JP2011236482A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2011236482A JP2011236482A JP2010110279A JP2010110279A JP2011236482A JP 2011236482 A JP2011236482 A JP 2011236482A JP 2010110279 A JP2010110279 A JP 2010110279A JP 2010110279 A JP2010110279 A JP 2010110279A JP 2011236482 A JP2011236482 A JP 2011236482A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- hot
- temperature
- dip galvanized
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】引張強度が７８０ＭＰａ以上であって降伏比に優れる溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、この鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．００１％以上０．２％以下、Ｍｎ：２．０％超２．７％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２５％以下、Ｔｉ：０．１２以上０．３０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．０１％以下を含有する化学組成を有し、残留オーステナイトの面積率が３.０％以下である鋼組織を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】 なし
【解決手段】鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、この鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．００１％以上０．２％以下、Ｍｎ：２．０％超２．７％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２５％以下、Ｔｉ：０．１２以上０．３０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．０１％以下を含有する化学組成を有し、残留オーステナイトの面積率が３.０％以下である鋼組織を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】 なし
Description
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。具体的には、本発明は、降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、特に、自動車の車体のように耐衝突特性、その中でも、従来困難であった降伏比の高い機械特性が必要不可欠となる用途に好適な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。
近年、地球環境保護のために、自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と乗員の安全性確保のために、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板、特に、耐食性を必要とする部品に対して、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが高まっている。
自動車用部品に適用される高強度鋼板において、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性だけでなく、引張強度以外の強度特性も満足されなければならない。例えば、前方部の衝突時にキャビンを保護するための耐衝突部品は、部品の変形によってキャビンに伝達される衝撃が緩和される。このため、衝突時の衝撃緩和の観点で理想的な圧壊挙動を有する、具体的には、降伏強度の高い鋼板が必要になる。すなわち、引張強度が同等の場合、降伏比の高い鋼板によって作製された部品が衝突特性に優れる。
一般的に、引張強度を上昇させることに比べて、降伏強度を上昇させることは困難である。この原因は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板はフェライトを母相とし、マルテンサイト等の硬質相で強化された組織であり、その硬質相の生成によって、可動転位が軟質なフェライト中に導入され、転位の集団運動に必要な応力が低いことに因る。しかし、鋼板の組織制御によって、引張強度と降伏強度を同時に上昇させることは可能である。
例えば、非特許文献１は、組織制御方法によって、鋼板の引張強度と降伏強度のバランスが異なり、析出強化鋼板（微細な析出物で強化した鋼板）、ベイナイト鋼板（ベイナイト組織で強化した鋼板）、マルテンサイト鋼板（マルテンサイト単相組織の鋼板）の降伏強度は高く、その降伏比が高いという知見を開示している。また、非特許文献２は、引張強度が同程度のフェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板において、マルテンサイトの体積率の増加に伴い、降伏比が上昇するという実験結果を開示している。また、非特許文献３は、析出強化を積極的に活用することによって、７８０ＭＰａ以上の引張強度と７００ＭＰａ以上の降伏強度を達成した降伏比の高い鋼板を開示している。
しかし、従来知見の殆どにおいて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスは考慮されていない。非特許文献１は、溶融亜鉛めっきラインと異なる熱処理で製造される冷延鋼板に関するものであり、非特許文献２は、焼入れ、焼戻し処理で製造される鋼板に関するものであり、非特許文献３は、析出強化に寄与するＴｉとＭｏ等のマイクロアロイを一旦固溶させる熱処理で製造される熱延鋼板に関するものであった。
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスにおいて、再結晶焼鈍温度は７５０〜９５０℃であり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を達成するために必要な量のマイクロアロイを固溶させる条件、具体的には、スラブ加熱温度の下限に相当する１２２０℃より遥かに低い。したがって、前述した熱延鋼板のように、マイクロアロイで構成される析出物の分散強化だけによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を高めることは困難である。
また、再結晶焼鈍から冷却する場合、約４５５℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、浸漬後に、４６０〜６００℃まで再加熱するという合金化処理が施される。すなわち、この製造プロセスにおいて、冷却はベイナイト変態温度域で一旦中断され、鋼板は恒温に近い状態で熱処理される。したがって、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、その鋼板はベイナイトを含む組織になりやすい。しかし、冷却停止から合金化処理までの所要時間は短いので、鋼の一部だけがベイナイトになり、その残部はオーステナイトやマルテンサイトになる。これらのオーステナイトやマルテンサイトは、ベイナイトの部分的な生成によって、それらのＣ（炭素）濃度は極めて高くなっているので、焼鈍したまま、もしくは、降伏強度に至る変形初期において、極めて硬質な組織になる。このような硬質な組織が部分的に混在すると、可動転位が鋼中の軟質領域に導入され、降伏強度は高くならず、降伏比は低くなる。すなわち、高強度合金化溶融めっき鋼板を製造するための熱処理条件において、オーステナイトや硬いマルテンサイトを含まない降伏比の高い鋼板を生産することは極めて困難であった。そこで、合金化溶融めっき鋼板における強度特性、特に、降伏比の制御に対して、化学組成や加工熱処理の組み合わせを工夫した組織制御方法が検討された。
例えば、特許文献１は、鋼板にＴｉとＮｂを積極的に添加し、さらに、ＭｎやＣｒ等、焼入れ元素の添加量を制限し、二相域（フェライトとオーステナイトの二相共存温度域）で焼鈍し、組織を微細化したフェライトとパーライトの複相にすることによって、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、Ｔｉを添加した鋼を二相域で焼鈍すると、引張強度の焼鈍温度依存性が大きくなる。すなわち、所望の強度特性を安定して確保することが困難になり、そのような技術は量産に適さない。
特許文献２は、鋼板にＭｏ、ＮｉやＣｕを積極的に添加し、焼鈍温度条件を最適化し、固溶Ｎを高め、組織を微細にすることによって、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、高価なＭｏ、ＮｉやＣｕを多量に添加するので、製造コストが極めて高くなる。さらに、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板は、二回の焼鈍工程で製造されているので、ラインの生産性が阻害される。
特許文献３は、鋼板にＴｉ、Ｎｂ、ＭｏおよびＢを添加し、さらに、それらの量を制御し、焼鈍温度条件を最適化し、ベイナイト変態を促進させ、組織におけるベイナイトまたはベイニティックフェライトの割合を高めることによって、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、Ｓｉを多量に添加するので、鋼板に不めっき部が発生しやすくなり、耐食性を安定して確保することが困難になる。
特許文献４は、鋼板にＢを添加し、Ｍｎの添加量を制限し、熱延の巻取り温度や焼鈍温度条件等を最適化し、未再結晶フェライトを均一分散させ、組織におけるマルテンサイトやベイナイトの割合を低めることによって、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、未再結晶フェライトを含むので、靭性が劣化するので、そのような技術は衝突特性を必要とする部品製造に適さない。さらに、未再結晶を含む組織の場合、それが残存する焼鈍温度域において、引張強度の焼鈍温度依存性が極めて大きく、所望の強度特性を安定して確保することが困難になる。
特許文献５は、鋼板にＴｉ、ＭｏとＶを積極的に添加し、熱延の巻取り温度や焼鈍温度条件等を最適化し、組織を微細な炭窒化物で強化されたフェライト主体にすることによって、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、高価なＶを多量に添加するので、製造コストが極めて高くなる。さらに、Ｖ系の析出物で強化した組織の場合、それらを安定して析出させることは困難であり、引張強度の焼鈍温度依存性が大きいと推定され、所望の強度特性を安定して確保することが困難になる。
ハイテンハンドブック，日本鉄鋼協会，（２００８），ｐ．４６
ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，４４（２００４），Ｎｏ．３，ｐ．６０３−６０９
ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，４４（２００４），Ｎｏ．１１，ｐ．１９４５−１９５１
本発明の課題は、前述したように、従来の技術で製造することが困難であった、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、降伏比の高い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である。本発明の鋼板においては、降伏比の目標値は７５％以上である。なお、本発明において、「降伏比」とは、降伏点が現れる場合には降伏点を引張強度で除した値を、降伏点が現れない場合には０．２％耐力を引張強度で除した値をいう。
本発明は、降伏比および降伏強度を低下させるＣ濃度の高いマルテンサイトやオーステナイトの生成を抑制し、さらに、引張強度を増加させるように、従来の鋼板に比べて、より多量のＴｉを適正な範囲で鋼に含有させ、さらに、Ｃ量とＭｎ量を特定の範囲に制御し、その化学組成に対する最適な製造条件を見出すことによって、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるという知見に基づく。従来の技術において、そのような鋼板を安定して製造することは困難であった。
本発明は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、この鋼板は、Ｃ：０．０６５％以上０．１２％以下（本明細書においては特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．００１％以上０．２％以下、Ｍｎ：２．０％超２．７％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２５％以下、Ｔｉ：０．１２以上０．３０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．０１％以下を含有する化学組成を有し、残留オーステナイトの面積率が３.０％以下である鋼組織を有し、引張強度が７８０ＭＰａ以上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である。
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．２％以下をさらに含有することが好ましい。
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｂ：０．００２％以下をさらに含有することが好ましい。
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｂ：０．００２％以下をさらに含有することが好ましい。
別の観点から、本発明は、下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
（Ａ）前述した本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成を有する鋼材に、圧延開始温度を１２２０℃以上１３００℃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℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施し、その後に、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域まで冷却し、次いで、前記温度域にめっき浴浸漬時を含めて５００秒間以下保持した後に、４６０℃以上６００℃以下、かつ、［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上の温度域で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
（Ａ）前述した本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成を有する鋼材に、圧延開始温度を１２２０℃以上１３００℃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℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施し、その後に、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域まで冷却し、次いで、前記温度域にめっき浴浸漬時を含めて５００秒間以下保持した後に、４６０℃以上６００℃以下、かつ、［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上の温度域で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
本発明によって、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、かつ降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板を量産することが可能になる。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、広範に使用することが可能である。
１．化学組成
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成を前述のように規定した理由を説明する。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成を前述のように規定した理由を説明する。
（Ｃ：０．０６５％以上０．１２％以下）
Ｃは強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にするために、０．０６５％以上含有させる。しかし、０．１２％を超えてＣを含有させると、硬質な組織が混在するようになり、降伏比が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０６５％以上０．１２％以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、Ｃ含有量は０．０７５％以上０．１０５％以下であることが好ましい。
Ｃは強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にするために、０．０６５％以上含有させる。しかし、０．１２％を超えてＣを含有させると、硬質な組織が混在するようになり、降伏比が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０６５％以上０．１２％以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、Ｃ含有量は０．０７５％以上０．１０５％以下であることが好ましい。
（Ｓｉ：０．００１％以上０．２％以下）
Ｓｉは強度向上に寄与する元素であり、本発明において、０．００１％以上含有させる。しかし、０．２％を超えてＳｉを含有させると、鋼板に不めっき部が発生し、耐食性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、０．００１％以上０．２％以下とする。なお、好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．１５％以下であり、このようにＳｉ量を制御することによって、めっきの密着性が向上し、プレス成形によるパウダリングやフレーキング発生を防止することが可能になる。
Ｓｉは強度向上に寄与する元素であり、本発明において、０．００１％以上含有させる。しかし、０．２％を超えてＳｉを含有させると、鋼板に不めっき部が発生し、耐食性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、０．００１％以上０．２％以下とする。なお、好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．１５％以下であり、このようにＳｉ量を制御することによって、めっきの密着性が向上し、プレス成形によるパウダリングやフレーキング発生を防止することが可能になる。
（Ｍｎ：２．０％超２．７％以下）
Ｍｎは強度向上に著しく寄与する元素であり、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にするために、２．０％を超えて含有させる。また、Ｍｎはベイナイト変態を遅らせるが、Ｃ量、Ｔｉ量やＮｂ量のバランス、溶融亜鉛めっき条件の最適化によって、比較的多量のＭｎを含む鋼においても、マルテンサイトの生成が十分に抑制される。しかし、２．７％を超えてＭｎを含有させると、マルテンサイトが生成し、降伏比が低下する。このため、Ｍｎ含有量は２．０％を超えて２．７％以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、Ｍｎ含有量は２．０％を超えて２．６％以下であることが好ましい。
Ｍｎは強度向上に著しく寄与する元素であり、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にするために、２．０％を超えて含有させる。また、Ｍｎはベイナイト変態を遅らせるが、Ｃ量、Ｔｉ量やＮｂ量のバランス、溶融亜鉛めっき条件の最適化によって、比較的多量のＭｎを含む鋼においても、マルテンサイトの生成が十分に抑制される。しかし、２．７％を超えてＭｎを含有させると、マルテンサイトが生成し、降伏比が低下する。このため、Ｍｎ含有量は２．０％を超えて２．７％以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、Ｍｎ含有量は２．０％を超えて２．６％以下であることが好ましい。
（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは不純物として含有される元素であるが、強度向上に寄与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、０．１％を超えてＰを含有させると、溶接性が著しく劣化する。このため、Ｐ含有量は０．１％以下とする。なお、好ましくは、Ｐ含有量は０．００５％以上０．０２５％以下であり、このようにＰ量を制御することによって、より確実に鋼板を強化することとパウダリング等のめっき不良を防止することが可能になる。
Ｐは不純物として含有される元素であるが、強度向上に寄与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、０．１％を超えてＰを含有させると、溶接性が著しく劣化する。このため、Ｐ含有量は０．１％以下とする。なお、好ましくは、Ｐ含有量は０．００５％以上０．０２５％以下であり、このようにＰ量を制御することによって、より確実に鋼板を強化することとパウダリング等のめっき不良を防止することが可能になる。
（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、０．００５％以下である。さらに好ましくは、０．００１５％以下である。
Ｓは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、０．００５％以下である。さらに好ましくは、０．００１５％以下である。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２５％以下）
Ａｌは鋼を脱酸して、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる元素である。Ｔｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の酸化物の生成を抑制するために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかし、０．２５％を超えてｓｏｌ．Ａｌを含有させると、鋼板に不めっき部が発生し、耐食性が劣化する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上０．２５％以下とする。なお、好ましくは０．０２％超０．２％以下、さらに好ましくは０．０２％超０．０８％以下である。
Ａｌは鋼を脱酸して、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる元素である。Ｔｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の酸化物の生成を抑制するために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかし、０．２５％を超えてｓｏｌ．Ａｌを含有させると、鋼板に不めっき部が発生し、耐食性が劣化する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上０．２５％以下とする。なお、好ましくは０．０２％超０．２％以下、さらに好ましくは０．０２％超０．０８％以下である。
（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、０．００５％以下である。さらに好ましくは、０．００４％以下である。
Ｎは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、０．００５％以下である。さらに好ましくは、０．００４％以下である。
（Ｏ：０．０１％以下）
Ｏは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、０．００５％以下である。さらに好ましくは、０．００２％以下である。
Ｏは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、０．００５％以下である。さらに好ましくは、０．００２％以下である。
（Ｔｉ：０．１２％以上０．３０％以下）
Ｔｉは微細な炭化物、窒化物、または炭窒化物を形成させ、強度向上に著しく寄与する元素である。また、前述したように、Ｃ量とＭｎ量をバランスさせ、さらに、後述するような焼鈍条件、溶融亜鉛めっき、合金化処理条件を組み合わせることによって、マルテンサイトが生成し難くなり、引張強度が７８０ＭＰａ以上でありながら、高い降伏比も達成される。このような効果を発現させるために、Ｔｉを０．１２％以上含有させる。しかし、０．３０％を超えてＴｉを含有すると、粗大な炭化物が形成され、引張強度が低下するだけでなく、その炭化物が転位源となり、降伏強度が著しく低下し、降伏比も低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．１２％以上０．３０％以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．１４％以上０．２４％以下であることが好ましい。
Ｔｉは微細な炭化物、窒化物、または炭窒化物を形成させ、強度向上に著しく寄与する元素である。また、前述したように、Ｃ量とＭｎ量をバランスさせ、さらに、後述するような焼鈍条件、溶融亜鉛めっき、合金化処理条件を組み合わせることによって、マルテンサイトが生成し難くなり、引張強度が７８０ＭＰａ以上でありながら、高い降伏比も達成される。このような効果を発現させるために、Ｔｉを０．１２％以上含有させる。しかし、０．３０％を超えてＴｉを含有すると、粗大な炭化物が形成され、引張強度が低下するだけでなく、その炭化物が転位源となり、降伏強度が著しく低下し、降伏比も低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．１２％以上０．３０％以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．１４％以上０．２４％以下であることが好ましい。
（Ｎｂ：０．２％以下）
Ｎｂは強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、０．２％を超えてＮｂを含有すると、切断面の性状が劣化し、プレス成形性が劣化する。このため、Ｎｂを前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｎｂは強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、０．２％を超えてＮｂを含有すると、切断面の性状が劣化し、プレス成形性が劣化する。このため、Ｎｂを前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。
（Ｃｒ：０．１％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶは、いずれも、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、０．１％を超えてそれぞれを含有させても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけである。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶの１種または２種以上を前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、いずれかの元素を０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶは、いずれも、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、０．１％を超えてそれぞれを含有させても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけである。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶの１種または２種以上を前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、いずれかの元素を０．０１％以上含有させることが好ましい。
（Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＺｒおよびＢｉは、いずれも、降伏比を低下させることなく、曲げ性や穴拡げ性等、プレス成形性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、０．０１％を超えてそれぞれを含有させると、表面性状が劣化する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＺｒおよびＢｉの１種または２種以上を前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、いずれかの元素を０．０００５％以上含有させることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＺｒおよびＢｉは、いずれも、降伏比を低下させることなく、曲げ性や穴拡げ性等、プレス成形性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、０．０１％を超えてそれぞれを含有させると、表面性状が劣化する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＺｒおよびＢｉの１種または２種以上を前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、いずれかの元素を０．０００５％以上含有させることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
（Ｂ：０．００２％以下）
Ｂは強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。ただし、０．００２％を超えてＢを含有させても、前記効果が飽和する。このため、Ｂ含有量は０．００２％以下とすることが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、０．０００２％以上含有させることが好ましい。
Ｂは強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。ただし、０．００２％を超えてＢを含有させても、前記効果が飽和する。このため、Ｂ含有量は０．００２％以下とすることが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、０．０００２％以上含有させることが好ましい。
２．鋼組織
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織を前述のように規定した理由を説明する。
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織を前述のように規定した理由を説明する。
（残留オーステナイトの面積率：３．０％以下）
前述した化学組成の本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトを主相とする組織であり、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは極力含有しないことが好ましい。その中でも、オーステナイトは、焼鈍したまま、または、降伏強度に至る変形初期において、最も硬質な組織であり、残留オーステナイトの面積率が増加すると、降伏比が低下する。このため、面積率で評価した分率で、残留オーステナイトは３．０％以下（０％の場合も含む）とする。そして、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率は２０％以下とすることが好ましい。なお、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトを明確に区別することが困難であるので、各々の面積率を規定することは困難である。フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの合計面積率は８０％以上とすることが好ましい。
前述した化学組成の本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトを主相とする組織であり、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは極力含有しないことが好ましい。その中でも、オーステナイトは、焼鈍したまま、または、降伏強度に至る変形初期において、最も硬質な組織であり、残留オーステナイトの面積率が増加すると、降伏比が低下する。このため、面積率で評価した分率で、残留オーステナイトは３．０％以下（０％の場合も含む）とする。そして、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率は２０％以下とすることが好ましい。なお、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトを明確に区別することが困難であるので、各々の面積率を規定することは困難である。フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの合計面積率は８０％以上とすることが好ましい。
３．製造方法
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法を説明する。
前述した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ことが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等で鋳造してもよい。この鋼素材に、熱間圧延を施し、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せず、温片のまま加熱炉に装入し、加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかに保熱した後に直ちに圧延する直接圧延するか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱し、圧延してもよい。
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法を説明する。
前述した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ことが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等で鋳造してもよい。この鋼素材に、熱間圧延を施し、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せず、温片のまま加熱炉に装入し、加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかに保熱した後に直ちに圧延する直接圧延するか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱し、圧延してもよい。
（熱間圧延の開始温度：１２２０℃以上１３００℃以下）
ＴｉとＮｂ等の微細析出物の分散によって、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度と降伏強度は高められている。粗大な析出物を分散させず、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にするとともに降伏比を高めるために、熱間圧延する前に、ＴｉやＮｂを一旦固溶させる必要がある。このため、熱間圧延する前の加熱温度は１２２０℃以上とする。しかし、１３００℃を超えて加熱すると、鋼素材の内部酸化が促進され、表面性状が著しく劣化する。このため、鋼素材の加熱温度は１２２０℃以上１３００℃以下とする。換言すれば、熱間圧延の開始温度は１２２０℃以上１３００℃以下である。なお、好ましくは、熱間圧延の開始温度は１２４０℃以上１２８０℃以下であり、このように温度を制限することによって、より確実に前記効果を得ることが可能になる。また、熱間圧延を開始するまでに、鋼素材を１２２０℃以上の温度域に３０分間以上保持することが好ましい。このように鋼素材を高温に保持することによって、Ｍｎの凝固偏析に起因する不均一組織が解消され、曲げ性等、プレス成形性が向上する。しかし、１８０分間を超えて保持しても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけであるので、１８０分間以下とすることが好ましい。
ＴｉとＮｂ等の微細析出物の分散によって、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度と降伏強度は高められている。粗大な析出物を分散させず、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にするとともに降伏比を高めるために、熱間圧延する前に、ＴｉやＮｂを一旦固溶させる必要がある。このため、熱間圧延する前の加熱温度は１２２０℃以上とする。しかし、１３００℃を超えて加熱すると、鋼素材の内部酸化が促進され、表面性状が著しく劣化する。このため、鋼素材の加熱温度は１２２０℃以上１３００℃以下とする。換言すれば、熱間圧延の開始温度は１２２０℃以上１３００℃以下である。なお、好ましくは、熱間圧延の開始温度は１２４０℃以上１２８０℃以下であり、このように温度を制限することによって、より確実に前記効果を得ることが可能になる。また、熱間圧延を開始するまでに、鋼素材を１２２０℃以上の温度域に３０分間以上保持することが好ましい。このように鋼素材を高温に保持することによって、Ｍｎの凝固偏析に起因する不均一組織が解消され、曲げ性等、プレス成形性が向上する。しかし、１８０分間を超えて保持しても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけであるので、１８０分間以下とすることが好ましい。
（仕上げ圧延温度：８００℃以上１０００℃以下）
熱間圧延時の変形抵抗を小さくし、操業をより容易にするために、仕上げ圧延温度を８００℃以上とすることが好ましい。しかし、１０００℃を超えて仕上げ圧延すると、スケール疵が発生しやすくなり、表面性状が著しく劣化する。このため、仕上げ圧延温度を８００℃以上１０００℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、８５０℃以上９５０℃以下である。
熱間圧延時の変形抵抗を小さくし、操業をより容易にするために、仕上げ圧延温度を８００℃以上とすることが好ましい。しかし、１０００℃を超えて仕上げ圧延すると、スケール疵が発生しやすくなり、表面性状が著しく劣化する。このため、仕上げ圧延温度を８００℃以上１０００℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、８５０℃以上９５０℃以下である。
（熱延巻取り温度：７５０℃以下）
鋼板の酸化を抑制し、良好な表面性状を確保するために、熱延巻取り温度を７５０℃以下とすることが好ましい。しかし、２００℃未満で巻取ると、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後に、冷間圧延することが困難になる。このため、熱延巻取り温度を２００℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、５００℃以上６３０℃以下である。
鋼板の酸化を抑制し、良好な表面性状を確保するために、熱延巻取り温度を７５０℃以下とすることが好ましい。しかし、２００℃未満で巻取ると、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後に、冷間圧延することが困難になる。このため、熱延巻取り温度を２００℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、５００℃以上６３０℃以下である。
なお、熱間圧延工程において、特性変動を抑制するために、粗圧延の後に、仕上げ圧延する前の粗バーに誘導加熱等を施すことによって、粗バー全長の温度均一化を図ることが好ましい。
前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板は、酸洗等の常法によって、脱スケール処理を施し、その後に、冷間圧延が施し、冷延鋼板とする。この場合、熱間圧延および冷間圧延における総圧下率を９５％以上とすることが好ましい。ここで、総圧下率は次式で算出される。
総圧下率（％）＝｛１−（冷延鋼板の板厚）／（熱間圧延に供するスラブの板厚）｝×１００
総圧下率（％）＝｛１−（冷延鋼板の板厚）／（熱間圧延に供するスラブの板厚）｝×１００
総圧下率を大きくすると、板厚方向に分布するＭｎ偏析帯が薄くなり、曲げ性や穴拡げ性等、プレス成形性が向上する。なお、連続焼鈍後の鋼組織を均一にするために、冷間圧延の総圧下率を３０％以上とすることが好ましい。また、鋼板の平坦性を確保するために、酸洗の前もしくは後に、圧下率５％以下の圧延を施し、形状を修正することが好ましい。また、このような軽度の圧延を酸洗の前に施すことによって、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、表面性状が向上する。
前記熱間圧延工程および冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、Ａｃ３点以上９５０℃の温度域で再結晶焼鈍を施し、その後に、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域まで冷却し、次いで、前記温度域にめっき浴浸漬時を含めて５００秒間以下保持した後に、４６０℃以上６００℃以下、かつ、［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上の温度域で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。それらの鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインで、焼鈍熱処理、溶融亜鉛めっき、合金化処理され、製造されることが好ましい。
（再結晶焼鈍温度：Ａｃ３点以上９５０℃以下）
前述したように、多量のＴｉやＮｂを含有する鋼を二相域で焼鈍すると、未再結晶のフェライトが残存し、靭性が劣化するだけでなく、引張強度の焼鈍温度依存性が大きくなる。このため、焼鈍温度はＡｃ３点以上とする。しかし、９５０℃を超えて焼鈍すると、焼鈍炉が急速に損傷し、その補修が必要となり、生産性が劣化する。このため、再結晶焼鈍温度はＡｃ３点以上９５０℃以下とする。なお、良好な表面性状を安定して確保するために、再結晶焼鈍温度はＡｃ３点以上９００℃未満であることが好ましい。また、Ａｃ３点以上で１０秒間以上保持することが好ましい。このように焼鈍時間までを制御することによって、良好なプレス成形性を安定して確保することが容易になる。しかし、３００秒間を超えて保持しても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけであるので、３００秒間以下とすることが好ましい。
前述したように、多量のＴｉやＮｂを含有する鋼を二相域で焼鈍すると、未再結晶のフェライトが残存し、靭性が劣化するだけでなく、引張強度の焼鈍温度依存性が大きくなる。このため、焼鈍温度はＡｃ３点以上とする。しかし、９５０℃を超えて焼鈍すると、焼鈍炉が急速に損傷し、その補修が必要となり、生産性が劣化する。このため、再結晶焼鈍温度はＡｃ３点以上９５０℃以下とする。なお、良好な表面性状を安定して確保するために、再結晶焼鈍温度はＡｃ３点以上９００℃未満であることが好ましい。また、Ａｃ３点以上で１０秒間以上保持することが好ましい。このように焼鈍時間までを制御することによって、良好なプレス成形性を安定して確保することが容易になる。しかし、３００秒間を超えて保持しても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけであるので、３００秒間以下とすることが好ましい。
また、めっきの濡れ性や合金化処理性を向上させるために、焼鈍中の露点を−４０℃以上とすることが好ましい。
再結晶焼鈍した後に、鋼板は亜鉛めっき浴に浸漬する過程で冷却される。この場合、平均冷却速度はその最高到達温度から７００℃までを１℃／秒以上５０℃／秒以下とし、次いで、７００℃から冷却停止温度までを３℃／秒以上５０℃／秒以下とすることが好ましい。７００℃までを１℃／秒以上５０℃／秒以下で冷却することによって、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの面積率を容易に調整することが可能になり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に含有される残留オーステナイトの量が制御し易くなる。一方、７００℃から冷却停止温度までを３℃／秒以上で冷却することによって、強度低下に繋がるパーライト変態を抑制することが可能になる。また、冷却停止温度までを５０℃／秒超で冷却する場合、連続溶融亜鉛めっき設備の大幅な改造を必要とし、製造コストが著しく高まるので、５０℃／秒以下とすることが好ましい。
再結晶焼鈍した後に、鋼板は亜鉛めっき浴に浸漬する過程で冷却される。この場合、平均冷却速度はその最高到達温度から７００℃までを１℃／秒以上５０℃／秒以下とし、次いで、７００℃から冷却停止温度までを３℃／秒以上５０℃／秒以下とすることが好ましい。７００℃までを１℃／秒以上５０℃／秒以下で冷却することによって、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの面積率を容易に調整することが可能になり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に含有される残留オーステナイトの量が制御し易くなる。一方、７００℃から冷却停止温度までを３℃／秒以上で冷却することによって、強度低下に繋がるパーライト変態を抑制することが可能になる。また、冷却停止温度までを５０℃／秒超で冷却する場合、連続溶融亜鉛めっき設備の大幅な改造を必要とし、製造コストが著しく高まるので、５０℃／秒以下とすることが好ましい。
（冷却停止温度：［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下）
めっき浴浸入時の抜熱を小さくし、操業を容易にするために、冷却停止温度は［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上とする。しかし、［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］を超えて鋼板の冷却を停止すると、めっき浴の温度変化が著しくなり、操業が困難になる。このため、冷却停止温度は［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下とする。溶融亜鉛めっき処理は、４１０℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に焼鈍した鋼板を浸漬する常法に従う。
めっき浴浸入時の抜熱を小さくし、操業を容易にするために、冷却停止温度は［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上とする。しかし、［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］を超えて鋼板の冷却を停止すると、めっき浴の温度変化が著しくなり、操業が困難になる。このため、冷却停止温度は［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下とする。溶融亜鉛めっき処理は、４１０℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に焼鈍した鋼板を浸漬する常法に従う。
（［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の保持時間：５００秒間以下、ただし、めっき浸漬時も含める。）
フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの軟化を抑制し、所望の引張強度を確保するために、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の保持時間は、めっき浸漬時も含め、５００秒間以下とする。なお、好ましくは、保持時間は１０秒間以上であり、このような保持時間を付与することによって、鋼板のめっき付着量が調整され、良好な耐食性を安定して確保することが可能になる。
フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの軟化を抑制し、所望の引張強度を確保するために、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の保持時間は、めっき浸漬時も含め、５００秒間以下とする。なお、好ましくは、保持時間は１０秒間以上であり、このような保持時間を付与することによって、鋼板のめっき付着量が調整され、良好な耐食性を安定して確保することが可能になる。
（合金化処理温度：４６０℃以上６００℃以下、かつ、［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上）
合金化未処理の発生を抑制し、耐食性を向上させるために、めっき浴浸漬後の合金化処理温度は４６０℃以上とする。さらに、本発明に係る化学組成の鋼板に対して、オーステナイトを分解させ、面積率で、残留オーステナイトを３．０％以下とし、鋼板の降伏比を高めるために、めっき浴浸漬後の合金化処理温度は［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上とする。しかし、６００℃を超えて合金化処理すると、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトが軟化し、引張強度が著しく低下する。このため、合金化処理温度は４６０℃以上６００℃以下、かつ、［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上とする。なお、好ましくは、合金化処理温度は４９０℃以上５６０℃以下であり、このように温度を制御することによって、合金化度（めっき層のＦｅ含有量）を８質量％以上１３質量％以下とし、めっきの密着性を向上させることが容易になる。
合金化未処理の発生を抑制し、耐食性を向上させるために、めっき浴浸漬後の合金化処理温度は４６０℃以上とする。さらに、本発明に係る化学組成の鋼板に対して、オーステナイトを分解させ、面積率で、残留オーステナイトを３．０％以下とし、鋼板の降伏比を高めるために、めっき浴浸漬後の合金化処理温度は［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上とする。しかし、６００℃を超えて合金化処理すると、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトが軟化し、引張強度が著しく低下する。このため、合金化処理温度は４６０℃以上６００℃以下、かつ、［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上とする。なお、好ましくは、合金化処理温度は４９０℃以上５６０℃以下であり、このように温度を制御することによって、合金化度（めっき層のＦｅ含有量）を８質量％以上１３質量％以下とし、めっきの密着性を向上させることが容易になる。
降伏点伸びの発生を抑制するだけでなく、プレス時の焼付けやかじりを防止するために、連続溶融亜鉛めっき処理後に、伸び率０．０５％以上１％以下で調質圧延することが好ましい。
また、めっきの濡れ性や合金化処理性を向上させるために、焼鈍前の鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｏおよびＦｅの１種または２種以上で構成されるめっきを施してもよい。
前記製造方法により、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
前記製造方法により、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
このように、鋼の化学組成を工夫し、熱間圧延と冷間圧延後の連続焼鈍、溶融亜鉛めっき、合金化処理条件を最適化することによって、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、降伏比の高い、すなわち０．７５以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提供される。
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によって、２４５ｍｍ厚のスラブを鋳造した。
なお、表１に示すＡｃ３は、文献値と実験値を回帰分析し、以下の式より求めた。
なお、表１に示すＡｃ３は、文献値と実験値を回帰分析し、以下の式より求めた。
Ａｃ３＝９１０−２０３×（Ｃ１／２）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ
得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、２．６ｍｍ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。
得られた冷延鋼板を７００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、７００℃から最高到達温度となる表３に示す焼鈍温度まで３℃／秒の昇温速度で加熱し、その温度で表３に示す時間保持し、焼鈍した。焼鈍温度から冷却停止温度まで８℃／秒の平均冷却速度で冷却し、さらに、溶融亜鉛めっき処理中の熱履歴を模擬するために、冷却停止温度で表３に示す時間保持し、想定めっき浴温である４５５℃まで５秒かけて冷却し、その温度で１０秒間保持し、さらに、表３に示す合金化処理温度まで５秒かけて加熱し、その温度で１０秒間保持し、室温まで１０℃／秒の冷却速度で冷却し、焼鈍冷延鋼板を作製した。なお、冷却停止温度の保持時間は、冷却停止温度での保持時間、めっき浴温まで冷却する時間、めっき浴温度に保持する時間の合計である。
本例で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。
得られた焼鈍冷延鋼板について、光学顕微鏡または電子顕微鏡、さらにはＸ線回折法を用いて組織を解析するとともに、引張試験で機械特性を評価した。
［試験方法］
（残留オーステナイトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板に板厚の１／４だけ減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面にＸ線回折を施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を算出した。
（残留オーステナイトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板に板厚の１／４だけ減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面にＸ線回折を施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を算出した。
（マルテンサイトおよびオーステナイトの合計面積率）
各焼鈍冷延鋼板から圧延方向および圧延直角方向に試験片を採取し、圧延方向の断面組織および圧延直角方向の断面組織を光学顕微鏡または電子顕微鏡で撮影し、画像解析によりマルテンサイトとオーステナイトの合計面積率を測定した。こうして一つの供試材について求められた複数の合計面積率のデータの平均値を、その供試材のマルテンサイトとオーステナイトの合計面積率とした。
各焼鈍冷延鋼板から圧延方向および圧延直角方向に試験片を採取し、圧延方向の断面組織および圧延直角方向の断面組織を光学顕微鏡または電子顕微鏡で撮影し、画像解析によりマルテンサイトとオーステナイトの合計面積率を測定した。こうして一つの供試材について求められた複数の合計面積率のデータの平均値を、その供試材のマルテンサイトとオーステナイトの合計面積率とした。
（機械的性質）
圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度および降伏強度（降伏点、または、０．２％耐力）を測定した。
圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度および降伏強度（降伏点、または、０．２％耐力）を測定した。
評価結果を表４に示す。なお、表１〜４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。
表４における供試材Ｎｏ．１、４、５、７、９、１１、１４、１７および１９は、本発明の条件を全て満足する本発明例の鋼板であり、供試材Ｎｏ．２、３、６、８、１０、１２、１３、１５、１６および１８は本発明の条件の少なくとも一つを満足しない比較例の鋼板である。
供試材Ｎｏ．１、４、５、７、９、１１、１４、１７および１９の本発明例の鋼板は、残留オーステナイトの面積率が３．０％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、降伏比の高い（０．７５以上）鋼板である。
これに対して、比較例の鋼板Ｎｏ．２と１５は製造条件（それぞれ、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域における保持時間および合金化処理温度）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と６は化学組成（それぞれ、Ｃ含有量およびＭｎ含有量）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．８と１８は化学組成（いずれもＴｉ含有量）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、降伏比も低い。鋼板Ｎｏ．１０は製造条件（スラブ加熱温度すなわち熱間圧延の開始温度）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、降伏比も低い。鋼板Ｎｏ．１２は製造条件（合金化処理温度）が本発明の範囲から外れており、残留オーステナイトの面積率が高く、降伏比が低い。鋼板Ｎｏ．１３と１６は化学組成（それぞれ、Ｍｎ含有量およびＣ含有量）が本発明の範囲から外れており、降伏比が低い。
Claims (6)
- 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において、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．００１％以上０．２％以下、Ｍｎ：２．０％超２．７％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２５％以下、Ｔｉ：０．１２％以上０．３０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．０１％以下を含有する化学組成を有し、残留オーステナイトの面積率が３．０％以下である鋼組織を有し、引張強度が７８０ＭＰａ以上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。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．２％以下をさらに含有する、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有する、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。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有する、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．００２％以下をさらに含有する、請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 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から５までのいずれか１項に記載の化学組成を有する鋼材に、圧延開始温度：１２２０℃以上１３００℃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点以下９５０℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施し、その後に、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域まで冷却し、次いで、前記温度域にめっき浴浸漬時を含めて５００秒間以下保持した後に、４６０℃以上６００℃以下、かつ、［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上の温度域で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010110279A JP5440370B2 (ja) | 2010-05-12 | 2010-05-12 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010110279A JP5440370B2 (ja) | 2010-05-12 | 2010-05-12 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2011236482A true JP2011236482A (ja) | 2011-11-24 |
| JP5440370B2 JP5440370B2 (ja) | 2014-03-12 |
Family
ID=45324773
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2010110279A Active JP5440370B2 (ja) | 2010-05-12 | 2010-05-12 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5440370B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011241429A (ja) * | 2010-05-17 | 2011-12-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2011241414A (ja) * | 2010-05-14 | 2011-12-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002088447A (ja) * | 1999-10-22 | 2002-03-27 | Kawasaki Steel Corp | 加工性およびめっき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 |
| JP2005220417A (ja) * | 2004-02-06 | 2005-08-18 | Jfe Steel Kk | 伸びフランジ成形性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2006342373A (ja) * | 2005-06-07 | 2006-12-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板と製造方法 |
| JP2009215616A (ja) * | 2008-03-11 | 2009-09-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
2010
- 2010-05-12 JP JP2010110279A patent/JP5440370B2/ja active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002088447A (ja) * | 1999-10-22 | 2002-03-27 | Kawasaki Steel Corp | 加工性およびめっき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 |
| JP2005220417A (ja) * | 2004-02-06 | 2005-08-18 | Jfe Steel Kk | 伸びフランジ成形性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2006342373A (ja) * | 2005-06-07 | 2006-12-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板と製造方法 |
| JP2009215616A (ja) * | 2008-03-11 | 2009-09-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011241414A (ja) * | 2010-05-14 | 2011-12-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2011241429A (ja) * | 2010-05-17 | 2011-12-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5440370B2 (ja) | 2014-03-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN107709598B (zh) | 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板 | |
| KR101613806B1 (ko) | 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법 | |
| KR101528080B1 (ko) | 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5493986B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP5408314B2 (ja) | 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5765116B2 (ja) | 深絞り性および伸びフランジ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 | |
| JP5532088B2 (ja) | 深絞り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 | |
| JP2019044269A (ja) | 高強度冷延薄鋼板 | |
| JP4407449B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR102298180B1 (ko) | 망간 함유 평탄 강으로 이루어지는 평탄 강 제품을 제조하는 방법 및 이러한 평탄 강 제품 | |
| JP5440375B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5835624B2 (ja) | 熱間プレス用鋼板および表面処理鋼板とそれらの製造方法 | |
| JPWO2019069938A1 (ja) | ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| JP4924203B2 (ja) | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP5251207B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2002129241A (ja) | 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP5397141B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP7463408B2 (ja) | 冷間圧延及び被覆された鋼板並びにその製造方法 | |
| JP5870825B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4736853B2 (ja) | 析出強化型高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| CN113195772A (zh) | 弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法 | |
| JP5440370B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5387501B2 (ja) | 鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| JP7127735B2 (ja) | ホットスタンプ成形品およびその製造方法 | |
| JP4930393B2 (ja) | 冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20120425 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20121011 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20121011 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20131025 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20131119 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20131202 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5440370 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |