JP2009518541A - 成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法 - Google Patents

成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法

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Abstract

自動車体の構造部材及び補強材として主に使われ、成形性とメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板及び亜鉛系メッキ鋼板、そしてこれらの製造方法が提供される。
この鋼板は重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、可溶Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｂ：０．００５〜１．０％を含んで残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成されたものである。この鋼板を用いた亜鉛系メッキ鋼板とその製造方法も提供される。本発明では優れたメッキ特性と引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度を得ることが出来る。また、ＴＳ＊Ｅｌバランス１５，０００ＭｐａＤ％以上の成形性を確保することが出来る。さらに、ＢＨ値８０ＭＰａ以上の優れた焼付硬化性を得ることが出来る。

Description

本発明は自動車体の構造部材及び補強材として主に使われる鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板とその製造方法に関する。詳しくは、優れたメッキ特性を有する引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板と亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法に関する。
最近、自動車の乗客の安全性に対する規制が拡大することにより、車体の耐衝撃性の向上のため車体の軽量化及び高強度化に対する研究が積極的に進められている。これにより自動車体の軽量化と高強度化を同時に満足させるため４９０ＭＰａ以上の高張力鋼板が積極的に使われている。
また、自動車用鋼板は殆どプレス加工によって成形されるため、優れたプレス成形性が求められる。これを確保するためには高い延性が必須として求められる。即ち、自動車用鋼板は高張力鋼板として、高い延性を有することが最も重要である。
しかし、自動車用鋼板の高強度化は鋼板の成形性及びメッキ特性を著しく低下させるという問題があるため適用が困難である。
また、自動車用鋼板は高い耐食性も求められるため、従来から自動車用鋼板として耐食性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板が使われてきた。即ち、このような鋼板は再結晶焼鈍及びメッキを同一ラインで実施する連続溶融亜鉛メッキ設備を通して製造され優れた耐食性と安価で製造することが可能である。
また、溶融亜鉛メッキ後に再び加熱処理した合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、優れた耐食性に加えて溶接性や成形性も優れるという面で広く使われている。
即ち、自動車体をさらに軽量化及び強化するためには、成形性に優れた高張力冷延鋼板の開発、そして連続溶融亜鉛メッキラインによる優れた耐食性も備えた高張力溶融亜鉛メッキ鋼板の開発が求められている。
成形性が良好な高張力溶融亜鉛メッキ鋼板の代表的な従来技術としては特許文献１がある。上記従来技術は軟質フェライトと硬質マルテンサイトの複合組織を有する鋼板で、伸び率及びｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）を改善した溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法が提示されている。しかし、上記従来技術は多量のＳｉを添加することにより優れたメッキ品質を確保することが困難で、多量のＴｉとＭｏを添加して製造コストが上昇するという問題が発生する。
また、高張力鋼板の製造方法が特許文献２に提示されている。上記従来技術は主相のフェライトと２相の残留オーステナイト及び低温変態相のベイナイトとマルテンサイトを含有する複合組織からなる鋼板で、延性と伸びフランジ性を改善する製造方法が提示されている。
しかし、上記従来技術は多量のＳｉとＡｌを添加することによりメッキ品質を確保することが困難で、製鋼及び連鋳時に表面品質の確保が難しいという問題点を有している。また高強度を得るためには１００℃／秒以上の速度で冷却しなければならないため、冷却中鋼板の部分変形を引き起こすことがあり、鋼板の平坦度を確保することが困難である。
また、高張力鋼板でメッキ特性の問題を改善している従来技術としては特許文献３がある。上記従来技術はフェライトを主相とする複合組織からなる鋼板であって、加工性と良好なメッキ特性を得る方法が提示されている。しかし、良好な加工性を得るためメッキの前に一回以上の熱処理工程を行うことにより製造コストの上昇により現場適用が困難である。
韓国公開特許公報第２００２-００７３５６４号 日本公開特許公報第２００４-２９２８９１号 日本公開特許公報第２００２-０８８４４７号
本発明はＳｂを添加することにより優れたメッキ特性を表し引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度が得られるという利点がある。また、鋼板の成形性も確保できるという利点がある。さらに、塗装の後焼付硬化性が確保できるという利点がある。
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、可溶Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｂ：０．００５〜１．０％を含んで残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成されたものである。
本発明の一実施例によると、この冷延鋼板は上記Ｓｉ、Ａｌ及びＮが（Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≧１０の関係を満たすことが出来る。この場合、上記冷延鋼板で可溶Ａｌの含量は０．０１〜１．０％、Ｎの含量は０．００１〜０．０３％が好ましい。
本発明の一実施例によると、この冷延鋼板は上記Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢがＮ＊＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｂ／１１）≧０．２の関係を満たすことが出来る。この場合、上記冷延鋼板で可溶Ａｌの含量は０．２％以下、Ｎの含量は０．０１〜０．１％が好ましい。
本発明の一実施例によると、上記冷延鋼板には
ａ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち少なくとも１種以上:０．００１〜０．１％、
b）Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．００１〜１．０％
c）Ｂ：０．０１％以下で構成されるグループから選ばれる少なくとも１種以上がさらに含まれることが出来る。
本発明の一実施例によると、上記冷延鋼板は、鋼組織が主相のフェライトと第２相の２〜７０％のマルテンサイト組織分率を有することが出来る。
本発明の一実施例によると、亜鉛系メッキ鋼板は、上記冷延鋼板を素地鋼板とし、その鋼板の上面及び下面の少なくとも一面に亜鉛系メッキ層を有するものである。
上記亜鉛系メッキ鋼板は、亜鉛メッキ、合金化溶融亜鉛メッキのいずれか一つのメッキ層を有することが出来るが、これに制限されるものではない。
本発明の一実施例によると、冷延鋼板の製造方法は、上記の本発明の鋼成分を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃で再加熱し、Ａｒ３変態点以上１０００℃以下で熱間仕上げ圧延を終了した後、４５０〜７５０℃で巻取し、酸洗い及び冷間圧延した後、７５０〜９００℃の温度範囲で１０〜１０００秒間連続焼鈍した後、６００〜７２０℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で１次冷却し、１００〜４００℃まで１〜１００℃／秒で２次冷却を含んで行われる。
亜鉛系メッキ鋼板を製造するとき、亜鉛系メッキ鋼板は冷延鋼板を４５０〜５００℃の温度範囲で１０秒以下に溶融亜鉛メッキするものである。
本発明によると、引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度と共にメッキ特性が改善される。また、優れた成形性も確保できる。さらに、塗装後の焼付硬化性が増進する。従って、自動車の構造部材や補強材として適用できるという効果がある。
以下、本発明を詳しく説明する。本発明等はＳｉ、Ｍｎの多量添加による表面欠陥の問題を解決するための方法を研究する中、Ｓｂを適切に添加すると酸化物が鋼板表面に濃化し粗大化することを抑制できるということを発見した。即ち、Ｓｂを適切に添加すると酸化物が粒界に移動することを妨害してＳｉ、Ｍｎによる表面欠陥発生の可能性を著しく改善するため、Ｓｉ及びＭｎを多量に添加しても優れたメッキ特性を確保することが出来る。
また、本発明の一実施例によって上記のメッキ特性に加えて成形性を改善しようとする場合には、Ｎを下記のいずれか一つ以上の関係式によって制御することが好ましい。
（関係式１） （Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≧１０
（関係式２） Ｎ＊＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｂ／１１）≧０．２
さらに、本発明の一実施例によると固溶Ｎが確保される場合には塗装後固溶Ｎにより焼付硬化性も増加する。
本発明の鋼成分について先に説明する。Ｃの含量は０．０１〜０．２％が好ましい。上記Ｃは鋼板の強度を増加させ、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織を確保するのに非常に重要な成分である。その含量が０．０１％未満の場合、本発明で目標とする強度を確保することが出来ず、０．２％を超えると靭性及び溶接性が低下する可能性が高くなるため、上記Ｃの含量は０．０１〜０．２％に制限することが好ましい。
Ｓｉの含量は０．０１〜２．０％が好ましい。上記Ｓｉは鋼板の延性を低下させないながら強度を確保できる有用な元素である。また、フェライトの形成を促進し未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することによりマルテンサイトの形成を促進する元素である。その含量が０．０１％未満の場合上記の効果を確保することが困難で、２．０％を超えると表面特性及び溶接性が低下する可能性が高くなるため、上記Ｓｉの含量は０．０１〜２．０％に制限することが好ましい。
Ｍｎの含量は０．５〜４．０％が好ましい。上記Ｍｎは固溶強化の効果が非常に大きい元素であると同時にフェライトとマルテンサイトからなる複合組織の形成を促進する。その含量が０．５％未満の場合本発明で目標とする強度の確保が困難で、４．０％を超えると溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高いため上記Ｍｎの含量は０．５〜４．０％に制限することが好ましい。
Ｐの含量は０．１％以下が好ましい。上記Ｐは鋼板を強化させるが、添加し過ぎるとプレス成形性が劣化することがあるため０．１％以下に制限することが好ましい。
Ｓの含量は０．０３％以下が好ましい。上記Ｓは鋼中不純物元素として鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高いため０．０３％以下に制限することが好ましい。
可溶Ａｌの含量は１．０％以下が好ましい。上記可溶Ａｌは鋼中酸素と結合して脱酸作用及びＳｉのようにフェライト内の炭素をオーステナイトに分配してマルテンサイトの硬化能を向上させるのに有効な成分である。その含量が１．０％を超えると上記効果は飽和するだけでなく、製造コストが増加するため、上記可溶Ａｌの含量は１．０％以下に制限することが好ましい。好ましくは、可溶Ａｌの含量は０．０１〜１．０％である。より好ましくは、可溶Ａｌの含量は０．２％以下である。
Ｎの含量は０．００１〜０．１％が好ましい。上記Ｎはオーステナイトを安定化させるのに有効な作用をする成分で、上記Ｎの含量が０．００１％未満の場合にはこのような効果を期待することが困難で、０．１％を超える場合このような効果は大きく増加しないだけでなく溶接性及び製造コストを上昇させることがある。従って上記Ｎの含量は０．００１〜０．１％に制限することが好ましい。好ましくはＮの含量は０．０１〜０．１％である。上記ＮはＴｉ、Ｎｂ、Ａｌなどと結合して窒化物を形成することにより降伏強度を上昇させる。また、本発明で塗装後に降伏強度の上昇のため充分なＮを添加するが、これはＮが塗装前に結晶粒内に固溶Ｎで残留して塗装後に転位の移動を妨げて降伏点を上昇させることにより、降伏強度を急に上昇させる主要因として作用する。上記Ｎの含量が０．０１％未満の場合にはこのような効果を期待することが困難で、０．１％を超える場合このような効果は大きく増加しないだけでなく溶接性及び製造コストを上昇させることがある。
本発明の一実施例により、固溶Ｎによる充分な強度を確保しなくても溶接性と製造コストを考えるとＮの含量は０．００１〜０．０３％にすることが好ましい。
Ｓｂの含量は０．００５〜１．０％が好ましい。上記Ｓｂは本発明で非常に重要な成分で、優れたメッキ特性を確保するために添加する必須成分である。上記Ｓｂは図２に表した通り、ＭｎＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３などの酸化物に対する表面濃化を抑制して表面欠陥を低下させ、温度
上昇及び熱延工程の変化による表面濃化物の粗大化を抑制するのに優れた効果がある。上記Ｓｂの含量が０．００５％未満の場合上記の効果を確保することが困難で、その添加量が増加し続けてもこのような効果は大きく増加しないだけでなく、製造コスト及び加工性の劣化などの問題を引き起こすことがあるため、上記Ｓｂの含量は０．００５〜１．０％に制限することが好ましい。
上記のように組成される鋼に加えてＴｉ、Ｎｂ及びＶで選ばれた１種以上、ＣｒとＭｏ及びＢを添加することが出来る。
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶで選ばれた１種以上：０．００１〜０．１％が好ましい。上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に有効な元素である。上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの含量が０．００１％未満の場合にはこのような効果を確保することが困難で、その含量が０．１％を超えると製造コストの上昇及び過多析出物によりフェライトの延性を低下させることがある。従って、その含量を０．００１〜０．１％に制限することが好ましい。
Ｃｒの含量は０．０１〜２．０％が好ましい。上記Ｃｒは鋼の硬化能を向上させ高強度を確保するために添加する成分で、上記Ｃｒの含量が０．０１％未満の場合上記の効果を確保することが困難である。一方、２．０％を超えるとその効果が飽和するだけでなく、延性が低下する可能性が高いため、上記Ｃｒの含量を０．０１〜２．０％に制限することが好ましい。
Ｍｏの含量は０．００１〜１．０％が好ましい。上記Ｍｏはオーステナイトがパーライトに変態することを遅らせると同時に、フェライトの微細化及び強度の向上のために添加する成分で、Ｍｏの含量が０．００１％未満ではこのような効果を得ることが出来ず、１．０％を超えるとその効果が飽和するだけでなく延性が低下するため、上記Ｍｏの含量を０．００１〜１．０％に制限することが好ましい。
Ｂの含量は０．０１％以下が好ましい。上記Ｂは焼鈍中冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態することを遅らせる成分で、上記Ｂの含量が０．０１％を超えると表面にＢが濃化し過ぎてメッキ密着性の劣化を引き起こすことが出来る。従って、上記Ｂの含量を０．０１％以下に制限することが好ましい。
本発明の一実施例によると、上記Ｓｉ、Ａｌ及びＮが（Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≧１０の関係を満たすことが好ましい。この場合に鋼板で可溶Ａｌの含量は０．０１〜１．０％、Ｎの含量は０．００１〜０．０３％が好ましい。
上記関係式１は本発明の成形性の側面で非常に重要な式で、図１に表した通り、上記関係式が１０未満の場合優れたＴＳ＊Ｅｌバランスを確保することが困難で、１０以上の場合１５，０００以上のＴＳ＊Ｅｌバランスを確保することが出来る。
即ち、フェライト形成促進元素のＳｉ及びＡｌを適切に添加してフェライト形成を積極的に誘導することにより、オーステナイト内の炭素濃化を促進させ硬化能を向上させ、マルテンサイトの変態を促進しＡｌとＮの比率を調節してＡｌＮ析出物を適切に形成させることにより、熱間圧延過程でパーライトのバンドの形成を防いでパーライトの微細化及び分散効果を誘導して最終焼鈍過程でマルテンサイトを微細に分散させることにより、高強度高延性を確保することが出来る。
本発明の一実施例によると、上記Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂなどの成分が１種以上添加される場合に、次の関係Ｎ＊＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｂ／１１）≧０．２を満たすことが好ましい。この場合に鋼板で可溶Ａｌの含量は０．２％以下、Ｎの含量は０．０１〜０．１％が好ましい。
上記Ｎ＊はＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂなどと窒化物を形成させて残った窒素の含量を意味するもので、本発明で非常に重要な作用をする。図２に表した通り、上記Ｎ＊が０．２未満の場合、優れたＴＳ＊Ｅｌバランス及びＢＨ値を確保することが困難で、０．２以上の場合１５，０００以上のＴＳ＊Ｅｌバランス及び８０ＭＰａ以上のＢＨを確保することが出来る。即ち、窒化物で生成されて残ったＮである上記Ｎ＊はＣと類似にオーステナイト安定化元素として作用して冷却中マルテンサイトの変態を促進しマルテンサイト内に濃化されたＮにより強度が上昇して同等な強度で伸び率が向上する。また、塗装後固溶Ｎにより焼付硬化性も向上する。
本発明の好ましい実施例によると、本発明の鋼は、上記の成分とその他の不可避な不純物及び残りのＦｅで組成されるものである。勿論、必要に応じて他の合金元素も添加されることも出来る。従って、本発明の一実施例で言及していないとしても他の合金元素の添加が本発明の鋼から排除されたものと解釈することはない。
本発明では上記のように組成される冷延鋼板が提供される。そしてこの冷延鋼板の上面及び下面の少なくとも一面に亜鉛系メッキ層を有する亜鉛系メッキ鋼板が提供される。
以下、冷延鋼板及び亜鉛系メッキ鋼板を熱処理した後の最終組織について説明する。
本発明の一実施例によると、上記のように組成される鋼を冷延鋼板及び溶融亜鉛メッキ鋼板に適した熱処理を通してその微細組織を管理して要求する物性を与えることが出来るが、本発明で鋼板はフェライトを主相とし、第２相としてマルテンサイトの分率が２〜７０％になるようにする。マルテンサイト分率２％未満では本発明で目標とする高い引張強度を確保することが出来ず、７０％を超えると伸び率が急激に低下することがあるため、上記マルテンサイトの分率は２〜７０％に制限することが好ましい。また、本発明では第２相としてマルテンサイトの他に５％未満のベイナイトを含有しても本発明で目標とする物性を確保することが出来る。
以下、上記のように組成される鋼と組織を有する冷延鋼板の製造方法について詳しく説明する。
［熱間圧延段階］
先ず、上記のように組成される鋼スラブを１１００〜１３００℃で再加熱する。上記再加熱温度が１１００℃未満の場合組織均一化及びＴｉ、Ｎｂなどの再固溶が充分ではなく、１３００℃を超えると鋼板組織が粗大化しやすく、製造上の問題が発生する可能性が高い。従って、上記再加熱温度は１１００〜１３００℃に制限することが好ましい。
以後、Ａｒ３変態点以上１０００℃以下で熱間仕上げ圧延を終了する。熱間仕上げ圧延温度Ａｒ３変態点未満では熱間変形抵抗が急激に増加する可能性が高く製造上の問題が発生することがあり、１０００℃を超えると厚過ぎる酸化スケールが発生するだけでなく、鋼板が粗大化する可能性が高い。従って、上記熱間仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上１０００℃以下に制限することが好ましい。
上記熱間仕上げ圧延を終了した後、４５０〜７５０℃で巻取する。上記巻取温度が４５０℃未満の場合、過多にマルテンサイトまたはベイナイトが生成され熱延鋼板の過多強度上昇を引き起こすことにより、冷間圧延時の負荷による形状不良などの製造上の問題が発生することがある。一方、７５０℃を超えるとＳｉ、Ｍｎ及びＢなどの溶融亜鉛メッキの濡れ性を低下させる元素による表面濃化が酷くなるため、上記巻取温度は４５０〜７５０℃に制限することが好ましい。
上記熱延鋼板は必要に応じて冷間圧延して冷延鋼板に製造することが出来る。
［冷間圧延段階］
上記巻取した熱延鋼板を酸洗い及び冷間圧延する。冷間圧延は本発明の一実施例によると３０〜８０％の圧下率にすることが好ましい。上記冷間圧下率が３０％未満の場合、目標とする厚さを確保することが困難で、鋼板の形状矯正が難しい反面、冷間圧下率が８０％を超えると鋼板エッジ部のクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷をもたらすという問題点がある。
上記冷延鋼板は必要に応じて焼鈍処理することが出来る。
［焼鈍工程］
次に、上記冷延鋼板を７５０〜９００℃の温度範囲で１０〜１０００秒間連続焼鈍を行うことが出来る。上記連続焼鈍段階は再結晶と同時にフェライトとオーステナイトを形成し炭素を分配するためのもので、上記の連続焼鈍温度が７５０℃未満の場合充分な再結晶が行われないだけでなく、充分なオーステナイトを形成することが難しいため、本発明で目標とする強度を確保することが困難である。一方、９００℃を超える場合には生産性の下落及び過多オーステナイトが形成され延性が低下するため、上記連続焼鈍温度は７５０〜９００℃に制限することが好ましい。
また、連続焼鈍時間は、１０秒未満の場合充分なオーステナイトを形成することが難しく、１０００秒を超える場合には生産性の下落及び過度なオーステナイトが形成されるため、上記連続焼鈍時間は１０〜１０００秒に制限することが好ましい。
次に、上記連続焼鈍した鋼板を６００〜７２０℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で１次冷却する。上記１次冷却段階はフェライトとオーステナイトの平衡炭素濃度を確保して鋼板の延性と強度を増加させるためのもので、上記１次冷却終了温度が６００℃未満または７２０℃を超える場合には、本発明で目標とする延性及び強度を確保することが困難であるため、上記１次冷却終了温度を６００〜７２０℃に制限することが好ましい。
また１次冷却速度が１℃／秒未満では冷却の途中パーライトが生成されやすく、１０℃／秒を超える場合平衡炭素濃度を確保することが難しくて鋼板の強度と延性を確保することが困難であるため、上記１次冷却速度は１〜１０℃／秒に制限することが好ましい。
１次冷却後１〜１００℃／秒の冷却速度で１００〜４００℃まで２次冷却した後１０〜１０００秒間維持してフェライトとマルテンサイトからなる複合組織を形成する。上記２次冷却速度が１℃／秒未満では第２相が主にパーライトまたはベイナイトが形成され延性及び強度を確保することが難しく、１００℃／秒を超える場合設備上の過多投資が必要となるため、上記２次冷却速度は１〜１００℃／秒に制限することが好ましい。
また、上記２次冷却終了温度が１００℃未満ではフェライトとマルテンサイトからなる複合組織を安定して確保することが困難で、４００℃を超える場合第２相が主にパーライトとベイナイトが形成され延性及び強度を確保することが困難であるため、上記第２次冷却終了温度は１００〜４００℃に制限することが好ましい。
また、上記２次冷却後の維持時間が１０秒未満の場合、複合組織鋼を安定して確保することが難しい反面、１０００秒を超える場合には生産性が劣るだけでなく強度を確保することが困難であるため、上記維持時間は１０〜１０００秒に制限することが好ましい。以後、常温まで冷却して冷延焼鈍板を製造する。
［メッキ工程］
必要に応じて熱延鋼板、冷延鋼板、焼鈍処理した冷延鋼板はメッキ処理されることが出来る。以下、これを簡単に鋼板と表記する。メッキは本発明の一実施例によると亜鉛メッキ、合金化亜鉛メッキを適用することが出来る。メッキは、溶融メッキ、電解メッキ、真空蒸着メッキ及びクラッド方法など特に制限はされないが、生産性の側面で溶融メッキが好ましい。メッキ方法については最も好ましい一実施例により説明するが、本発明はこれに制限されるものではない。
［亜鉛メッキ工程］
鋼板を溶融亜鉛メッキするにおいて、４５０〜５００℃のメッキ温度で１０秒以下に行うことが好ましい。上記加熱温度が４５０℃未満の場合、亜鉛メッキが十分ではなく、５００℃を超える場合過多に亜鉛メッキが行われるため、上記加熱温度は４５０〜５００℃に制限することが好ましい。
また上記溶融亜鉛メッキ時間が１０秒を超えると亜鉛メッキが過多となるため、上記溶融亜鉛メッキ時間は１０秒以下に制限することが好ましい。上記溶融亜鉛メッキの後、常温まで冷却する。
上記亜鉛メッキ後に常温まで冷却して亜鉛メッキ鋼板を製造することもでき、必要に応じて合金化メッキ処理して合金化亜鉛メッキ鋼板を製造することが出来る。合金化亜鉛メッキ鋼板は、４４０〜５８０℃の温度範囲で３０秒以下に合金化熱処理を行うことが出来る。上記合金化熱処理温度が４４０℃未満または５８０℃を超える場合には、合金化が不安定であることが出来る。また上記合金化熱処理時間が３０秒を超える場合、合金化が過多に行われることがある。
以下、本発明の理解を容易にするため最も好ましい一例を挙げて本発明を説明するが、本発明の範囲がこのような実施例によって限定されるものではない。
下記の表１のように組成される鋼スラブを真空溶解し、加熱炉で再加熱温度１１５０〜１２５０℃の温度範囲で１時間加熱し熱間圧延を実施した後巻取した。この際、熱間圧延は８５０〜９５０℃の温度範囲で熱間圧延を終了し、巻取温度は６５０℃とした。熱間圧延した鋼板を用いて酸洗いを実施し冷間圧下率を５０〜７０％にして冷間圧延を実施した。冷間圧延された鋼板は表２の条件で連続焼鈍及び１、２次冷却を実施した。そして連続焼鈍冷延鋼板からＪＩＳ５号の引張試験片を製作して材質を測定した。
また、メッキ特性を観察するため上記方法で製造された連続焼鈍板を４６０℃に加熱して５秒間溶融亜鉛メッキした後、５００℃で１０秒間合金化処理した後、常温まで冷却して肉眼で未メッキの可否を観察した。
表３は本発明鋼と比較鋼の機械的性質及びメッキ特性を表したものである。


表１、２及び３に表した通り、本発明の成分範囲と製造方法を満たす発明材（１〜１０）の場合、式（１）の値が１０以上で、図１に表した通り、式（１）値が１０以上のときＴＳｘＥｌバランスが１５，０００以上で、本発明で確保しようとする成形性を確保することが出来た。また、引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度を表し、図３に表した通り、Ｓｂ添加による優れたメッキ特性を表した。従って、引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度、高延性及びメッキ特性に優れた自動車の構造部材と補強材として使われることが出来る。
しかし、本発明の成分範囲を満足しない比較鋼（Ｋ〜Ｎ）を用いて製造された比較材（１１〜１４）の場合、式（１）値が１０未満であり、図１に表した通り、ＴＳｘＥｌバランスが１５，０００未満で、本発明で確保しようとする成形性を確保することが出来なかった。また比較鋼はＳｂ未添加鋼で、Ｓｉ及びＭｎの含量が少ない比較材１２では優れたメッキ特性を表すが、比較材（１1及び１３〜１４）は多量添加されたＳｉとＭｎから劣位なメッキ特性を表した。
下記の表４のように組成される鋼スラブを真空溶解し、加熱炉で再加熱温度１１５０〜１２５０℃の温度範囲で１時間加熱し熱間圧延を実施した後巻取した。この際、熱間圧延は８５０〜９５０℃の温度範囲で熱間圧延を終了し、巻取温度は６５０℃にした。熱間圧延した鋼板を用いて酸洗いを実施し冷間圧下率を５０〜７０％にして冷間圧延を実施した。冷間圧延された鋼板は表５の条件で連続焼鈍及び１、２次冷却を実施した。
そして引張試片の切り取りが可能な部位を切断してＪＩＳ５号の引張試験片を製作して材質を測定した。また、自動車用部品で塗装後の材質を模写するため、上記のように製造されたＪＩＳ５号の引張試片を２％の変形を加えた後１７０℃で２０分間オイルに沸かせた後、引張試験を行いＢＨ＝ＹＳ（塗装後）−強度（２％変形後）からＢＨ値を測定した。
また、メッキ特性を観察するため上記方法で製造された連続焼鈍板を４６０℃に加熱して５秒間溶融亜鉛メッキした後、５００℃で１０秒間合金化処理した後、常温まで冷却して肉眼で未メッキの可否を観察した。
表６は本発明鋼と比較鋼の機械的性質及びメッキ特性を表したものである。


上記表４、５及び６に表した通り、本発明の成分範囲を満たす発明鋼（Ａ〜Ｈ）を用いて本発明の製造方法により製造された発明材（１〜８）の場合、Ｎ＊値が０．２以上で、図２に表した通り、Ｎ＊値が０．２以上のときＴＳ＊Ｅｌバランスが１５，０００以上、ＢＨ値が８０ＭＰａ以上で、本発明で確保しようとする成形性及び焼付硬化性を確保することが出来た。また、引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度を表し、図３に表した通り、Ｓｂ添加による優れたメッキ特性を有する自動車用鋼板を確保することが出来た。
本発明において上記実施形態は一つの例示であって、本発明がこれに限定されるものではない。本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同じ構成を有し同じ作用効果を成すものは如何なる場合にも本発明の技術的範囲に含まれる。
本発明において（Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）とＴＳ＊Ｅｌの相関関係を表したグラフである。 本発明においてＮ＊とＴＳ＊Ｅｌ及びＮ＊とＢＨの相関関係を表したグラフである。 本発明においてＳｂ添加による表面濃化特性を表した写真である。

Claims (22)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、可溶Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｂ：０．００５〜１．０％を含んで残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成される成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板。
  2. 前記Ｓｉ、Ａｌ及びＮが（Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≧１０の関係を満たすことを特徴とする請求項１に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板。
  3. 前記可溶Ａｌは０．０１〜１．０％、前記Ｎは０．００１〜０．０３％であることを特徴とする請求項２に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板。
  4. 前記Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢがＮ＊＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｂ／１１）≧０．２の関係を満たすことを特徴とする請求項１に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板。
  5. 前記可溶Ａｌは０．２％以下、前記Ｎは０．０１〜０．１％であることを特徴とする請求項４に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板。
  6. ａ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち少なくとも１種以上: ０．００１〜０．１％、
    b）Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．００１〜１．０％
    c）Ｂ：０．０１％以下で構成されるグループから選ばれる少なくとも１種以上がさらに含まれることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板。
  7. 前記鋼板は、主相のフェライトと第２相の２〜７０％のマルテンサイト組織分率を有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板。
  8. 請求項１乃至５のいずれか一項に記載の鋼板を素地鋼板とし、その鋼板の上面及び下面の少なくとも一面に亜鉛系メッキ層を有する高強度亜鉛系メッキ鋼板。
  9. 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、可溶Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｂ：０．００５〜１．０％を含んで残りのＦｅ及びその他の不可避な不純物で組成される鋼スラブを１１００〜１３００℃で再加熱し、Ａｒ３変態点以上１０００℃以下で熱間仕上げ圧延を終了した後、４５０〜７５０℃で巻取し、酸洗い及び冷間圧延した後、７５０〜９００℃の温度範囲で１０〜１０００秒間連続焼鈍した後、６００〜７２０℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で１次冷却し、１００〜４００℃まで１〜１００℃／秒で２次冷却する成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記Ｓｉ、Ａｌ及びＮが（Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≧１０を満たすことを特徴とする請求項９に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  11. 前記可溶Ａｌは０．０１〜１．０％、前記Ｎは０．００１〜０．０３％であることを特徴とする請求項１０に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  12. 前記Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢがＮ＊＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｂ／１１）≧０．２の関係を満たすことを特徴とする請求項９に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  13. 前記可溶Ａｌは０．２％以下、前記Ｎは０．０１〜０．１％であることを特徴とする請求項１２に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  14. ａ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち少なくとも１種以上:０．００１〜０．１％、
    b）Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．００１〜１．０％
    c）Ｂ：０．０１％以下で構成されるグループから選ばれる少なくとも１種以上がさらに含まれることを特徴とする請求項９乃至１３のいずれか一項に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  15. 前記鋼板は、主相のフェライトと第２相の２〜７０％のマルテンサイト組織分率を有することを特徴とする請求項９乃至１３のいずれか一項に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  16. 請求項９乃至１３のいずれか一項に記載の方法で製造された冷延鋼板を４５０〜５００℃の温度範囲で１０秒以下に溶融亜鉛メッキする成形性及びメッキ特性に優れた高強度亜鉛系メッキ鋼板の製造方法。
  17. 前記Ｓｉ、Ａｌ及びＮが（Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≧１０を満たすことを特徴とする請求項１６に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度亜鉛系メッキ鋼板の製造方法。
  18. 前記可溶Ａｌは０．０１〜１．０％、前記Ｎは０．００１〜０．０３％であることを特徴とする請求項１７に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度亜鉛系メッキ鋼板の製造方法。
  19. 前記Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢがＮ＊＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｂ／１１）≧０．２の関係を満たすことを特徴とする請求項１６に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度亜鉛系メッキ鋼板の製造方法。
  20. 前記可溶Ａｌは０．２％以下、前記Ｎは０．０１〜０．１％であることを特徴とする請求項１９に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度亜鉛系メッキ鋼板の製造方法。
  21. ａ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち少なくとも１種以上:０．００１〜０．１％、
    b）Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．００１〜１．０％
    c）Ｂ：０．０１％以下で構成されるグループから選ばれる少なくとも１種以上がさらに含まれることを特徴とする請求項１６乃至２０のいずれか一項に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度亜鉛系メッキ鋼板の製造方法。
  22. 前記鋼板は、主相のフェライトと第２相の２〜７０％のマルテンサイト組織分率を有することを特徴とする請求項１６乃至２０のいずれか一項に記載の成形性及びメッキ特性に優れた高強度亜鉛系メッキ鋼板の製造方法。
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