JP2013227660A - 板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法 - Google Patents

板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】高強度溶融亜鉛めっき鋼板の曲げ加工性を改善すると共に、板幅方向における中央部と端部の強度差を低減した高強度溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、下記式（１）を満足する量のＴｉ、Ｂ、およびＮを含有し、必要に応じＳｉを含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であり、前記素地鋼板の金属組織は、マルテンサイト、ベイナイト、およびフェライトを有し、前記金属組織全体に対する比率は、前記マルテンサイトは５０面積％以上、前記ベイナイトは１５〜５０面積％、前記フェライトは５面積％以下（０面積％を含む）を満足する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。０．００５×［Ｍｎ］＋０．０２×［Ｂ］1/2＋０．０２５≦［Ｔｉ］≦０．１５・・・（１）
【選択図】図２

Description

本発明は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにこれらの製造方法に関するものである。
高強度鋼板は、自動車、輸送機、家電製品、建材など広範囲の用途で使用されている。例えば、自動車や輸送機等においては、低燃費化を実現するために、高強度鋼板を用いて自動車等を軽量化することが望まれている。また、自動車等には、衝突安全性も求められており、ピラー等の構造部品や、バンパー、インパクトビーム等の補強部品にも一層の高強度化が要求されている。
こうした高強度鋼板のうち、防錆性が要求される部材には、素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成された高強度溶融亜鉛めっき鋼板（以下、単に、ＧＩ鋼板という。）、または、ＧＩ鋼板に合金化処理が施された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、単に、ＧＡ鋼板という。）が用いられている。
しかし、上記鋼板を高強度化すると曲げ加工を行ったときに割れが発生し易くなり、曲げ加工性が劣化するという問題がある。
そこで鋼板の曲げ加工性を劣化させずに高強度化することが求められている。
ＧＩ鋼板の曲げ加工性を劣化させることなく強度を高める技術が特許文献１〜３に開示されている。しかしこれらの文献に開示されたＧＩ鋼板の金属組織は、いずれもフェライトを多く含有するため、所望の強度が得られないことがあった。
本発明者らも、曲げ加工性に優れた引張強度が１１００ＭＰａ以上の超高強度鋼板を特許文献４に提案している。この超高強度鋼板は、Ｓｉを０．５〜２．５％含有し、鋼板の金属組織が、マルテンサイトと、軟質相であるベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトとを有するところに特徴がある。
特開２０１０−２７５６２８号公報 特開２００８−２８０６０８号公報 特開２００９−１４９９３７号公報 特開２０１１−２２５９７５号公報
上記ＧＩ鋼板は、通常、冷延鋼板に均熱処理を施した後、冷却してから溶融亜鉛めっきを施して製造され、ＧＡ鋼板は、ＧＩ鋼板に合金化処理を施して製造される。ところが、ＧＩ鋼板やＧＡ鋼板の板幅方向における中央部と端部で、引張強度にバラツキが生じ、強度差が大きくなる場合がある。しかし上記特許文献１〜４では、こうした板幅方向における中央部と端部の強度差については考慮されていなかった。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）の曲げ加工性を改善すると共に、板幅方向における中央部と端部の強度差を低減した高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）とは、Ｃ：０．０５〜０．２５％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：２．０〜４％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、下記式（１）を満足する量のＴｉ、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であり、前記素地鋼板の金属組織は、マルテンサイト、ベイナイト、およびフェライトを有し、前記金属組織全体に対する比率は、前記マルテンサイトは５０面積％以上、前記ベイナイトは１５〜５０面積％、前記フェライトは５面積％以下（０面積％を含む）を満足する点に要旨を有している。下記式（１）において、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
０．００５×［Ｍｎ］＋０．０２×［Ｂ］1/2＋０．０２５≦［Ｔｉ］≦０．１５・・・
（１）
前記素地鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．２％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１％以下（０％を含まない）、
を含有するものであってもよい。
本発明には、上記高強度溶融亜鉛めっき鋼板を用いて得られる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も包含される。
本発明の上記高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成を満足する冷延鋼板（素地鋼板）を、Ａｃ3点以上の温度で均熱処理した後、５００℃以下、３８０℃以上の冷却停止
温度まで、平均冷却速度３℃／秒以上で冷却してから１５秒以上保持し、溶融亜鉛めっきを施すことによって製造できる。
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を行うことによって製造できる。
本発明によれば、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を構成する素地鋼板の金属組織を、マルテンサイトとベイナイトを有する混合組織とすると共に、フェライトを低減しているため、曲げ加工性を改善できる。また、上記素地鋼板の成分組成のうち、Ｍｎ量とＢ量に基づいてＴｉ含有量を適切に調整しているため、板幅方向における中央部と端部の強度差を低減できる。
図１は、本発明の製造条件を説明するための模式図である。 図２は、実施例で求めた［Ｔｉ］−Ｚ値と、強度差率との関係を示すグラフである。
本発明者らが上記特許文献４で提案したように、曲げ加工したときの割れは、軟質相（フェライト）と硬質相（マルテンサイト）の界面で応力が集中することにより発生する。そこで割れの発生を抑制するには、軟質相と硬質相の硬度差を低減することが必要である。そのため、本発明では、金属組織を軟質なフェライトを５％以下に抑制した、マルテンサイトとベイナイトの混合組織とし、成分組成のうちＣ量を０．２５％以下に抑えてマルテンサイトの硬度を低減している。
しかし曲げ加工性を改善するために金属組織を上記のように実質的にマルテンサイトとベイナイトの混合組織にすると、溶融亜鉛めっき処理を施す前に行う均熱処理後の冷却過程において、冷却停止時に板幅方向で板温に差が生じることによりベイナイト変態速度が板幅方向で異なり、板幅方向における中央部と端部で強度差が発生する。
そこで本発明者らは、この強度差を低減するために更に検討を重ねた。その結果、ベイナイト変態発熱を利用すれば良いことを見出した。即ち、均熱処理後の冷却過程において、冷却停止後の低温保持初期に端部でベイナイト変態発熱により板温を上昇させれば、低温保持後半でのベイナイト変態を抑制できる。こうしたベイナイト変態発熱を利用するには、金属組織全体に対するベイナイトの比率を１５面積％以上とする必要がある。また、低温保持初期におけるベイナイト変態を促進させるために、Ｔｉを積極的に添加してオーステナイトの微細化を図る。ところが、ベイナイト変態抑制効果の高いＭｎとＢを多量に含有すると、低温保持初期におけるベイナイト変態が抑制されてしまうため、本発明では、Ｍｎ量とＢ量に基づいてＴｉ量の下限値を適切に設定する必要がある。
以下、ＧＩ鋼板を代表例として用いて具体的に説明する。本発明のＧＩ鋼板は、素地鋼板（溶融亜鉛めっきを施す前の鋼板の意味）の表面に溶融亜鉛めっき層を有しているものである。ただし、本発明はＧＩ鋼板に限定されず、ＧＡ鋼板も含まれる。
上記素地鋼板の金属組織は、マルテンサイト、ベイナイト、およびフェライトを有し、金属組織全体に対する比率は、マルテンサイトが５０面積％以上、ベイナイトが１５〜５０面積％、フェライトが５面積％以下（０面積％を含む）を満足しているところに特徴がある。即ち、硬質相であるマルテンサイトを主体とし、フェライトよりも相対的に硬度が高いベイナイトを第２相とすることによって、マルテンサイトと第２相との硬度差を小さくし、曲げ加工性を改善している。また、本発明では、後述するように、素地鋼板に含有させるＣ量を０．２５％以下に抑えることによって、マルテンサイトの硬度を低減しており、ベイナイトとの硬度差をできるだけ小さくしている。
上記マルテンサイトは、ＧＩ鋼板の引張強度を高めるために必要な組織である。マルテンサイトが、金属組織全体に対して５０面積％を下回ると強度を確保できない。従ってマルテンサイトは５０面積％以上、好ましくは６０面積％以上、より好ましくは７０面積％以上とする。マルテンサイトの上限は、後述するベイナイトの生成量を確保するために８５面積％であればよい。なお、マルテンサイトが多くなると伸びが劣化し、強度・伸びバランスが悪くなる傾向がある。従ってマルテンサイトは、より好ましくは８０面積％以下とする。
上記ベイナイトは、フェライトよりも硬質であるため、第２相をベイナイトにすることによって、マルテンサイトとの硬度差を小さくでき、曲げ加工性を向上できる。ベイナイト変態による発熱量を確保し、板幅方向の端部におけるベイナイト変態を抑制するために、ベイナイトは、金属組織全体に対して１５面積％以上、好ましくは２０面積％以上、より好ましくは２５面積％以上とする。上限は、上述したマルテンサイトの生成量を確保するために５０面積％以下とする。なお、ベイナイトが多くなると、強度の確保が困難となるため、ベイナイトは、４５面積％以下とすることが好ましく、より好ましくは４０面積％以下とする。
本発明における全組織は上述したマルテンサイトとベイナイトのみから構成されていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲でフェライトを含んでいても良い。ただし、フェライトは、金属組織全体に対して５面積％以下に抑制する必要がある。フェライトは、好ましくは４面積％以下、より好ましくは３面積％以下であり、最も好ましくは０面積％である。
上記マルテンサイト、ベイナイト、およびフェライトの面積率は、ＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板を構成している素地鋼板の板幅方向における中央部での面積率が、上記範囲を満足していればよい。具体的には、上記素地鋼板の板幅方向に対して垂直な断面において、ｔ／４位置（ｔは板厚）からサンプルを切り出し、ナイタール腐食し、断面における任意の位置の測定領域（約２０μｍ×約２０μｍ）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察（観察倍率１５００倍）して面積率を算出すればよい。
上記素地鋼板は、Ｍｎを２．０〜４％、Ｂを０．０００３〜０．００５％含有すると共に、下記式（１）を満足する量のＴｉを含有するところに特徴がある。下記式（１）において、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
０．００５×［Ｍｎ］＋０．０２×［Ｂ］1/2＋０．０２５≦［Ｔｉ］≦０．１５・・・
（１）
Ｔｉは上述したようにオーステナイトを微細化し、板幅方向における端部において、低温保持初期におけるベイナイト変態を促進し、ベイナイト変態発熱を生じさせ、低温保持後半でのベイナイト変態を抑制する元素である。こうした作用を発揮させるために、本発明ではベイナイト変態抑制元素であるＭｎ量とＢ量に基づいてＴｉ量を設定している。
但し、Ｍｎは、フェライトおよびベイナイトの生成を抑制してマルテンサイトの生成を促進し、強度を高めるのに有効に作用する元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を高める元素である。従ってＭｎは２．０％以上、好ましくは２．２％以上、より好ましくは２．４％以上とする。しかしＭｎを過剰に含有すると、めっき性が悪くなる。また、過剰に含有してＭｎが偏析すると強度が低下する。更に、ＭｎはＰの粒界偏析を助長し、粒界脆化を引き起こす元素である。従ってＭｎは４％以下、好ましくは３．５％以下、より好ましくは３．０％以下とする。
また、Ｂは、Ｍｎと同様、フェライトおよびベイナイトの生成を抑制してマルテンサイトの生成を促進し、強度を高めるのに有効に作用する元素である。また、Ｂは、焼入れ性を高める元素である。従ってＢは、０．０００３％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。しかし過剰に含有すると、ほう化物が析出して曲げ加工性が劣化したり、熱間加工性が劣化する。従ってＢは０．００５％以下、好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下とする。
上述したＴｉ添加によるベイナイト変態促進作用を発揮させるために、Ｔｉは素地鋼板に含まれるＭｎ量とＢ量に基づいて決定される上記式（１）の左辺値（０．００５×［Ｍｎ］＋０．０２×［Ｂ］1/2＋０．０２５；以下、Ｚ値ということがある。）以上含有さ
せる必要がある。式（１）の左辺値（Ｚ値）は、本発明者らが実験を繰り返して見出したものであり、各係数は、ベイナイト変態の抑制に影響を与える寄与率を示している。しかしＴｉを過剰に含有すると、ＴｉＣなどの微細炭化物が析出し、曲げ加工性が劣化する。従ってＴｉは０．１５％以下、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０９％以下とする。
上記素地鋼板は、合金元素として上記Ｍｎ、Ｂ、Ｔｉを含有するものであり、他の成分組成は、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足する必要がある。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。
Ｃは、焼入れ性を向上させ、またマルテンサイトを硬質化して素地鋼板の強度を確保するために欠くことのできない元素である。従ってＣは、０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１３％以上とする。しかしＣが０．２５％を超えると、マルテンサイトが硬質化し過ぎてベイナイトやフェライトとの硬度差が大きくなるため、曲げ加工性が劣化する。従ってＣは０．２５％以下、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１８％以下とする。
Ｓｉは、固溶強化元素として作用して素地鋼板を強化し、強度を高めるのに作用する。しかしＳｉはフェライトの生成を促進する元素であるため、過剰に含有するとフェライトが多く生成し、マルテンサイトやベイナイトとの硬度差が大きくなり、曲げ加工性が却って劣化する。また、Ｓｉを過剰に含有すると、めっき性が悪くなる。従ってＳｉは０．５％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下とする。Ｓｉは０％（即ち、検出限界未満）であってもよい。
Ｐは、固溶強化元素として作用して素地鋼板を強化し、強度を高めるのに作用する。しかし過剰に含有すると、溶接性、曲げ加工性、靭性を劣化させるため、Ｐはできるだけ低減する方が好ましい。従ってＰは、０．１％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。
Ｓは、素地鋼板中に硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）を形成し、この介在物が割れの起点なり、曲げ加工性を劣化させる原因となる。従ってＳは、０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。従ってＡｌは、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３０％以上とする。しかしＡｌを過剰に含有させると、Ａｌ含有介在物（例えば、アルミナ等の酸化物など）が増加し、靱性や曲げ加工性を劣化させる原因となる。従ってＡｌは、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含有すると曲げ加工性を劣化させる。また、鋼中のＢと結合し、ＢＮを析出させ、Ｂによる焼入れ性向上作用を阻害するため、Ｎはできるだけ低減することが望まれる。従ってＮは、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。
上記素地鋼板の基本成分組成は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。
上記素地鋼板は、更に他の元素として、以下（ａ）〜（ｃ）に示される合金元素を含有してもよい。
［（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）］
ＣｒおよびＭｏは、いずれも焼入れ性を向上させ、素地鋼板の強度を向上させるのに作用する元素である。ＣｒとＭｏは、単独で添加しても良いし、併用しても良い。
特にＣｒは、セメンタイトの生成や成長を抑制し、曲げ加工性を改善するのにも作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。しかしＣｒを過剰に含有すると、めっき性が悪くなることがある。また、Ｃｒを過剰に含有すると、Ｃｒ炭化物が多く生成し、曲げ加工性が劣化することがある。従ってＣｒは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．７％以下、特に好ましくは０．４％以下とする。
Ｍｏ添加による強度向上作用を有効に発揮させるには、Ｍｏは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。しかしＭｏを過剰に含有させても添加効果は飽和し、コスト高となる。従ってＭｏは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下とする。
［（ｂ）Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．２％以下（０％を含まない）］
ＮｂおよびＶは、いずれも金属組織を微細化し、素地鋼板の曲げ加工性を向上させるのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。Ｖは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。しかしＮｂとＶを過剰に含有すると微細炭化物が多く析出し、曲げ加工性が劣化することがある。従ってＮｂは０．２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１％以下とする。Ｖは０．２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１％以下とする。ＮｂとＶは、単独で添加しても良いし、併用しても良い。
［（ｃ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１％以下（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、いずれも素地鋼板の強度向上に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。Ｎｉは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。しかしＣｕとＮｉを過剰に含有すると熱間加工性が劣化する。従ってＣｕは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。Ｎｉは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。ＣｕとＮｉは、単独で添加しても良いし、併用しても良い。
以上、本発明のＧＩ鋼板を代表例として用いて説明した。
上記ＧＩ鋼板の溶融亜鉛めっき層は、合金化してもよく、本発明には、上記ＧＩ鋼板に合金化処理を施して得られるＧＡ鋼板も含まれる。
次に、本発明のＧＩ鋼板およびＧＡ鋼板を製造する方法について説明する。
ＧＩ鋼板およびＧＡ鋼板を構成する素地鋼板の金属組織を、マルテンサイトを主体とし、所定量のベイナイトを生成させ、フェライトの生成を抑制するには、均熱条件、および均熱後の冷却条件を適切に制御することが重要である。即ち、上記成分組成を満足する冷延鋼板を、Ａｃ3点以上のオーステナイト単相域の温度で均熱処理することによって、フ
ェライトの生成を抑制すると共に、マルテンサイトの生成を促進する。均熱処理後は、５００℃以下、３８０℃以上の冷却停止温度まで、平均冷却速度３℃／秒以上で冷却してから１５秒以上保持することによって、マルテンサイトとベイナイトを生成させればよい。
まず、本発明のＧＩ鋼板の製造方法について具体的に説明する。
上記成分組成を有する熱延鋼板を準備する。熱間圧延は常法に従って行えばよいが、仕上げ温度を確保し、またオーステナイト粒の粗大化を防止するために、加熱温度は１１５０〜１３００℃程度とすることが好ましい。仕上げ圧延は、加工性を阻害する集合組織を形成させないように仕上げ圧延温度を８５０〜９５０℃として行い、巻き取ることが好ましい。
熱間圧延後は、必要に応じて常法に従って酸洗した後、冷間圧延し冷延鋼板（素地鋼板）を製造すればよい。冷延鋼板の板幅は、例えば、５００ｍｍ以上であり、本発明によれば、板幅が５００ｍｍ以上であっても、板幅方向における中央部と端部の強度差を低減できる。
冷間圧延後は、図１に示すようにＡｃ3点以上の温度に加熱保持して均熱処理すること
によって、フェライトの生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進できる。均熱処理温度がＡｃ3点を下回ると、フェライトが多く生成し、マルテンサイトの生成が抑制され、
強度を高めることができない。従って均熱処理温度はＡｃ3点以上、好ましくはＡｃ3点＋１０℃以上とする。しかし均熱処理温度の上限は特に限定されないが、Ａｃ3点＋７０℃
を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、曲げ加工性が悪化することがある。従って均熱処理温度はＡｃ3点＋７０℃以下とすることが好ましく、より好ましくはＡｃ3点＋６０℃以下とする。
なお、Ａｃ3点（加熱時フェライト変態終了温度）は、下記式（ｉ）に基づいて算出さ
れる。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素については０質量％を代入して算出すればよい。この式は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ２７３）に記載されている。
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−｛３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］−７００×［Ｐ］−４００×［Ａｌ］−１２０×［Ａｓ］−４００×［Ｔｉ］｝・・・（ｉ）
均熱処理時の保持時間は特に限定されず、例えば、１０〜１００秒程度（特に１０〜８０秒程度）であればよい。
均熱処理後は、図１に示すように５００℃以下、３８０℃以上の冷却停止温度まで、平均冷却速度３℃／秒以上で冷却することによってマルテンサイトを生成させる。
均熱処理温度から冷却停止温度まで冷却するときの平均冷却速度が３℃／秒未満では、冷却途中でフェライトやベイナイトが過剰に生成し、曲げ加工性が劣化する。従って平均冷却速度は３℃／秒以上、好ましくは４℃／秒以上とする。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると１００℃／秒程度とするのがよい。好ましくは５０℃／秒以下であり、より好ましくは１０℃／秒以下である。
冷却停止温度が５００℃を超えるか、３８０℃を下回ると、素地鋼板の板幅方向における中央部と端部の強度差を低減できない。従って冷却停止温度は５００℃以下、好ましくは４９０℃以下、より好ましくは４８０℃以下とし、３８０℃以上、好ましくは４００℃以上、より好ましくは４２０℃以上とする。
上記冷却停止温度は、常法に従い、素地鋼板の板幅方向の中心位置における温度で管理すればよい。
冷却停止後は、常法に従って溶融亜鉛めっきを施してＧＩ鋼板を製造すればよいが、冷却停止後、溶融亜鉛めっきを施す前に、１５秒以上保持する。これにより、板幅方向における中央部と端部のベイナイト変態を完了させ、中央部と端部の金属組織をほぼ均一にすることができる。冷却停止後の保持時間が１５秒より短いと、ベイナイト変態が不十分であり、必要なベイナイト量を確保することができない。従って冷却停止後の保持時間は１５秒以上、好ましくは２５秒以上、より好ましくは３５秒以上とする。冷却停止後の保持時間の上限は特に規定されないが、生産性や使用する溶融めっきライン長などを考慮すると１０００秒程度とするのがよい。
ここで冷却停止後の保持は、３８０℃以上５００℃以下、かつ冷却停止温度±６０℃程度で行うことが好ましい。すなわち、上記保持は必ずしも冷却停止温度で行う必要はなく、３８０℃以上５００℃以下、かつ冷却停止温度±６０℃の温度範囲内であれば許容される。
溶融亜鉛めっきは、めっき浴温度を、例えば、４００〜５００℃（より好ましくは４４０〜４７０℃）とすることが好ましい。
めっき浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛めっき浴を用いればよい。
溶融亜鉛めっき後は、常法に従って冷却することにより所望組織のＧＩ鋼板が得られる。具体的には、溶融亜鉛めっき後、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却すればよく、素地鋼板中のオーステナイトをマルテンサイトに変態させ、マルテンサイト主体の金属組織が得られる。平均冷却速度が１℃／秒未満では、マルテンサイトが生成し難く、パーライトや中間段階変態組織が生成するおそれがある。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると５０℃／秒程度とするのがよい。好ましくは４０℃／秒以下、より好ましくは３０℃／秒以下である。
次に、本発明のＧＡ鋼板の製造方法について具体的に説明する。
ＧＡ鋼板は、上記ＧＩ鋼板に常法の合金化処理を施すことによって製造できる。即ち、合金化処理は、図１に示すように上記条件で溶融亜鉛めっきした後、例えば５００〜６００℃程度（特に５３０〜５８０℃程度）で、５〜３０秒程度（特に１０〜２５秒程度）保持して行えばよい。
上記合金化処理は、例えば、加熱炉、直火、または赤外線加熱炉などを用いて行えばよい。加熱手段も特に限定されず、例えば、ガス加熱、インダクションヒーター加熱（高周波誘導加熱装置による加熱）など慣用の手段を採用できる。
合金化処理後は、常法に従って冷却することにより所望組織のＧＡ鋼板が得られる。具体的には、合金化処理後、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却すればよく、マルテンサイト主体の金属組織が得られる。
本発明のＧＩ鋼板およびＧＡ鋼板は、該鋼板の板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、しかも曲げ加工性に優れているため、自動車用の鋼板として好適に用いることができる。特に、自動車用強度部品、例えば、フロントやリア部のサイドメンバ、クラッシュボックスなどの衝突部品をはじめ、センターピラーレインフォースなどのピラー類、ルーフレールレインフォース、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品に使用できる。
上記ＧＩ鋼板または上記ＧＡ鋼板には、各種塗装や塗装下地処理（例えば、リン酸塩処理などの化成処理）、有機皮膜処理（例えば、フィルムラミネートなどの有機皮膜の形成）などを行なってもよい。
塗料には、公知の樹脂、例えばエポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを使用できる。耐食性の観点から、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂が好ましい。前記樹脂とともに、硬化剤を使用しても良い。また塗料は、公知の添加剤、例えば、着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを含有していても良い。
本発明において塗料形態に特に限定はなく、あらゆる形態の塗料、例えば、溶剤系塗料、水系塗料、水分散型塗料、粉体塗料、電着塗料などを使用できる。
また塗装方法にも特に限定にはなく、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法、電着塗装法などを使用できる。
被覆層（めっき層、有機皮膜、化成処理皮膜、塗膜など）の厚みは、用途に応じて適宜設定すれば良い。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１に示す成分組成（残部は、鉄および不可避不純物）のスラブを、１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を９００℃として熱間圧延した後、巻取り温度を６２０℃として巻き取って熱延鋼板を製造した。
得られた熱延鋼板を酸洗してから冷間圧延して冷延鋼板（素地鋼板）を製造した。冷延鋼板の板幅方向の長さは５００ｍｍである。
各スラブの成分組成と上記式（ｉ）に基づいて算出したＡｃ3点の温度を下記表１、表
２に示す。
また、スラブに含まれるＢ量およびＭｎ量と、上記式（１）に基づいて、上記式（１）の左辺の値（０．００５×［Ｍｎ］＋０．０２×［Ｂ］1/2＋０．０２５）を算出し、こ
の値をＺ値として下記表１に示す。
また、スラブに含まれるＴｉ量から上記Ｚ値を引いた値（［Ｔｉ］−Ｚ値）を算出し、下記表１、表２に示す。
得られた冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインにて、下記表２に示す均熱温度まで加熱し、この温度で５０秒間保持して均熱処理した後、下記表２に示す平均冷却速度で、下記表２に示す冷却停止温度まで冷却し、この温度で下記表２に示す低温保持時間（秒）で保持してから溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造するか（ＧＩ鋼板。Ｎｏ．２０〜２２）、溶融亜鉛めっき後、更に加熱して合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板。Ｎｏ．１〜１９、Ｎｏ．２３〜３１）を製造した。
本発明の実施例では冷却停止温度で低温保持したが、３８０〜５００℃、かつ冷却停止温度±６０℃の範囲であれば同様の結果が得られることを確認している。
ＧＩ鋼板は、上記冷却停止温度まで冷却した後、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施した後、室温まで冷却して製造した。
ＧＡ鋼板は、上記溶融亜鉛めっきを施した後、５５０℃に加熱し、この温度で２０秒間保持して合金化処理を行ってから室温まで冷却して製造した。
下記表２にめっきの種類（ＧＩまたはＧＡ）を示す。
得られたＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板（以下、単に鋼板ということがある。）の金属組織を次の手順で観察し、マルテンサイト、ベイナイト、およびフェライトの分率を測定した。
《金属組織の観察》
ＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板を構成している素地鋼板の金属組織は、板幅方向の中心位置において、板幅方向に対して垂直な断面を露出させ、この断面を研磨し、更に電解研磨した後、ナイタール腐食させたものをＳＥＭ観察した。観察位置はｔ／４位置（ｔは板厚）とし、ＳＥＭで撮影した金属組織写真を画像解析し、マルテンサイト、ベイナイト、およびフェライトの面積率を夫々測定した。
観察倍率は４０００倍、観察領域は２０μｍ×２０μｍとし、観察は３視野について行い、平均値を算出した。算出結果を下記表２に示す。
次に、得られたＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板の機械的特性および曲げ加工性を調べた。
《機械的特性》
鋼板の圧延方向（Ｌ方向）と試験片の長手方向が平行になるようにＪＩＳ １３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張強度（ＴＳ）を測定した。試験片の採取位置は、鋼板の幅方向に対して中心位置（鋼板の幅方向の端面から２５０ｍｍ位置）と、鋼板の幅方向の端面から５０ｍｍ位置の２箇所とした。測定結果を下記表２に示す。下記表２において、「中央部」とは、鋼板の幅方向の端面から５０ｍｍ位置から採取した試験片を用いた結果を示しており、「端部」とは、鋼板の幅方向の端面から５０ｍｍ離れた位置から採取した試験片を用いた結果を示している。
本発明では、鋼板の中央部および端部の両方の強度が９８０ＭＰａ以上である場合を「高強度」と評価し、合格とする。
また、鋼板の中央部における強度と端部における強度との差は、下記式（ｉｉ）に基づいて算出される強度差の割合（強度差率ということがある）で評価した。算出した強度差率を下記表２に示す。
強度差率（％）＝［（中央部の強度−端部の強度）／中央部の強度］×１００ ・・・（ｉｉ）
《曲げ加工性》
鋼板の曲げ加工性は、曲げ試験の結果に基づいて評価した。
曲げ試験は、鋼板の圧延方向に垂直な方向と試験片の長手方向が平行になるように鋼板から切り出した２０ｍｍ×７０ｍｍの試験片を用い、曲げ稜線が鋼板の圧延方向となるように９０°Ｖ曲げ試験を行った。曲げ半径Ｒを適宜変化させて試験を実施し、試験片に割れが発生することなく曲げ加工できる最小曲げ半径Ｒminを求めた。
最小曲げ半径Ｒminが３．０×ｔ（ｔは板厚）以下の場合を曲げ加工性に優れている（
合格○）、３．０×ｔ（ｔは板厚）を超える場合を曲げ加工性に劣っている（不合格×）と評価し、評価結果を下記表２に示す。
下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１、２、４、６〜１０、１２、２０、２１、２３、３０、３１は、本発明で規定する要件を満足している例であり、鋼板の中央部と端部における強度差率が小さく、曲げ加工性も良好である。
一方、Ｎｏ．３、５、１１、１３〜１９、２２、２４〜２９は、いずれも本発明で規定する要件を満足していない例であり、鋼板の中央部と端部における強度差率が大きくなっているか、或いは曲げ加工性が悪くなっている。即ち、Ｎｏ．３、５、１３は、素地鋼板に含まれるＭｎ量およびＢ量に対してＴｉ量が少な過ぎる例であり、Ｎｏ．１１とＮｏ．１９は、Ｔｉを含有していない例であり、いずれも［Ｔｉ］−Ｚ値が０未満になっている。従って鋼板の中央部と端部における強度差率が５％を超えて大きくなっている。これらのうちＮｏ．５は、更にＳｉ量が多過ぎるため、フェライトが過剰に生成し、マルテンサイトの生成量を確保できなかった。従ってＮｏ．５は、曲げ加工性も劣化した。
Ｎｏ．１４は、Ｍｎ量が少な過ぎる例であり、フェライトが過剰に生成したため、曲げ加工性が劣化した。Ｎｏ．１５は、Ｂを含有していない例であり、フェライトが過剰に生成したため、曲げ加工性が劣化した。
Ｎｏ．１６は、均熱温度が低過ぎる例であり、フェライトが過剰に生成したため、曲げ加工性が劣化した。
Ｎｏ．１７とＮｏ．２７は、冷却停止温度が低過ぎる例であり、ベイナイトが過剰に生成し、マルテンサイトの生成量を確保できなかったため、鋼板の中央部と端部における強度差率が大きくなった。Ｎｏ．１８とＮｏ．２８は、冷却停止温度が高過ぎる例であり、ベイナイトの生成量を確保できなかったため、鋼板の中央部と端部における強度差率が大きくなった。
Ｎｏ．２２は、Ｃ量が過剰な例であり、強度が高くなり過ぎて曲げ加工性が劣化した。強度が高くなった理由は、マルテンサイトが硬質化し過ぎたからと考えられ、マルテンサイトとベイナイトとの硬度差が大きくなり過ぎた結果、曲げ加工性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．２４とＮｏ．２６は、均熱処理後の平均冷却速度が小さ過ぎる例であり、フェライトが過剰に生成し、ベイナイトの生成量を確保できなかった。従って鋼板の中央部と端部における強度差率が大きく、また曲げ加工性も劣化した。Ｎｏ．２５は、均熱温度が低過ぎる例であり、フェライトが過剰に生成し、ベイナイトの生成量を確保できなかったため、鋼板の中央部と端部における強度差率が大きくなり、曲げ加工性が劣化した。
Ｎｏ．２９は、冷却停止後の低温保持時間が短すぎる例であり、ベイナイト変態時間が短く、ベイナイト生成量を確保できなかったため、鋼板の中央部と端部における強度差率が大きくなった。
次に、［Ｔｉ］−Ｚ値と、強度差率（％）との関係を示すグラフを図２に示す。なお、図２では、下記表２に示したデータのうち、製造条件［均熱温度、平均冷却速度、冷却停止温度、または低温保持時間が、本発明で規定する範囲を外れている例（具体的には、Ｎｏ．１６〜１８、２４〜２９）］はプロットしていない。
図２から明らかなように、［Ｔｉ］−Ｚ値が０前後で、強度差率は著しく変化しており、［Ｔｉ］−Ｚ値が０以上であれば、強度差率は５．０％以下となることが読み取れる。
Figure 2013227660
Figure 2013227660

Claims (7)

  1. Ｃ ：０．０５〜０．２５％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、
    Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
    Ｍｎ：２．０〜４％、
    Ｐ ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．０１〜０．１％、
    下記式（１）を満足する量のＴｉ、
    Ｂ ：０．０００３〜０．００５％、および
    Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
    残部が鉄および不可避不純物からなる素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であり、
    前記素地鋼板の金属組織は、マルテンサイト、ベイナイト、およびフェライトを有し、前記金属組織全体に対する比率は、
    前記マルテンサイトは５０面積％以上、
    前記ベイナイトは１５〜５０面積％、
    前記フェライトは５面積％以下（０面積％を含む）を満足する板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
    ０．００５×［Ｍｎ］＋０．０２×［Ｂ］1/2＋０．０２５≦［Ｔｉ］≦０．１５・・・（１）
    ［式（１）において、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。］
  2. 前記素地鋼板が、更に他の元素として、
    Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／または
    Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記素地鋼板が、更に他の元素として、
    Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）および／または
    Ｖ ：０．２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記素地鋼板が、更に他の元素として、
    Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／または
    Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を用いて得られるものであることを特徴とする板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を満足する冷延鋼板を、Ａｃ3点以上の温度で均熱処理した後、５００℃以下、３８０℃以上の冷却停止温度まで、平均冷却速度３℃／秒以上で冷却してから１５秒以上保持し、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 請求項６において、前記溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を行うことを特徴とする板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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