加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
【課題】TSが1200MPa以上、Elが13%以上で、かつ穴拡げ率が50%以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.5%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.003〜0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010〜0.5％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、組織観察より求めた面積率で0〜10%のフェライト、0〜10%のマルテンサイト、60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5〜20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.5%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.003〜0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010〜0.5％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、組織観察より求めた面積率で0〜10%のフェライト、0〜10%のマルテンサイト、60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5〜20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電気などの産業分野で使用される加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、特に、引張強度TSが1200MPa以上、伸びElが13%以上で、かつ伸びフランジ性の指標である穴拡げ率が50%以上の高強度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】
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題になっている。このため、車体材料である鋼板を高強度化して薄肉化し、車体そのものを軽量化しようという動きが活発になってきている。しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の延性の低下、すなわち加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持ち、さらに耐食性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が望まれている。
【０００３】
このような要望に対して、これまで、フェライトとマルテンサイトからなるDP(Dual Phase)鋼や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼などの複合組織型の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されている。例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:1.5〜2.8%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn%)/(C%)≧15かつ(Si%)/(C%)≧4を満たし、フェライト中に体積率で3〜20%のマルテンサイトと残留オーステナイトを含む加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、こうしたDP鋼やTRIP鋼は軟質なフェライトを含むため、TSが980MPa以上の高強度化を達成するには多量の合金元素が必要となったり、高強度化した際にフェライトと第2相の硬度差が大きくなり穴拡げ加工などで必要な伸びフランジ性に劣るという問題がある。
【０００４】
そこで、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板として、特許文献2には、質量%で、C:0.01〜0.20%、Si:1.5%以下、Mn:0.01〜3%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0010〜0.05%、Al:0.005〜4％を含有し、さらに、Mo:0.01〜5.0%、Nb:0.001〜1.0%の1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、組織がベイナイトまたはベイニティックフェライトを面積率で70%以上含有しする、穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平11-279691号公報
【特許文献２】特開2003-193190号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献2に記載された高延性高強度冷延鋼板では、十分な伸び特性が得られない。
【０００７】
このように、十分な伸び特性と優れた伸びフランジ性を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られていないのが実情である。
【０００８】
本発明は、TSが1200MPa以上、Elが13%以上で、かつ穴拡げ率が50%以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、TSが1200MPa以上、Elが13%以上、穴拡げ率が50%以上となる高強度溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
【００１０】
i) 成分組成を適正化した上で、組織観察より求めた面積率で0〜10%のフェライト、0〜10%のマルテンサイト、60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5〜20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織にすることが効果的である。
【００１１】
ii) こうしたミクロ組織は、焼鈍時に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持した後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に再加熱して1〜600s保持することによって得られる。
【００１２】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.05〜0.5%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.003〜0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010〜0.5％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、組織観察より求めた面積率で0〜10%のフェライト、0〜10%のマルテンサイト、60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5〜20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【００１３】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、さらに、質量%で、Cr:0.005〜2.00%、Mo:0.005〜2.00%、V:0.005〜2.00%、Ni:0.005〜2.00%、Cu:0.005〜2.00%から選ばれる少なくとも1種の元素が含有されることが好ましい。さらにまた、質量%で、Ti:0.01〜0.20%、Nb:0.01〜0.20%から選ばれる少なくとも1種の元素やB:0.0002〜0.005%やCa:0.001〜0.005%、REM:0.001〜0.005%から選ばれる少なくとも1種の元素が含有されることがより好ましい。
【００１４】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。
【００１５】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、あるいはさらに冷間圧延を施して冷延鋼板とし、前記熱延鋼板あるいは前記冷延鋼板に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に1〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
【００１６】
本発明の製造方法では、溶融亜鉛めっきした後に、亜鉛めっきを合金化処理することもできる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明により、TSが1200MPa以上、Elが13%以上で、かつ穴拡げ率が50%以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車車体に適用することにより、自動車の軽量化を促進でき、耐食性の向上も図ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１９】
1)成分組成
C:0.05〜0.5%
Cは、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトなどの第2相を生成させてTSを上昇させるために必要な元素である。C量が0.05%未満では、焼戻しマルテンサイトを面積率で60%以上確保することが難しい。一方、C量が0.5%を超えると、Elやスポット溶接性が劣化する。したがって、C量は0.05〜0.5%、好ましくは0.1〜0.3%とする。
【００２０】
Si:0.01〜2.5%
Siは、鋼を固溶強化してTS-Elバランスを向上させたり、残留オーステナイトを生成させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Si量を0.01%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、Elの低下や表面性状、溶接性の劣化を招く。したがって、Si量は0.01〜2.5%、好ましくは0.7〜2.0%とする。
【００２１】
Mn:0.5〜3.5%
Mnは、鋼の強化に有効であり、マルテンサイトなどの第2相の生成を促進する元素である。こうした効果を得るには、Mn量を0.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.5%を超えると、Elの劣化が著しくなり、加工性が低下する。したがって、Mn量は0.5〜3.5%、好ましくは1.5〜3.0%とする。
【００２２】
P:0.003〜0.100%
Pは、鋼の強化に有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0.003%以上にする必要がある。一方、P量が0.100%を超えると、粒界偏析により鋼を脆化させ、耐衝撃性を劣化させる。したがって、P量は0.003〜0.100%とする。
【００２３】
S:0.02%以下
Sは、MnSなどの介在物として存在して、耐衝撃性や溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましい。しかし、製造コストの面からS量は0.02%以下とする。
【００２４】
Al:0.010〜0.5%
Alは、フェライトを生成させ、TS-Elバランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.010%以上にする必要がある。一方、Al量が0.5%を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。したがって、Al量は0.010〜0.5%とする。
【００２５】
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、Cr:0.005〜2.00%、Mo:0.005〜2.00%、V:0.005〜2.00%、Ni:0.005〜2.00%、Cu:0.005〜2.00%、Ti:0.01〜0.20%、Nb:0.01〜0.20%、B:0.0002〜0.005%、Ca:0.001〜0.005%、REM:0.001〜0.005%が少なくとも1種含有されることが好ましい。
【００２６】
Cr、Mo、V、Ni、Cu:それぞれ0.005〜2.00%
Cr、Mo、V、Ni、Cuは、マルテンサイトなどの第2相の生成に有効な元素である。こうした効果を得るには、Cr、Mo、V、Ni、Cuから選ばれる少なくとも1種の元素の含有量を0.005%にする必要がある。一方、Cr、Mo、V、Ni、Cuのそれぞれの含有量が2.00%を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、Cr、Mo、V、Ni、Cuの含有量はそれぞれ0.005〜2.00%とする。
【００２７】
Ti、Nb:それぞれ0.01〜0.20%
Ti、Nbは、炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ti、Nbから選ばれる少なくとも1種の元素の含有量を0.01%以上にする必要がある。一方、Ti、Nbのそれぞれの含有量が0.20%を超えると、高強度化の効果は飽和し、Elが低下する。したがって、Ti、Nbの含有量はそれぞれ0.01〜0.20%とする。
【００２８】
B:0.0002〜0.005%
Bは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制して第2相の生成に有効な元素である。こうした効果を得るには、B量を0.0002%以上にする必要がある。一方、B量が0.005%を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、B量は0.0002〜0.005%とする。
【００２９】
Ca、REM:それぞれ0.001〜0.005%
Ca、REMは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。このような効果を得るには、Ca、REMから選ばれる少なくとも1種の元素の含有量を0.001％以上にする必要がある。一方、Ca、REMのそれぞれの含有量が0.005%を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ca、REMの含有量はそれぞれ0.001〜0.005%とする。
【００３０】
2)ミクロ組織
フェライトの面積率:0〜10%
フェライトの面積率が10%を超えると、TSが1200MPa以上と穴拡げ率が50%以上の両立が困難になる。したがって、フェライトの面積率は0〜10%とする。
【００３１】
マルテンサイトの面積率:0〜10%
マルテンサイトの面積率が10%を超えると、穴拡げ率の低下が顕著になる。したがって、マルテンサイトの面積率は0〜10%とする。
【００３２】
焼戻しマルテンサイトの面積率:60〜95%
焼戻しマルテンサイトの面積率が60%未満だと、TSが1200MPa以上と穴拡げ率が50%以上の両立が困難になる。一方、その面積率が95%を超えると、Elの低下が顕著になる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は60〜95%とする。
【００３３】
残留オーステナイトの割合:5〜20%
残留オーステナイトは、Elの向上に有効である。このような効果を得るには、残留オーステナイトの割合を5%以上にする必要がある。しかしながら、その割合が20%を超えると、穴拡げ率の低下が顕著になる。したがって、残留オーステナイトの割合は5〜20%とする。
【００３４】
なお、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト以外の相として、パーライトやベイナイトを含む場合もあるが、上記のミクロ組織の条件を満たしていれば、本発明の目的は達成される。
【００３５】
ここで、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことで、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼板の板厚断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、板厚1/4の位置をSEM(走査電子顕微鏡)で1500倍の倍率で観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求めた。また、残留オーステナイトの割合は、鋼板を板厚1/4の位置まで研磨した後、化学研磨によりさらに0.1mm研磨した面について、X線回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の(200)、(220)、(311)面とbcc鉄の(200)、(211)、(220)面の積分強度を測定し、これらから残留オーステナイトの割合を求めた。
【００３６】
3)製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、あるいはさらに冷間圧延を施して冷延鋼板とし、前記熱延鋼板あるいは冷延鋼板に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に1〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
【００３７】
焼鈍時の加熱条件:(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を平均加熱速度2℃/s以下で加熱
(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域の平均加熱速度が2℃/sを超えると、均熱時にオーステナイト粒径が著しく微細になるため、冷却中にフェライトの生成が促進され、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を平均加熱速度2℃/s以下で加熱する必要がある。
【００３８】
焼鈍時の均熱条件:Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持の均熱
均熱温度がAc3変態点未満、あるいは保持時間が10s未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱する必要がある。なお、均熱温度の上限や保持時間の上限は、特に規定しないが、950℃以上の温度域あるいは600s以上の保持時間で均熱しても効果が飽和し、コストアップにつながるので、均熱温度は950℃未満、保持時間は600s未満とすることが好ましい。
【００３９】
焼鈍時の冷却条件:均熱温度から(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域を平均冷却速度20℃/s以上で冷却
均熱温度から(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域の平均冷却速度が20℃/s未満では、冷却中に多量のフェライトが生成し、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、平均冷却速度20℃/s以上で冷却する必要がある。平均冷却速度の上限は、特に規定しないが、鋼板形状が悪化したり、冷却到達温度すなわち(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度の制御が困難になるため、200℃/s以下とすることが好ましい。
【００４０】
冷却到達温度は、本発明のミクロ組織を得る上で最も重要な条件の一つである。冷却到達温度まで冷却すると、オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、その後の再加熱時やめっき処理時に、マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトに、未変態のオーステナイトは残留オーステナイトあるいはマルテンサイトやベイナイトになる。このとき、冷却到達温度が(Ms点-100℃)を超えると、マルテンサイト変態が不十分となり、(Ms点-200℃)未満では、未変態のオーステナイトが著しく減少し、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、冷却到達温度は(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域にする必要がある。
【００４１】
ここで、Ms点とは、オーステナイトのマルテンサイト変態が開始する温度のことであり、冷却時の鋼の線膨張係数の変化から求めることができる。
【００４２】
焼鈍時の再加熱条件:300〜600℃の温度域で1〜600s保持の再加熱
冷却到達温度まで冷却後、300〜600℃の温度域で1s以上保持して再加熱すると、冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻され、焼戻しマルテンサイトになり、また、未変態オーステナイトへのC濃化が進行し、残留オーステナイトとして安定化したり、一部がマルテンサイトへ変態する。再加熱温度が300℃未満では、マルテンサイトの焼戻しや残留オーステナイトとしての安定化が不十分になり、600℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライト変態しやすくなり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、再加熱温度は300〜600℃の温度域とする。
【００４３】
また、保持時間が1s未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分になり、また、600sを超えると、未変態オーステナイトがベイナイト変態しやすくなり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、保持時間は1〜600sとする。
【００４４】
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
【００４５】
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、1100℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。
【００４６】
スラブを熱間圧延する時は、スラブの加熱温度を低くしても圧延時のトラブルを防止する観点から、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。仕上圧延は、異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、Ar3変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が0.10〜0.25となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
【００４７】
熱間圧延後の鋼板は、温度制御や脱炭防止の観点から、450〜700℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。
【００４８】
巻取り後の熱延鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、上記の条件で焼鈍するか、あるいは冷間圧延を施した後上記の条件で焼鈍し、溶融亜鉛めっきが施される。冷間圧延を施す場合は、冷間圧下率を40%以上とすることが好ましい。また、冷間圧延時の圧延負荷を低減するために、巻取り後の熱延鋼板に熱延板焼鈍を施すこともできる。
【００４９】
溶融亜鉛めっきは、亜鉛めっきを合金化しない場合はAl量を0.12〜0.22%含む、あるいは亜鉛めっきを合金化する場合はAl量を0.08〜0.18%含む440〜500℃のめっき浴中に鋼板を浸漬後、ガスワイピングなどによりめっき付着量を調整して行う。亜鉛めっきを合金化する場合は、その後、さらに450〜600℃で1〜30s保持して合金化処理を施す。
【００５０】
溶融亜鉛めっきを施した後の鋼板、あるいはさらに亜鉛めっきの合金化処理を施した後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に調質圧延を行うことができる。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
【実施例】
【００５１】
表１に示す成分組成の鋼A〜Pを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、仕上温度900℃で板厚3.0mmあるいは2.3mmに熱間圧延を行い、圧延後10℃/sの冷却速度で冷却し、600℃の巻取温度で巻取って熱延鋼板とした。次いで、板厚3.0mmの熱延鋼板は、酸洗後板厚1.2mmに冷間圧延を施して(冷間圧延有)、また、板厚2.3mmの熱延鋼板は、酸洗後そのまま(冷間圧延無)、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表2、3に示す焼鈍条件で焼鈍後、460℃のめっき浴中に浸漬し、付着量35〜45g/m2のめっきを形成し、520℃で合金化処理を行い、冷却速度10℃/秒で冷却し、めっき鋼板1〜32を作製した。なお、表2、3に示すように、一部のめっき鋼板では、合金化処理を行わなかった。そして、得られためっき鋼板について、上記の方法でフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの割合を測定した。また、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行った。さらに、150mm×150mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率(%)を求め、伸びフランジ性を評価した。
【００５２】
結果を表4、5に示す。本発明例であるめっき鋼板は、いずれもTSが1200MPa以上、Elが13%以上、かつ穴拡げ率が50%以上で加工性に優れていることがわかる。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
【表４】
【００５７】
【表５】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電気などの産業分野で使用される加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、特に、引張強度TSが1200MPa以上、伸びElが13%以上で、かつ伸びフランジ性の指標である穴拡げ率が50%以上の高強度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】
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題になっている。このため、車体材料である鋼板を高強度化して薄肉化し、車体そのものを軽量化しようという動きが活発になってきている。しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の延性の低下、すなわち加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持ち、さらに耐食性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が望まれている。
【０００３】
このような要望に対して、これまで、フェライトとマルテンサイトからなるDP(Dual Phase)鋼や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼などの複合組織型の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されている。例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:1.5〜2.8%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn%)/(C%)≧15かつ(Si%)/(C%)≧4を満たし、フェライト中に体積率で3〜20%のマルテンサイトと残留オーステナイトを含む加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、こうしたDP鋼やTRIP鋼は軟質なフェライトを含むため、TSが980MPa以上の高強度化を達成するには多量の合金元素が必要となったり、高強度化した際にフェライトと第2相の硬度差が大きくなり穴拡げ加工などで必要な伸びフランジ性に劣るという問題がある。
【０００４】
そこで、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板として、特許文献2には、質量%で、C:0.01〜0.20%、Si:1.5%以下、Mn:0.01〜3%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0010〜0.05%、Al:0.005〜4％を含有し、さらに、Mo:0.01〜5.0%、Nb:0.001〜1.0%の1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、組織がベイナイトまたはベイニティックフェライトを面積率で70%以上含有しする、穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平11-279691号公報
【特許文献２】特開2003-193190号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献2に記載された高延性高強度冷延鋼板では、十分な伸び特性が得られない。
【０００７】
このように、十分な伸び特性と優れた伸びフランジ性を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られていないのが実情である。
【０００８】
本発明は、TSが1200MPa以上、Elが13%以上で、かつ穴拡げ率が50%以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、TSが1200MPa以上、Elが13%以上、穴拡げ率が50%以上となる高強度溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
【００１０】
i) 成分組成を適正化した上で、組織観察より求めた面積率で0〜10%のフェライト、0〜10%のマルテンサイト、60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5〜20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織にすることが効果的である。
【００１１】
ii) こうしたミクロ組織は、焼鈍時に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持した後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に再加熱して1〜600s保持することによって得られる。
【００１２】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.05〜0.5%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.003〜0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010〜0.5％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、組織観察より求めた面積率で0〜10%のフェライト、0〜10%のマルテンサイト、60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5〜20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【００１３】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、さらに、質量%で、Cr:0.005〜2.00%、Mo:0.005〜2.00%、V:0.005〜2.00%、Ni:0.005〜2.00%、Cu:0.005〜2.00%から選ばれる少なくとも1種の元素が含有されることが好ましい。さらにまた、質量%で、Ti:0.01〜0.20%、Nb:0.01〜0.20%から選ばれる少なくとも1種の元素やB:0.0002〜0.005%やCa:0.001〜0.005%、REM:0.001〜0.005%から選ばれる少なくとも1種の元素が含有されることがより好ましい。
【００１４】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。
【００１５】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、あるいはさらに冷間圧延を施して冷延鋼板とし、前記熱延鋼板あるいは前記冷延鋼板に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に1〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
【００１６】
本発明の製造方法では、溶融亜鉛めっきした後に、亜鉛めっきを合金化処理することもできる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明により、TSが1200MPa以上、Elが13%以上で、かつ穴拡げ率が50%以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車車体に適用することにより、自動車の軽量化を促進でき、耐食性の向上も図ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１９】
1)成分組成
C:0.05〜0.5%
Cは、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトなどの第2相を生成させてTSを上昇させるために必要な元素である。C量が0.05%未満では、焼戻しマルテンサイトを面積率で60%以上確保することが難しい。一方、C量が0.5%を超えると、Elやスポット溶接性が劣化する。したがって、C量は0.05〜0.5%、好ましくは0.1〜0.3%とする。
【００２０】
Si:0.01〜2.5%
Siは、鋼を固溶強化してTS-Elバランスを向上させたり、残留オーステナイトを生成させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Si量を0.01%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、Elの低下や表面性状、溶接性の劣化を招く。したがって、Si量は0.01〜2.5%、好ましくは0.7〜2.0%とする。
【００２１】
Mn:0.5〜3.5%
Mnは、鋼の強化に有効であり、マルテンサイトなどの第2相の生成を促進する元素である。こうした効果を得るには、Mn量を0.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.5%を超えると、Elの劣化が著しくなり、加工性が低下する。したがって、Mn量は0.5〜3.5%、好ましくは1.5〜3.0%とする。
【００２２】
P:0.003〜0.100%
Pは、鋼の強化に有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0.003%以上にする必要がある。一方、P量が0.100%を超えると、粒界偏析により鋼を脆化させ、耐衝撃性を劣化させる。したがって、P量は0.003〜0.100%とする。
【００２３】
S:0.02%以下
Sは、MnSなどの介在物として存在して、耐衝撃性や溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましい。しかし、製造コストの面からS量は0.02%以下とする。
【００２４】
Al:0.010〜0.5%
Alは、フェライトを生成させ、TS-Elバランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.010%以上にする必要がある。一方、Al量が0.5%を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。したがって、Al量は0.010〜0.5%とする。
【００２５】
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、Cr:0.005〜2.00%、Mo:0.005〜2.00%、V:0.005〜2.00%、Ni:0.005〜2.00%、Cu:0.005〜2.00%、Ti:0.01〜0.20%、Nb:0.01〜0.20%、B:0.0002〜0.005%、Ca:0.001〜0.005%、REM:0.001〜0.005%が少なくとも1種含有されることが好ましい。
【００２６】
Cr、Mo、V、Ni、Cu:それぞれ0.005〜2.00%
Cr、Mo、V、Ni、Cuは、マルテンサイトなどの第2相の生成に有効な元素である。こうした効果を得るには、Cr、Mo、V、Ni、Cuから選ばれる少なくとも1種の元素の含有量を0.005%にする必要がある。一方、Cr、Mo、V、Ni、Cuのそれぞれの含有量が2.00%を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、Cr、Mo、V、Ni、Cuの含有量はそれぞれ0.005〜2.00%とする。
【００２７】
Ti、Nb:それぞれ0.01〜0.20%
Ti、Nbは、炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ti、Nbから選ばれる少なくとも1種の元素の含有量を0.01%以上にする必要がある。一方、Ti、Nbのそれぞれの含有量が0.20%を超えると、高強度化の効果は飽和し、Elが低下する。したがって、Ti、Nbの含有量はそれぞれ0.01〜0.20%とする。
【００２８】
B:0.0002〜0.005%
Bは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制して第2相の生成に有効な元素である。こうした効果を得るには、B量を0.0002%以上にする必要がある。一方、B量が0.005%を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、B量は0.0002〜0.005%とする。
【００２９】
Ca、REM:それぞれ0.001〜0.005%
Ca、REMは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。このような効果を得るには、Ca、REMから選ばれる少なくとも1種の元素の含有量を0.001％以上にする必要がある。一方、Ca、REMのそれぞれの含有量が0.005%を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ca、REMの含有量はそれぞれ0.001〜0.005%とする。
【００３０】
2)ミクロ組織
フェライトの面積率:0〜10%
フェライトの面積率が10%を超えると、TSが1200MPa以上と穴拡げ率が50%以上の両立が困難になる。したがって、フェライトの面積率は0〜10%とする。
【００３１】
マルテンサイトの面積率:0〜10%
マルテンサイトの面積率が10%を超えると、穴拡げ率の低下が顕著になる。したがって、マルテンサイトの面積率は0〜10%とする。
【００３２】
焼戻しマルテンサイトの面積率:60〜95%
焼戻しマルテンサイトの面積率が60%未満だと、TSが1200MPa以上と穴拡げ率が50%以上の両立が困難になる。一方、その面積率が95%を超えると、Elの低下が顕著になる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は60〜95%とする。
【００３３】
残留オーステナイトの割合:5〜20%
残留オーステナイトは、Elの向上に有効である。このような効果を得るには、残留オーステナイトの割合を5%以上にする必要がある。しかしながら、その割合が20%を超えると、穴拡げ率の低下が顕著になる。したがって、残留オーステナイトの割合は5〜20%とする。
【００３４】
なお、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト以外の相として、パーライトやベイナイトを含む場合もあるが、上記のミクロ組織の条件を満たしていれば、本発明の目的は達成される。
【００３５】
ここで、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことで、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼板の板厚断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、板厚1/4の位置をSEM(走査電子顕微鏡)で1500倍の倍率で観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求めた。また、残留オーステナイトの割合は、鋼板を板厚1/4の位置まで研磨した後、化学研磨によりさらに0.1mm研磨した面について、X線回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の(200)、(220)、(311)面とbcc鉄の(200)、(211)、(220)面の積分強度を測定し、これらから残留オーステナイトの割合を求めた。
【００３６】
3)製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、あるいはさらに冷間圧延を施して冷延鋼板とし、前記熱延鋼板あるいは冷延鋼板に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に1〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
【００３７】
焼鈍時の加熱条件:(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を平均加熱速度2℃/s以下で加熱
(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域の平均加熱速度が2℃/sを超えると、均熱時にオーステナイト粒径が著しく微細になるため、冷却中にフェライトの生成が促進され、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を平均加熱速度2℃/s以下で加熱する必要がある。
【００３８】
焼鈍時の均熱条件:Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持の均熱
均熱温度がAc3変態点未満、あるいは保持時間が10s未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱する必要がある。なお、均熱温度の上限や保持時間の上限は、特に規定しないが、950℃以上の温度域あるいは600s以上の保持時間で均熱しても効果が飽和し、コストアップにつながるので、均熱温度は950℃未満、保持時間は600s未満とすることが好ましい。
【００３９】
焼鈍時の冷却条件:均熱温度から(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域を平均冷却速度20℃/s以上で冷却
均熱温度から(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域の平均冷却速度が20℃/s未満では、冷却中に多量のフェライトが生成し、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、平均冷却速度20℃/s以上で冷却する必要がある。平均冷却速度の上限は、特に規定しないが、鋼板形状が悪化したり、冷却到達温度すなわち(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度の制御が困難になるため、200℃/s以下とすることが好ましい。
【００４０】
冷却到達温度は、本発明のミクロ組織を得る上で最も重要な条件の一つである。冷却到達温度まで冷却すると、オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、その後の再加熱時やめっき処理時に、マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトに、未変態のオーステナイトは残留オーステナイトあるいはマルテンサイトやベイナイトになる。このとき、冷却到達温度が(Ms点-100℃)を超えると、マルテンサイト変態が不十分となり、(Ms点-200℃)未満では、未変態のオーステナイトが著しく減少し、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、冷却到達温度は(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域にする必要がある。
【００４１】
ここで、Ms点とは、オーステナイトのマルテンサイト変態が開始する温度のことであり、冷却時の鋼の線膨張係数の変化から求めることができる。
【００４２】
焼鈍時の再加熱条件:300〜600℃の温度域で1〜600s保持の再加熱
冷却到達温度まで冷却後、300〜600℃の温度域で1s以上保持して再加熱すると、冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻され、焼戻しマルテンサイトになり、また、未変態オーステナイトへのC濃化が進行し、残留オーステナイトとして安定化したり、一部がマルテンサイトへ変態する。再加熱温度が300℃未満では、マルテンサイトの焼戻しや残留オーステナイトとしての安定化が不十分になり、600℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライト変態しやすくなり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、再加熱温度は300〜600℃の温度域とする。
【００４３】
また、保持時間が1s未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分になり、また、600sを超えると、未変態オーステナイトがベイナイト変態しやすくなり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、保持時間は1〜600sとする。
【００４４】
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
【００４５】
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、1100℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。
【００４６】
スラブを熱間圧延する時は、スラブの加熱温度を低くしても圧延時のトラブルを防止する観点から、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。仕上圧延は、異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、Ar3変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が0.10〜0.25となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
【００４７】
熱間圧延後の鋼板は、温度制御や脱炭防止の観点から、450〜700℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。
【００４８】
巻取り後の熱延鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、上記の条件で焼鈍するか、あるいは冷間圧延を施した後上記の条件で焼鈍し、溶融亜鉛めっきが施される。冷間圧延を施す場合は、冷間圧下率を40%以上とすることが好ましい。また、冷間圧延時の圧延負荷を低減するために、巻取り後の熱延鋼板に熱延板焼鈍を施すこともできる。
【００４９】
溶融亜鉛めっきは、亜鉛めっきを合金化しない場合はAl量を0.12〜0.22%含む、あるいは亜鉛めっきを合金化する場合はAl量を0.08〜0.18%含む440〜500℃のめっき浴中に鋼板を浸漬後、ガスワイピングなどによりめっき付着量を調整して行う。亜鉛めっきを合金化する場合は、その後、さらに450〜600℃で1〜30s保持して合金化処理を施す。
【００５０】
溶融亜鉛めっきを施した後の鋼板、あるいはさらに亜鉛めっきの合金化処理を施した後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に調質圧延を行うことができる。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
【実施例】
【００５１】
表１に示す成分組成の鋼A〜Pを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、仕上温度900℃で板厚3.0mmあるいは2.3mmに熱間圧延を行い、圧延後10℃/sの冷却速度で冷却し、600℃の巻取温度で巻取って熱延鋼板とした。次いで、板厚3.0mmの熱延鋼板は、酸洗後板厚1.2mmに冷間圧延を施して(冷間圧延有)、また、板厚2.3mmの熱延鋼板は、酸洗後そのまま(冷間圧延無)、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表2、3に示す焼鈍条件で焼鈍後、460℃のめっき浴中に浸漬し、付着量35〜45g/m2のめっきを形成し、520℃で合金化処理を行い、冷却速度10℃/秒で冷却し、めっき鋼板1〜32を作製した。なお、表2、3に示すように、一部のめっき鋼板では、合金化処理を行わなかった。そして、得られためっき鋼板について、上記の方法でフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの割合を測定した。また、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行った。さらに、150mm×150mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率(%)を求め、伸びフランジ性を評価した。
【００５２】
結果を表4、5に示す。本発明例であるめっき鋼板は、いずれもTSが1200MPa以上、Elが13%以上、かつ穴拡げ率が50%以上で加工性に優れていることがわかる。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
【表４】
【００５７】
【表５】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.05〜0.5%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.003〜0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010〜0.5％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、組織観察より求めた面積率で0〜10%のフェライト、0〜10%のマルテンサイト、60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5〜20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
さらに、質量%で、Cr:0.005〜2.00%、Mo:0.005〜2.00%、V:0.005〜2.00%、Ni:0.005〜2.00%、Cu:0.005〜2.00%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、質量%で、Ti:0.01〜0.20%、Nb:0.01〜0.20%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1または2に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに、質量%で、B:0.0002〜0.005%を含有する請求項1から3のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
さらに、質量%で、Ca:0.001〜0.005%、REM:0.001〜0.005%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1から4のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきである請求項1から5のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
請求項1から5のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記熱延鋼板に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に1〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきを施す加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項1から5のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに、熱間圧延、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、前記冷延鋼板に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に1〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきを施す加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
溶融亜鉛めっきを施した後、亜鉛めっきの合金化処理を施す請求項7または8に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量%で、C:0.05〜0.5%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.003〜0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010〜0.5％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、組織観察より求めた面積率で0〜10%のフェライト、0〜10%のマルテンサイト、60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5〜20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
さらに、質量%で、Cr:0.005〜2.00%、Mo:0.005〜2.00%、V:0.005〜2.00%、Ni:0.005〜2.00%、Cu:0.005〜2.00%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、質量%で、Ti:0.01〜0.20%、Nb:0.01〜0.20%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1または2に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに、質量%で、B:0.0002〜0.005%を含有する請求項1から3のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
さらに、質量%で、Ca:0.001〜0.005%、REM:0.001〜0.005%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1から4のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきである請求項1から5のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
請求項1から5のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記熱延鋼板に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に1〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきを施す加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項1から5のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに、熱間圧延、冷間圧延を施して冷延鋼板とし、前記冷延鋼板に、(Ac3変態点-50℃)〜Ac3変態点の温度域を2℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、Ac3変態点以上の温度域で10s以上保持して均熱後、20℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-100℃)〜(Ms点-200℃)の温度域に冷却し、300〜600℃の温度域に1〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきを施す加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
溶融亜鉛めっきを施した後、亜鉛めっきの合金化処理を施す請求項7または8に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【公開番号】特開２００９−２０９４５０（Ｐ２００９−２０９４５０Ａ）
【公開日】平成２１年９月１７日（２００９．９．１７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−７１１６（Ｐ２００９−７１１６）
【出願日】平成２１年１月１６日（２００９．１．１６）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２１年９月１７日（２００９．９．１７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年１月１６日（２００９．１．１６）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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