JPWO2016031165A1 - 伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 - Google Patents

伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 Download PDF

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Abstract

伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法を提供する。C：0.12〜0.25％、Si：0.01〜1.00％、Mn：1.5〜4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.10％、N：0.001〜0.010％、Ti：0.005〜0.100％、B：0.0005〜0.0050％を含み、かつTi＞4Nを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。面積率で、80〜100%のマルテンサイト、5％以下（0％を含む）のポリゴナルフェライトおよび3％未満（0％を含む）の残留オーステナイトを含み、かつ、マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度（Hv）で400以上500以下、かつ、マルテンサイトの平均結晶粒径が20μm以下、かつ、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が7.0μm以下である。

Description

本発明は、自動車用鋼板としての用途に好適な伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法に関する。なお、ここでいう溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板も含む。
地球環境保全の観点から、CO2排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが自動車業界においては常に重要な課題となっている。自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図る上では、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くはプレス加工やバーリング加工等によって成形される。このため、自動車部品用素材として用いられる高強度鋼板には所望の強度を有することに加えて、優れた成形性が要求される。近年、自動車車体の骨格用素材として引張強さ1300MPa以上の超高強度鋼板の適用が拡大しつつあるが、超高強度鋼板の成形にあたっては優れた伸びフランジ性や曲げ性が必要とされている。このような背景の中、成形性に優れた様々な超高強度鋼板が開発されてきた。しかし、その一方で、高強度化のために鋼中の合金元素含有量を増やした結果、成形性、特に伸びフランジ性の面内ばらつきを招き、結果的に十分な特性を有する材料を提供できなくなるという問題がある。したがって、上記課題を解決することは極めて重要である。
特許文献１では伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板に関する技術が開示されている。しかしながら、伸びフランジ性の面内ばらつきは評価しておらず、伸びフランジ性の十分な面内安定性を有しているとは言えない。
特許文献２では曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。しかしながら、その強度は引張強さ(TS)で1000MPa程度と低く、また伸びフランジ性について考慮されておらず、改善の余地が見られる。
特許文献３には鋼帯内の強度のばらつきが小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼帯に関する技術が開示されている。しかしながら、伸びフランジ性のばらつきや曲げ性については考慮されておらず、改善の余地が見られる。
特開2012-237042号公報 特開2012-12703号公報 特開2011-32549号公報
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、自動車部品用素材として好適な、伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびに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、上記した課題を達成し、高強度を確保しつつ、伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性、および曲げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造するため、鋼板の成分組成、組織および製造方法の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、以下のことを見出した。
C量を0.12〜0.25%、Si量を0.01〜1.00％とし、その他の合金元素を適正な範囲に調整した上で、マルテンサイトの面積率を80〜100%、ポリゴナルフェライトの面積率を5％以下（0％を含む）、残留オーステナイトの面積率を3％未満（0％を含む）、かつマルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度（Hv）で400以上500以下、かつマルテンサイトの結晶粒径および結晶粒径分布を適正な範囲に制御することで、TSが1300MPa以上で、かつ優れた伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性を達成できる。さらに、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍において好ましい条件があることを本発明者らは見出した。また、本発明者らは、圧延負荷について好ましい結果も得た。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、以下の発明を提供する。
［１］質量%で、C：0.12〜0.25％、Si：0.01〜1.00％、Mn：1.5〜4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.10％、N：0.001〜0.010％、Ti：0.005〜0.100％、B：0.0005〜0.0050％を含み、かつTi＞4N（但し、Ti、Nは各々の元素の質量%を示す）を満足し、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、面積率で80〜100%のマルテンサイト、面積率で5％以下（0％を含む）のポリゴナルフェライトおよび面積率で3％未満（0％を含む）の残留オーステナイトを含み、かつ、マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度（Hv）で400以上500以下、かつ、マルテンサイトの平均結晶粒径が20μm以下、かつ、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が7.0μｍ以下である、伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］質量％で、Cr：0.005〜2.0％、Mo：0.005〜2.0％、V：0.005〜2.0%、Ni：0.005〜2.0%、Cu：0.005〜2.0%、Nb：0.005〜2.0％から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、上記［１］に記載の伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］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、上記［１］または［２］に記載の伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］］上記［１］から［３］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに、スラブの再加熱温度あるいは加熱炉挿入温度1100℃以上、仕上げ圧延温度800℃以上の熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、600〜700℃の温度域における滞留時間の総計が10秒以下となるように冷却し、平均巻取り温度が400℃以上600℃未満かつコイルの幅中央位置の100mmの領域と端100mmの領域における巻取り温度の平均値の差が70℃以下の温度で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延板を、20％超えの累積圧下率で冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程で得られた冷延板を、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以下まで加熱し、次いで焼鈍温度までを1℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、焼鈍温度780〜1000℃で30〜1000秒保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の冷延板を3℃/ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の冷延板に亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程後のめっき板を（Ms点−50℃）〜Ms点の温度域での滞留時間が2秒以上となる冷却を施すめっき後冷却工程とを有する、面積率で80〜100%のマルテンサイト、面積率で5％以下（0％を含む）のポリゴナルフェライトおよび面積率で3％未満（0％を含む）の残留オーステナイトを含み、かつ、マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度（Hv）で400以上500以下、かつ、マルテンサイトの平均結晶粒径が20μm以下、かつ、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が7.0μｍ以下である伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［５］前記亜鉛めっき工程後かつ前記めっき後冷却工程前に、460℃〜580℃の温度域に1秒以上40秒以下保持する合金化処理を施すめっき合金化工程を有する上記［４］に記載の伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性、および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前記めっき後冷却工程の後、更に350℃以下の温度で焼戻し処理を施す焼戻し工程を有する上記［４］または［５］に記載の伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性、および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
なお、本発明において、高強度鋼板とは、TS1300MPa以上の引張強さを有する鋼板であり、伸びフランジ性とはλが15％以上、かつTS×λが25000MPa・%以上、伸びフランジ性の面内安定性とはλの標準偏差が4％未満、曲げ性とは厚さ1.4mmの鋼板を半径3.0mmで90゜V曲げ試験をしたときに稜線に発生する亀裂の最大長さが0.5mm未満である。
本発明によれば、自動車部品用素材として好適な、TS：1300MPa以上で、かつ、伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性、および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
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。
１）成分組成
C：0.12〜0.25%
Cは、マルテンサイトを生成させてTSを上昇させるために必要な元素である。C量が0.12％未満では、マルテンサイトの強度が低くTSが1300MPa以上を得ることができない。一方、C量が0.25％を超えると伸びフランジ性の劣化が顕著になる。したがって、C量は0.12〜0.25％とする。TSと伸びフランジ性の観点からC量の下限について好ましくは0.13％以上とする。一方、同様の観点からC量の上限について好ましくは0.23％以下とする。
Si：0.01〜1.00％
Siは、鋼を固溶強化してTSを上昇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％以上とする必要がある。一方、Siの含有量が増えると、フェライトの過剰生成による伸びフランジ性および曲げ性の低下、めっき性および溶接性の劣化を招き、圧延負荷を増大させて最終製品の板形状を悪化させるため、適量添加が好ましい。本発明では主にめっき性の観点から1.00％まで許容できる。好ましくは0.01〜0.60％、より好ましくは0.01〜0.20％とする。
Mn：1.5〜4.0％
Mnは、鋼を固溶強化してTSを上昇させたり、フェライト変態やベイナイト変態を抑制してマルテンサイトを生成させ、TSを上昇させる元素である。こうした効果を十分に得るには、Mn量を1.5％以上にする必要がある。更に、TSと伸びフランジ性の観点からMn量の下限について好ましくは1.8％以上、より好ましくは2.0％以上とする。一方、Mn量が4.0％を超えると、介在物の増加が顕著になり、伸びフランジ性や鋼の清浄度低下の原因となる。したがって、Mn量は1.5〜4.0％とする。TSと伸びフランジ性の観点からMn量の上限について好ましくは3.8％以下、より好ましくは3.5%以下とする。
P：0.100％以下
Pは、粒界偏析により曲げ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。本発明ではP量は上限として0.100％まで許容できる。下限は特に規定しないが、0.001％未満では生産能率の低下を招くため、0.001％以上が好ましい。
S：0.02％以下
Sは、MnSなどの介在物として存在して、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。本発明ではS量は上限として0.02％まで許容できる。下限は特に規定しないが、0.0005％未満では生産能率の低下を招くため、0.0005％以上が好ましい。
Al：0.01〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。こうした効果を得るには、Al量を0.01％以上にする必要がある。一方、Al量が0.10％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まるばかりか、焼鈍時にフェライトの過剰生成を招き、伸びフランジ性を低下させる場合がある。したがって、Al量は0.01〜0.10％とする。
N：0.001〜0.010％
NはTiに固定され、Bの効果を引き出すために、Ti>4Nの範囲とする必要があるが、0.010％を超えるとTiNが過剰になって、本発明の鋼板の組織が得られない。一方、0.001％未満では生産能率の低下を招くため、0.001％以上が好ましい。
Ti：0.005〜0.100％
Tiは、焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細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量を0.005％以上にする必要がある。Ti量の下限について、好ましくは0.010％以上とする。一方、Ti量が0.100％を超えると、その効果は飽和し、コストアップをまねく。また、粗大析出物を形成して結晶粒微細化を妨げる場合がある。したがって、Ti量は0.005〜0.100％とする。結晶粒微細化の観点からTi量の上限について好ましくは0.080％以下、より好ましくは0.060％以下とする。
B：0.0005〜0.0050％
Bは、粒界に偏析しフェライトおよびベイナイトの生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促すのに有効な元素である。こうした効果を十分に得るには、B量を0.0005%以上にする必要がある。一方、B量が0.0050%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0.0005〜0.0050％とする。マルテンサイト生成の観点から好ましくは0.0005〜0.0030％、より好ましくは0.0005〜0.0020％とする。
Ti＞4N（但し、Ti、Nは各々の元素の質量%を示す）
TiはNを固定し、BNの生成を抑制してBの効果を引き出すのに有効な元素である。このような効果を得るにはTiとNの含有量がTi＞4Nを満たす必要がある。
残部はFeおよび不可避的不純物である。必要に応じて以下の元素の1種以上を適宜含有させることができる。
Cr：0.005〜2.0％、Mo：0.005〜2.0％、V：0.005〜2.0%、Ni：0.005〜2.0%、Cu：0.005〜2.0%、Nb：0.005〜2.0％から選ばれる少なくとも１種
Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nbはマルテンサイトなどの低温変態相を生成させ高強度化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、Nbから選ばれる少なくとも1種の元素の含有量をそれぞれ0.005%以上にする必要がある。一方、Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nbのそれぞれの含有量がそれぞれ2.0%を超えると、その効果が飽和する。したがって、Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nbの含有量はそれぞれ0.005〜2.0％とする。また、Nbは圧延負荷を過度に増大させるため、Nbについては好ましくは0.005〜0.050％、より好ましくは0.005〜0.030％とする。
Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％から選ばれる少なくとも１種
Ca、REMは、いずれも硫化物の形態制御により成形性を改善させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ca、REMから選ばれる少なくとも1種の元素の含有量をそれぞれ0.001%以上とする必要がある。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し特性が低下するおそれがある。したがって、Ca、REMの含有量は0.001％〜0.005％とする。
２）鋼板の組織
マルテンサイトの面積率：80〜100％
マルテンサイトの面積率が80％未満ではTS1300MPa以上の高強度と伸びフランジ性の両立が困難となる。したがって、マルテンサイトの面積率は80〜100％、好ましくは85〜100％とする。なお、本発明において、マルテンサイトとはオートテンパードマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの両方またはいずれかであり、炭化物を含むマルテンサイトである。また、焼戻しマルテンサイトを多く含むほど伸びフランジ性が向上する。
ポリゴナルフェライトの面積率：5％以下（0％を含む）
ポリゴナルフェライトが5％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著になる。したがって、ポリゴナルフェライトの面積率は0〜5％とする。
残留オーステナイトの面積率：3％未満（0％を含む）
残留オーステナイトは伸びフランジ端面では硬質な炭化物を含まないマルテンサイトになることで伸びフランジ性を劣化させる。したがって、残留オーステナイトの面積率は3％未満、好ましくは2％以下、より好ましくは1％以下とする。
マルテンサイトの平均硬さ：ビッカース硬度（Hv）で400〜500
マルテンサイトの面積率を80〜100％とした上で、マルテンサイトの平均硬さをビッカース硬度（Hv）で400以上とすることでTSが1300MPa以上を達成できる。一方、マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度（Hv）で500を超えると伸びフランジ性および曲げ性が顕著に劣化する。したがって、マルテンサイトの平均硬さはビッカース硬度（Hv）で400〜500とする。
マルテンサイトの平均結晶粒径：20μm以下
マルテンサイトの平均結晶粒径が20μmを超えると伸びフランジ性の劣化が顕著になる。したがって、マルテンサイトの平均結晶粒径は20μm以下、好ましくは15μm以下とする。
マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差：7.0μm以下
本発明において、主相であるマルテンサイトの結晶粒径のばらつきは伸びフランジ性の面内安定性に影響を与えるため、本発明において重要な要素である。マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が7.0μmを超えると、面内の材質ばらつきが顕著に大きくなる。したがって、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は7.0μm以下、好ましくは6.0μm以下、より好ましくは5.0μm以下とする。なお、標準偏差σは以下の式（１）により計算した。
Figure 2016031165
なお、マルテンサイト、ポリゴナルフェライト、残留オーステナイト以外の相としてベイニティックフェライト、パーライト、フレッシュマルテンサイトを含む場合もあるが、ベイニティックフェライト、パーライト、フレッシュマルテンサイトは伸びフランジ性に好ましくないためその総計面積率で20％未満、好ましくは10％未満とする。
ここで、マルテンサイト、ポリゴナルフェライトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことで、マルテンサイト、ポリゴナルフェライトの面積率は、焼鈍後のコイルの幅中央部、1/4部、3/4部、両端部よりサンプルを切出し、板厚断面を研磨後、3％ナイタールで腐食し、板厚1/4位置をSEM（走査型電子顕微鏡）で1500倍の倍率でそれぞれ3視野撮影し、得られた画像データからMedia Cybernetics社製のImage-Proを用いて各相の面積率を求め、視野の平均面積率を各相の面積率とした。前記画像データにおいて、ポリゴナルフェライトは黒色、マルテンサイトは炭化物を含む白色として区別できる。また、マルテンサイトの平均結晶粒径は面積率を求めた上記画像データについて、視野のマルテンサイトの面積の合計をマルテンサイトの個数で割って平均面積を求め、その1／2乗を平均粒径とした。マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は上記の画像データの個々のマルテンサイトの粒について面積を求め、その1／2乗をその粒の粒径として、得られた全てのマルテンサイト粒径について標準偏差を求め、これをマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差とした。また、残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚の1/4位置まで研削後、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、fcc鉄(オーステナイト)の（200）面、（220）面、（311）面と、bcc鉄(フェライト)の（200面）、（211）面、（220）面の積分反射強度を測定し、bcc鉄(フェライト)の各面からの積分反射強度に対するfcc鉄(オーステナイト)各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とした。
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、スラブの再加熱温度あるいは加熱炉挿入温度1100℃以上、仕上げ圧延温度800℃以上の熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、600〜700℃の温度域における滞留時間の総計が10秒以下となるように冷却し、平均巻取り温度が400℃以上600℃未満かつコイルの幅中央位置の100mmの領域と端100mmの領域における巻取り温度の平均値の差が70℃以下の温度で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延板を、20％超えの累積圧下率で冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程で得られた冷延板を、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以下まで加熱し、次いで焼鈍温度までを1℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、焼鈍温度780〜1000℃で30〜1000秒保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の冷延板を3℃/ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の冷延板に亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程と、あるいはさらに460℃〜580℃の温度域に1秒以上40秒以下保持する合金化処理を施すめっき合金化工程とを有し、次いで（Ms点−50℃）〜Ms点の温度域での滞留時間が2秒以上となる冷却を施すめっき後冷却工程を有し、あるいはさらに350℃以下の温度で焼戻し処理を施す焼戻し工程を有する製造方法によって製造できる。以下、詳しく説明する。
スラブの再加熱温度、あるいは加熱炉挿入温度1100℃以上
スラブの再加熱温度、あるいは加熱炉挿入温度が1100℃未満では炭化物が溶け残り、本発明の鋼板の組織が得られなくなる。したがって、スラブ再加熱温度、あるいは加熱炉挿入温度は1100℃以上とする。スケールロスの増大を防止するため、スラブの再加熱温度、あるいは加熱炉挿入温度は1300℃以下が好ましい。
仕上げ圧延温度800℃以上
仕上げ圧延温度が800℃未満になるとフェライト等が生成して２相域圧延となり、組織が不均一になり、本発明の鋼板の組織が得られない。したがって、仕上げ圧延温度は800℃以上とする。上限温度は特に規定しないが、結晶粒均一化等の観点からは950℃以下が好ましい。
600〜700℃の温度域における滞留時間の総計が10秒以下
仕上げ圧延後、600〜700℃の温度域における滞留時間が10秒を超えるとB炭化物等のBを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Bが低下し、熱延板にベイナイトとフェライトが混在して焼鈍後の組織不均一を招くとともに焼鈍時のBの効果が減退して本発明の鋼板の組織が得られなくなる。したがって、600〜700℃の温度域における滞留時間の総計は10秒以下、好ましくは8秒以下とする。
400℃以上600℃未満の平均巻取り温度で巻き取る
平均巻取り温度が600℃以上ではB炭化物等のBを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Bが低下し、熱延板にベイナイトとフェライトが混在して焼鈍後の組織不均一を招くとともに焼鈍時のBの効果が減退して本発明の鋼板の組織が得られなくなる。一方、平均巻取り温度が400℃未満では板形状が悪化する。したがって、平均巻取り温度は400℃以上600℃未満とする。なお、本発明において平均巻取り温度とは、コイルの幅中央部の長手全長の平均の巻取り温度である。
コイルの幅中央位置の100mmの領域と端100mmの領域における巻取り温度の平均値の差が70℃以下
コイル端部は一般に冷却されやすく、幅中央部に比べて温度が低くなる。本発明においては巻き取り時点でのコイル端100mm位置における温度の平均値が幅中央部に比べて70℃を超えて低くなると、端部付近の熱延板組織に含まれるマルテンサイトの増加が顕著になり、焼鈍後のマルテンサイトの粒径ばらつきが大きくなって本発明の鋼板の組織が得られない。したがって、コイルの幅中央位置の100mmの領域と端100mmの領域における巻取り温度の平均値の差は70℃以下、好ましくは50℃以下とする。温度の均一化の方法は特には問わないが、例えば冷却の際にコイル両端のマスキング等により実現できる。なお、ここで、巻取り温度の平均値とはコイル長手全長の巻取り温度の平均値であり、幅中央位置の100mmの領域とは幅中央位置から±50mm領域であり、端100mmの領域の平均巻取り温度は両端100mmのうち平均巻取り温度が低い方とした。
20％超えの累積圧下率で冷間圧延
累積圧下率が20％以下では焼鈍の際に表層と内部のひずみに差が生じやすく、マルテンサイトの粒径の不均一をまねくため本発明の鋼板の組織が得られない。したがって、冷間圧延の累積圧下率は20％超え、好ましくは30％以上とする。なお、上限は特に規定しないが、板形状の安定性等の観点から90％以下が好ましい。
5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以下まで加熱
700℃以下の第一加熱到達温度までの平均加熱速度（第一平均加熱速度）が5℃/s未満では炭化物が粗大化して焼鈍後にも溶け残り、マルテンサイトの硬度低下やフェライトやベイナイトの過剰生成を招く。したがって、平均加熱速度は5℃/s以上とする。上限は特に規定しないが、生産安定性の観点から500℃/s以下が好ましい。平均加熱速度が5℃/s以上で加熱した時の第一加熱到達温度が700℃を超えると、オーステナイトの生成が急激かつ不均一に起こり本発明の鋼板の組織が得られない。したがって、平均加熱速度が5℃/s以上で加熱した時の第一加熱到達温度は700℃以下とする。下限は特に規定しないが、550℃未満になると生産性を阻害するため550℃以上とすることが好ましい。なお、ここで、平均加熱速度とは加熱開始温度から加熱終了温度までの温度差を加熱所要時間で除したものである。
焼鈍温度までを1℃/s以下の平均加熱速度で加熱
焼鈍温度である780〜1000℃までの平均加熱速度（第二平均加熱速度）が1℃/s超えではオーステナイト粒径が不均一になり本発明の鋼板の組織が得られない。したがって、780〜1000℃までの平均加熱速度は1℃/s以下とする。なお、ここで平均加熱速度とは第一加熱到達温度から焼鈍温度までの温度差を加熱所要時間で除したものである。
焼鈍温度780〜1000℃で30〜1000秒保持
焼鈍温度が780℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となり、フェライトやベイナイトが過剰に生成して本発明の鋼板の組織が得られない。一方、1000℃を超えるとオーステナイト粒が粗大になり、本発明の鋼板の組織が得られない。したがって、焼鈍温度は780〜1000℃とする。焼鈍温度の下限について好ましくは790℃以上、より好ましくは800℃以上とする。一方、焼鈍温度の上限について好ましくは920℃以下とする。780℃〜1000℃での保持時間が30秒未満ではオーステナイトの生成が不十分なり、本発明の鋼板の組織が得られない。一方、1000秒を超えるとオーステナイト粒が粗大になり、本発明の鋼板の組織が得られない。したがって、780℃〜1000℃での保持時間は30〜1000秒、好ましくは30〜500秒とする。
3℃/ｓ以上の平均冷却速度
平均冷却速度が3℃/s未満では冷却中や保持中にフェライトやベイナイトが過剰に生成して本発明の鋼板の組織が得られない。したがって、平均冷却速度は3℃/s以上、好ましくは5℃/s以上とする。一方、鋼板形状の安定性の観点から平均冷却速度は100℃/s以下が好ましい。なお、ここで平均冷却速度とは焼鈍温度から冷却停止温度までの温度差を冷却所要時間で除したものである。なお、冷却停止温度とはめっき浴侵入時の鋼板板温である。
めっき処理
めっき処理は、上記により得られた鋼板を440℃以上500℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに亜鉛めっきを合金化する際は460〜580℃の温度域に1〜40秒保持して合金化することが好ましい。亜鉛めっきはAl量が0.08〜0.25%である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
後述のめっき後冷却工程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。
（Ms点−50℃）〜Ms点の温度域での滞留時間が2秒以上となる冷却
（Ms点−50℃）〜Ms点の温度域での滞留時間が2秒未満ではマルテンサイトのオートテンパーが不十分となり、伸びフランジ性が劣化する。したがって、（Ms点−50℃）〜Ms点の温度域での滞留時間は2秒以上、好ましくは5秒以上とする。一方、炭化物粗大化によるλ低下抑制の観点から滞留時間は50秒以下が好ましい。なお、ここでMs点とはマルテンサイト変態が開始する温度である。また、オートテンパーとは生成したマルテンサイトが冷却中に焼き戻される現象である。本発明においてMs点は冷却中のサンプルの膨張測定により求める。
350℃以下の温度で焼戻し処理（好適条件）
本発明ではめっき鋼板の冷却後に再加熱を施すことで伸びフランジ性をさらに向上させることができる。焼戻し温度が350℃を超えるとめっき品質が著しく劣化する場合があるため、焼戻し温度は350℃以下が好ましい。焼戻し処理は連続焼鈍炉、箱型焼鈍炉等いずれの方法でもかまわない。コイルままで焼戻し処理する場合などのように鋼板同士の接触がある場合は凝着抑制等の観点から焼戻し時間は24h以下とすることが好ましい。
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。
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、仕上げ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。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ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。
巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、上記の条件で、冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっきが施される。
表１に示す成分組成の鋼を溶解炉により溶製し、連続鋳造法により鋼スラブとした。これらの鋼スラブを、表２に示す条件で、加熱後、粗圧延を施し、仕上げ圧延して冷却し、巻き取り、熱延鋼板とした。次いで、1.4mmまで冷間圧延して冷延鋼板を製造し、焼鈍に供した。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきラインにて表2に示す条件で行った。次いで、めっき処理（一部はさらに合金化処理）を行い、冷却し（一部はさらに焼戻し処理を行い）、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板1〜29を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は460℃のめっき浴中に浸漬し、付着量35〜45g/m2のめっきを形成させ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき形成後460〜580℃で合金化処理を行うことで作製した。そして、得られためっき鋼板に0.2％のスキンパス圧延を施した後、以下の試験方法にしたがい、引張特性、伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性、曲げ性および硬度を求めた。また、圧延負荷は熱延の線荷重と冷延の線荷重の積で評価し、4000000kgf2/mm2未満を良好とした。好ましくは3000000kgf2/mm2未満である。
＜引張試験＞
焼鈍後のコイル幅中央部より圧延方向に対して直角方向にJIS5号引張試験片（JIS Z2201）を採取し、歪速度が10-3/sとするJIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、TSを求めた。
＜穴拡げ試験＞
焼鈍後のコイル幅中央部より150mm×150mmの試験片を3枚採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行ってその平均の穴拡げ率λ(%)を求め、伸びフランジ性を評価した。λが15％以上、かつTS×λが25000MPa・%以上の場合に伸びフランジ性が良好と評価した。
また、伸びフランジ性の面内安定性は焼鈍後のコイルの両端部、幅1/4部、幅3/4部および幅中央部よりそれぞれ150mm×150mmの試験片を3枚ずつ採取し、上記と同様に穴拡げ試験を行い、得られた計15のλ(%)の標準偏差を計算し、この値が4未満となるものを伸びフランジ性の面内材質安定性良好として評価した。
＜硬度試験＞
圧延方向に対して平行方向を断面として幅が10mm、長さが15mmの試験片を採取し、表面から200μm位置においてマルテンサイトのビッカース硬度（Hv）測定を行った。荷重は0.98N（0.1kgf）で5点測定し、最大値と最小値を除いた3点の平均値を、ビッカース硬度（Hv）とした。
＜曲げ試験＞
圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が３５ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊形の試験片を、コイルの両端部、幅1/4部、幅3/4部および幅中央部よりそれぞれ採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が１０ｍｍ／ｓ、押込み荷重が１０ｔｏｎ、押付け保持時間５秒、曲げ半径Ｒが３．０ｍｍで９０°V曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、幅位置の１箇所でも０．５ｍｍ以上の亀裂が認められたものを劣、亀裂が０．５mm未満のものを優として判定した。
＜めっき品質＞
めっき品質は、鋼板表面を目視で観察し、次の５段階で評価した。３以上を合格とし、好ましくは４以上、より好ましくは５である。
１：不めっき多数有り
２：一部不めっき有り
３：不めっきは無いが、明瞭なスケール模様多数有り
４：不めっきは無いが、僅かにスケール模様有り
５：不めっきもスケール模様も無し
Figure 2016031165
Figure 2016031165
Figure 2016031165
本発明例はいずれもTSが1300MPa以上で、λが15％以上、かつTS×λが25000MPa・%以上、かつλの標準偏差が4％未満で、優れた伸びフランジ性および伸びフランジ性の面内安定性、曲げ性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度が得られていないか、所望の伸びフランジ性が得られていないか、所望の伸びフランジ性の面内安定性が得られていないか、あるいは所望の曲げ性が得られていない。
また、本発明例は圧延負荷4000000kgf2/mm2未満を達成しており、鋼板形状の観点からも良好な結果となった。一方、圧延負荷4000000kgf2/mm2以上の比較例２６は、耳波、中伸びが発生し、鋼板形状が不良であった。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車用部品用途に使用すると、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。

Claims (6)

  1. 質量%で、C：0.12〜0.25％、Si：0.01〜1.00％、Mn：1.5〜4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.10％、N：0.001〜0.010％、Ti：0.005〜0.100％、B：0.0005〜0.0050％を含み、かつTi＞4N（但し、Ti、Nは各々の元素の質量%を示す）を満足し、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、面積率で80〜100%のマルテンサイト、面積率で5％以下（0％を含む）のポリゴナルフェライトおよび面積率で3％未満（0％を含む）の残留オーステナイトを含み、かつ、マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度（Hv）で400以上500以下、かつ、マルテンサイトの平均結晶粒径が20μm以下、かつ、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が7.0μｍ以下である、伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 質量％で、Cr：0.005〜2.0％、Mo：0.005〜2.0％、V：0.005〜2.0%、Ni：0.005〜2.0%、Cu：0.005〜2.0%、Nb：0.005〜2.0％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に記載の伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 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または２に記載の伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 請求項１から３のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに、スラブの再加熱温度あるいは加熱炉挿入温度1100℃以上、仕上げ圧延温度800℃以上の熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、600〜700℃の温度域における滞留時間の総計が10秒以下となるように冷却し、平均巻取り温度が400℃以上600℃未満かつコイルの幅中央位置の100mmの領域と端100mmの領域における巻取り温度の平均値の差が70℃以下の温度で巻き取る熱延工程と、
    前記熱延工程で得られた熱延板を、20％超えの累積圧下率で冷間圧延する冷延工程と、
    前記冷延工程で得られた冷延板を、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以下まで加熱し、次いで焼鈍温度までを1℃/s以下の平均加熱速度で加熱し、焼鈍温度780〜1000℃で30〜1000秒保持する焼鈍工程と、
    前記焼鈍工程後の冷延板を3℃/ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、
    前記冷却工程後の冷延板に亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程と、
    前記亜鉛めっき工程後のめっき板を（Ms点−50℃）〜Ms点の温度域での滞留時間が2秒以上となる冷却を施すめっき後冷却工程とを有する、
    面積率で80〜100%のマルテンサイト、面積率で5％以下（0％を含む）のポリゴナルフェライトおよび面積率で3％未満（0％を含む）の残留オーステナイトを含み、かつ、マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度（Hv）で400以上500以下、かつ、マルテンサイトの平均結晶粒径が20μm以下、かつ、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が7.0μｍ以下である伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 前記亜鉛めっき工程後かつ前記めっき後冷却工程前に、460℃〜580℃の温度域に1秒以上40秒以下保持する合金化処理を施すめっき合金化工程を有する請求項４に記載の伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性、および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 前記めっき後冷却工程の後、更に350℃以下の温度で焼戻し処理を施す焼戻し工程を有する請求項４または５に記載の伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性、および曲げ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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