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 質量％で、更に、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ:０．５％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、更に、Ｖ：０．３％未満、Ｔｉ: ０．０６％未満、ＲＥＭ:０．０５％未満、Ｃａ：０．０５％未満、Ｍｇ：０．０５％未満のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかの項に記載の成分組成を満足する鋼板を鋳造凝固後、１，１５０℃以上で４５分以上１００分以下加熱後、熱間圧延を行い４００〜７８０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に３５％〜８５％の圧下率で冷間圧延した後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することにより、残留オーステナイトを２〜２０％含み、かつ鋼板表面にＦｅ:８〜１５％を含む合金化溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却した後、その範囲の温度域で３０秒以上１０分以下保持し、次いで溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項４記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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