JP2010255097A - 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 - Google Patents

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Abstract

【課題】高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴広げ性）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】成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７０％以上のフェライト相と２％以上１０％以下のベイナイト相と０％以上１２％以下のパーライト相を有し、体積率で、１％以上８％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下で、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な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に関する。
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、即ち成形加工性の低下を招く。このため、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれているのが現状である。
また、高強度鋼板を自動車部品のような複雑な形状へ成形加工する際には、張り出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が大きな問題となる。そのため、割れやネッキングの発生の問題を克服できる高延性と高穴広げ性を両立した高強度鋼板も必要とされている。
高強度鋼板の成形性向上に対しては、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼（Dual-Phase鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity）を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。
例えば、特許文献１、２では、化学成分を規定し、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積率、また、その製造方法を規定することにより、延性に優れた鋼板が提案されている。また、特許文献３では、化学成分を規定し、さらにその特殊な製造方法を規定することにより延性に優れた鋼板が提案されている。また、特許文献４では、化学成分を規定し、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトの体積率を規定することにより、延性に優れた鋼板が提案されている。
特開平１１−２７９６９１号公報 特開２００１−１４００２２号公報 特開平０４−０２６７４４号公報 特開２００７−１８２６２５号公報
しかしながら、特許文献１〜４では、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用することにより延性を向上させることを主目的としているため、穴広げ性については考慮されていない。そのため、高延性と高穴広げ性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の開発が課題となる。
本発明は、かかる事情に鑑み、高強度（５９０ＭＰa以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴広げ性）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。
本発明者らは、高強度（５９０ＭＰa以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴広げ性）に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
Ｓｉの積極添加により、フェライトの加工硬化能向上による延性の向上と、フェライトの固溶強化による強度確保および第二相との硬度差緩和による穴広げ性の向上が可能となった。また、ベイナイトの活用により、残留オーステナイトの安定確保による延性の向上と、軟質なフェライトと硬質な残留オーステナイト（もしくは、マルテンサイト）の硬度差をベイナイトという中間硬度相の造り込みにより緩和でき、穴広げ性の向上が可能となった。さらに、最終組織に硬質なマルテンサイトが多く存在すると軟質なフェライトの異相界面で大きな硬度差が生じて穴広げ性が低下するため、最終的にマルテンサイトに変態する未変態オーステナイトの一部をパーライト化し、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなる組織を造り込むことで、高延性を維持したままで、さらなる穴広げ性の向上が可能となった。そして、各相の面積率を適正制御することにより、引張強度ＴＳが５９０ＭＰa以上の各々の強度レベルの鋼板に対して、高延性と高穴広げ性の両立が可能となった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、以下の特徴を備えている。
［１］成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７０％以上のフェライト相と２％以上１０％以下のベイナイト相と０％以上１２％以下のパーライト相を有し、体積率で、１％以上８％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下で、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］さらに、面積率で、１％以上５％以下のマルテンサイト相を有することを特徴とする前記［１］に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［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。
［４］さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［１］〜［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。
［５］さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［１］〜［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。
［６］亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする前記［１］〜［５］のいずれかに記載の加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［７］前記［１］、［３］、［４］、［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０〜９００℃の温度域で１５〜６００ｓ保持し、次いで、３〜８０℃／ｓの平均冷却速度で３００〜５５０℃の温度域まで冷却し、該３００〜５５０℃の温度域にて１０〜２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］前記［１］、［３］、［４］、［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０〜９００℃の温度域で１５〜６００ｓ保持し、次いで、３〜８０℃／ｓの平均冷却速度で３００〜５５０℃の温度域まで冷却し、該３００〜５５０℃の温度域にて１０〜２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］溶融亜鉛めっきを施した後、５２０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする前記［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。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板である。
また、本発明においては、合金化処理を施す、施さないにかかわらず、溶融亜鉛めっき方法によって鋼板上に亜鉛をめっきした鋼板を総称して溶融亜鉛めっき鋼板と呼称する。すなわち、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板とは、合金化処理を施していない溶融亜鉛めっき鋼板、合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板のいずれも含むものである。
本発明によれば、高強度（５９０ＭＰa以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴広げ性）に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。
以下に、本発明の詳細を説明する。
一般に、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトとの二相構造では、延性の確保は可能なものの、フェライトとマルテンサイトの硬度差が大きいために、十分な穴広げ性が得られないことが知られている。そのため、フェライトを主相とし、第二相として炭化物を含むベイナイトとすることにより、硬度差を緩和し穴広げ性を確保することが図られてきた。しかし、この場合は十分な延性が確保できないことが問題であった。そこで、本発明者は、さらに残留オーステナイトの活用とパーライトの活用について検討し、フェライトとベイナイトとパーライトとマルテンサイトと残留オーステナイトからなる複合組織での特性向上の可能性に着目して詳細に検討を行った。
その結果、フェライトの固溶強化とフェライトの加工硬化能向上を目的にＳｉを積極添加し、フェライトとベイナイトとパーライトとマルテンサイトと残留オーステナイトの複合組織を造り込み、異相間の硬度差を低減させ、さらにその複合組織の面積を適正化することにより、高延性と高穴広げ性の両立を可能とした。
以上が本発明を完成するに至った技術的特徴である。
そして、本発明は、成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７０％以上のフェライト相と２％以上１０％以下のベイナイト相と０％以上１２％以下のパーライト相を有し、体積率で、１％以上８％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下で、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であることを特徴とする。
（１）まず、成分組成について説明する。
Ｃ：０.０４％以上０．１５％以下
Ｃはオーステナイト生成元素であり、組織を複合化し強度と延性向上に主要な元素である。Ｃ量が０．０４％未満では、必要な残留γ量およびベイナイト面積率の確保が難しい。一方、Ｃ量が０．１５％を超えて過剰に添加すると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化する。よって、Ｃは０．０４％以上０．１５％以下とする。好ましくは０．０５％以上０．１３％以下である。
Ｓｉ：０.７％以上２.３％以下
Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。そして、強度と延性のバランスの改善およびフェライトの硬度確保のためには０.７％以上の添加が必要である。また、残留γの安定確保のためにも０.７％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。よって、Ｓｉは０．７％以上２.３％以下とする。好ましくは、１．０％以上１．８％以下である。
Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下
Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第二相の分率調整に必要な元素である。このためには、Ｍｎは０．８％以上の添加が必要である。一方、２.２％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大となりフェライト面積率の確保が困難となる。また近年、Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にもなる。従って、Ｍｎは０.８％以上２.２％以下とする。好ましくは１．０％以上２．０％以下である。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また、０．１％を越えると合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐは０.１％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳは０．０１％以下とする。
Ａｌ：０.１％以下
Ａｌは、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。しかしながら、Ａｌの過剰な添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、Ａｌは０.１％以下とする。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎは０．００８％以下とする。残部はFeおよび不可避的不純物である。ただし、これらの成分元素に加えて、以下の合金元素を必要に応じて添加することができる。
Ｃｒ：０.０５％以上１.２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる少なくとも１種
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を制御する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Ｃｒ：０.０５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１.２％、Ｖ：１．０％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相分率が過大となり著しい強度上昇などの懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。したがって、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：１.２％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下とする。
更に、下記のＴｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕのうちから１種以上の元素を含有することができる。
Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ０.０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、それぞれが０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には，その添加量をＴｉは０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂは０．０１％以上０．１％以下とする。
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は，０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えると加工性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
Ｎｉ：０．０５％以上２.０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２.０％以下
Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。また内部酸化を促進してめっき密着性を向上させる。これらの効果を得るためには，それぞれ０．０５％以上必要である。一方、Ｎｉ、Cuともに２.０％を超えて添加すると、鋼板の加工性を低下させる。また、コストアップの要因にもなる。よって、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合に、その添加量はそれぞれ０．０５％以上２.０％以下とする。
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０.００１％以上必要である。しかしながら、過剰な添加は，介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１％以上０．００５％以下とする。
（２）次に、ミクロ組織について説明する。
フェライト相の面積率：７０％以上
良好な延性を確保するためには、フェライト相は面積率で７０％以上必要である。
ベイナイト相の面積率：２％以上１０％以下
良好な穴広げ性を確保するために、ベイナイト相は面積率で２％以上必要である。一方、良好な延性を確保するため、ベイナイト相は１０％以下とする。なお、ここで云うベイナイト相の面積率とは、観察面積に占めるベイニティックフェライト（転位密度の高いフェライト）の面積割合のことである。
パーライト相の面積率：０％以上１２％以下
パーライト相の面積率が１２％を超える場合、必要な残留オーステナイト量が確保できず、延性が低下する。そのため、良好な延性を確保するためには、パーライト相は面積率で１２％以下である必要がある。好ましくは、２％以上１０％以下である。
残留オーステナイト相の体積率：１％以上８％以下
良好な延性を確保するためには、残留オーステナイト相は体積率で１％以上必要である。また、残留オーステナイト相の体積率が８％を超える場合、穴広げ加工時に残留オーステナイトが変態して生成される硬質なマルテンサイト相が増大し、穴広げ性が低下する。そのため、良好な穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイト相は体積率で８％以下である必要がある。好ましくは、２％以上８％以下である。
フェライトの平均結晶粒径：１８μｍ以下
所望の強度を確保するためには，フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下である必要がある。また、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍを超える場合、フェライトの粒界に多く存在する第二相の分散状態が局部的に密になり、第二相が均一に分散した組織が得られず、穴広げ性の低下も招く可能性がある。
残留オーステナイトの平均結晶粒径：２μｍ以下
良好な穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下である必要がある。
マルテンサイト相の面積率：１％以上５％以下
所望の強度を確保するために、マルテンサイト相は面積率で１％以上必要である。また、良好な穴広げ性を確保するために、硬質なマルテンサイト相の面積率は５％以下とする。
なお、フェライト相・パーライト相・ベイナイト相・残留オーステナイト相・マルテンサイト相以外に、焼戻しマルテンサイト相や焼戻しベイナイト相やセメンタイト等の炭化物が生成される場合があるが、上記のフェライト相・パーライト相・ベイナイト相の面積率、および残留オーステナイト相の体積率、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
また、本発明におけるフェライト相、ベイナイト相（ベイニティックフェライト）、パーライト相およびマルテンサイト相の面積率とは、観察面積に占める各相の面積割合のことである。
（３）次に、製造条件について説明する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０〜９００℃の温度域で１５〜６００ｓ保持し、次いで、３〜８０℃／ｓの平均冷却速度で３００〜５５０℃の温度域まで冷却し、該３００〜５５０℃の温度域にて１０〜２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施し、必要に応じて、５２０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す方法によって製造できる。
また、上記は、めっきの下地鋼板を冷延鋼板とした場合であるが、めっきの下地鋼板は上記の熱間圧延、酸洗した後の鋼板とすることもできる。
以下、詳細に説明する。
上記の成分組成を有する鋼は、通常公知の工程により、溶製した後、分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延を経てホットコイルにする。熱間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定しないが、スラブを１１００〜１３００℃に加熱し、最終仕上げ温度を８５０℃以上で熱間圧延を施し、４００〜７５０℃で鋼帯に巻き取ることが好ましい。巻き取り温度が７５０℃を超えた場合、熱延板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は、熱延・酸洗後または冷延後の短時間焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要強度を得ることができない場合がある。その後、通常公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った後に必要に応じて冷間圧延を施す。冷間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定する必要はないが、３０％以上の冷間圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。冷間圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、延性と穴広げ性が低下する場合があるためである。
８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱
加熱する温度域が６５０℃未満、または、平均加熱速度が８℃／ｓ未満の場合、焼鈍中に微細で均一に分散したオーステナイト相が生成されず、最終組織において第２相が局所的に集中して存在する組織が形成され、良好な穴広げ性の確保が困難である。また、平均加熱速度が８℃／ｓ未満の場合、通常よりも長い炉が必要となり、多大なエネルギー消費にともなうコスト増と生産効率の悪化を引き起こす。また、加熱炉としてＤＦＦ（Direct Fired Furnace）を用いることが好ましい。これは、ＤＦＦによる急速加熱により、内部酸化層を形成させ、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化物の鋼板最表層への濃化を防ぎ、良好なめっき性を確保するためである。
７５０〜９００℃の温度域で１５〜６００ｓ保持
本発明では、７５０〜９００℃の温度域にて、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイト相とフェライト相の二相域で、１５〜６００s間焼鈍（保持）する。焼鈍温度が７５０℃未満の場合や、保持（焼鈍）時間が１５ｓ未満の場合には、鋼板中の硬質なセメンタイトが十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了せず、目標とする残留オーステナイトの確保が困難となり、延性が低下する。一方、焼鈍温度が９００℃を超える場合や保持（焼鈍）時間が６００ｓを超える場合は、焼鈍保持中にオーステナイトが粗大化し、冷却停止直後には第二相の殆どがＣの希薄な未変態オーステナイトであるため、その後の保持中に進行するベイナイト変態により炭化物を含むベイナイトが多く生成され，マルテンサイト、残留オーステナイトが殆ど確保できず、所望の強度の確保と良好な延性の確保が困難となる。また、多大なエネルギー消費にともなうコスト増を引き起こす場合がある。
３〜８０℃／ｓの平均冷却速度で３００〜５５０℃の温度域まで冷却
平均冷却速度が３℃／ｓ未満の場合、冷却中に第二相の大半がパーライト化、もしくは、セメンタイト化し、最終的に残留オーステナイトが殆ど確保できず、延性が低下する。平均冷却速度が８０℃／ｓを超える場合、フェライト生成が十分でなく、所望のフェライト面積率が得られず、延性が低下する。特に、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施さない場合には、当該平均冷却速度の上限は、所望の組織を得る点から、１５℃／ｓとすることが好ましい。また、冷却停止温度が３００℃未満の場合、ベイナイト変態が促進せず、ベイナイト相、残留オーステナイト相がほとんど存在しない組織となるため、所望の延性が得られない。冷却停止温度が５５０℃を超える場合、オーステナイトの殆どがセメンタイト、パーライト化し、目標とするベイナイト相および残留オーステナイト相を得ることが困難となり、延性が低下する。
３００〜５５０℃の温度域にて１０〜２００ｓ保持
保持温度が３００℃未満または５５０℃を超える場合、または保持時間が１０ｓ未満の場合は、ベイナイト変態が促進せず、ベイナイト相、残留オーステナイト相が殆ど存在しない組織になるため、所望の延性を得られない。また、保持時間が２００ｓを超える場合、第二相の大半がベイナイト変態促進によりベイナイト相と残留オーステナイト相になり、かつ、一部未変態オーステナイトがセメンタイト化する。そのため、最終組織がマルテンサイトを殆ど含まない組織となり、所望の強度の確保が困難となる。
その後、鋼板を通常の浴温のめっき浴中に浸入させて溶融亜鉛めっきを行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。
５２０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこと
実使用時の防錆能向上を目的として、表面に溶融亜鉛めっき処理を施す。その場合、プレス性、スポット溶接性および塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた、合金化溶融亜鉛めっきが多く使用される。この温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことは、本発明において重要な要件の１つである。ベイナイト変態促進により生成された固溶炭素量の多い未変態オーステナイトは、合金化処理により上記温度域まで加熱されてもパーライト変態（もしくは、セメンタイト化）する量は少なく、安定な残留オーステナイトとして多く残存するのに対して、固溶炭素量の少ない未変態オーステナイトは、上記温度域まで加熱されるとその大半がパーライト変態（もしくは、セメンタイト化）する。合金化処理温度が６００℃より高い場合、最終組織はフェライト、パーライト、ベイナイトが殆どを占め、残留オーステナイト、マルテンサイトが殆ど存在しない組織となり、所望の強度の確保と良好な延性の確保が困難となる。また、合金化処理温度が５２０℃より低い場合、固溶炭素量の少ない未変態オーステナイトがパーライト化する量は少なく、最終的にマルテンサイトに変態する。つまり、最終組織はフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、５％以上のマルテンサイトから構成され、上記フェライト（軟質）とマルテンサイト（硬質）の硬度差が大きい異相界面が大幅に増加し、穴広げ性が低下する。そこで、最終組織のマルテンサイト（硬質）を低減させる目的で、５２０〜６００℃と高い温度域で合金化処理を行い、最終組織構成をフェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト、そして、５％以下の少量のマルテンサイトにすることで、良好な延性を確保しつつ、さらなる穴広げ性の向上が可能となる。
合金化処理の温度が５２０℃未満の場合、マルテンサイト相の面積率が５％を超え、上記硬質なマルテンサイトが軟質なフェライトと隣接しているため、異相間に大きな硬度差が生じ、穴広げ性が低下する。また、溶融亜鉛めっき層の付着性が悪くなる。合金化処理の温度が６００℃を超える場合、未変態オーステナイトの殆どがセメンタイトもしくはパーライト化し、結果として所望の残留γ量を確保できず、延性が低下する。なお、合金化処理の温度域については特にその条件を限定する必要はないが、５４０〜５９０℃の範囲が好ましい。
なお、本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。なお、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合でもよい。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱後、８７０〜９２０℃の仕上温度で板厚３．２ｍｍまで熱間圧延を行い、５２０℃で巻き取った。次いで、得られた熱延板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２に示す製造条件で、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに５２０〜６００℃の熱処理を加えた合金化溶融亜鉛めっき処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。一部の鋼板については、めっきの合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
また、表１にＡ、Ｊ、Ｂ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏ、Ｐで示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱後、８７０〜９２０℃の仕上温度で所定の板厚まで熱間圧延を行い、５２０℃で巻き取った。次いで、得られた熱延板を酸洗した後、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表３に示す製造条件で、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに５２０〜６００℃の熱処理を加えた合金化溶融亜鉛めっき処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。一部の鋼板については、めっきの合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
なお、表３において、Ｎｏ．３９、４０、４３、４４、４５、４９、５４は板厚２．６ｍｍまで、Ｎｏ．４１、４６、４７、５０、５３は板厚２．３ｍｍまで、Ｎｏ．４２、４８は板厚２．０ｍｍまで、Ｎｏ．５１は板厚２．４ｍｍまで、Ｎｏ．５２は板厚１．９ｍｍまで、それぞれ熱間圧延を行っている。
Figure 2010255097
Figure 2010255097
Figure 2010255097
得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、マルテンサイト相の面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、Media Cybernetics社のImage-Proを用いて求めた。フェライト相の平均結晶粒径は、上述のImage-Proを用いて、各々のフェライト粒の面積を求め，円相当径を算出し、それらの値を平均して求めた。
また、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛２２０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて、１０個以上の残留オーステナイトを観察し、その結晶粒径を平均して求めた。
また、引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）、Ｅｌ（全伸び）を測定した。
なお、本発明では、ＴＳ×Ｅｌ≧２００００（ＭＰａ・％）の場合を良好と判定した。
また、以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板）に対して、穴広げ性（伸びフランジ性）を測定した。穴広げ性（伸びフランジ性）は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、板厚≧２．０ｍｍではクリアランス１２％±１％で、板厚＜２．０ｍｍではクリアランス１２％±２％で、直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から伸びフランジ性を評価した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ-Ｄ０）/Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
なお、本発明では、λ≧７０（％）の場合を良好と判定した。
また、ｒ値は、溶融亜鉛めっき鋼板からＬ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向と４５°をなす方向）およびＣ方向（圧延方向と９０°をなす方向）からそれぞれＪＩＳＺ２２０１の５号試験片を切り出し、ＪＩＳＺ２２５４の規定に準拠してそれぞれのｒＬ,ｒＤ,ｒＣを求め、下式（１）によりｒ値を算出した。
ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４ ・・・（１）
さらに、深絞り成形試験は、円筒絞り試験で行い、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験条件は、試験には直径３３ｍｍの円筒ポンチを用い、ダイス径：３６．６ｍｍの金型を用いた。試験は、しわ押さえ力：１Ｔｏｎ、成形速度１ｍｍ/ｓで行った。めっき状態などにより表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しない様、サンプルとダイスの間にポリエチレンシートを置いて高潤滑条件で試験を行った。ブランク径を1ｍｍピッチで変化させ、破断せず絞りぬけたブランク径Ｄとポンチ径ｄの比（Ｄ/ｄ）をＬＤＲとした。
以上により得られた結果を表４、表５に示す。
Figure 2010255097
Figure 2010255097
本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれもＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、延性および穴広げ性にも優れている。また、ＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％で強度と延性のバランスも高く、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。一方、比較例では、強度、延性、穴広げ性のいずれか一つ以上が劣っている。

Claims (9)

  1. 成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７０％以上のフェライト相と２％以上１０％以下のベイナイト相と０％以上１２％以下のパーライト相を有し、体積率で、１％以上８％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下で、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. さらに、面積率で、１％以上５％以下のマルテンサイト相を有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項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。
  4. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３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。
  5. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜４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。
  6. 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項１、３、４、５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０〜９００℃の温度域で１５〜６００ｓ保持し、次いで、３〜８０℃／ｓの平均冷却速度で３００〜５５０℃の温度域まで冷却し、該３００〜５５０℃の温度域にて１０〜２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 請求項１、３、４、５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０〜９００℃の温度域で１５〜６００ｓ保持し、次いで、３〜８０℃／ｓの平均冷却速度で３００〜５５０℃の温度域まで冷却し、該３００〜５５０℃の温度域にて１０〜２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 溶融亜鉛めっきを施した後、５２０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項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。
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