JP2011241456A - 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い降伏比と良好な伸びフランジ性および延性とを有する引張強度５００ＭＰａ以上の溶融めっき熱延鋼板と、それを複雑な工程を経ることなく製造しうる製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で,C:0.03〜0.12％,Si:0.01〜0.5％,Mn:1.4〜5.0％,P:0.05％以下,S:0.010%以下,sol.Al:0.001〜0.5％及びN:0.020％以下を含有する化学組成を有し、体積率で,フェライトを30〜94％,ベイナイトを5〜69％並びに残留オーステナイト及びマルテンサイトを合計で1.0〜10％を含有するとともに,残留オーステナイトおよびマルテンサイトは長径が7μm以下であり,残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計数密度が20個/100μｍ2以下である鋼組織を有し、引張強度が500MPa以上、降伏比が70％以上、引張強度と全伸びとの積であるTS×El値が12000MPa・%以上、引張強度と穴拡げ率との積であるTS×λ値が50000MPa・%以上である機械特性を有する。
【選択図】 なし
【解決手段】質量%で,C:0.03〜0.12％,Si:0.01〜0.5％,Mn:1.4〜5.0％,P:0.05％以下,S:0.010%以下,sol.Al:0.001〜0.5％及びN:0.020％以下を含有する化学組成を有し、体積率で,フェライトを30〜94％,ベイナイトを5〜69％並びに残留オーステナイト及びマルテンサイトを合計で1.0〜10％を含有するとともに,残留オーステナイトおよびマルテンサイトは長径が7μm以下であり,残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計数密度が20個/100μｍ2以下である鋼組織を有し、引張強度が500MPa以上、降伏比が70％以上、引張強度と全伸びとの積であるTS×El値が12000MPa・%以上、引張強度と穴拡げ率との積であるTS×λ値が50000MPa・%以上である機械特性を有する。
【選択図】 なし
Description
本発明は、引張強度が５００ＭＰａ以上の溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車用鋼板の分野においては、燃費の向上や耐衝突特性の向上のため、５００ＭＰａ以上の高い引張強度を有する高強度鋼板の適用が拡大しつつある。これらの高強度鋼板には、製造コストが安価な熱延鋼板が使用される場合があり、また、耐食性の向上等を目的として溶融めっきが施される場合がある。
このように、高強度熱延鋼板に溶融めっきが施された高強度溶融めっき熱延鋼板についても適用が拡大しつつあり、従来よりも成形の困難な用途、例えば優れた伸びフランジ性と優れた延性とが同時に要求されるような用途にまで用いられるようになってきている。
また、高強度鋼板は、耐衝突特性を要求される部品や大入力時に塑性変形することを避ける必要がある部品に適用される場合があり、このような用途に供される場合には降伏比が高いことが要求される。したがって、高強度溶融めっき熱延鋼板にも高降伏比であることが要求される場合がある。
このような背景から、高強度溶融めっき熱延鋼板について伸びフランジ性や延性といった成形性を向上させる方法や降伏比を高める方法について多くの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、析出強化を利用してＣ添加量を低減させてパーライトの体積率を低く抑え、かつ熱延後の焼鈍処理によりフェライト粒界にパーライトまたはセメンタイトを微細に分散析出させた組織とすることにより優れた伸びフランジ性を有するとされる高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板が開示されている。
例えば、特許文献１には、析出強化を利用してＣ添加量を低減させてパーライトの体積率を低く抑え、かつ熱延後の焼鈍処理によりフェライト粒界にパーライトまたはセメンタイトを微細に分散析出させた組織とすることにより優れた伸びフランジ性を有するとされる高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板が開示されている。
また、特許文献２には、Ｓｉ、Ｍｎを多量に含有していても不めっき欠陥のない強度延性バランスに優れるとされる高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法が開示されている。
また、特許文献３には、主相のフェライトを微細粒とし、さらにマルテンサイトを主体とする第２相を微細粒とすることで、高ＴＳで良好なＴＳ×Ｅｌバランスを有するとされる高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板が開示されている。
また、特許文献４には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂを所定範囲で同時添加することにより高降伏比で良好な延性を有するとされる高強度溶融めっき熱延鋼板が開示されている。
しかし、特許文献１に開示された発明は、フェライト−パーライト組織であるために延性が十分であるとはいえず、近年要求されている成形の困難な用途には適用が難しい。
また、特許文献２に開示された発明は、多量のＳｉ、Ｍｎを含有させるため、熱延鋼板を酸洗して焼鈍・冷却した後にさらに酸洗し、次いで連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍・めっきを行うという複雑な工程を経なければならず、コスト的に不利である。
また、特許文献２に開示された発明は、多量のＳｉ、Ｍｎを含有させるため、熱延鋼板を酸洗して焼鈍・冷却した後にさらに酸洗し、次いで連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍・めっきを行うという複雑な工程を経なければならず、コスト的に不利である。
また、特許文献３に開示された発明は、降伏比６５％未満程度のものしか得ることができないため、耐衝突特性が要求される用途への適用が難しい。
また、特許文献４に開示された発明は、延性に優れるとされているものの、実部品の成形には穴拡げ率に代表される伸びフランジ性も必要であるが、この点について不明確であり、成形において伸びフランジ性と延性の両方が必要とされる部品への適用は難しい。
また、特許文献４に開示された発明は、延性に優れるとされているものの、実部品の成形には穴拡げ率に代表される伸びフランジ性も必要であるが、この点について不明確であり、成形において伸びフランジ性と延性の両方が必要とされる部品への適用は難しい。
このように、従来技術における高強度溶融めっき熱延鋼板は、延性は良好であるものの降伏比が低いものであるか、降伏比は高いものの延性に劣るものであり、高い降伏比と良好な延性および伸びフランジ特性とを備える高強度溶融めっき熱延鋼板は得られていないのが実情であった。
このようなことから、本発明は、高い降伏比と良好な伸びフランジ性および延性とを有する引張強度５００ＭＰａ以上の溶融めっき熱延鋼板と、それを複雑な工程を経ることなく製造しうる製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題を解決すべく鋭意研究を行った。
その結果、溶融めっきの基材となる熱延鋼板を、所定の化学組成として、さらにフェライト、ベイナイトならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトの分率を最適化した鋼組織とすることにより、高い降伏比と良好な伸びフランジ性と延性とを有する引張強度５００ＭＰａ以上の溶融めっき熱延鋼板を得ることができることを知見した。さらに、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する析出物によって強化することにより、降伏比をさらに高めて伸びフランジ性をさらに向上しうることを知見した。また、Ｂｉを含有させることにより、凝固組織が微細化されてＭｎ等の偏析に起因する成形性の低下が抑制されることや、上記Ｔｉ、ＮｂまたはＶによる作用が一層促進されることを知見した。そして、このような溶融めっき熱延鋼板は、熱間圧延後の冷却条件を制御したうえで、Ａｃ１点以上の温度域に加熱したのちに特定条件で冷却・保持することで効率よく得られることを知見した。
その結果、溶融めっきの基材となる熱延鋼板を、所定の化学組成として、さらにフェライト、ベイナイトならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトの分率を最適化した鋼組織とすることにより、高い降伏比と良好な伸びフランジ性と延性とを有する引張強度５００ＭＰａ以上の溶融めっき熱延鋼板を得ることができることを知見した。さらに、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する析出物によって強化することにより、降伏比をさらに高めて伸びフランジ性をさらに向上しうることを知見した。また、Ｂｉを含有させることにより、凝固組織が微細化されてＭｎ等の偏析に起因する成形性の低下が抑制されることや、上記Ｔｉ、ＮｂまたはＶによる作用が一層促進されることを知見した。そして、このような溶融めっき熱延鋼板は、熱間圧延後の冷却条件を制御したうえで、Ａｃ１点以上の温度域に加熱したのちに特定条件で冷却・保持することで効率よく得られることを知見した。
本発明はこれらの新たな知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）熱延鋼板の表面に溶融めっき層を有する溶融めっき熱延鋼板であって、前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．４％以上５．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下およびＮ：０．０２０％以下を含有する化学組成を有し、体積率で、フェライトを３０％以上９４％以下、ベイナイトを５％以上６９％以下ならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合計で１．０％以上１０％以下を含有するとともに、前記残留オーステナイトおよび前記マルテンサイトは長径が７μｍ以下であり、前記残留オーステナイトおよび前記マルテンサイトの合計数密度が２０個／１００μｍ２以下である鋼組織を有し、前記溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、引張強度が５００ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１２０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴拡げ率との積であるＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板。
（１）熱延鋼板の表面に溶融めっき層を有する溶融めっき熱延鋼板であって、前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．４％以上５．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下およびＮ：０．０２０％以下を含有する化学組成を有し、体積率で、フェライトを３０％以上９４％以下、ベイナイトを５％以上６９％以下ならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合計で１．０％以上１０％以下を含有するとともに、前記残留オーステナイトおよび前記マルテンサイトは長径が７μｍ以下であり、前記残留オーステナイトおよび前記マルテンサイトの合計数密度が２０個／１００μｍ２以下である鋼組織を有し、前記溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、引張強度が５００ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１２０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴拡げ率との積であるＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであり、前記鋼組織が、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物を合計で５０個／μｍ２以上の数密度で前記フェライト中に含有するものであることを特徴とする上記（１）に記載の溶融めっき熱延鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｂｉを０．１質量％以下をさらに含有するものであることを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の溶融めっき熱延鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであることを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであることを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
（５）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．００６％以下、Ｍｇ：０．００６％以下およびＲＥＭ：０．００６％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであることを特徴とする上記（１）〜上記（４）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
（６）前記溶融めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
（７）前記溶融めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
（７）前記溶融めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
（８）下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、熱間圧延完了後５秒間以内に６００℃以上７００℃以下の温度域まで冷却し、その後、４００℃以上６５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を６５０℃以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上９０秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融めっきを施す溶融めっき工程。
（Ａ）上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、熱間圧延完了後５秒間以内に６００℃以上７００℃以下の温度域まで冷却し、その後、４００℃以上６５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を６５０℃以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上９０秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融めっきを施す溶融めっき工程。
（９）前記溶融めっきが溶融亜鉛めっきであることを特徴とする上記（８）に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法。
（１０）前記溶融亜鉛めっきを施した後に室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施すことを特徴とする上記（９）に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法。
（１０）前記溶融亜鉛めっきを施した後に室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施すことを特徴とする上記（９）に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、５００ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら、高い降伏比と良好な伸びフランジ性と延性とを有する溶融めっき熱延鋼板が得られるので、産業上極めて有益である。
本発明の溶融めっき熱延鋼板の基材である熱延鋼板の化学組成および鋼組織、本発明の溶融めっき熱延鋼板の溶融めっき層、本発明の溶融めっき熱延鋼板の機械特性ならびに本発明の溶融めっき熱延鋼板の製造方法について以下に説明する。
１．熱延鋼板の化学組成
熱延鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼の化学組成を示す％は、特に断りがない限り質量％を意味する。
熱延鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼の化学組成を示す％は、特に断りがない限り質量％を意味する。
（１）Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下
Ｃは、高い引張強度を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では５００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、マルテンサイトや残留オーステナイトが過剰に生成してしまい、伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｃは、高い引張強度を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では５００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、マルテンサイトや残留オーステナイトが過剰に生成してしまい、伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
（２）Ｓｉ：０．０１％以上０．５％以下
Ｓｉは、良好な延性を確保しつつ強度を高めるのに有効な元素である。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、合金化反応を適度に抑制する作用も発揮し、めっき密着性が良好となる。このような観点から、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５％超になると、基材である熱延鋼板に対する溶融めっきの濡れ性が劣化する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．２％未満である。
Ｓｉは、良好な延性を確保しつつ強度を高めるのに有効な元素である。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、合金化反応を適度に抑制する作用も発揮し、めっき密着性が良好となる。このような観点から、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５％超になると、基材である熱延鋼板に対する溶融めっきの濡れ性が劣化する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．２％未満である。
（３）Ｍｎ：１．４％以上５．０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高める作用を有し、鋼板を高強度化するのに非常に有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．４％未満では、目的とする強度が得られないか、目的とする強度が得られたとしても目的とする延性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は１．４％以上とする。好ましくは１．７％以上である。一方、Ｍｎ含有量が５．０％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトの体積率が過大となり、これにより伸びフランジ性が著しく劣化する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．５％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性を高める作用を有し、鋼板を高強度化するのに非常に有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．４％未満では、目的とする強度が得られないか、目的とする強度が得られたとしても目的とする延性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は１．４％以上とする。好ましくは１．７％以上である。一方、Ｍｎ含有量が５．０％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトの体積率が過大となり、これにより伸びフランジ性が著しく劣化する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．５％以下である。
（４）Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、一般的には不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の高強度化する作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が過剰になると靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。
Ｐは、一般的には不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の高強度化する作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が過剰になると靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。
（５）Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、ＭｎＳを形成して伸びフランジ性を劣化させる。したがって、伸びフランジ性劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｓは、不純物として含有される元素であり、ＭｎＳを形成して伸びフランジ性を劣化させる。したがって、伸びフランジ性劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
（６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸が十分でない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５％を超えるようにＡｌを添加しても、上記作用による効果は飽和していたずらにコストが嵩む。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５％以下とする。
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸が十分でない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５％を超えるようにＡｌを添加しても、上記作用による効果は飽和していたずらにコストが嵩む。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５％以下とする。
（７）Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０２０％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して伸びフランジ性を著しく劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｎは、不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０２０％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して伸びフランジ性を著しく劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。
（８）Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、任意元素であり、ＣやＮなどと結合し、あるいはさらに複合化して微細析出物を形成することにより、フェライト相を強化する作用を有するので、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立させることを目的とする本発明において有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させることが好ましい。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、任意元素であり、ＣやＮなどと結合し、あるいはさらに複合化して微細析出物を形成することにより、フェライト相を強化する作用を有するので、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立させることを目的とする本発明において有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させることが好ましい。
ただし、０．５０％を超えてＴｉ、ＮｂまたはＶを含有させても、上記作用による効果は飽和していたずらにコストが嵩む。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．５０％以下とする。Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有させるともに、後述する好適な製造方法を適用することにより、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物（本発明において、これらを「析出物」と総称する。）を合計で５０個／μｍ２以上の数密度で含有するフェライトとすることが容易に達成される。さらに、後述するようにＢｉを含有させると、微細析出物の微細化が促進され、上記数密度を１２０個／μｍ２以上とするとすることが容易に達成される。
また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量が過剰であると、熱間圧延によって得られる熱延鋼板が非常に微細で異方性の大きい鋼組織になりやすく、これに熱処理を施して得られる鋼板は異方性が大きくなり、成形の際に特定方向の伸びが不足することに起因する割れが発生しやすくなる。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量を０．５％以下とすることが好ましい。特にこの作用はＮｂが多い時に顕著となるため、Ｔｉの含有量を０．３％以上としたうえで、ＮｂおよびＶの合計含有量は０．２０％以下とすることがさらに好ましい。
なお、上記作用による効果を確実に得るには、Ｔｉ：０．０１５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上およびＶ：０．００５％以上のいずれかを満足させるとすることが好ましい。また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。
（９）Ｂｉ：０．１％以下
Ｂｉは、任意元素であり、その含有によって凝固組織が微細化し、Ｍｎ等を多量に含有させても凝固偏析が抑制されて鋼組織が均一となり、成形性の劣化を抑制する作用を有する。さらに上記効果によって微細析出物の微細化を促進し、よりフェライト相を強化する作用を有する析出物の生成を促進するので、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立させることを目的とする本発明において有効な元素である。したがって、より良好な加工性を確保する観点からＢｉを含有させることが好ましい。特に、Ｂｉを含有させるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖについて上記の範囲で含有させ、さらに後述する好適な製造方法を適用することにより、析出物を合計で１２０個／μｍ２以上の数密度で含有するフェライトとすることが容易に達成される。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．１％超では、熱間加工性の劣化が著しくなり、熱間圧延が困難になる場合がある。したがって、Ｂｉ含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００３０％以上とすることがさらに好ましい。
Ｂｉは、任意元素であり、その含有によって凝固組織が微細化し、Ｍｎ等を多量に含有させても凝固偏析が抑制されて鋼組織が均一となり、成形性の劣化を抑制する作用を有する。さらに上記効果によって微細析出物の微細化を促進し、よりフェライト相を強化する作用を有する析出物の生成を促進するので、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立させることを目的とする本発明において有効な元素である。したがって、より良好な加工性を確保する観点からＢｉを含有させることが好ましい。特に、Ｂｉを含有させるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖについて上記の範囲で含有させ、さらに後述する好適な製造方法を適用することにより、析出物を合計で１２０個／μｍ２以上の数密度で含有するフェライトとすることが容易に達成される。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．１％超では、熱間加工性の劣化が著しくなり、熱間圧延が困難になる場合がある。したがって、Ｂｉ含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００３０％以上とすることがさらに好ましい。
（１０）Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０.００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の強度を高める作用を有するので含有させてもよい。各元素の含有量が上記範囲を超えると高強度化の効果が飽和してコストが嵩む。このため各元素の含有量を前記範囲とする。高強度化の効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上およびＢ：０.０００２％以上のいずれかを含有させることが好ましい。
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の強度を高める作用を有するので含有させてもよい。各元素の含有量が上記範囲を超えると高強度化の効果が飽和してコストが嵩む。このため各元素の含有量を前記範囲とする。高強度化の効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上およびＢ：０.０００２％以上のいずれかを含有させることが好ましい。
（１１）Ｃａ：０．００６％以下、Ｍｇ：０．００６％以下およびＲＥＭ：０．００６％以下からなる群から選択された１種または２種以上
これらの元素は、任意元素であり、硫化物の形態を制御することにより、伸びフランジ性を向上させる作用を有する。各元素の含有量が上記範囲を超えると上記作用による効果が飽和してコストが嵩む。このため各元素の含有量を前記範囲とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＣａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれかの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
これらの元素は、任意元素であり、硫化物の形態を制御することにより、伸びフランジ性を向上させる作用を有する。各元素の含有量が上記範囲を超えると上記作用による効果が飽和してコストが嵩む。このため各元素の含有量を前記範囲とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＣａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれかの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
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。
２．熱延鋼板の鋼組織
熱延鋼板の鋼組織は、体積率で、フェライトを３０％以上９４％以下、ベイナイトを５％以上６９％以下ならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合計で１．０％以上１０％以下を含有するとともに、残留オーステナイトおよびマルテンサイトは長径が７μｍ以下であり、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計数密度が２０個／１００μｍ２以下であるものとする。
熱延鋼板の鋼組織は、体積率で、フェライトを３０％以上９４％以下、ベイナイトを５％以上６９％以下ならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合計で１．０％以上１０％以下を含有するとともに、残留オーステナイトおよびマルテンサイトは長径が７μｍ以下であり、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計数密度が２０個／１００μｍ２以下であるものとする。
（１）フェライト体積率：３０％以上９４％以下
フェライトは、良好な伸びフランジ性と良好な延性とを両立させるのに有効であり、フェライトの体積率は極力高めることが好ましい。したがって、本発明が目的とする良好な伸びフランジ性と良好な延性とを両立させるために、フェライトの体積率を３０％以上とする。フェライトの体積率の上限は、後述する他の相および組織の体積率を確保するために９４％以下とする。
フェライトは、良好な伸びフランジ性と良好な延性とを両立させるのに有効であり、フェライトの体積率は極力高めることが好ましい。したがって、本発明が目的とする良好な伸びフランジ性と良好な延性とを両立させるために、フェライトの体積率を３０％以上とする。フェライトの体積率の上限は、後述する他の相および組織の体積率を確保するために９４％以下とする。
フェライトは、析出物（Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物の総称）を合計で５０個／μｍ２以上の数密度で含有するものであることが好ましい。このような鋼組織とすることにより、フェライト相が強化されて、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立させることが容易になる。上記数密度は１２０個／μｍ２以上であることがさらに好ましい。なお析出物の粒径は、断面観察などにより求めた析出物の断面積の円相当直径である。また、析出物について粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の析出物の密度を規定するのは、析出強化に効果的なサイズであるからである。上記の析出物の数密度が５０個／μｍ２未満ではフェライトを強化する作用が十分に得られない。析出物の数密度の上限は特に規定しないが、過度に高くなると延性の劣化が大きくなる場合があるので、４０００個／μｍ２以下とすることが好ましい。なお、上記析出物の分布状態は、板厚中心を中心とする板厚の８０％の板厚方向領域において満足していればよい。また、上記析出物はＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物、窒化物、およびそれらの複合物を含むものであれば、これら以外の析出物（酸化物、硫化物など）と複合したものであっても良い。
（２）ベイナイト体積率：５％以上６９％以下
ベイナイトは、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立しつつ、高い引張強度を確保するのに有効である。したがって、本発明が目的とする高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立し、さらに５００ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、ベイナイトの体積率を５％以上とする。一方、ベイナイト体積率が６９％を超えると延性が劣化する。このため、ベイナイトの体積率は６９％以下とする。
ベイナイトは、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立しつつ、高い引張強度を確保するのに有効である。したがって、本発明が目的とする高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立し、さらに５００ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、ベイナイトの体積率を５％以上とする。一方、ベイナイト体積率が６９％を超えると延性が劣化する。このため、ベイナイトの体積率は６９％以下とする。
（３）残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率：１．０％以上１０％以下、長径：７μｍ以下、数密度：１００μｍ２あたり２０個以下
残留オーステナイトおよびマルテンサイトは、良好な延性を確保するのに有効である。したがって、本発明が目的とする良好な延性を確保するために、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率を１．０％以上とする。一方、マルテンサイトは硬質であるので、その体積率が過剰であると伸びフランジ性の劣化が顕著となる。この作用は、残留オーステナイトが加工歪により変態して生成されるマルテンサイトについても同様である。このため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率は１０％以下とする。好ましくは８％以下、さらに好ましくは６％以下、特に好ましくは５％未満である。
残留オーステナイトおよびマルテンサイトは、良好な延性を確保するのに有効である。したがって、本発明が目的とする良好な延性を確保するために、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率を１．０％以上とする。一方、マルテンサイトは硬質であるので、その体積率が過剰であると伸びフランジ性の劣化が顕著となる。この作用は、残留オーステナイトが加工歪により変態して生成されるマルテンサイトについても同様である。このため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率は１０％以下とする。好ましくは８％以下、さらに好ましくは６％以下、特に好ましくは５％未満である。
また、マルテンサイトの粒径が粗大であるほど伸びフランジ性を劣化させやすい。残留オーステナイトが加工歪により変態して生成されるマルテンサイトについても同様である。このため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの長径は７μｍ以下とする。さらに、マルテンサイト間の距離が近接していると、これも伸びフランジ性を劣化させる原因となる。残留オーステナイトが加工歪により変態して生成されるマルテンサイトについても同様である。したがって、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの数密度は低い方が望ましく、１００μｍ２あたり２０個以下とする。
残留オーステナイトおよびマルテンサイトのそれぞれの体積率は特に規定する必要はなく、いずれか一方が０％であっても構わない。それぞれの体積比率は目的とする機械特性に応じて決定すればよく、例えば、延性を高める場合には残留オーステナイトの体積率を高め、強度を高める場合にはマルテンサイトの体積率を高めればよい。
３．溶融めっき層
上述した熱延鋼板は、表面に溶融めっき層を備える。溶融めっき層は、耐食性の向上等を目的に応じて決定すればよく、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。耐食性の観点からは、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきが好適である。
上述した熱延鋼板は、表面に溶融めっき層を備える。溶融めっき層は、耐食性の向上等を目的に応じて決定すればよく、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。耐食性の観点からは、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきが好適である。
４．機械特性
本発明に係る溶融めっき熱延鋼板の機械特性は、引張強度が５００ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上、引張強度と全伸びとの積ＴＳ×Ｅｌ値が１２０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴拡げ率との積ＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である。ここで、「穴拡げ率」は日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳＴ１００１穴拡げ試験方法」に規定の方法で測定される。
本発明に係る溶融めっき熱延鋼板の機械特性は、引張強度が５００ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上、引張強度と全伸びとの積ＴＳ×Ｅｌ値が１２０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴拡げ率との積ＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である。ここで、「穴拡げ率」は日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳＴ１００１穴拡げ試験方法」に規定の方法で測定される。
本発明は、近年要求されるようになってきた厳しい成形用途や、耐衝突特性を要求される部品や大入力時に塑性変形することを避ける必要がある部品といった用途に適用できる溶融めっき熱延鋼板を適用することが可能な高強度鋼板を提供するものであるので、引張強度、降伏比、引張強度と全伸びとの積ＴＳ×Ｅｌ値および引張強度と穴拡げ率との積ＴＳ×λ値を上記のように規定した。
５．製造方法
上記溶融めっき熱延鋼板の製造方法としては、下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することが好ましい。
（Ａ）上述の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、熱間圧延完了後５秒間以内に６００℃以上７００℃以下の温度域まで冷却し、その後、４００℃以上６５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）酸洗工程により得られた熱延鋼板を６５０℃以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上９０秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融めっきを施す溶融めっき工程。
上記溶融めっき熱延鋼板の製造方法としては、下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することが好ましい。
（Ａ）上述の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、熱間圧延完了後５秒間以内に６００℃以上７００℃以下の温度域まで冷却し、その後、４００℃以上６５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）酸洗工程により得られた熱延鋼板を６５０℃以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上９０秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融めっきを施す溶融めっき工程。
（Ａ）熱間圧延工程
熱間圧延完了温度（以下、「仕上温度」ともいう。）が８５０℃未満では、機械特性の面内異方性が大きくなり、特定方向の伸びフランジ性や延性が著しく低下する場合がある。したがって、仕上温度は８５０℃以上とする。本発明が目的とする機械特性を得る観点からは、仕上温度の上限を規定する必要は特にないが、仕上温度が過度に高温であるとスケール疵が発生する場合があるので、表面性状の観点からは仕上温度を９５０℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延完了温度（以下、「仕上温度」ともいう。）が８５０℃未満では、機械特性の面内異方性が大きくなり、特定方向の伸びフランジ性や延性が著しく低下する場合がある。したがって、仕上温度は８５０℃以上とする。本発明が目的とする機械特性を得る観点からは、仕上温度の上限を規定する必要は特にないが、仕上温度が過度に高温であるとスケール疵が発生する場合があるので、表面性状の観点からは仕上温度を９５０℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延完了後、熱間圧延完了後５秒間以内に６００℃以上７００℃以下の温度域まで冷却し、その後、４００℃以上６５０℃以下の温度域で巻き取ることが好ましい。このようにすることにより、熱間圧延後の状態でベイナイト主体の組織またはベイナイトとフェライト主体の組織とすることができ、さらに本発明に必要な析出物を生成させることができるので、後述する熱処理を施すことにより、高い降伏比と良好な伸びフランジ性および延性とを具備させるのに最適な鋼組織を形成することが容易となる。
熱間圧延完了後６００℃以上７００℃以下の温度域までに冷却する時間が５秒間超では、熱間圧延後の冷却過程においてフェライトが過剰に生成してオーステナイトへのＭｎ濃化が過度に進行してしまうため、後述する熱処理を施した際に、Ｍｎ濃化領域において残留オーステナイトやマルテンサイトが過剰かつ粗大に生成してしまい、溶融めっき熱延鋼板の降伏比が低下するとともに伸びフランジ性が劣化する場合がある。
巻取温度が６５０℃超の場合も、熱間圧延後の段階でパーライトが多く生成してしまい、当該パーライトにおいてＭｎ濃化が進行してしまうので、上記と同様のことが生じる場合がある。一方、巻取温度が４００℃未満の場合は、温度の制御が困難となり、同一の鋼板内における鋼組織変動が大きくなる場合がある。
なお、熱間圧延に供するスラブの温度は、均質化の観点からは１２００℃以上とすることが好ましく、加熱コストの観点からは１３５０℃以下とすることが好ましい。
なお、熱間圧延に供するスラブの温度は、均質化の観点からは１２００℃以上とすることが好ましく、加熱コストの観点からは１３５０℃以下とすることが好ましい。
（Ｂ）酸洗工程
酸洗は常法に従えばよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよく、本発明の効果に影響することはない。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定する必要はなく、例えば０．３％以上３．０％未満とすればよい。
酸洗は常法に従えばよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよく、本発明の効果に影響することはない。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定する必要はなく、例えば０．３％以上３．０％未満とすればよい。
（Ｃ）熱処理工程
熱処理工程における加熱温度が６５０℃未満では、最終製品の特性が前工程である熱延条件の影響を受けやすくなり、製品の特性における安定化が得られない。一方、熱処理工程における加熱温度が９５０℃超では、鋼組織が粗大化して伸びフランジ性が低下する場合がある。また、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する場合には、それらの析出物が溶解してしまい、降伏比が低下したり、伸びフランジ性が低下したりする場合がある。６５０℃以上９５０℃以下の温度域に保持する時間は、鋼組織の変動を小さくするために１０秒間以上とすることが好ましい。また、鋼組織の粗粒化による引張強度の低下を抑制するために２００秒間以下とすることが好ましい。
熱処理工程における加熱温度が６５０℃未満では、最終製品の特性が前工程である熱延条件の影響を受けやすくなり、製品の特性における安定化が得られない。一方、熱処理工程における加熱温度が９５０℃超では、鋼組織が粗大化して伸びフランジ性が低下する場合がある。また、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する場合には、それらの析出物が溶解してしまい、降伏比が低下したり、伸びフランジ性が低下したりする場合がある。６５０℃以上９５０℃以下の温度域に保持する時間は、鋼組織の変動を小さくするために１０秒間以上とすることが好ましい。また、鋼組織の粗粒化による引張強度の低下を抑制するために２００秒間以下とすることが好ましい。
５５０℃までの平均冷却速度が３℃／秒未満では、パーライトや粗大なセメンタイトが過剰に生成してしまい、目的とする強度が得られないか、伸びフランジ性や延性が著しく劣化する場合がある。一方、５５０℃までの平均冷却速度が２０℃／秒超では、フェライトの体積率が不足し、延性に劣る場合がある。
４２０℃以上５５０℃以下の温度域に保持する時間が２０秒間未満では、最終製品において残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率が過大となり、降伏比が低下したり伸びフランジ性が劣化したりする場合がある。一方、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に保持する時間が９０秒間超では、オーステナイトの分解が過度に進行してしまい、延性が劣化する場合がある。
（Ｄ）溶融めっき工程
溶融めっきは常法に従えばよく、連続溶融めっき設備を使用して上記熱処理工程に連続させてもよく、また、上記熱処理工程と独立させてもよい。
溶融めっきは常法に従えばよく、連続溶融めっき設備を使用して上記熱処理工程に連続させてもよく、また、上記熱処理工程と独立させてもよい。
溶融めっきが溶融亜鉛めっきである場合には、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっきとしてもよい。合金化処理を施す場合には、合金化処理温度を４８０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。合金化処理温度が４８０℃未満では、合金化処理むらが生じる場合がある。合金化処理温度が６００℃超では、オーステナイトの分解が過度に進行してしまい、延性が劣化する場合がある。また、合金化処理時間は１０秒間以上４０秒間以下とすることが好ましい。合金化処理時間が１０秒間未満では、合金化処理むらが生じする場合がある。合金化処理時間が４０秒間超では、オーステナイトの分解が過度に進行するために延性が劣化し、さらに合金化処理が過度に進行するためにめっき密着性が低下する場合がある。
溶融めっき後は、平坦矯正のためスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延は高い降伏比を得るうえで有利である。７０％以上の降伏比をより容易に得るには、スキンパス圧延の伸び率を０．２％以上とするのが好ましい。ただし、スキンパス圧延による伸びの劣化を避けるため、伸び率を２．０％以下とすることが好ましい。
なお、上記溶融めっき浴に浸漬する前の保持は、一定温度に保持するものであっても、所定の温度域内において温度変動を伴うものであってもよい。例えば、所定温度域内において緩冷却を施すものであってもよい。
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有するスラブを１２７０℃に加熱して熱間圧延を行い板厚２．６ｍｍとし、その後冷却して巻き取った。酸洗を施したのち、連続溶融亜鉛めっき設備において、熱処理および溶融亜鉛めっきを施した。熱処理における、均熱温度における保持時間は２０〜８０秒とした。溶融亜鉛めっきは片面当り４５ｇ／ｍ２の付着量とした。溶融亜鉛めっき浴の温度は４６０℃とし、一部は２０秒間の合金化処理を施した。さらに伸び率０．２％のスキンパス圧延を施した。熱間圧延条件および連続溶融亜鉛めっき条件を表２に示す。
表１に示す化学組成を有するスラブを１２７０℃に加熱して熱間圧延を行い板厚２．６ｍｍとし、その後冷却して巻き取った。酸洗を施したのち、連続溶融亜鉛めっき設備において、熱処理および溶融亜鉛めっきを施した。熱処理における、均熱温度における保持時間は２０〜８０秒とした。溶融亜鉛めっきは片面当り４５ｇ／ｍ２の付着量とした。溶融亜鉛めっき浴の温度は４６０℃とし、一部は２０秒間の合金化処理を施した。さらに伸び率０．２％のスキンパス圧延を施した。熱間圧延条件および連続溶融亜鉛めっき条件を表２に示す。
得られた試験材について、圧延直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳに従い引張試験を実施した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳＴ１００１穴拡げ試験方法」に従い、穴拡げ率を測定し、伸びフランジ性の指標とした。
さらに、鋼板の圧延方向断面をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡を用い１／８ｔ〜７／８ｔ位置の３０μｍ×３０μｍの領域を２０００倍で観察した視野数１０の組織写真においてフェライト、ベイナイト、および（残留オーステナイト・マルテンサイトの合計）の面積％を画像解析により求め、それぞれの体積率とした。さらに、Ｘ線回折法により１／４ｔ位置の残留オーステナイトの体積率を測定してその体積率とした。一方、レプリカ法により透過型電子顕微鏡を用い、ＥＤＳ分析により析出物組成を同定しつつ観察した視野数１０の写真から、粒径１〜２０ｎｍのＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む炭化物、窒化物およびそれらの複合物の密度を算出した。
また、先端ｒ−１ｍｍの６０度Ｖ曲げ−曲げ戻し後のテープ剥離を行い、剥離幅を測定しめっき密着性を評価した。剥離幅が２０ｍｍ以下のものをめっき密着性良好とした。
鋼組織、機械特性およびめっき密着性を調査した結果を表３に示す。
鋼組織、機械特性およびめっき密着性を調査した結果を表３に示す。
本発明の成分範囲の鋼板は必要な強度と高い降伏比と良好な伸びフランジ性および延性を有していた。
これに対し、試験片１９は、熱間圧延完了から６００℃以上７００℃以下の温度域までの冷却時間が長いため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトが過剰かつ粗大に生成してしまい、ＹＲが低く、ＴＳ×λ値が低かった。
これに対し、試験片１９は、熱間圧延完了から６００℃以上７００℃以下の温度域までの冷却時間が長いため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトが過剰かつ粗大に生成してしまい、ＹＲが低く、ＴＳ×λ値が低かった。
また、試験片２０は、圧延完了温度が低かったため、特定方向の伸びフランジ性が低下し、ＴＳ×λ値が低かった。
試験片２１は、巻取温度が高かったため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトが過剰かつ粗大に生成してしまい、ＹＲが低く、ＴＳ×λ値が低かった。
試験片２１は、巻取温度が高かったため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトが過剰かつ粗大に生成してしまい、ＹＲが低く、ＴＳ×λ値が低かった。
試験片２２は、均熱温度が高いため、主相であるフェライトの粒径が過度に成長し、さらにフェライト粒を析出強化するＴｉ，Ｎｂの炭化物または窒化物が粗大となるため、ＴＳ×λ値が低かった。
試験片２３は、均熱後５５０℃までの平均冷却速度が低いため、第２相がパーライト主体となり、ＴＳ×λ値が低かった。
試験片２４は、均熱後５５０℃までの平均冷却速度が高いため、フェライトの体積率が低かった。
試験片２４は、均熱後５５０℃までの平均冷却速度が高いため、フェライトの体積率が低かった。
試験片２５は、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に保持する時間が長過ぎるため、オーステナイトの分解が過度に進行してしまい、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率が過小となり、ＴＳ×Ｅｌ値が低かった。
試験片２６は、合金化処理温度が高すぎたため、オーステナイトの分解が過度に進行してしまい、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率が過小となり、ＴＳ×Ｅｌ値が低かった。
試験片２７は、Ｃ含有量が過少であったため、本発明の目的とする強度が達成できない。
試験片２８は、Ｃ含有量が過剰であったため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率が過大となり、ＴＳ×λ値が低下した。
試験片２８は、Ｃ含有量が過剰であったため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計体積率が過大となり、ＴＳ×λ値が低下した。
試験片２９は、Ｓ含有量が過剰であったため、穴拡げ率に劣り、ＴＳ×λ値が低い。
試験片３０は、Ｓｉ含有量が過剰であったため、めっき濡れ性が不芳であり、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができなかった。
試験片３０は、Ｓｉ含有量が過剰であったため、めっき濡れ性が不芳であり、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができなかった。
試験片３１は、Ｓｉの含有量が過少であったため、めっき密着性が不芳であった。
Claims (10)
- 熱延鋼板の表面に溶融めっき層を有する溶融めっき熱延鋼板であって、
前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．４％以上５．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下およびＮ：０．０２０％以下を含有する化学組成を有し、体積率で、フェライトを３０％以上９４％以下、ベイナイトを５％以上６９％以下ならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合計で１．０％以上１０％以下を含有するとともに、前記残留オーステナイトおよび前記マルテンサイトは長径が７μｍ以下であり、前記残留オーステナイトおよび前記マルテンサイトの合計数密度が２０個／１００μｍ２以下である鋼組織を有し、
前記溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、引張強度が５００ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１２０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴拡げ率との積であるＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであり、
前記鋼組織が、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物を合計で５０個／μｍ２以上の数密度で前記フェライト中に含有するものであることを特徴とする請求項１に記載の溶融めっき熱延鋼板。 - 前記化学組成が、Ｂｉを０．１質量％以下をさらに含有するものであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶融めっき熱延鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．００６％以下、Ｍｇ：０．００６％以下およびＲＥＭ：０．００６％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであることを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
- 前記溶融めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
- 前記溶融めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１〜請求項５のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、熱間圧延完了後５秒間以内に６００℃以上７００℃以下の温度域まで冷却し、その後、４００℃以上６５０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を６５０℃以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上９０秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融めっきを施す溶融めっき工程。 - 前記溶融めっきが溶融亜鉛めっきであることを特徴とする請求項８に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっきを施した後に室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施すことを特徴とする請求項９に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法。
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