合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
【課題】優れた平面部塗膜耐食性および高い導電性を有し,しかも高速操業が可能である塗装金属材およびそれを用いた加工品を提供する。
【解決手段】 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって,質量％で,C:0.10%以上0.18%以下,Si:0.10%以上0.60%以下,Mn:2.2％以上3.0％以下,P:0.1％以下,S:0.01％以下,sol.Al:0.01％以上0.10％以下およびN:0.01％以下を含有し,さらに,Ti:0.15％以下およびNb:0.15％以下の1種または2種を下記式(1)を満足する範囲で含有する化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの面積率が5.0％以上15％以下である鋼組織を有し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が980MPa以上、全伸びが１３％以上および降伏強度が640MPa以下である機械特性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
0.05≦Ti+Nb/2≦0.15 (1)
【解決手段】 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって,質量％で,C:0.10%以上0.18%以下,Si:0.10%以上0.60%以下,Mn:2.2％以上3.0％以下,P:0.1％以下,S:0.01％以下,sol.Al:0.01％以上0.10％以下およびN:0.01％以下を含有し,さらに,Ti:0.15％以下およびNb:0.15％以下の1種または2種を下記式(1)を満足する範囲で含有する化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの面積率が5.0％以上15％以下である鋼組織を有し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が980MPa以上、全伸びが１３％以上および降伏強度が640MPa以下である機械特性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
0.05≦Ti+Nb/2≦0.15 (1)
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。特に、自動車の車体のようにプレス成形を施す用途に好適であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上であ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に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護の観点から自動車の燃費向上が求められている。このため、自動車の車体軽量化および乗員の安全性確保を目的として、各種部材に供される鋼板として引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板、特に防錆性が要求される部材に供される鋼板として高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。
【０００３】
上記用途に供される鋼板に求められる特性としては、単に高強度であるだけでは不十分であり、プレス加工性等の部材への成形加工時に必要な性能を具備するとともに、成形加工後の部材について高い寸法精度を確保するのに必要な性能を具備することが求められる。
【０００４】
具体的には、高い延性により部材への成形加工時に必要な性能を具備し、優れた形状凍結性により成形加工後の部材について高い寸法精度を確保するのに必要な性能を具備することが求められる。
【０００５】
とりわけ、センターピラー、バンパー、ロッカーレインフォースのような長尺の高強度部材に供される鋼板に関しては、成形加工後のスプリングバック量の絶対値が大きくなるので、より優れた形状凍結性が必要とされる。
【０００６】
形状凍結性は、相対的には降伏比により評価され、降伏比が低いほど、すなわち、同一の引張強度においては降伏強度が低いほど、形状凍結性に優れるとされる。しかしながら、成形加工後のスプリングバック量の絶対値は降伏強度によって決定されるので、形状凍結性の絶対的評価は降伏強度によってなされる。したがって、仮に降伏比が同程度であったとしても、引張強度の上昇にともなって降伏強度も上昇するため、引張強度が５９０ＭＰａの高強度鋼板で表面化しなかった形状凍結性の問題が、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板について深刻な問題となる場合がある。
【０００７】
ところで、高強度鋼板には数種類のタイプが存在し、代表的なものとして、母相であるフェライトにマルテンサイトやベイナイトなどの強化相を共存させた複合組織鋼板が知られている。
【０００８】
複合組織鋼板は軟質なフェライトを主体とすることで、降伏比を低く、加工硬化指数を高くすることができるので、一般には、高い強度、優れた延性、優れた形状凍結性の全てを具備させることが可能である。
【０００９】
しかしながら、従来技術においては、引張強度が９８０ＭＰａ以上にもなると、複合組織鋼板の長所であった高い延性と優れた形状凍結性が損なわれていた。
すなわち、複合組織鋼板の強度を高めるには、強化相の強度または強化相の体積率を高める必要があるが、強化相の強度には限界があることから、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するには強化相の体積率を高めざるを得ず、このために軟質なフェライトの体積率が減少してしまい、延性と形状凍結性とが損なわれていたのである。
【００１０】
そして、複合組織鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用する場合には、高い延性と優れた形状凍結性を確保することが一層困難となるのみならず、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することさえも困難であった。
【００１１】
すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスは、再結晶焼鈍後の冷却過程において、約４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、合金化するために約５００℃に再加熱するという温度履歴を要する。このような製造プロセスにおいては、４００℃以上の温度域で冷却が一旦中断されるため、ベイナイト変態やセメンタイト析出が促進され、高い強度、優れた延性、優れた形状凍結性を実現するのに必要なマルテンサイトや残留オーステナイトといった強化相を確保することが困難となるのである。
【００１２】
このような中にあって、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には、所定の成分組成を有する冷延鋼板をフェライトとオーステナイトとが共存する二相温度域で還元焼鈍することにより、フェライトを主体とし、オーステナイトを３％以上含む複合組織とする方法が開示されている。
【００１３】
一方、降伏比を低くすることに着目した、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板も提案されている。
例えば、特許文献２には、所定の成分組成を有する冷延鋼板をオーステナイトの単相域に焼鈍し、４５０℃以下の温度域まで急冷することにより、ベイニティックフェライト主体とし、残留オーステナイトを５％以上含む複合組織とする方法が開示されている。
【特許文献１】特開２００４−２１１１５７号公報
【特許文献２】特開２００５−２４０１７８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
上述したように、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板が従来から提案されているが、実用上十分な高強度、優れた延性、優れた形状凍結性が得られているとはいい難い。
【００１５】
すなわち、特許文献１に開示されているような合金元素を多量に含有する成分組成を有する鋼板を二相温度域で焼鈍すると未再結晶が残存しやすく、引張強度や降伏強度の変動が生じやすくなるので、プレス成形加工時のスプリングバック量がばらつき、成形不良が生じやすい。
【００１６】
また、特許文献１に開示されている技術は降伏強度を低くすることに着目しておらず、未再結晶が残存すると降伏強度は高くなることからすれば、特許文献１に開示された鋼板の形状凍結性は本質的に悪いと推測される。
【００１７】
また、特許文献２に開示されている技術は降伏比の低下を目的とするものであるが、降伏強度は７５０ＭＰａ以上であり、優れた形状凍結性が得られているとはいえない。
本発明は上記従来技術に鑑みてなされたものであり、従来困難であった、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに、延性および形状凍結性に優れる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ることを課題とする。
【００１８】
本発明の鋼板において、延性は引張試験における全伸びを指標とし、その目標値は１３％以上である。また、形状凍結性は降伏強度を指標とし、その目標値は６４０ＭＰａ以下である。好ましくは６００ＭＰａ以下である。
【００１９】
本発明の鋼板を、自動車用補強部材の代表的部材であるクロスメンバー等のより高強度かつ複雑な形状の部品に適用するには、上記特性に加えて、ＪＦＳ Ｔ １００１に規定される穴拡げ率が２５％以上の優れた伸びフランジ性を具備することが好ましい。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
本発明らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った結果、以下の新たな知見を得た。
Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に含有させるとともに所定量のＳｉを含有させた鋼板にオーステナイト域で焼鈍する所定の熱処理を施すと、Ｔｉおよび／またはＮｂの炭化物や窒化物や炭窒化物による強化作用と鋼組織の微細化作用とが相俟って高い引張強度が得られる。さらに、上記鋼組織の微細化作用と所定量のＳｉを含有させることによる残留オーステナイト生成作用とが相俟って、変形初期に加工誘起変態を生じる塊状の残留オーステナイトの生成が促進され、これにより高い延性と低い降伏強度とが得られる。さらにまた、上記鋼組織の微細化作用により、所定量のＳｉを含有するにも拘わらず良好なめっき濡れ性と合金化処理性が確保され、これにより良好な表面外観が得られる。
【００２１】
本発明は上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下、Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下、Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下およびＮ：０.０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.１５％以下およびＮｂ：０.１５％以下の１種または２種を下記式（ｉ）を満足する範囲で含有する化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％以下である鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、全伸びが１３％以上および降伏強度が６４０ＭＰａ以下である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５ （ｉ）
【００２２】
（２）前記化学組成が、さらにＢ：０.０１質量％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
（３）前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０.８５質量％以下であることを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）ＪＦＳ Ｔ １００１に規定される方法により測定した穴拡げ率が２５％以上である機械特性を有することを特徴とする上記（３）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２４】
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼材を１１２０℃以上１３００℃以下とし、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として５６０℃まで冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却する連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
【発明の効果】
【００２５】
本発明により、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および形状凍結性に優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得ることができる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
１．鋼組成
本発明の鋼板の化学組成を上述のように規定した理由について説明する。なお、本明細書において鋼板の化学組成を規定する「％」は「質量％」である。
【００２７】
Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下
Ｃは、鋼板の引張強度を高めるとともに、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することや５．０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１８％超では、溶接性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０.１８％以下とする。
【００２８】
Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の引張強度を高め、さらに、残留オーステナイトの面積率を高める作用により延性を向上させるとともに、後述するＴｉおよび／またはＮｂによる鋼組織の微細化作用と相俟って、降伏強度を低下させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％超では、めっきの濡れ性の低下と合金化処理性の低下を招いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面外観を劣化させるとともに、残留オーステナイト中のＣ濃度を過剰に高めてしまい穴拡げ性をも劣化させる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.６０％以下とする。
【００２９】
なお、本発明においては、後述するように、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有させることにより、Ｓｉを０．１０％以上含有するにもかかわらず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について良好な表面外観を確保することを可能にしている。
【００３０】
Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下
Ｍｎは、固溶強化により鋼板の引張強度を高めるとともに、鋼のＡｃ３点を低下させることにより好適な焼鈍温度範囲を拡げて製造安定性を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が２．２％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２.２％以上とする。好ましくは２．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、延性を劣化させるとともに降伏強度を著しく上昇させる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.８％以下である。
【００３１】
Ｐ：０.１％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の引張強度を高める作用を有する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０．１％超では、溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。上記固溶強化による引張強度を高める作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０.００２％以上とすることが好ましい。
【００３２】
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、不純物として含有される元素である。Ｓ含有量が０．０１％超では穴拡げ性および溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下、さらに好ましくは０.００３％以下である。
【００３３】
ｓｏｌ．Ａｌ：０.０１〜０.１％
Ａｌは、鋼を脱酸することにより鋼材を健全化する作用を有し、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留りを向上させるのに有効に作用する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０.０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％超では、酸化物系介在物の増加が著しくなり、表面性状や成形加工性の劣化を招く場合がある。また、製造コストの増加を招く。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０８％以下である。
【００３４】
Ｎ：０.０１％以下
Ｎは、一般に不純物として含有される元素であるが、後述するようにＴｉおよび／またはＮｂを含有させる本発明においては、鋼板中にＴｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の窒化物や炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強度を高める作用を有する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｎ含有量が０．０１％超では、鋼板中に粗大なＴｉＮを形成することにより穴拡げ性の著しい劣化を招く場合がある。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。上記引張強度を高める作用をより確実に得るには、Ｎ含有量を０.０００５％以上とすることが好ましい。
【００３５】
Ｔｉ：０.１５％以下、Ｎｂ：０.１５％以下、０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５
ＴｉおよびＮｂは、鋼板中に炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強度を高める作用を有する元素である。さらに、鋼組織を微細化する作用を有し、上述したＳｉによる残留オーステナイト促進作用と相俟って、変形初期に加工誘起変態を生じる塊状の残留オーステナイトの生成が促進され、これにより高い延性と低い降伏強度とが得られる。さらにまた、上記鋼組織の微細化作用よりめっきの濡れ性と合金化処理性を高めることを可能とし、Ｓｉを０．１０％以上含有するにもかかわらず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について良好な表面外観を確保することを可能にする。
【００３６】
上記作用による効果を得るために、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を含有させるとともに、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０.０５以上とする。好ましくは、０.０６以上である。一方、Ｔｉ含有量を０．１５％超としたり、Ｎｂ含有量を０．１５％超としたり、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０．１５超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｔｉ含有量を０．１５％以下、Ｎｂ含有量を０．１５％以下とするとともに、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０．１５以下とする。
【００３７】
Ｂ：０.０１％以下
Ｂは、任意元素であり、変態強化により鋼板の引張強度を高める作用を有する元素であるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１％超では、鋼板の延性の劣化が著しくなる。したがって、Ｂ含有量は０.０１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。
【００３８】
２．鋼組織
次に、本発明の鋼板の鋼組織を上述のように規定した理由について説明する。
【００３９】
残留オーステナイトの面積率：５.０％以上１５％以下
本発明の鋼板は、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％である鋼組織を有する。
本発明においては、上述したように、Ｔｉおよび／またはＮｂによる鋼組織微細化作用とＳｉによる残留オーステナイト生成作用とにより、変形初期に加工誘起変態する塊状の残留オーステナイトの生成が促進されるので、延性の向上のみならず、降伏強度の低下が達成される。したがって、上記作用による効果を得るために残留オーステナイトの面積率を５.０％以上とする。一方、残留オーステナイトは、加工が施されると加工誘起変態によって硬質なマルテンサイトに変態し、マイクロクラック発生を助長して穴拡げ性を劣化させる作用を有する。したがって、残留オーステナイトの面積率は１５％以下とする。
【００４０】
ここで、残留オーステナイト中のＣ濃度が低ければ、加工誘起変態により生じるマルテンサイトの硬さが低下するので、穴拡げ性の劣化を抑制することができる。したがって、良好な穴拡げ性を確保するには、残留オーステナイト中のＣ濃度を０.８５質量％以下とすることが好ましい。残留オーステナイト中のＣ濃度の下限は特に限定する必要はないが、オーステナイト中のＣ質量を０．５％未満とするには、合金化処理温度を高くしたり、合金化処理時間を長くしたりする必要が生じ、合金化溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量を適度な合金化度である８〜１３質量％程度とすることが困難となる。したがって、残留オーステナイト中のＣ濃度を０.５質量％以上とすることが好ましい。
【００４１】
３．製造方法
次に、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法について説明する。
上記化学組成を有する溶鋼を転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。
【００４２】
（熱間圧延工程）
このようにして得られる鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却させずに高温状態のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延を施す直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延を施す直接圧延、あるいは、一旦室温まで冷却された冷片を再加熱して圧延を行ってもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により全長の温度の均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
【００４３】
鋼素材の圧延開始温度：１１２０℃以上１３００℃以下
本発明においては、鋼板中にＴｉおよび／またはＮｂの炭化物、窒化物または炭窒化物を形成させることにより、鋼板の引張強度を高めるとともに、結晶粒径を著しく微細化することにより、めっきの濡れ性と合金化処理性を高める。したがって、熱間圧延に供する鋼材中に粗大なＴｉＣやＮｂＣが存在する場合には、熱間圧延に供する前にこれらを極力固溶状態とすることが重要である。
【００４４】
熱間圧延に供する鋼材の温度が１１２０℃未満ではＴｉＣやＮｂＣを固溶状態とすることが不十分となる場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１２０℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超とすると、スケールロスによる歩留り低下が著しくなる。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
【００４５】
なお、冷片を再加熱して熱間圧延に供する場合には、ＴｉＣやＮｂＣをより確実に固溶状態とするために、１１２０℃以上の温度域に滞在させる時間を１０分間以上とすることが好ましい。さらに好ましくは３０分間以上である。直送圧延または直接圧延を行う場合には、ＴｉＣ、ＮｂＣが固溶している限り、そのまま圧延を開始すればよいが、その場合にも圧延開始温度を上記温度域とすることが好ましい。また、スケールロスによる歩留り低下を抑制する観点からは、上記温度域に保持する時間は３時間以下とすることが好ましい。さらに好ましくは２時間以下である。
【００４６】
仕上温度：８００℃以上９５０℃以下
熱間圧延の仕上温度は８００℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。
仕上温度が８００℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が過大となり、操業が困難となる場合がある。したがって、仕上温度は８００℃以上とすることが好ましい。一方、仕上温度が９５０℃超では、後述する巻取温度への制御が困難となり、操業が困難となる場合がある。したがって、仕上温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
【００４７】
巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下
熱間圧延の巻取温度は４５０℃以上７２０℃以下とすることが好ましい。
巻取温度が４５０℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成してしまい、その後の冷間圧延が困難となる場合がある。したがって、巻取温度は４５０℃以上とすることが好ましい。さらに好ましくは５２０℃以上である。一方、巻取温度が７２０℃超では、ＴｉやＮｂの析出物が粗大化してしまい、鋼板の引張強度を高める作用や、めっきの濡れ性と合金化処理性を高める作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、巻取温度は７２０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは６９０℃以下である。
【００４８】
（冷間圧延工程）
熱間圧延工程により得られた熱延鋼板は、酸洗等の常法により脱スケール処理が施された後に冷間圧延が施されて、冷延鋼板とされる。
【００４９】
冷間圧延工程は常法でかまわないが、後述する連続焼鈍が施された後の鋼板の鋼組織をより微細化するには、冷間圧延の圧下率を３０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延設備に対する過度の負荷を避ける観点から、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。
【００５０】
なお、酸洗の前または後に０〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の観点から好ましい。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、合金化溶融亜鉛めっきのめっき密着性を向上させる効果が得られる。
【００５１】
（連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程）
冷間圧延工程により得られた冷延鋼板は、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として５６０℃まで冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却されて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とされることが好ましい。以下、上記処理を連続溶融亜鉛めっきラインで行う場合を例にとって説明する。
【００５２】
本発明では、Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。そのため、焼鈍に際しての昇温時にオーステナイト域まで加工歪が残存し、オーステナイトへの相変態が著しく促進される。したがって、以下のような連続焼鈍条件にて所望の組織が達成される。
【００５３】
焼鈍：Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在
焼鈍は、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させることにより行うことが好ましい。焼鈍温度がＡｃ３点未満では、未再結晶組織が残存して均一な鋼組織が得られなくなり、高い延性と低い降伏強度を確保することが困難となる場合がある。一方、焼鈍温度が９５０℃超では、析出物が粗大化して微細な析出物が得られなくなり、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。
【００５４】
また、上記温度域に滞在させる時間が５秒間未満では、冷間圧延組織である加工フェライトからオーステナイトへの変態が十分に進行せずに、未再結晶組織が残存して均一な鋼組織が得られなくなり、安定した機械特性を確保することが困難となる場合がある。一方、上記温度域に滞在させる時間が２００秒間超では、粒成長が過度に進行して鋼組織が粗大化し、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。上記温度域に滞在させる時間は、生産性の観点から１２０秒間以下とすることが好ましい。
【００５５】
６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度：３℃／秒以上５０℃／秒以下
焼鈍後は、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施すために溶融亜鉛めっき浴近傍の温度域まで冷却するが、この冷却は６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として行うことが好ましい。
【００５６】
本発明のようにＴｉおよび／またはＮｂを多量に含有する鋼種は、６００℃超７５０℃以下の温度域においてオーステナイトからフェライトへの変態が最も進行する。このため、上記温度域における冷却速度を規定することにより、目的とする機械特性を得るための鋼組織への制御を効果的に行うことができる。
【００５７】
６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が３℃／秒未満では、粒成長が過度に進行して鋼組織が粗大化し、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。したがって、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度は３℃／秒以上とすることが好ましい。一方、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が５０℃／秒超では、コイル全体に亘って冷却速度を制御することが困難となり、操業が困難となる場合がある。したがって、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度は５０℃／秒以下とすることが好ましい。
【００５８】
冷却停止温度：５６０℃以下
通常４１０℃以上４９０℃以下である溶融亜鉛めっき浴への入熱が過大となって操業が困難になるのを避けるとともに、ベイナイト変態やセメンタイト析出を抑制して、目的とする強度を確保するとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保して高い延性と低い降伏強度を確保するために、上記冷却は５６０℃まで行うことが好ましい。粗大なセメンタイトの析出を抑制するとともに残留オーステナイト中のＣ濃度の上昇を抑制することにより良好な穴拡げ性を確保するという観点からは、上記冷却を５３０℃まで行うことがさらに好ましい。
【００５９】
冷却停止温度の下限は特に規定しないが、通常４１０℃以上４９０℃以下である溶融亜鉛めっき浴からの抜熱が過大となって操業が困難になるのを避けるため溶融亜鉛めっき浴浸漬前の鋼板の温度は制約されること、冷却後溶融亜鉛めっき浴浸漬までの過程において昇温処理施すことはコスト的に不利となることから、上記冷却は４００℃以上の温度域で停止することが好ましい。
【００６０】
４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間：５００秒間以下
上記冷却後、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施す。ここで、溶融亜鉛めっき浴の浴温が通常４１０℃以上４９０℃以下であることから、溶融亜鉛めっき浴からの抜熱が過大となって操業が困難になるのを避けるため、溶融亜鉛めっき浴浸漬前の温度は通常４００℃以上とされる。また、合金化処理温度は後述するように４３０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。このため、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理の一連の処理を施すために４００℃以上６００℃以下の温度域に不可避的に滞在させることになる。しかしながら、当該温度域はベイナイト変態およびセメンタイト析出が進行する温度域であるため、当該温度域に長時間滞在させると、目的とする引張強度が困難になるとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となり、高い延性と低い降伏強度の確保が困難になる。したがって、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間、すなわち焼鈍後の冷却開始から溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を経て常温まで冷却する過程において４００℃以上６００℃以下の温度域に滞在する時間は５００秒間以下とする。生産性の観点から好ましくは２００秒間以下である。溶融亜鉛めっき処理および合金化処理が可能であれば上記滞在時間は短ければ短いほど好ましいのであるが、良好な外観を確保するには溶融亜鉛めっき浴浸漬前の温度を一定とすることが好ましく、このような観点から上記滞在時間は２０秒間以上とすることが好ましい。
【００６１】
合金化処理温度：４３０℃以上６００℃以下
合金化処理温度は４３０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。
合金化処理温度が４３０℃未満では、合金化未処理が発生し、鋼板の表面性状が劣化する場合がある。したがって、合金化処理温度は４３０℃以上とすることが好ましい。一方、合金化処理温度が６００℃超では、ベイナイト変態とセメンタイト析出が促進され、目的とする引張強度を確保することが困難となるとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となって、目的とする降伏強度を確保が困難になる場合がある。したがって、合金化処理温度は６００℃以下とすることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量を適度な合金化度である８〜１３質量％程度とするために、合金化処理温度を５００℃以上５３０℃以下の温度域として、当該温度域に滞在させる合金化処理時間を１０秒間以上６０秒間以下とすることがさらに好ましい。
【００６２】
なお、焼鈍に際しての平均昇温速度は１℃／秒以上とすることが好ましい。平均昇温速度を１℃／秒以上とすることより、昇温中における不均一な粒成長を抑制し、鋼組織をより一層均一にすることができ、これにより穴拡げ性を一層向上させることができる。
【００６３】
また、合金化処理後は、０.０５％以上１％以下の伸び率のスキンパス圧延を施すことが好ましい。スキンパス圧延によって降伏点伸びが抑制されるとともに、降伏強度の調整が容易になり、目的とする機械特性の確保が容易になる。
【００６４】
このように、鋼の化学組成の調整、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっきの諸条件の適正化により、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％である鋼組織を得ることができ、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに、延性および形状凍結性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、連続焼鈍における冷却停止温度の適正化により、前記残留オーステナイト中のＣ濃度を０．８５質量％以下とすることができ、伸びフランジ性も良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【実施例１】
【００６５】
表１に示す化学組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製して２０ｍｍ厚のスラブを作製した。得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し３.５ｍｍ厚の熱延鋼板を製板した。得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき設備の熱処理条件を模擬した表２に示す条件の熱処理を施した。すなわち、表２に示す加熱速度で表２に示す焼鈍温度まで加熱して当該温度に表２に示す焼鈍時間だけ保持し、次いで、表２に示す冷却速度で表２に示す冷却停止温度まで冷却して当該温度に表２に示す冷却停止保持時間だけ保持し、次いで、７秒間かけて表２に示す浴温度まで冷却して当該温度に表２に示す浴温度保持時間だけ保持し、次いで、５秒間かけて表２に示す合金化処理温度まで加熱して当該温度に１４秒間保持し、次いで、５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却したのちに一部について表２に示す調質圧延伸び率で調質圧延することにより焼鈍冷延鋼板を作成した。
【００６６】
本実施例において作製した焼鈍冷延鋼板は溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の組織および機械的性質は、同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。
【００６７】
表１に示す化学組成を有する鋼片のＡｃ３点を測定するとともに、得られた焼鈍冷延鋼板について、Ｘ線回折により鋼組織を解析し、引張試験および穴拡げ試験を実施して機械特性を評価した。その結果を表２に併せて示す。
【００６８】
さらに、焼鈍冷延鋼板について目標とする機械特性が得られた鋼種について、その冷延鋼板を用いて溶融亜鉛めっき鋼板を製造してめっき濡れ性を評価し、さらに、良好なめっき濡れ性が得られた溶融亜鉛めっき鋼板について合金化処理性を評価した。その結果を表３に示す。
【００６９】
［試験方法］
（Ａｃ３点）
表１に示す化学組成の鋼の冷延鋼板を用いて、１０℃／秒の昇温速度で加熱した際の膨張率変化を解析することによって、各供試鋼のＡｃ３点を測定した。
【００７０】
（残留オーステナイト面積率および残留オーステナイト中のＣ濃度）
２５ｍｍ×２５ｍｍ×１．２ｍｍの各焼鈍冷延鋼板の片面に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚し、化学研磨後の鋼板表面に対しＸ線回折を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイト面積率（残留γ面積率）と残留オーステナイト中のＣ濃度（残留γ中Ｃ濃度）の平均値を算出した。
【００７１】
（機械特性）
圧延方向に対する直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。また、ＪＦＳ Ｔ １００１に規定の方法で穴拡げ率（ＨＥＲ）を測定した。
【００７２】
（めっき濡れ性）
表１に示す鋼種Ａ、Ｃ〜ＧおよびＭの化学組成を有する、表２に示す鋼板Ｎｏ．１、５、６、１０、１２、１３および２０の冷延鋼板を、露点が−３０℃であり体積率１０％の水素を含有し残部が窒素である混合ガス雰囲気中で、１０℃／秒で８８０℃まで加熱し、８８０℃で６０秒間保持し、１０℃／秒で４６０℃まで冷却し、４６０℃で２０秒間保持し、Ａｌ濃度が０.１３質量％である４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間浸漬し、１０℃／秒で室温まで冷却することにより、溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板の外観を目視で観察した。不めっきがないものを濡れ性良好とし、不めっきがあるものを濡れ性不良とした。
【００７３】
（合金化処理性）
上記試験において良好なめっき濡れ性が確認された溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、４００℃と５００℃の塩浴に４０秒浸漬することにより、それぞれの温度での溶融亜鉛合金化処理を模擬した。合金化溶融亜鉛めっき被膜中のＦｅ濃度が１０質量％以上となる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理性良好とし、１０質量％未満となる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理性不良とした。
【００７４】
【表１】
【００７５】
【表２】
【００７６】
【表３】
【００７７】
なお、各表において下線が付された含有量、条件、特性値などは、本発明の規定の範囲外または所望の特性が得られていない場合であることを示している。
表２に示すように、比較例の鋼板Ｎｏ.２、８、１４と２１は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られない。鋼板Ｎｏ.３、１１と２２は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られないだけでなく、所望のオーステナイト面積率が得られないので、所望の降伏強度が得られない。鋼板Ｎｏ.７は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の降伏強度が得られず、所望の延性も得られない。鋼板Ｎｏ.４は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られないだけでなく、所望のオーステナイト面積率が得られないので、所望の降伏強度が得られない。鋼板Ｎｏ.５、１５、１７、１９は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られない。鋼板Ｎｏ.１８は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の降伏強度が得られず、所望の延性も得られない。表３に示すように、鋼板Ｎｏ．５および１２は、化学組成が本発明の範囲から外れており、めっき濡れ性が悪く、溶融亜鉛めっき処理を施すことが困難である。
【００７８】
これに対し、本発明例の鋼板は、表２に示すように、面積％で、残留オーステナイトを５.０〜１５％含む鋼組織を有し、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するにもかかわらず、伸びが１３％以上の優れた延性を有するとともに、降伏強度が６４０ＭＰａ以下の優れた形状凍結性を有する。また、表３に示すように、溶融亜鉛めっき処理におけるめっき濡れ性も良好であり、合金化処理条件が本発明の範囲にある５００℃の合金化処理を模擬した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は合金化処理性も良好である。
【００７９】
また、本発明例の鋼板の中で、鋼板Ｎｏ.１、６、９および２０は、Ｓｉ量が好ましい範囲であり、降伏強度が６００ＭＰａ以下と好ましい範囲になり、さらに形状凍結性が良好となる。また、鋼板Ｎｏ.１、６、１０、１３および２０は、残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５質量％以下であり、さらに穴広げ性が良好となる。
【００８０】
ただし、表３に示すように、化学組成が本発明の範囲にある鋼種Ａ、Ｄ、Ｅ、ＧおよびＭであっても、合金化処理条件が本発明の範囲外にある４００℃の合金化処理を模擬した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化処理性が不良である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。特に、自動車の車体のようにプレス成形を施す用途に好適であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上であ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に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護の観点から自動車の燃費向上が求められている。このため、自動車の車体軽量化および乗員の安全性確保を目的として、各種部材に供される鋼板として引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板、特に防錆性が要求される部材に供される鋼板として高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。
【０００３】
上記用途に供される鋼板に求められる特性としては、単に高強度であるだけでは不十分であり、プレス加工性等の部材への成形加工時に必要な性能を具備するとともに、成形加工後の部材について高い寸法精度を確保するのに必要な性能を具備することが求められる。
【０００４】
具体的には、高い延性により部材への成形加工時に必要な性能を具備し、優れた形状凍結性により成形加工後の部材について高い寸法精度を確保するのに必要な性能を具備することが求められる。
【０００５】
とりわけ、センターピラー、バンパー、ロッカーレインフォースのような長尺の高強度部材に供される鋼板に関しては、成形加工後のスプリングバック量の絶対値が大きくなるので、より優れた形状凍結性が必要とされる。
【０００６】
形状凍結性は、相対的には降伏比により評価され、降伏比が低いほど、すなわち、同一の引張強度においては降伏強度が低いほど、形状凍結性に優れるとされる。しかしながら、成形加工後のスプリングバック量の絶対値は降伏強度によって決定されるので、形状凍結性の絶対的評価は降伏強度によってなされる。したがって、仮に降伏比が同程度であったとしても、引張強度の上昇にともなって降伏強度も上昇するため、引張強度が５９０ＭＰａの高強度鋼板で表面化しなかった形状凍結性の問題が、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板について深刻な問題となる場合がある。
【０００７】
ところで、高強度鋼板には数種類のタイプが存在し、代表的なものとして、母相であるフェライトにマルテンサイトやベイナイトなどの強化相を共存させた複合組織鋼板が知られている。
【０００８】
複合組織鋼板は軟質なフェライトを主体とすることで、降伏比を低く、加工硬化指数を高くすることができるので、一般には、高い強度、優れた延性、優れた形状凍結性の全てを具備させることが可能である。
【０００９】
しかしながら、従来技術においては、引張強度が９８０ＭＰａ以上にもなると、複合組織鋼板の長所であった高い延性と優れた形状凍結性が損なわれていた。
すなわち、複合組織鋼板の強度を高めるには、強化相の強度または強化相の体積率を高める必要があるが、強化相の強度には限界があることから、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するには強化相の体積率を高めざるを得ず、このために軟質なフェライトの体積率が減少してしまい、延性と形状凍結性とが損なわれていたのである。
【００１０】
そして、複合組織鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用する場合には、高い延性と優れた形状凍結性を確保することが一層困難となるのみならず、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することさえも困難であった。
【００１１】
すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスは、再結晶焼鈍後の冷却過程において、約４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、合金化するために約５００℃に再加熱するという温度履歴を要する。このような製造プロセスにおいては、４００℃以上の温度域で冷却が一旦中断されるため、ベイナイト変態やセメンタイト析出が促進され、高い強度、優れた延性、優れた形状凍結性を実現するのに必要なマルテンサイトや残留オーステナイトといった強化相を確保することが困難となるのである。
【００１２】
このような中にあって、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には、所定の成分組成を有する冷延鋼板をフェライトとオーステナイトとが共存する二相温度域で還元焼鈍することにより、フェライトを主体とし、オーステナイトを３％以上含む複合組織とする方法が開示されている。
【００１３】
一方、降伏比を低くすることに着目した、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板も提案されている。
例えば、特許文献２には、所定の成分組成を有する冷延鋼板をオーステナイトの単相域に焼鈍し、４５０℃以下の温度域まで急冷することにより、ベイニティックフェライト主体とし、残留オーステナイトを５％以上含む複合組織とする方法が開示されている。
【特許文献１】特開２００４−２１１１５７号公報
【特許文献２】特開２００５−２４０１７８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
上述したように、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板が従来から提案されているが、実用上十分な高強度、優れた延性、優れた形状凍結性が得られているとはいい難い。
【００１５】
すなわち、特許文献１に開示されているような合金元素を多量に含有する成分組成を有する鋼板を二相温度域で焼鈍すると未再結晶が残存しやすく、引張強度や降伏強度の変動が生じやすくなるので、プレス成形加工時のスプリングバック量がばらつき、成形不良が生じやすい。
【００１６】
また、特許文献１に開示されている技術は降伏強度を低くすることに着目しておらず、未再結晶が残存すると降伏強度は高くなることからすれば、特許文献１に開示された鋼板の形状凍結性は本質的に悪いと推測される。
【００１７】
また、特許文献２に開示されている技術は降伏比の低下を目的とするものであるが、降伏強度は７５０ＭＰａ以上であり、優れた形状凍結性が得られているとはいえない。
本発明は上記従来技術に鑑みてなされたものであり、従来困難であった、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに、延性および形状凍結性に優れる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ることを課題とする。
【００１８】
本発明の鋼板において、延性は引張試験における全伸びを指標とし、その目標値は１３％以上である。また、形状凍結性は降伏強度を指標とし、その目標値は６４０ＭＰａ以下である。好ましくは６００ＭＰａ以下である。
【００１９】
本発明の鋼板を、自動車用補強部材の代表的部材であるクロスメンバー等のより高強度かつ複雑な形状の部品に適用するには、上記特性に加えて、ＪＦＳ Ｔ １００１に規定される穴拡げ率が２５％以上の優れた伸びフランジ性を具備することが好ましい。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
本発明らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った結果、以下の新たな知見を得た。
Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に含有させるとともに所定量のＳｉを含有させた鋼板にオーステナイト域で焼鈍する所定の熱処理を施すと、Ｔｉおよび／またはＮｂの炭化物や窒化物や炭窒化物による強化作用と鋼組織の微細化作用とが相俟って高い引張強度が得られる。さらに、上記鋼組織の微細化作用と所定量のＳｉを含有させることによる残留オーステナイト生成作用とが相俟って、変形初期に加工誘起変態を生じる塊状の残留オーステナイトの生成が促進され、これにより高い延性と低い降伏強度とが得られる。さらにまた、上記鋼組織の微細化作用により、所定量のＳｉを含有するにも拘わらず良好なめっき濡れ性と合金化処理性が確保され、これにより良好な表面外観が得られる。
【００２１】
本発明は上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下、Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下、Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下およびＮ：０.０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.１５％以下およびＮｂ：０.１５％以下の１種または２種を下記式（ｉ）を満足する範囲で含有する化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％以下である鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、全伸びが１３％以上および降伏強度が６４０ＭＰａ以下である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５ （ｉ）
【００２２】
（２）前記化学組成が、さらにＢ：０.０１質量％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
（３）前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０.８５質量％以下であることを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）ＪＦＳ Ｔ １００１に規定される方法により測定した穴拡げ率が２５％以上である機械特性を有することを特徴とする上記（３）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２４】
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼材を１１２０℃以上１３００℃以下とし、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として５６０℃まで冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却する連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
【発明の効果】
【００２５】
本発明により、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および形状凍結性に優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得ることができる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
１．鋼組成
本発明の鋼板の化学組成を上述のように規定した理由について説明する。なお、本明細書において鋼板の化学組成を規定する「％」は「質量％」である。
【００２７】
Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下
Ｃは、鋼板の引張強度を高めるとともに、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することや５．０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１８％超では、溶接性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０.１８％以下とする。
【００２８】
Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の引張強度を高め、さらに、残留オーステナイトの面積率を高める作用により延性を向上させるとともに、後述するＴｉおよび／またはＮｂによる鋼組織の微細化作用と相俟って、降伏強度を低下させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％超では、めっきの濡れ性の低下と合金化処理性の低下を招いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面外観を劣化させるとともに、残留オーステナイト中のＣ濃度を過剰に高めてしまい穴拡げ性をも劣化させる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.６０％以下とする。
【００２９】
なお、本発明においては、後述するように、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有させることにより、Ｓｉを０．１０％以上含有するにもかかわらず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について良好な表面外観を確保することを可能にしている。
【００３０】
Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下
Ｍｎは、固溶強化により鋼板の引張強度を高めるとともに、鋼のＡｃ３点を低下させることにより好適な焼鈍温度範囲を拡げて製造安定性を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が２．２％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２.２％以上とする。好ましくは２．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、延性を劣化させるとともに降伏強度を著しく上昇させる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.８％以下である。
【００３１】
Ｐ：０.１％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の引張強度を高める作用を有する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０．１％超では、溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。上記固溶強化による引張強度を高める作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０.００２％以上とすることが好ましい。
【００３２】
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、不純物として含有される元素である。Ｓ含有量が０．０１％超では穴拡げ性および溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下、さらに好ましくは０.００３％以下である。
【００３３】
ｓｏｌ．Ａｌ：０.０１〜０.１％
Ａｌは、鋼を脱酸することにより鋼材を健全化する作用を有し、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留りを向上させるのに有効に作用する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０.０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％超では、酸化物系介在物の増加が著しくなり、表面性状や成形加工性の劣化を招く場合がある。また、製造コストの増加を招く。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０８％以下である。
【００３４】
Ｎ：０.０１％以下
Ｎは、一般に不純物として含有される元素であるが、後述するようにＴｉおよび／またはＮｂを含有させる本発明においては、鋼板中にＴｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の窒化物や炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強度を高める作用を有する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｎ含有量が０．０１％超では、鋼板中に粗大なＴｉＮを形成することにより穴拡げ性の著しい劣化を招く場合がある。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。上記引張強度を高める作用をより確実に得るには、Ｎ含有量を０.０００５％以上とすることが好ましい。
【００３５】
Ｔｉ：０.１５％以下、Ｎｂ：０.１５％以下、０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５
ＴｉおよびＮｂは、鋼板中に炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強度を高める作用を有する元素である。さらに、鋼組織を微細化する作用を有し、上述したＳｉによる残留オーステナイト促進作用と相俟って、変形初期に加工誘起変態を生じる塊状の残留オーステナイトの生成が促進され、これにより高い延性と低い降伏強度とが得られる。さらにまた、上記鋼組織の微細化作用よりめっきの濡れ性と合金化処理性を高めることを可能とし、Ｓｉを０．１０％以上含有するにもかかわらず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について良好な表面外観を確保することを可能にする。
【００３６】
上記作用による効果を得るために、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を含有させるとともに、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０.０５以上とする。好ましくは、０.０６以上である。一方、Ｔｉ含有量を０．１５％超としたり、Ｎｂ含有量を０．１５％超としたり、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０．１５超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｔｉ含有量を０．１５％以下、Ｎｂ含有量を０．１５％以下とするとともに、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０．１５以下とする。
【００３７】
Ｂ：０.０１％以下
Ｂは、任意元素であり、変態強化により鋼板の引張強度を高める作用を有する元素であるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１％超では、鋼板の延性の劣化が著しくなる。したがって、Ｂ含有量は０.０１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。
【００３８】
２．鋼組織
次に、本発明の鋼板の鋼組織を上述のように規定した理由について説明する。
【００３９】
残留オーステナイトの面積率：５.０％以上１５％以下
本発明の鋼板は、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％である鋼組織を有する。
本発明においては、上述したように、Ｔｉおよび／またはＮｂによる鋼組織微細化作用とＳｉによる残留オーステナイト生成作用とにより、変形初期に加工誘起変態する塊状の残留オーステナイトの生成が促進されるので、延性の向上のみならず、降伏強度の低下が達成される。したがって、上記作用による効果を得るために残留オーステナイトの面積率を５.０％以上とする。一方、残留オーステナイトは、加工が施されると加工誘起変態によって硬質なマルテンサイトに変態し、マイクロクラック発生を助長して穴拡げ性を劣化させる作用を有する。したがって、残留オーステナイトの面積率は１５％以下とする。
【００４０】
ここで、残留オーステナイト中のＣ濃度が低ければ、加工誘起変態により生じるマルテンサイトの硬さが低下するので、穴拡げ性の劣化を抑制することができる。したがって、良好な穴拡げ性を確保するには、残留オーステナイト中のＣ濃度を０.８５質量％以下とすることが好ましい。残留オーステナイト中のＣ濃度の下限は特に限定する必要はないが、オーステナイト中のＣ質量を０．５％未満とするには、合金化処理温度を高くしたり、合金化処理時間を長くしたりする必要が生じ、合金化溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量を適度な合金化度である８〜１３質量％程度とすることが困難となる。したがって、残留オーステナイト中のＣ濃度を０.５質量％以上とすることが好ましい。
【００４１】
３．製造方法
次に、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法について説明する。
上記化学組成を有する溶鋼を転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。
【００４２】
（熱間圧延工程）
このようにして得られる鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却させずに高温状態のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延を施す直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延を施す直接圧延、あるいは、一旦室温まで冷却された冷片を再加熱して圧延を行ってもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により全長の温度の均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
【００４３】
鋼素材の圧延開始温度：１１２０℃以上１３００℃以下
本発明においては、鋼板中にＴｉおよび／またはＮｂの炭化物、窒化物または炭窒化物を形成させることにより、鋼板の引張強度を高めるとともに、結晶粒径を著しく微細化することにより、めっきの濡れ性と合金化処理性を高める。したがって、熱間圧延に供する鋼材中に粗大なＴｉＣやＮｂＣが存在する場合には、熱間圧延に供する前にこれらを極力固溶状態とすることが重要である。
【００４４】
熱間圧延に供する鋼材の温度が１１２０℃未満ではＴｉＣやＮｂＣを固溶状態とすることが不十分となる場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１２０℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超とすると、スケールロスによる歩留り低下が著しくなる。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
【００４５】
なお、冷片を再加熱して熱間圧延に供する場合には、ＴｉＣやＮｂＣをより確実に固溶状態とするために、１１２０℃以上の温度域に滞在させる時間を１０分間以上とすることが好ましい。さらに好ましくは３０分間以上である。直送圧延または直接圧延を行う場合には、ＴｉＣ、ＮｂＣが固溶している限り、そのまま圧延を開始すればよいが、その場合にも圧延開始温度を上記温度域とすることが好ましい。また、スケールロスによる歩留り低下を抑制する観点からは、上記温度域に保持する時間は３時間以下とすることが好ましい。さらに好ましくは２時間以下である。
【００４６】
仕上温度：８００℃以上９５０℃以下
熱間圧延の仕上温度は８００℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。
仕上温度が８００℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が過大となり、操業が困難となる場合がある。したがって、仕上温度は８００℃以上とすることが好ましい。一方、仕上温度が９５０℃超では、後述する巻取温度への制御が困難となり、操業が困難となる場合がある。したがって、仕上温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
【００４７】
巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下
熱間圧延の巻取温度は４５０℃以上７２０℃以下とすることが好ましい。
巻取温度が４５０℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成してしまい、その後の冷間圧延が困難となる場合がある。したがって、巻取温度は４５０℃以上とすることが好ましい。さらに好ましくは５２０℃以上である。一方、巻取温度が７２０℃超では、ＴｉやＮｂの析出物が粗大化してしまい、鋼板の引張強度を高める作用や、めっきの濡れ性と合金化処理性を高める作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、巻取温度は７２０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは６９０℃以下である。
【００４８】
（冷間圧延工程）
熱間圧延工程により得られた熱延鋼板は、酸洗等の常法により脱スケール処理が施された後に冷間圧延が施されて、冷延鋼板とされる。
【００４９】
冷間圧延工程は常法でかまわないが、後述する連続焼鈍が施された後の鋼板の鋼組織をより微細化するには、冷間圧延の圧下率を３０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延設備に対する過度の負荷を避ける観点から、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。
【００５０】
なお、酸洗の前または後に０〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の観点から好ましい。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、合金化溶融亜鉛めっきのめっき密着性を向上させる効果が得られる。
【００５１】
（連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程）
冷間圧延工程により得られた冷延鋼板は、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として５６０℃まで冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却されて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とされることが好ましい。以下、上記処理を連続溶融亜鉛めっきラインで行う場合を例にとって説明する。
【００５２】
本発明では、Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。そのため、焼鈍に際しての昇温時にオーステナイト域まで加工歪が残存し、オーステナイトへの相変態が著しく促進される。したがって、以下のような連続焼鈍条件にて所望の組織が達成される。
【００５３】
焼鈍：Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在
焼鈍は、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させることにより行うことが好ましい。焼鈍温度がＡｃ３点未満では、未再結晶組織が残存して均一な鋼組織が得られなくなり、高い延性と低い降伏強度を確保することが困難となる場合がある。一方、焼鈍温度が９５０℃超では、析出物が粗大化して微細な析出物が得られなくなり、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。
【００５４】
また、上記温度域に滞在させる時間が５秒間未満では、冷間圧延組織である加工フェライトからオーステナイトへの変態が十分に進行せずに、未再結晶組織が残存して均一な鋼組織が得られなくなり、安定した機械特性を確保することが困難となる場合がある。一方、上記温度域に滞在させる時間が２００秒間超では、粒成長が過度に進行して鋼組織が粗大化し、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。上記温度域に滞在させる時間は、生産性の観点から１２０秒間以下とすることが好ましい。
【００５５】
６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度：３℃／秒以上５０℃／秒以下
焼鈍後は、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施すために溶融亜鉛めっき浴近傍の温度域まで冷却するが、この冷却は６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として行うことが好ましい。
【００５６】
本発明のようにＴｉおよび／またはＮｂを多量に含有する鋼種は、６００℃超７５０℃以下の温度域においてオーステナイトからフェライトへの変態が最も進行する。このため、上記温度域における冷却速度を規定することにより、目的とする機械特性を得るための鋼組織への制御を効果的に行うことができる。
【００５７】
６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が３℃／秒未満では、粒成長が過度に進行して鋼組織が粗大化し、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。したがって、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度は３℃／秒以上とすることが好ましい。一方、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が５０℃／秒超では、コイル全体に亘って冷却速度を制御することが困難となり、操業が困難となる場合がある。したがって、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度は５０℃／秒以下とすることが好ましい。
【００５８】
冷却停止温度：５６０℃以下
通常４１０℃以上４９０℃以下である溶融亜鉛めっき浴への入熱が過大となって操業が困難になるのを避けるとともに、ベイナイト変態やセメンタイト析出を抑制して、目的とする強度を確保するとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保して高い延性と低い降伏強度を確保するために、上記冷却は５６０℃まで行うことが好ましい。粗大なセメンタイトの析出を抑制するとともに残留オーステナイト中のＣ濃度の上昇を抑制することにより良好な穴拡げ性を確保するという観点からは、上記冷却を５３０℃まで行うことがさらに好ましい。
【００５９】
冷却停止温度の下限は特に規定しないが、通常４１０℃以上４９０℃以下である溶融亜鉛めっき浴からの抜熱が過大となって操業が困難になるのを避けるため溶融亜鉛めっき浴浸漬前の鋼板の温度は制約されること、冷却後溶融亜鉛めっき浴浸漬までの過程において昇温処理施すことはコスト的に不利となることから、上記冷却は４００℃以上の温度域で停止することが好ましい。
【００６０】
４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間：５００秒間以下
上記冷却後、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施す。ここで、溶融亜鉛めっき浴の浴温が通常４１０℃以上４９０℃以下であることから、溶融亜鉛めっき浴からの抜熱が過大となって操業が困難になるのを避けるため、溶融亜鉛めっき浴浸漬前の温度は通常４００℃以上とされる。また、合金化処理温度は後述するように４３０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。このため、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理の一連の処理を施すために４００℃以上６００℃以下の温度域に不可避的に滞在させることになる。しかしながら、当該温度域はベイナイト変態およびセメンタイト析出が進行する温度域であるため、当該温度域に長時間滞在させると、目的とする引張強度が困難になるとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となり、高い延性と低い降伏強度の確保が困難になる。したがって、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間、すなわち焼鈍後の冷却開始から溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を経て常温まで冷却する過程において４００℃以上６００℃以下の温度域に滞在する時間は５００秒間以下とする。生産性の観点から好ましくは２００秒間以下である。溶融亜鉛めっき処理および合金化処理が可能であれば上記滞在時間は短ければ短いほど好ましいのであるが、良好な外観を確保するには溶融亜鉛めっき浴浸漬前の温度を一定とすることが好ましく、このような観点から上記滞在時間は２０秒間以上とすることが好ましい。
【００６１】
合金化処理温度：４３０℃以上６００℃以下
合金化処理温度は４３０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。
合金化処理温度が４３０℃未満では、合金化未処理が発生し、鋼板の表面性状が劣化する場合がある。したがって、合金化処理温度は４３０℃以上とすることが好ましい。一方、合金化処理温度が６００℃超では、ベイナイト変態とセメンタイト析出が促進され、目的とする引張強度を確保することが困難となるとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となって、目的とする降伏強度を確保が困難になる場合がある。したがって、合金化処理温度は６００℃以下とすることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量を適度な合金化度である８〜１３質量％程度とするために、合金化処理温度を５００℃以上５３０℃以下の温度域として、当該温度域に滞在させる合金化処理時間を１０秒間以上６０秒間以下とすることがさらに好ましい。
【００６２】
なお、焼鈍に際しての平均昇温速度は１℃／秒以上とすることが好ましい。平均昇温速度を１℃／秒以上とすることより、昇温中における不均一な粒成長を抑制し、鋼組織をより一層均一にすることができ、これにより穴拡げ性を一層向上させることができる。
【００６３】
また、合金化処理後は、０.０５％以上１％以下の伸び率のスキンパス圧延を施すことが好ましい。スキンパス圧延によって降伏点伸びが抑制されるとともに、降伏強度の調整が容易になり、目的とする機械特性の確保が容易になる。
【００６４】
このように、鋼の化学組成の調整、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっきの諸条件の適正化により、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％である鋼組織を得ることができ、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに、延性および形状凍結性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、連続焼鈍における冷却停止温度の適正化により、前記残留オーステナイト中のＣ濃度を０．８５質量％以下とすることができ、伸びフランジ性も良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【実施例１】
【００６５】
表１に示す化学組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製して２０ｍｍ厚のスラブを作製した。得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し３.５ｍｍ厚の熱延鋼板を製板した。得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき設備の熱処理条件を模擬した表２に示す条件の熱処理を施した。すなわち、表２に示す加熱速度で表２に示す焼鈍温度まで加熱して当該温度に表２に示す焼鈍時間だけ保持し、次いで、表２に示す冷却速度で表２に示す冷却停止温度まで冷却して当該温度に表２に示す冷却停止保持時間だけ保持し、次いで、７秒間かけて表２に示す浴温度まで冷却して当該温度に表２に示す浴温度保持時間だけ保持し、次いで、５秒間かけて表２に示す合金化処理温度まで加熱して当該温度に１４秒間保持し、次いで、５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却したのちに一部について表２に示す調質圧延伸び率で調質圧延することにより焼鈍冷延鋼板を作成した。
【００６６】
本実施例において作製した焼鈍冷延鋼板は溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の組織および機械的性質は、同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。
【００６７】
表１に示す化学組成を有する鋼片のＡｃ３点を測定するとともに、得られた焼鈍冷延鋼板について、Ｘ線回折により鋼組織を解析し、引張試験および穴拡げ試験を実施して機械特性を評価した。その結果を表２に併せて示す。
【００６８】
さらに、焼鈍冷延鋼板について目標とする機械特性が得られた鋼種について、その冷延鋼板を用いて溶融亜鉛めっき鋼板を製造してめっき濡れ性を評価し、さらに、良好なめっき濡れ性が得られた溶融亜鉛めっき鋼板について合金化処理性を評価した。その結果を表３に示す。
【００６９】
［試験方法］
（Ａｃ３点）
表１に示す化学組成の鋼の冷延鋼板を用いて、１０℃／秒の昇温速度で加熱した際の膨張率変化を解析することによって、各供試鋼のＡｃ３点を測定した。
【００７０】
（残留オーステナイト面積率および残留オーステナイト中のＣ濃度）
２５ｍｍ×２５ｍｍ×１．２ｍｍの各焼鈍冷延鋼板の片面に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚し、化学研磨後の鋼板表面に対しＸ線回折を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイト面積率（残留γ面積率）と残留オーステナイト中のＣ濃度（残留γ中Ｃ濃度）の平均値を算出した。
【００７１】
（機械特性）
圧延方向に対する直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。また、ＪＦＳ Ｔ １００１に規定の方法で穴拡げ率（ＨＥＲ）を測定した。
【００７２】
（めっき濡れ性）
表１に示す鋼種Ａ、Ｃ〜ＧおよびＭの化学組成を有する、表２に示す鋼板Ｎｏ．１、５、６、１０、１２、１３および２０の冷延鋼板を、露点が−３０℃であり体積率１０％の水素を含有し残部が窒素である混合ガス雰囲気中で、１０℃／秒で８８０℃まで加熱し、８８０℃で６０秒間保持し、１０℃／秒で４６０℃まで冷却し、４６０℃で２０秒間保持し、Ａｌ濃度が０.１３質量％である４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間浸漬し、１０℃／秒で室温まで冷却することにより、溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板の外観を目視で観察した。不めっきがないものを濡れ性良好とし、不めっきがあるものを濡れ性不良とした。
【００７３】
（合金化処理性）
上記試験において良好なめっき濡れ性が確認された溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、４００℃と５００℃の塩浴に４０秒浸漬することにより、それぞれの温度での溶融亜鉛合金化処理を模擬した。合金化溶融亜鉛めっき被膜中のＦｅ濃度が１０質量％以上となる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理性良好とし、１０質量％未満となる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理性不良とした。
【００７４】
【表１】
【００７５】
【表２】
【００７６】
【表３】
【００７７】
なお、各表において下線が付された含有量、条件、特性値などは、本発明の規定の範囲外または所望の特性が得られていない場合であることを示している。
表２に示すように、比較例の鋼板Ｎｏ.２、８、１４と２１は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られない。鋼板Ｎｏ.３、１１と２２は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られないだけでなく、所望のオーステナイト面積率が得られないので、所望の降伏強度が得られない。鋼板Ｎｏ.７は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の降伏強度が得られず、所望の延性も得られない。鋼板Ｎｏ.４は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られないだけでなく、所望のオーステナイト面積率が得られないので、所望の降伏強度が得られない。鋼板Ｎｏ.５、１５、１７、１９は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られない。鋼板Ｎｏ.１８は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の降伏強度が得られず、所望の延性も得られない。表３に示すように、鋼板Ｎｏ．５および１２は、化学組成が本発明の範囲から外れており、めっき濡れ性が悪く、溶融亜鉛めっき処理を施すことが困難である。
【００７８】
これに対し、本発明例の鋼板は、表２に示すように、面積％で、残留オーステナイトを５.０〜１５％含む鋼組織を有し、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するにもかかわらず、伸びが１３％以上の優れた延性を有するとともに、降伏強度が６４０ＭＰａ以下の優れた形状凍結性を有する。また、表３に示すように、溶融亜鉛めっき処理におけるめっき濡れ性も良好であり、合金化処理条件が本発明の範囲にある５００℃の合金化処理を模擬した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は合金化処理性も良好である。
【００７９】
また、本発明例の鋼板の中で、鋼板Ｎｏ.１、６、９および２０は、Ｓｉ量が好ましい範囲であり、降伏強度が６００ＭＰａ以下と好ましい範囲になり、さらに形状凍結性が良好となる。また、鋼板Ｎｏ.１、６、１０、１３および２０は、残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５質量％以下であり、さらに穴広げ性が良好となる。
【００８０】
ただし、表３に示すように、化学組成が本発明の範囲にある鋼種Ａ、Ｄ、Ｅ、ＧおよびＭであっても、合金化処理条件が本発明の範囲外にある４００℃の合金化処理を模擬した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化処理性が不良である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下、Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下、Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下およびＮ：０.０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.１５％以下およびＮｂ：０.１５％以下の１種または２種を下記式（１）を満足する範囲で含有する化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％以下である鋼組織を有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、全伸びが１３％以上および降伏強度が６４０ＭＰａ以下である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５ （１）
【請求項２】
前記化学組成が、さらにＢ：０.０１質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０.８５質量％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
ＪＦＳ Ｔ １００１に規定される方法により測定した穴拡げ率が２５％以上である機械特性を有することを特徴とする請求項３に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼材を１１２０℃以上１３００℃以下とし、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として５６０℃まで冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却する連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
【請求項１】
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下、Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下、Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下およびＮ：０.０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.１５％以下およびＮｂ：０.１５％以下の１種または２種を下記式（１）を満足する範囲で含有する化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％以下である鋼組織を有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、全伸びが１３％以上および降伏強度が６４０ＭＰａ以下である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５ （１）
【請求項２】
前記化学組成が、さらにＢ：０.０１質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０.８５質量％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
ＪＦＳ Ｔ １００１に規定される方法により測定した穴拡げ率が２５％以上である機械特性を有することを特徴とする請求項３に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼材を１１２０℃以上１３００℃以下とし、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として５６０℃まで冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却する連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
【公開番号】特開２０１１−８０１２６（Ｐ２０１１−８０１２６Ａ）
【公開日】平成２３年４月２１日（２０１１．４．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−２３４３９６（Ｐ２００９−２３４３９６）
【出願日】平成２１年１０月８日（２００９．１０．８）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年４月２１日（２０１１．４．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年１０月８日（２００９．１０．８）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
[ Back to top ]