JP5715468B2 - 機械的特性の安定性に優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車用等に用いられる加工性に優れた高強度鋼板の製造方法に関し、より詳しくは、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて高強度と成形性を安定的に兼備する溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に関するものである。
自動車用足回り部品に供される溶融亜鉛めっき鋼板は燃費改善を目的として軽量化を実現するため、高強度化が求められている。そのためには、鋼板強度を９８０ＭＰａ級以上に高強度化しつつも、プレス成形性を確保することが求められている。
９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板において、高強度化と成形性を両立させるためにはＴＲＩＰ効果を活用した鋼を用いることが有効なことが知られている。しかしながら、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）においては、ベイナイト変態を利用して残留オーステナイト（以下、「残留γ」と略記することあり。）を作りこむためのオーステンパ処理の時間が長くとれないため、高強度化と成形性を両立した溶融亜鉛めっき鋼板を安定的に製造することは容易でない。
短時間のオーステンパ処理により高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、例えば特許文献１および２に開示がある。この特許文献１および２に記載された高強度鋼板は、ベイナイトを主相とし、残留γを３〜５０質量％含有し、残部がフェライトからなるものであり、その実施例で５００〜４６０℃×３０ｓという短時間のオーステンパ処理により、引張強度９８０ＭＰａ級で伸びが２３％程度と良好な機械的特性（以下、単に「特性」ともいう。）が得られることが示されている。しかしながら、いずれもフェライトが体積分率で２０％以上含まれているため、このような高い分率のフェライト導入によりオーステナイト中にＣやＭｎ等が濃化し、その結果ベイナイト変態が遅延するため、３０ｓ程度の短時間のオーステンパ処理ではベイナイト変態が停留段階に到達する前段階（後記参照）にあると考えられ、安定的に良好な特性を備えた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは困難であると想定される。なお、前記「ベイナイト変態の停留段階」とは、ベイニティック・フェライトの形成およびそれに伴うオーステナイトへの炭素濃化（高炭素化）の段階と、オーステナイトがフェライトおよびセメンタイトへと分解する段階との間の段階である。この停留段階から冷却することで鋼中の残留γの分率は最大化し、かつ、その後に行われる鋼板製造に係る処理工程においてもその量はほとんど変化しない。
そこで本発明の目的は、機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５２〜０．０３％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％−Ａｃ３≧５０を満たす成分を有する鋼材を、
熱間圧延した後、３０〜７０％の冷延率で冷間圧延を行い、
Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃の均熱温度で１０〜１８００ｓ保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、３５０〜５００℃の温度域で１０〜１００ｓ保持しつつ溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却することを特徴とする、
引張強度ＴＳと伸びＥＬが、「９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａでかつＥＬ≧１７％」、または、「ＴＳ≧１１８０ＭＰａでかつＥＬ≧１４％」を満たす、
機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
ただし、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３
Ａｃ３＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］−１５．２［Ｎｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５２〜０．０３％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％−Ａｃ３≧５０を満たす成分を有する鋼材を、
熱間圧延した後、３０〜７０％の冷延率で冷間圧延を行い、
Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃の均熱温度で１０〜１８００ｓ保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、３５０〜５００℃の温度域で１０〜１００ｓ保持しつつ溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却することを特徴とする、
引張強度ＴＳと伸びＥＬが、「９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａでかつＥＬ≧１７％」、または、「ＴＳ≧１１８０ＭＰａでかつＥＬ≧１４％」を満たす、
機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
ただし、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３
Ａｃ３＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］−１５．２［Ｎｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
請求項２に記載の発明は、
前記鋼材の成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｂ：０．００００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
前記鋼材の成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｂ：０．００００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
請求項３に記載の発明は、
前記鋼材の成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１または２に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
前記鋼材の成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１または２に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
請求項４に記載の発明は、前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却する前に、４８０〜６００℃の温度で１〜１００ｓ再加熱して合金化処理を行う
請求項１〜３のいずれか１項に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
請求項１〜３のいずれか１項に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
本発明によれば、鋼中のＮとＡｌの含有量を特定の成分範囲で制御するとともに、均熱温度をオーステナイト単相域であるＡｃ３点以上の特定の温度範囲で制御することで、炉の加熱状況やラインスピードの変化等により均熱温度が多少変動してもオーステナイト中におけるＡｌＮの析出量を確保してこのＡｌＮ粒子のピン止め作用を有効に発揮させることにより該オーステナイト粒の粗大化を抑制して微細化したうえで、このオーステナイト単相化後にオーステンパ温度まで急冷することで、フェライトの生成を抑制して上記オーステナイト中へのＣやＭｎ等の濃化を抑制し、これにより従来よりも短時間のオーステンパ処理で、オーステナイトからのベイナイト変態の停留段階に達するため、所望量の残留γを確保でき良好な鋼板特性が得られるとともに、このように変態停留段階を利用するため、鋼板特性のオーステンパ時間依存性が低減し、ラインスピード等の製造条件の変動に対して鋼板特性が安定化する。
本発明者らは、ＣＧＬにおける短時間のオーステンパ処理でも鋼板特性を安定化させるには、オーステナイトからのベイナイト変態を促進させて従来よりも短時間で該変態の停留段階に到達させる必要があり、そのためには、該変態直前において、該オーステナイトを微細化するとともに、該オーステナイト中へのＣやＭｎ等の濃化を抑制する必要があると考えた。
そして、まず、上記オーステナイト中へのＣやＭｎ等の濃化を抑制するためには、均熱時およびその後の冷却中におけるフェライトの生成を抑制する必要があり、このためには、均熱温度をオーステナイト単相域とし、その後オーステンパ温度までを急冷すればよいと考えた。
つぎに、オーステナイト単相域加熱に際して上記オーステナイトを粗大化させることなく微細化するためには、オーステナイト粒の成長に対してピン止め作用を有するＡｌＮ粒子（鉄鋼便覧 第４版 第３巻（１）、社団法人日本鉄鋼協会、平成１４年７月、７章９節１項参照）の活用が有効であることから、均熱の際にピン止め作用を有効に発揮しうるＡｌＮ析出量を確保できるような成分組成範囲および均熱温度範囲を特定すればよいと考えた。
本発明者らは、上記考察に基づき、さらに検討を進めた結果、鋼の成分組成を質量％で（以下、化学組成について同じ。）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５２〜０．０３％、ＴＡｌＮ＝０．０１５％−Ａｃ３≧５０（ここに、ＴＡｌＮ＝０．０１５％は、ＡｌＮが０．０１５％析出する平衡温度である。）としたうえで、Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃の均熱温度で処理した後、１０℃／ｓ以上で急冷することで、フェライトの生成を抑制しつつ、均熱時にＡｌＮの析出量を確保してそのピン止め作用によりオーステナイトを微細化できることを見出した。
上記知見に基づき完成させた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に係る発明（本発明）は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５２〜０．０３％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％−Ａｃ３≧５０を満たす成分を有する鋼材を、
熱間圧延した後、３０〜７０％の冷延率で冷間圧延を行い、
Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃の均熱温度で１０〜１８００ｓ保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、この温度で１０〜１００ｓ保持しつつ溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却することを特徴とする。
ただし、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３
Ａｃ３＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］−１５．２［Ｎｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５２〜０．０３％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％−Ａｃ３≧５０を満たす成分を有する鋼材を、
熱間圧延した後、３０〜７０％の冷延率で冷間圧延を行い、
Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃の均熱温度で１０〜１８００ｓ保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、この温度で１０〜１００ｓ保持しつつ溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却することを特徴とする。
ただし、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３
Ａｃ３＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］−１５．２［Ｎｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
本発明により、ＣＧＬにおいて、炉の加熱状況やラインスピード等の製造条件が変動しても、安定した機械的特性を有する溶融亜鉛めっき鋼板が製造できるようになった。
以下、本発明を特徴付ける要件について、その設定根拠を順次説明する。
まず、本発明の製造方法で使用する鋼材の成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔鋼材の成分組成〕
Ａｌ：０．０１〜０．１％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成することで、そのピン止め作用により均熱時のオーステナイト粒の成長を抑制して微細化を促進し、機械的特性の安定化に寄与する重要な元素である。０．０１％未満ではＡｌＮの形成量が不足し、上記オーステナイト粒粗大化抑制作用を有効に発揮できない。一方、０．１％を超えて含有させるとＡｌＮが粗大化してその分散状態が低密度となりオーステナイト粒の成長抑制効果が劣化することに加え、オーステナイト単相化温度（Ａｃ３点）が高くなりすぎて製造が困難になるため０．１％を上限とする。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成することで、そのピン止め作用により均熱時のオーステナイト粒の成長を抑制して微細化を促進し、機械的特性の安定化に寄与する重要な元素である。０．０１％未満ではＡｌＮの形成量が不足し、上記オーステナイト粒粗大化抑制作用を有効に発揮できない。一方、０．１％を超えて含有させるとＡｌＮが粗大化してその分散状態が低密度となりオーステナイト粒の成長抑制効果が劣化することに加え、オーステナイト単相化温度（Ａｃ３点）が高くなりすぎて製造が困難になるため０．１％を上限とする。
Ｎ：０．００５２〜０．０３％
ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成することで、均熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、機械的特性の安定化に寄与する重要な元素である。０．００５２％未満ではＡｌＮの形成量が不足し、上記オーステナイト粒粗大化抑制作用を有効に発揮できない。一方、０．０３％を超えると、鋳造時にブローホールが発生するなど製造が難しくなるため０．０３％を上限とする。
ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成することで、均熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、機械的特性の安定化に寄与する重要な元素である。０．００５２％未満ではＡｌＮの形成量が不足し、上記オーステナイト粒粗大化抑制作用を有効に発揮できない。一方、０．０３％を超えると、鋳造時にブローホールが発生するなど製造が難しくなるため０．０３％を上限とする。
ＴＡｌＮ＝０．０１５％−Ａｃ３≧５０・・・式（１）
ただし、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３・・・式（２）
Ａｃ３＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］−１５．２［Ｎｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］・・・式（３）
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
ただし、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３・・・式（２）
Ａｃ３＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］−１５．２［Ｎｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］・・・式（３）
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
上記式（２）のＴＡｌＮ＝０．０１５％は、ＡｌＮ析出量が０．０１５質量％となる平衡温度である。したがって、上記式（１）は、ＡｌＮ析出量が０．０１５質量％となる平衡温度とＡｃ３点との差を５０℃以上とすることを意味している。つまり、この式（１）を満足するように、鋼材の成分組成を調整することにより、ピン止め作用を有効に発揮しうるＡｌＮ析出量（０．０１５質量％）を確保するのに必要な平衡温度とＡｃ３点との差を十分に（５０℃以上）とることができ、均熱の際における加熱温度の管理が容易となるので、オーステナイト単相域加熱を行いつつ、所望のＡｌＮ析出量を確保することが容易に実現できる。
ここで、上記式（２）は、第３版 鉄鋼便覧，第I巻, 基礎, ｐ.４１８の図７・５８中に示された、オーステナイト中のＡｌＮの溶解度積の温度依存性のグラフ（［Ａｌ］・［Ｎ］の直線）を定式化し、その式に析出ＡｌＮが０．０１５質量％存在するという条件を代入し以下に示すようにして導出したものである。
すなわち、上記［Ａｌ］・［Ｎ］（なお、本願明細書中における各元素の全含有量を意味する［ ］との混同を避けるため、同図中の［Ａｌ］、［Ｎ］をそれぞれ《Ａｌ》、《Ｎ》と表示する。）の直線のグラフを定式化すると、
ｌｏｇ（《Ａｌ》・《Ｎ》）＝１．６８−７０１０／Ｔ・・・式（４）
（ただし、《Ａｌ》：固溶Ａｌ濃度（質量％）、《Ｎ》：固溶Ｎ濃度（質量％）、Ｔ：温度（Ｋ））
となる。
ｌｏｇ（《Ａｌ》・《Ｎ》）＝１．６８−７０１０／Ｔ・・・式（４）
（ただし、《Ａｌ》：固溶Ａｌ濃度（質量％）、《Ｎ》：固溶Ｎ濃度（質量％）、Ｔ：温度（Ｋ））
となる。
ここで、Ａｌの原子量は２７、Ｎの原子量は１４であるので、析出量０．０１５質量％のＡｌＮ中には、Ａｌは０．０１５×２７／（２７＋１４）＝０．００９９質量％、Ｎは０．０１５×１４／（２７＋１４）＝０．０５１質量％、それぞれ存在する。したがって、析出ＡｌＮが０．０１５質量％存在するという条件下においては、《Ａｌ》＝［Ａｌ］−０．００９９、《Ｎ》＝［Ｎ］−０．０５１、Ｔ＝ＴＡｌＮ＝０．０１５％＋２７３となる。これらを上記式（４）に代入すると、
ｌｏｇ｛（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．０５１）｝＝１．６８−７０１０／（ＴＡｌＮ＝０．０１５％＋２７３）・・・式（４’）
が得られる。この式（４’）を変形することにより、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３
が得られ、上記式（２）が導出された。
ｌｏｇ｛（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．０５１）｝＝１．６８−７０１０／（ＴＡｌＮ＝０．０１５％＋２７３）・・・式（４’）
が得られる。この式（４’）を変形することにより、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３
が得られ、上記式（２）が導出された。
ここで、上記式（２）の導出過程でピン止め作用を有効に発揮しうるＡｌＮ析出量を「０．０１５質量％」としたのは、ＡｌおよびＮの含有量ならびに冷延後のオーステナイト単相化温度を種々変化させて、オーステナイト単相からの焼入れ材を作成し、抽出残渣分析によるＡｌＮの析出量とオーステナイト粒径との関係を調査した結果、ＡｌＮの析出量が０．０１５質量％以上存在すれば、所望のオーステナイト粒径が得られることを実験的に確認したことに基づく。
また、上記式（３）は、レスリー鉄鋼材料学，丸善，（１９８５），ｐ．２７３に記載されているものを用いた。
Ｃ：０．０５〜０．３％
Ｃは、高強度を確保しつつ、所望の主要組織（ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト＋γR）を得るために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．０５％以上（好ましくは０．１０％以上）添加する必要がある。ただし、０．３％超では溶接に適さない。
Ｃは、高強度を確保しつつ、所望の主要組織（ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト＋γR）を得るために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．０５％以上（好ましくは０．１０％以上）添加する必要がある。ただし、０．３％超では溶接に適さない。
Ｓｉ：０．５〜３％
Ｓｉは、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉを０．５％以上添加する必要がある。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１．０％以上である。ただし、Ｓｉを３％を超えて添加すると、ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成が阻害される他、熱間変形抵抗が高くなって溶接部の脆化を起こしやすくなり、さらには鋼板の表面性状にも悪影響を及ぼすので、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｓｉは、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉを０．５％以上添加する必要がある。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１．０％以上である。ただし、Ｓｉを３％を超えて添加すると、ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成が阻害される他、熱間変形抵抗が高くなって溶接部の脆化を起こしやすくなり、さらには鋼板の表面性状にも悪影響を及ぼすので、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｍｎ：１〜３％
Ｍｎは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成を促進する作用も発揮する。さらにはγを安定化し、所望のγRを得るために必要な元素である。また、焼入れ性の向上にも寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、１．０％以上添加することが必要である。好ましくは１．５％以上、より好ましくは１．８％以上である。ただし、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．５％以下である。
Ｍｎは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成を促進する作用も発揮する。さらにはγを安定化し、所望のγRを得るために必要な元素である。また、焼入れ性の向上にも寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、１．０％以上添加することが必要である。好ましくは１．５％以上、より好ましくは１．８％以上である。ただし、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．５％以下である。
Ｐ ：０．１％以下（０％を含む）
Ｐは不純物元素として不可避的に存在するが、所望のγRを確保するために添加してもよい元素である。ただし、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．０３％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在するが、所望のγRを確保するために添加してもよい元素である。ただし、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
以上が本発明の製造方法で使用する鋼材を規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。また、さらに以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される化学成分（元素）の種類によって本発明の製造方法で製造される高強度鋼板の機械的特性がさらに改善される。
Ｃｒ：０．０１〜３％
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｂ ：０．００００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｍｏ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｃｕ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｂ：０．００００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、Ｃｒは３％、Ｍｏは１％、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ２％、Ｂは０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｂ ：０．００００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｍｏ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｃｕ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｂ：０．００００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、Ｃｒは３％、Ｍｏは１％、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ２％、Ｂは０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下である。
Ｃａ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．０００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０１％、ＲＥＭは０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．０００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０１％、ＲＥＭは０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
次に、本発明の製造方法における製造条件について以下に説明する。
〔製造条件〕
本発明の製造方法で製造される鋼板は、まず、上記成分組成を有する鋼材を熱間圧延（以下、「熱延」と略称することあり。）し、ついで冷間圧延（以下、「冷延」と略称することあり。）した後、熱処理とともに溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに必要によりめっき層を合金化処理して製造する。つまり、本発明の製造方法で製造される鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板のみならず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含むものである。
本発明の製造方法で製造される鋼板は、まず、上記成分組成を有する鋼材を熱間圧延（以下、「熱延」と略称することあり。）し、ついで冷間圧延（以下、「冷延」と略称することあり。）した後、熱処理とともに溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに必要によりめっき層を合金化処理して製造する。つまり、本発明の製造方法で製造される鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板のみならず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含むものである。
［熱延条件］
本発明の製造方法では、後段の熱処理工程の均熱時においてＡｌＮのピン止め作用により微細なオーステナイト組織を得るようにしているため、熱延工程では熱延組織の微細化を考慮する必要はなく、熱延負荷および冷延負荷ができるだけ小さくなるような熱延条件を適宜選択すればよい。
本発明の製造方法では、後段の熱処理工程の均熱時においてＡｌＮのピン止め作用により微細なオーステナイト組織を得るようにしているため、熱延工程では熱延組織の微細化を考慮する必要はなく、熱延負荷および冷延負荷ができるだけ小さくなるような熱延条件を適宜選択すればよい。
［冷延条件］
熱延終了後は酸洗してから冷延を行うが、冷延率は３０〜７０％とするのがよい。冷延率を３０％以上に高くすると、ひずみがオーステナイトの核生成サイトとなり、オーステナイトの微細化に寄与するが、冷延率を７０％超に高くしすぎると、設備の負荷が過大になり生産性が低下する。
熱延終了後は酸洗してから冷延を行うが、冷延率は３０〜７０％とするのがよい。冷延率を３０％以上に高くすると、ひずみがオーステナイトの核生成サイトとなり、オーステナイトの微細化に寄与するが、冷延率を７０％超に高くしすぎると、設備の負荷が過大になり生産性が低下する。
［熱処理条件］
冷延終了後、熱処理を行うが、その熱処理条件として、Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃の均熱温度で１０〜１８００ｓ保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃の冷却停止温度まで冷却し、３５０〜５００℃の温度域（オーステンパ温度）で１０〜１００ｓ保持しつつ溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却する。
冷延終了後、熱処理を行うが、その熱処理条件として、Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃の均熱温度で１０〜１８００ｓ保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃の冷却停止温度まで冷却し、３５０〜５００℃の温度域（オーステンパ温度）で１０〜１００ｓ保持しつつ溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却する。
あるいは、溶融亜鉛めっき処理を施した後、必要により、さらに４８０〜６００℃で１〜１００ｓ保持して合金化処理してから冷却してもよい。
＜均熱温度：Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃、保持時間：１０〜１８００ｓ＞
オーステナイト単相域で、ＡｌＮが所定量（０．０１５質量％）以上析出しうる温度範囲で一定時間加熱保持することにより、ＡｌＮによるピン止め作用が有効に発揮されて微細なオーステナイト組織を得ることができる。均熱温度がＡｃ３未満では、フェライトとオーステナイトの２相組織となり、オーステナイト中にＣやＭｎ等が濃化し、短時間のオーステンパ処理ではベイナイト変態の停留段階に達しない。一方、均熱温度がＴＡｌＮ＝０．０１５％℃を超えると、ＡｌＮの析出量が０．０１５質量％に満たず、ピン止め作用が十分に発揮されず、オーステナイトが粗大化し、その結果、やはり短時間のオーステンパ処理ではベイナイト変態の停留段階に達しない。
オーステナイト単相域で、ＡｌＮが所定量（０．０１５質量％）以上析出しうる温度範囲で一定時間加熱保持することにより、ＡｌＮによるピン止め作用が有効に発揮されて微細なオーステナイト組織を得ることができる。均熱温度がＡｃ３未満では、フェライトとオーステナイトの２相組織となり、オーステナイト中にＣやＭｎ等が濃化し、短時間のオーステンパ処理ではベイナイト変態の停留段階に達しない。一方、均熱温度がＴＡｌＮ＝０．０１５％℃を超えると、ＡｌＮの析出量が０．０１５質量％に満たず、ピン止め作用が十分に発揮されず、オーステナイトが粗大化し、その結果、やはり短時間のオーステンパ処理ではベイナイト変態の停留段階に達しない。
また、保持時間は短すぎるとオーステナイト単相化が不十分となり、一方保持時間が長くなりすぎると生産性が極端に悪化するので、保持時間は１０〜１８００ｓとする。
＜平均冷却速度：１０℃／ｓ以上＞
上記オーステナイト単相域からオーステンパ温度までの冷却過程において、オーステナイトからフェライトが生成するのを抑制し、オーステナイト中へのＣやＭｎ等の濃化を防止するため、急冷する。上述のように、オーステナイト粒が微細なため、冷却過程でフェライトが生成しやすい状態にあり、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度が必要となる。好ましくは２０℃／ｓ以上、さらに好ましくは３０℃／ｓ以上である。
上記オーステナイト単相域からオーステンパ温度までの冷却過程において、オーステナイトからフェライトが生成するのを抑制し、オーステナイト中へのＣやＭｎ等の濃化を防止するため、急冷する。上述のように、オーステナイト粒が微細なため、冷却過程でフェライトが生成しやすい状態にあり、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度が必要となる。好ましくは２０℃／ｓ以上、さらに好ましくは３０℃／ｓ以上である。
＜冷却停止温度：３５０〜５００℃＞
短時間のオーステンパ処理でベイナイト変態の停留段階に到達させるには、ベイナイト変態（ＴＴＴ線図）のノーズ付近でオーステンパ処理することが必要なため、冷却停止温度（オーステンパ温度に相当）を３５０〜５００℃とする。好ましくは３８０〜４７０℃、さらに好ましくは４２０〜４６０℃である。
短時間のオーステンパ処理でベイナイト変態の停留段階に到達させるには、ベイナイト変態（ＴＴＴ線図）のノーズ付近でオーステンパ処理することが必要なため、冷却停止温度（オーステンパ温度に相当）を３５０〜５００℃とする。好ましくは３８０〜４７０℃、さらに好ましくは４２０〜４６０℃である。
＜３５０〜５００℃の温度域で１０〜１００ｓ保持＞
この工程でオーステンパ処理を行いつつ溶融亜鉛めっきを施す。オーステンパ時間は、短すぎるとベイナイト変態の停留段階に到達せず、一方長くなりすぎると残留γの分解が開始し、特性が劣化するため、１０〜１００ｓとする。
この工程でオーステンパ処理を行いつつ溶融亜鉛めっきを施す。オーステンパ時間は、短すぎるとベイナイト変態の停留段階に到達せず、一方長くなりすぎると残留γの分解が開始し、特性が劣化するため、１０〜１００ｓとする。
＜必要により、さらに４８０〜６００℃で１〜１００ｓ保持＞
溶融亜鉛めっき層を合金化するため、オーステンパ温度より高い温度で加熱する。保持時間は、短すぎると合金化が不十分となり、一方長くなりすぎると残留γの分解が開始し特性が劣化するので、１〜１００ｓとする。
溶融亜鉛めっき層を合金化するため、オーステンパ温度より高い温度で加熱する。保持時間は、短すぎると合金化が不十分となり、一方長くなりすぎると残留γの分解が開始し特性が劣化するので、１〜１００ｓとする。
〔鋼板の組織〕
上記の製造方法で製造された鋼板の組織としては、旧オーステナイト粒径を円相当直径で１５μｍ以下にすることが好ましい。旧オーステナイト粒径を微細化することで、オーステンパ処理においてベイニティック・フェライトの形成を促進させ、短時間でベイナイト変態の停留段階まで到達させて、鋼板特性の製造条件の変動に対する安定性を高めることができる。好ましくは１０μｍ以下、さらに好ましくは８μｍ以下である。なお、旧オーステナイト粒径は、オーステナイト単相化の後、焼入れ法にて測定することができる。
上記の製造方法で製造された鋼板の組織としては、旧オーステナイト粒径を円相当直径で１５μｍ以下にすることが好ましい。旧オーステナイト粒径を微細化することで、オーステンパ処理においてベイニティック・フェライトの形成を促進させ、短時間でベイナイト変態の停留段階まで到達させて、鋼板特性の製造条件の変動に対する安定性を高めることができる。好ましくは１０μｍ以下、さらに好ましくは８μｍ以下である。なお、旧オーステナイト粒径は、オーステナイト単相化の後、焼入れ法にて測定することができる。
下記表１に示す各成分組成からなる供試鋼を溶製し、板厚３０ｍｍのスラブとした後、このスラブを１２００℃に加熱し、圧延終了温度（ＦＤＴ）９５０℃、巻取り温度６５０℃で熱間圧延・巻取りを模擬した。その後、冷延率ｒ％で冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延材が得られるようにした。
そして、各冷延材に対し、下記表２〜表６に示す熱処理条件で熱処理を施した。具体的には、ソルトバスで、上記冷延材を、均熱温度Ｔ１℃まで加熱してその温度で９０ｓ保持した後、ＣＲ１℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度（オーステンパ温度）Ｔ２まで冷却し、その温度でｔ２秒保持した後、空冷するか、もしくは、冷却停止温度（オーステンパ温度）Ｔ２℃でｔ２秒保持した後、さらに保持温度（合金化温度）Ｔ３℃でｔ３秒保持したのち、空冷した。
このようにして得られた各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、旧オーステナイト粒径を測定した。
また、上記各鋼板について、機械的特性として、引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）を測定したが、これらの測定は、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。
製造条件の変動による鋼板特性のばらつき度合いへの影響を評価するため、製造条件が異なるそれぞれ一組の実験結果について、ＴＳおよびＥＬそれぞれのばらつき幅（＝最大値−最小値）ΔＴＳおよびΔＥＬを求めた。
〔試験１〕均熱温度Ｔ１の変動による鋼板特性のばらつきへの影響
まず、下記表２および表３に、製造条件のうち均熱温度Ｔ１だけを目標温度から高温側および低温側にそれぞれ２５℃ずつ変化させた場合における鋼板特性のばらつきを評価した結果を示す。
まず、下記表２および表３に、製造条件のうち均熱温度Ｔ１だけを目標温度から高温側および低温側にそれぞれ２５℃ずつ変化させた場合における鋼板特性のばらつきを評価した結果を示す。
ここで、均熱温度Ｔ１の目標温度としては、Ａｃ３点とＴＡｌＮ＝０．０１５％℃のほぼ中間の温度を採用した。また、目標温度から高温側および低温側にそれぞれ２５℃ずつ変化させたのは、実機ＣＧＬにおける均熱温度の変動幅が最大５０℃（目標温度±２５℃）程度であるので、それを模擬したものである。
〔試験２〕オーステンパ時間ｔ２の変動による鋼板特性のばらつきへの影響
つぎに、下記表４および表５に、製造条件のうちオーステンパ時間ｔ２だけを、溶融亜鉛めっき工程での鋼板の滞在時間の範囲にほぼ相当する１５〜９０ｓの範囲で変化させた場合における鋼板特性のばらつきを評価した結果を示す。
つぎに、下記表４および表５に、製造条件のうちオーステンパ時間ｔ２だけを、溶融亜鉛めっき工程での鋼板の滞在時間の範囲にほぼ相当する１５〜９０ｓの範囲で変化させた場合における鋼板特性のばらつきを評価した結果を示す。
〔試験３〕種々の製造条件の変動による鋼板特性のばらつきへの影響
さらに、下記表６に、表１の鋼種Ｂを対象に、製造条件を種々変化させた場合における鋼板特性のばらつきを評価した結果を示す。
さらに、下記表６に、表１の鋼種Ｂを対象に、製造条件を種々変化させた場合における鋼板特性のばらつきを評価した結果を示す。
（試験結果）
下記表２〜表６に示す結果から明らかなように、本発明で規定する、鋼材の成分組成および製造条件（冷延条件＋熱処理条件）をともに充足する条件で高強度鋼板を製造した場合（鋼Ｎｏ．１−１〜３、１−５、１−６、１−１１〜１６、１−１８、１−１９、１−２２、鋼Ｎｏ．２−１〜３、２−５、２−６、２−１１〜１６、２−１８、２−１９、２−２２、鋼Ｎｏ．３−５、３−７、３−８、３−１３）、製品鋼板のＴＳおよびＥＬ、ならびに、これらのばらつき幅ΔＴＳおよびΔＥＬは、すべて合格基準を満たし（判定：○）、鋼板特性を確保しつつそのばらつきが確実に低減されることが確認できた。
下記表２〜表６に示す結果から明らかなように、本発明で規定する、鋼材の成分組成および製造条件（冷延条件＋熱処理条件）をともに充足する条件で高強度鋼板を製造した場合（鋼Ｎｏ．１−１〜３、１−５、１−６、１−１１〜１６、１−１８、１−１９、１−２２、鋼Ｎｏ．２−１〜３、２−５、２−６、２−１１〜１６、２−１８、２−１９、２−２２、鋼Ｎｏ．３−５、３−７、３−８、３−１３）、製品鋼板のＴＳおよびＥＬ、ならびに、これらのばらつき幅ΔＴＳおよびΔＥＬは、すべて合格基準を満たし（判定：○）、鋼板特性を確保しつつそのばらつきが確実に低減されることが確認できた。
これに対し、本発明で規定する、鋼材の成分組成および製造条件の少なくともいずれかを充足しない条件で高強度鋼板を製造した場合（鋼Ｎｏ．１−４、１−７〜１０、１−１７、１−２０、１−２１、鋼Ｎｏ．２−４、２−７〜１０、２−１７、２−２０、２−２１、鋼Ｎｏ．３−１〜４、３−６、３−１２）、条件によってはたまたま鋼板特性とそのばらつきが合格基準を満足することもあるが（鋼Ｎｏ．２−１７）、総体的には合格基準を満足しない場合（判定：×）がほとんどであることがわかる。
Claims (4)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５２〜０．０３％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％−Ａｃ３≧５０を満たす成分を有する鋼材を、
熱間圧延した後、３０〜７０％の冷延率で冷間圧延を行い、
Ａｃ３〜ＴＡｌＮ＝０．０１５％℃の均熱温度で１０〜１８００ｓ保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、３５０〜５００℃の温度域で１０〜１００ｓ保持しつつ溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却することを特徴とする、
引張強度ＴＳと伸びＥＬが、「９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａでかつＥＬ≧１７％」、または、「ＴＳ≧１１８０ＭＰａでかつＥＬ≧１４％」を満たす、
機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ただし、
ＴＡｌＮ＝０．０１５％＝７０１０／［１．６８−ｌｏｇ{（［Ａｌ］−０．００９９）・（［Ｎ］−０．００５１）}］−２７３
Ａｃ３＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］−１５．２［Ｎｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。） - 前記鋼材の成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｂ：０．００００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記鋼材の成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含むものである
請求項１または２に記載の機械的特性の安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、冷却する前に、４８０〜６００℃の温度で１〜１００ｓ再加熱して合金化処理を行う
請求項１〜３のいずれか１項に記載の機械的特性の安定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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