JP2020509191A - 加工性に優れた溶融めっき鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

熱延鋼材及びこの熱延鋼材の表面に形成された溶融めっき層を含み、この熱延鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％（０％は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、９０面積％以上のフェライトを含み、５，０００〜１５，０００個／μｍ２のＶ系析出物を含む、溶融めっき鋼材とその製造方法が開示される。

Description

本発明は、加工性に優れた溶融めっき鋼材及びその製造方法に関するものであり、より詳細には、トンネル及び斜面支持用ロックボルトに好ましく用いられることができる加工性に優れた溶融めっき鋼材及びその製造方法に関するものである。
ロックボルトは、トンネル及び斜面支持用に用いられる装置（特許文献１〜３参照）であり、非常に大きい負荷を支える必要があるため、材料の強度に優れることが求められる。したがって、従来では、かかるロックボルト用材料として、鋼中の不純物を最小限に抑えた高純度鋼に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなどの固溶強化型元素を多量に添加したり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなどの析出強化型元素を多量に添加したりして強度を向上させた熱延鋼材が主に用いられている。
ところが、ロックボルトは、実際の使用過程で馬蹄状に加工された後に支持面に挿入され、その後に水圧によって体積が膨張する過程を経るが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなどの固溶強化型元素やＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、 Ｍｏなどの析出強化型元素を多量に添加した熱延鋼材の場合、加工性に劣って加工部位にクラックがしばしば発生するという問題がある。また、ロックボルトは、製造過程で造管溶接する過程を経るが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなどの固溶強化型元素やＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなどの析出強化型元素を多量に添加した熱延鋼材の場合、炭素当量が高くて溶接性に劣るという問題がある。
韓国登録特許第１０−０９７２３５７号公報 韓国登録特許第１０−１０３８４７２号公報 韓国登録特許第１０−１１９６８８９号公報
本発明の様々な目的の一つは、加工性に優れた溶融めっき鋼材とその製造方法を提供することにある。
本発明の一側面は、熱延鋼材及び上記熱延鋼材の表面に形成された溶融めっき層を含み、上記熱延鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％（０％は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、９０面積％以上のフェライトを含み、５，０００〜１５，０００個／μｍ２のＶ系析出物を含む、溶融めっき鋼材を提供する。
本発明の他の側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％（０％は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを１１００〜１３００℃の温度で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを粗圧延した後、オーステナイト単相域温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る段階と、上記熱延鋼材を４０〜６０℃／ｓｅｃの速度で６５０〜７５０℃の温度まで水冷した後、１〜５秒間空冷する段階と、上記空冷された熱延鋼材を６００〜６５０℃の温度で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼材を５００〜６５０℃の温度で１〜５分間熱処理した後、溶融めっきする段階と、を含む、溶融めっき鋼材の製造方法を提供する。
本発明の様々な効果の一つとして、本発明による溶融めっき鋼材は、強度及び延性のバランスに優れるという利点がある。
本発明の多様で有益な利点と効果は、上述の内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程で、より簡単に理解することができる。
以下、本発明の一側面である加工性に優れた溶融めっき鋼材について詳細に説明する。
本発明の溶融めっき鋼材は、熱延鋼材及びこの熱延鋼材の表面に形成された溶融めっき層を含む。本発明では、溶融めっき層の組成については特に限定しないが、制限されない一例として、Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇからなる群から選択される１種以上を含む溶融めっき層（例えば、Ｚｎ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ）であることができる。
以下、素地である熱延鋼材の合金成分及び好ましい含量範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含量は特に言及しない限り、いずれも重量基準であることを予め明らかにしておく。
Ｃ：０．０５〜０．１５％
Ｃは、強度を確保するのに最も経済的であり、且つ効果的な元素である。もし、炭素含量が低すぎると、Ｎｂなどの析出強化元素を添加しても目標とする強度を確保し難い。一方、その含量が高すぎると、強度の過剰な上昇によって延性が劣化する恐れがある。
Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）
Ｓｉは、溶鋼の脱酸及び固溶強化による強度上昇に寄与するが、本発明では意図的に添加せず、シリコンを添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。一方、その含量が高すぎると、熱延鋼材の表面にＳｉによる赤スケールが形成されて表面品質が低下し、溶接性が低下する可能性がある。
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、適正強度を確保するためには、０．５％以上添加される必要がある。但し、その含量が高すぎると、連続鋳造工程で中心偏析部が発生する危険がある。
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｎｂは、析出強化型元素であって、ＮｂＣ系の析出物を生成させることで延性の低下を最小限に抑えながらも強度を確保するのに効果的な元素である。特に、適正量のＮｂを添加すると、降伏強度を強化する効果が大きい。本発明では、かかる効果を得るために、Ｎｂを０．０１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が高すぎると、製造コストが上昇して経済性が低下する可能性がある。したがって、これを考慮して、Ｎｂ含量の上限を０．０５％に限定することが好ましい。
Ｖ：０．００５〜０．０５％
Ｖも析出強化型元素であって、鋼の強度を確保するのに効果的な元素である。本発明では、かかる効果を得るために、Ｖを０．００５％以上添加することが好ましい。但し、その含量が高すぎると、靭性が低下する可能性がある。したがって、これを考慮して、Ｖ含量の上限を０．０５％に限定することが好ましい。
Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）
Ｐは、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、その含量が高すぎると、溶接性の劣化及び鋼の脆性が発生する危険が大きくなるため、本発明では、その含量を０．０３％以下に管理する。
Ｓ：０．０１５％（０％は除く）
Ｓは、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、その含量が高すぎると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、鋼の脆性が発生する危険が大きくなるため、本発明では、その含量を０．０１５％以下に管理する。
Ａｌ：０．０５％以下（０％は除く）
Ａｌは、溶鋼の脱酸に寄与するが、本発明では意図的に添加せず、アルミニウムを添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。一方、その含量が高すぎると、連続鋳造においてノズルの目詰まりなどが発生する可能性があるため、本発明では、その含量を０．０５％以下に管理する。
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
Ｎは、鋼の強度向上に寄与するが、本発明では意図的に添加せず、アルミニウムを添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。一方、その含量が高すぎると、鋼の脆性が発生する危険が大きくなるため、本発明では、その含量を０．０１％以下に管理する。
上記組成以外の残りの成分はＦｅである。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不可避不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはしない。これら不純物は、本技術分野における通常の知識を有する者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書で特に言及しないが、代表的な不純物について言及すると、次の通りである。
Ｃｒ：０．０５％以下
Ｃｒは、鋼を固溶強化させ、且つ冷却においてベイナイト相変態を遅延させて等軸フェライトの形成に寄与するが、本発明ではＣｒを添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。一方、その含量が高すぎると、溶接性が劣化するため、本発明では、その含量を０．０５％以下に制御する。
Ｎｉ：０．０５％以下
Ｎｉは、鋼の強度と靭性をともに向上させる役割を果たすが、本発明ではＮｉを添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。一方、その含量が高すぎると、経済性が低下するだけではなく、溶接性が劣化するため、本発明では、その含量を０．０５％以下に制御する。
Ｍｏ：０．０１％以下
Ｍｏは、固溶強化によって降伏強度を向上させ、結晶粒界強化によって衝撃靭性を改善する役割を果たすが、本発明ではＭｏを添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。一方、その含量が高すぎると、経済性が低下するだけではなく、溶接性が劣化するため、本発明では、その含量を０．０１％以下に制御する。
Ｃｕ：０．０１％以下
Ｃｕは、微細析出物を形成して強度を上昇させる役割を果たすが、本発明ではＣｕを添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。一方、その含量が高すぎると、熱間加工性及び常温加工性が劣化するため、本発明では、その含量を０．０１％以下に制御する。
一方、上述の成分範囲を有する鋼材の合金を設計する際、下記式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）を０．４３以下に制御することが好ましい。これは、適正レベルの溶接性を確保するためである。
［式１］Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］はそれぞれ、該当元素の含量（重量％）を意味する）
以下、素地である熱延鋼材の微細組織などについて詳細に説明する。
本発明の溶融めっき鋼材の素地である熱延鋼材は、５，０００〜１５，０００個／μｍ２のＶ系析出物を含むことを一つの技術的特徴とする。もし、Ｖ系析出物の単位面積当たりの個数が５，０００個／μｍ２未満であると、十分な強度が確保されない可能性があり、一方、１５，０００個／μｍ２を超えると、十分な延性を確保し難くなる。本発明では、Ｖ系析出物の具体的な種類については特に限定しないが、例えば、ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）であることができる。
一例によると、上記Ｖ系析出物の平均直径は５〜１０ｎｍであることができ、最大直径は２０ｎｍ以下であることができる。もし、平均直径が５ｎｍ未満であると、相対的に低温で生成されるため、単位面積当たりの個数を十分に確保し難くなる。一方、平均直径が１０ｎｍを超えるか、または最大直径が２０ｎｍを超えると、粗大な析出物によって析出強化効果が十分に得られない可能性があり、これにより、十分な強度を確保し難くなる。ここで、平均直径は、熱延鋼材の厚さ方向の断面を観察して検出したＶ系析出物の平均円相当直径（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｃｉｒｃｕｌａｒ ｄｉａｍｅｔｅｒ）を意味し、最大直径は、熱延鋼材の厚さ方向の断面を観察して検出したＶ系析出物の最大円相当直径（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｃｉｒｃｕｌａｒ ｄｉａｍｅｔｅｒ）を意味する。
本発明では、素地である熱延鋼材の微細組織については特に限定しないが、例えば、素地である熱延鋼材は、微細組織として、フェライト、パーライト及びベイナイトを含むことができ、この場合、フェライトの面積分率は９０％以上であることができる。もし、フェライトの面積分率が９０％未満であると、加工性の劣化によって造管後の拡管においてクラックが発生する可能性が高くなる。
一例によると、フェライトのアスペクト比（ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ）は０．８〜１．４であることができる。フェライトのアスペクト比が上記のようなレベルで管理される場合、材質異方性が低減してロックボルトの造管及び拡管において加工性に有利となる。もし、そのアスペクト比が０．８未満であるか、または１．４を超えると、加工性の劣化によって造管及び拡管においてクラックが発生する可能性がある。一方、フェライトのアスペクト比は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）によって求めることができる。より具体的には、５００倍の倍率下においてランダムな位置でＥＢＳＤを１０回測定し、これにより得られたデータを、ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ６．０ ｓｏｆｔｗａｒｅで基本的に提供されるＧｒａｉｎ Ｓｈａｐｅ Ａｓｐｅｃｔ Ｒａｔｉｏプログラムを用いて平均して平均値を求めることができる。
本発明の溶融めっき鋼材は、強度及び延性に優れるという利点があり、制限されない一例によると、本発明の溶融めっき鋼材は、引張強度が４５０〜６５０ＭＰａであり、降伏強度が４００〜６００ＭＰａであり、伸びが２５〜３５％であることができる。
本発明の溶融めっき鋼材は、加工性に優れるという利点があり、制限されない一例によると、降伏強度と伸びの積が１２，０００〜１５，０００ＭＰａ・％であることができる。
以上で説明した本発明の溶融めっき鋼材は、様々な方法で製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような方法により製造されることができる。
以下、本発明の他の側面である加工性に優れた溶融めっき鋼材の製造方法について詳細に説明する。
まず、上述の成分系を有するスラブを１１００〜１３００℃の温度で再加熱する。もし、再加熱温度が１１００℃未満であると、後続工程である熱間圧延工程で圧延負荷が過剰に大きくなることがあり、一方、１３００℃を超えると、一部のオーステナイト結晶粒の異常成長による部分的な粗大化によって、最終微細組織の結晶粒サイズが不均一となる恐れがある。一方、本発明では、スラブの再加熱時間については特に限定せず、通常の条件であればよい。制限されない一例として、スラブの再加熱時間は１００〜４００分であることができる。
次に、再加熱されたスラブを粗圧延した後、オーステナイト単相域温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る。
ここで、粗圧延は、仕上げ圧延前に行われる一連の中間圧延過程を意味する。本発明では、粗圧延の具体的な条件については特に限定せず、通常の条件であればよい。制限されない一例として、再加熱されたスラブの厚さに対する粗圧延されたスラブの厚さは１０〜２５％であることができ、粗圧延温度は、仕上げ圧延温度を確保できるほど十分に高い温度に設定されることができる。
仕上げ圧延は、オーステナイト単相域温度で行われる。これは、組織の均一性を増加させるためである。
一例によると、熱間圧延において、仕上げ圧延温度は８００〜９００℃であることができる。上記温度範囲で仕上げ熱間圧延した際に、仕上げ圧延された熱延鋼材のオーステナイト組織は、１０〜４０μｍの平均結晶粒サイズを有するようになる。一方、仕上げ圧延温度が８００℃未満であると、熱間圧延荷重が増加して生産性が低下する可能性があり、一方、９００℃を超えると、スラブのオーステナイト結晶粒が粗大化して目標とする加工性を確保し難くなる。
次に、熱延鋼材を冷却する。このとき、通常の連続冷却によって熱延鋼材を冷却する場合、等軸フェライトの十分な確保が難しく、針状フェライトが過度に形成されて延性が劣化する恐れがある。したがって、本発明では、熱延鋼材を４０〜６０℃／ｓｅｃの速度で６５０〜７５０℃の温度まで水冷した後、１〜５秒間空冷する２段冷却によって熱延鋼材を冷却する。
ここで、６５０〜７５０℃の温度は、フェライトが最も早く変態する温度であって、等軸フェライトを最も効率的に成長させることができる温度に該当する。以下では、これを中間温度と称する。より好ましい中間温度範囲は６８０〜７２０℃である。
もし、中間温度が７５０℃を超えるか、または空冷時間が５秒を超えると、等軸フェライトは形成されるが、フェライトが過度に成長して降伏強度が劣化する恐れがあり、一方、中間温度が６５０℃未満であるか、空冷時間が１秒未満であると、等軸フェライトの形成が難しく延性が劣化する恐れがある。また、空冷時間が５秒を超えると、ＮｂＣ析出物が粗大化して、巻取において生成される微細ＮｂＣ析出物の効果が低下し、目的とする加工性を確保し難くなる。
水冷において冷却速度が４０℃／ｓｅｃ未満であると、ＲＯＴ冷却区間で十分な空冷時間を確保できない恐れがあり、一方、６０℃／ｓｅｃを超えると、過度に速い冷却速度によって、目的とする中間温度を確保し難くなる。
一方、空冷後の熱延鋼材の温度が目標とする巻取温度を超える場合には、上記空冷された熱延鋼材を巻き取る前に、上記空冷された熱延鋼材を目標とする巻取温度まで４０〜６０℃／ｓｅｃの速度で水冷する。ここで、冷却速度を限定する理由は、中間温度後に適正な巻取温度を確保するためである。
次に、冷却された熱延鋼材を５５０〜６５０℃の温度で巻き取る。より好ましい巻取温度範囲は６００〜６５０℃である。上記温度範囲は、ＮｂＣ析出物が最も速く生成される温度範囲であって、上記温度範囲で巻き取る場合、ＮｂＣ析出物が微細に析出して等軸フェライト形成によって低下した降伏強度を補うことができる。もし、巻取温度が６５０℃を超えると、粗大なパーライトが形成されて降伏強度が低下する可能性があり、またＮｂＣ析出物が粗大化して目的とする加工性を確保し難くなる。一方、巻取温度が５５０℃未満であると、結晶粒が微細化して降伏強度は増加するが、延性が劣化する可能性があり、微細ＮｂＣ析出物の含量が減少して目的とする加工性を確保し難くなる。
次に、巻き取られた熱延鋼材を５００〜６５０℃の温度で１〜５分間熱処理する。このとき、より好ましい熱処理温度範囲は５５０〜６００℃であり、さらに好ましい熱処理温度範囲は５５０〜５９０℃である。より好ましい熱処理時間範囲は２〜４分である。
このような熱処理過程で残留ＮｂＣ析出物が析出し、Ｖ（Ｃ，Ｎ）析出物が微細に析出して、析出強化効果によって鋼の強度が向上する。もし、熱処理温度が５００℃未満であるか、または熱処理時間が１分未満であると、めっき密着性が劣化し、Ｖ系析出物が十分に析出しない恐れがある。一方、熱処理温度が６５０℃を超えるか、または熱処理時間が５分を超えると、生産性が劣化する恐れがある。
次に、熱処理された熱延鋼材を溶融めっきして溶融めっき鋼材を製造する。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。しかし、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのもので、かかる実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
下記表１及び表２の組成を有するスラブを１１５０℃の温度で２００分間再加熱した後、下記表３の条件で粗圧延及び仕上げ圧延して熱延鋼材を得た。このとき、すべての例において、再加熱されたスラブの厚さに対する粗圧延されたスラブの厚さは２０％と一定にした。次に、熱延鋼材を下記表３の中間温度まで５０℃／ｓｅｃの速度で水冷し、５秒間空冷した後、下記表３の巻取温度で巻き取った。表３の中間温度に記載されている連続冷却は、空冷せずに巻取温度まで連続冷却を行った場合を示す。一方、空冷された熱延鋼材の温度が表３の巻取温度に達しなかった場合は、巻取温度まで５０℃／ｓｅｃの速度で追加水冷を行った。その後、巻き取られた熱延鋼材を下記表３の熱処理温度で２分間熱処理した後、溶融亜鉛めっきを行った。
以後、製造された熱延めっき鋼材の微細組織を分析して機械的物性を評価し、その結果を下記表４に示した。ちなみに、すべての例において、フェライト以外の残部組織はパーライト及び／またはベイナイトであった。
Figure 2020509191
Figure 2020509191
Figure 2020509191
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表４から分かるように、本発明で提案する合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例１及び２は、強度と伸びの積が１２，０００ＭＰａ・％以上と、強度及び延性のバランスに非常に優れることが分かった。
これに対し、比較例１〜１１は、合金組成及び製造条件のうちの１つ以上が、本発明で提案する条件から逸脱し、強度と伸びのバランスに劣ることが分かった。
本発明の一側面は、熱延鋼材及び上記熱延鋼材の表面に形成された溶融めっき層を含み、上記熱延鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、９０面積％以上のフェライトを含み、５，０００〜１５，０００個／μｍ２のＶ系析出物を含む、溶融めっき鋼材を提供する。
本発明の他の側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを１１００〜１３００℃の温度で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを粗圧延した後、オーステナイト単相域温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る段階と、上記熱延鋼材を４０〜６０℃／ｓｅｃの速度で６５０〜７５０℃の温度まで水冷した後、１〜５秒間空冷する段階と、上記空冷された熱延鋼材を６００〜６５０℃の温度で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼材を５００〜６５０℃の温度で１〜５分間熱処理した後、溶融めっきする段階と、を含む、溶融めっき鋼材の製造方法を提供する。
Ｓ：０．０１５％以下（０％は除く）
Ｓは、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、その含量が高すぎると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、鋼の脆性が発生する危険が大きくなるため、本発明では、その含量を０．０１５％以下に管理する。
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
Ｎは、鋼の強度向上に寄与するが、本発明では意図的に添加せず、窒素を添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。一方、その含量が高すぎると、鋼の脆性が発生する危険が大きくなるため、本発明では、その含量を０．０１％以下に管理する。

Claims (14)

  1. 熱延鋼材及び前記熱延鋼材の表面に形成された溶融めっき層を含み、前記熱延鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１５％（０％は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、９０面積％以上のフェライトを含み、５，０００〜１５，０００個／μｍ２のＶ系析出物を含む、溶融めっき鋼材。
  2. 前記Ｖ系析出物の平均直径は５〜１０ｎｍである、請求項１に記載の溶融めっき鋼材。
  3. 前記Ｖ系析出物の最大直径は２０ｎｍ以下である、請求項１に記載の溶融めっき鋼材。
  4. 前記フェライトのアスペクト比（ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ）は０．８〜１．４である、請求項１に記載の溶融めっき鋼材。
  5. 前記フェライト以外の残部は、パーライト及びベイナイトからなる群から選択される１種以上である、請求項１に記載の溶融めっき鋼材。
  6. 前記不可避不純物はＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕを含み、重量％で、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１％以下に抑制される、請求項１に記載の溶融めっき鋼材。
  7. 前記熱延鋼材は、下記式１で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４３以下である、請求項６に記載の溶融めっき鋼材。
    ［式１］Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５
    （ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］はそれぞれ、該当元素の含量（重量％）を意味する）
  8. 前記溶融めっき層は、Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇからなる群から選択される１種以上を含む、請求項１に記載の溶融めっき鋼材。
  9. 降伏強度と伸びの積は１２，０００〜１５，０００ＭＰａ・％である、請求項１に記載の溶融めっき鋼材。
  10. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下（０ ％は除く）、Ｓ：０．０１５％（０％は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを１１００〜１３００℃の温度で再加熱する段階と、
    前記再加熱されたスラブを粗圧延した後、オーステナイト単相域温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る段階と、
    前記熱延鋼材を４０〜６０℃／ｓｅｃの速度で６５０〜７５０℃の温度まで水冷した後、１〜５秒間空冷する段階と、
    前記空冷された熱延鋼材を５５０〜６５０℃の温度で巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼材を５００〜６５０℃の温度で１〜５分間熱処理した後、溶融めっきする段階と、
    を含む、溶融めっき鋼材の製造方法。
  11. 前記スラブの再加熱時間は１００〜４００分である、請求項１０に記載の溶融めっき鋼材の製造方法。
  12. 前記再加熱されたスラブの厚さに対する粗圧延されたスラブの厚さは、１０〜２５％である、請求項１０に記載の溶融めっき鋼材の製造方法。
  13. 前記仕上げ圧延温度は８００〜９００℃である、請求項１０に記載の溶融めっき鋼材の製造方法。
  14. 前記空冷された熱延鋼材の温度が６５０℃を超える場合、前記空冷された熱延鋼材を巻き取る前に、前記空冷された熱延鋼材を５５０〜６５０℃の温度まで４０〜６０℃／ｓｅｃの速度で水冷する段階をさらに含む、請求項１０に記載の溶融めっき鋼材の製造方法。
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