JP2021528566A - 高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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    • C23C28/025—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Abstract

本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、フェライト及びベイナイトの混合組織を主相として含み、残部組織として、マルテンサイト、オーステナイト、及び島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択された１種以上を含み、上記フェライト及びベイナイトの分率は９５〜９９面積％であり、下記関係式１を満たす高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板を提供する。
［関係式１］ＦＣＯ｛１１０｝＜１１２＞＋ＦＣＯ｛１１２｝＜１１１＞≧１０
（但し、ＦＣＯ｛１１０｝＜１１２＞及びＦＣＯ｛１１２｝＜１１１＞はそれぞれ、｛１１０｝＜１１２＞及び｛１１２｝＜１１１＞結晶方位を有する組織の面積分率を意味する。）

Description

本発明は、高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、自動車シャーシ部品のブラケット類、補強材、連結材などに好ましく適用されることができる熱延めっき鋼板及びその製造方法に関する。
最近、自動車の燃費削減のための軽量化の一環として、シャーシ部品に対しても高強度／薄物化が進んでいる。かかる薄物化により、欧州及び米州地域では、通常、車両の内部に位置するシャーシ部品にも防錆性を向上させた熱延めっき鋼板を適用する傾向が増加しているのが実情である。一般に、自動車シャーシ部品用熱延鋼板として、伸びフランジ性を向上させるために、フェライト基地組織に微細な析出物を形成させた鋼が最近開発されたが（特許文献１）、高強度を得るために多量の析出物を活用するため、鋼中に固溶されたＣ、Ｎの含有量が減少し、高い焼付硬化性（ＢＨ、Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）を得ることが難しい。
そこで、析出強化効果だけでなく、冷却条件をともに最適化して低温変態組織相を形成させることで焼付硬化能値を確保することができる鋼板についての技術が開発された（特許文献２）。しかし、特許文献２には、圧延−１次冷却−空冷後、２次冷却前に鋼板に変形を与える段階が含まれており、実際の現場への適用時にはＲＯＴ区間への調質圧延機などの追加設備の導入が避けられず、上記変形作業により通板性が低下し、生産性が低下するという問題がある。また、熱間圧延後、溶融亜鉛めっき前の４５０〜４８０℃の範囲内での過熱過程における硬質相及び転位のアニーリング現象に伴い、組織内に十分な分率のせん断組織（Ｓｈｅａｒ Ｔｅｘｔｕｒｅ）を確保することが容易ではなくなる。
一方、現在までのめっき鋼板製品において高い焼付硬化性の確保に関する要点は、主に冷延製品に限定され、おおむね２つの細部製品群に区分することができる。先ず、引張強度が５９０ＭＰａ級以下として自動車の外板材に主に適用される鋼の製造時には、焼付硬化性を向上させるために、めっき後の調質圧延が付加技術として適用されている（特許文献３）。しかし、素材の強度が根本的に非常に低く、組織内のフェライト分率が圧倒的に高いため、素材の物理的変形による転位密度の増加効果が大きくない。そのため、調質圧延時における精密制御が焼付硬化性の向上に大きな影響を与えない。また、他の製品群としては、自動車の車体などに適用される高強度冷延鋼材が挙げられ、これに関連した技術は、めっき後にオーステナイト変態温度まで加熱した後、冷却パターンを制御して適正分率の低温変態組織を確保することにより、転位密度の追加的な導入を介して焼付硬化性を向上させるものである（特許文献４）。
しかし、特許文献３及び４のように、上述した従来の技術、すなわち、固溶原子に対するｐｐｍ単位の含有量の制御についての技術は、複合組織ベースの熱延めっき鋼板においてその重要度が著しく低く、めっき後の追加熱処理による焼付硬化性向上についての技術は、厚さ１〜５ｍｍの範囲を有する鋼板への適用に適するように追加的なプロセスの確立が必要となるため経済性が低下するという欠点がある。
韓国登録特許第１０−１２０３０１８号公報 韓国登録特許第１０−１６５７７９７号公報 韓国登録特許第１０−１６７６１３７号公報 韓国登録特許第１０−０６９１５１５号公報
本発明の目的は、高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、フェライト及びベイナイトの混合組織を主相として含み、残部組織として、マルテンサイト、オーステナイト、及び島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択された１種以上を含み、上記フェライト及びベイナイトの分率は９５〜９９面積％であり、下記関係式１を満たす高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板を提供する。
［関係式１］ＦＣＯ｛１１０｝＜１１２＞＋ＦＣＯ｛１１２｝＜１１１＞≧１０
（但し、ＦＣＯ｛１１０｝＜１１２＞及びＦＣＯ｛１１２｝＜１１１＞はそれぞれ、｛１１０｝＜１１２＞及び｛１１２｝＜１１１＞結晶方位を有する組織の面積分率を意味する。）
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上〜１０００℃の温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度まで１次冷却する段階と、上記１次冷却された熱延鋼板を、下記関係式２を満たすように極徐冷する段階と、上記極徐冷された熱延鋼板を３００〜５００℃の温度まで２次冷却した後、巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を３５０〜５５０℃の加熱帯に装入し、加熱してから抽出する段階と、上記加熱された熱延鋼板を４５０〜５５０℃の溶融めっき浴に引き込むことで、上記熱延鋼板の表面にめっき層を形成させる段階と、上記めっき層が形成された熱延鋼板を調質圧延する段階と、を含み、上記加熱する段階及び調質圧延する段階において下記関係式３を満たす高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法を提供する。
［関係式２］│Ｔ−ＴＲ│≦２
（ＴＲ＝２４１＋１０９［Ｃ］＋１６．９［Ｍｎ］＋２２．７［Ｃｒ］−１１．１［Ｓｉ］−５．４［Ａｌ］−０．８７Ｔｅｍｐ＋０．０００６８Ｔｅｍｐ２）
（Ｔは実際の極徐冷時間、ＴＲは理論的極徐冷時間、Ｔｅｍｐは極徐冷時における中間温度を意味し、上記［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｓｉ］、及び［Ａｌ］は各合金元素の含有量を意味する。）
［関係式３］１５≦（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭ≦２５０
（ＴＨは溶融めっき浴へ装入前の熱延鋼板の加熱帯装入温度及び抽出温度の平均温度を意味し、ＥｌＳＰＭは調質圧延前及び調質圧延直後の熱延めっき鋼板の長さ差を意味する。）
本発明の一側面によると、７８０ＭＰａ以上の引張強度及び１０％以上の伸び率を確保するとともに、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。
発明例４及び比較例１９のＥＢＳＤ分析結果であって、（ａ）は発明例４、（ｂ）は比較例１９のＥＢＳＤ分析結果を示す写真である。 発明例１〜１０及び比較例１〜２０の降伏比（ＹＲ）×焼付硬化性（ＢＨ）及び延性（Ｅｌ）×伸びフランジ性（ＨＥＲ）の値を示すグラフである。
以下、本発明の一実施形態による熱延めっき鋼板について説明する。
先ず、本発明による熱延めっき鋼板の合金組成について説明する。下記説明される合金組成の単位は、特別な記載がない限り、重量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．１４％
上記炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素である。その含有量が増加すると、複合組織鋼においてベイナイト及びマルテンサイトのような低温変態組織相の分率が増加し、引張強度及び組織内の転位密度を増加させる。上記Ｃの含有量が０．０５％未満の場合には、熱延後の冷却時に低温変態組織の形成が容易ではない。これに対し、０．１４％を超えると、強度が上昇しすぎて、溶接性、成形性、及び靭性が低下するという問題がある。したがって、上記Ｃの含有量は０．０５〜０．１４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃの含有量の下限は、０．０６％であることがより好ましく、０．０６５％であることがさらに好ましい。上記Ｃの含有量の上限は、０．１３％であることがより好ましく、０．１２％であることがさらに好ましく、０．１１％であることが最も好ましい。
Ｓｉ：０．１〜１．０％
上記シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化の効果があり、フェライト安定化元素として熱延後の冷却時にフェライト変態を促進するという効果を奏するため、複合組織鋼の基地を構成するフェライト分率の増大に効果的な元素である。上記Ｓｉの含有量が０．１％未満の場合には、フェライト安定化効果が少ないため基地組織をフェライト組織にすることが難しく、伸び率の確保が容易ではない。これに対し、１．０％を超えると、フェライト変態が過度に促進され、組織内の低温変態組織の分率が低下し、十分な転位を確保することができなくなる。また、鋼板の表面にシリコンによる赤スケールが形成され、鋼板表面の品質が非常に悪くなるだけでなく、溶接性が低下するという問題がある。したがって、上記Ｓｉの含有量は０．１〜１．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉの含有量の下限は、０．１５％であることがより好ましく、０．２５％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉの含有量の上限は、０．９％であることがより好ましく、０．８％であることがさらに好ましく、０．７％であることが最も好ましい。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
上記マンガン（Ｍｎ）は、シリコンと同様に、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させて熱延後の冷却時にベイナイト又はマルテンサイトの形成を容易にする。上記Ｍｎの含有量が１．０％未満の場合には、上記効果を十分に得ることが難しい。これに対し、２．０％を超えると、フェライト変態を過度に遅延させて適正分率のフェライトの確保を難しくし、連続鋳造の工程におけるスラブ鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、伸びフランジ性を低下させるという問題がある。したがって、上記Ｍｎの含有量は１．０〜２．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎの含有量の下限は、１．１％であることがより好ましく、１．２％であることがさらに好ましく、１．３％であることが最も好ましい。上記Ｍｎの含有量の上限は、１．９％であることがより好ましく、１．８％であることがさらに好ましく、１．７％であることが最も好ましい。
Ｐ：０．００１〜０．０５％
上記リン（Ｐ）は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．０５％を超えると、マイクロ偏析によって延性を低下させ、鋼の衝撃特性を低下させる。一方、上記Ｐを０．００１％以下に制御するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が大幅に低下する。したがって、上記Ｐの含有量は０．００１〜０．０５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｐの含有量は、０．００１〜０．０４％であることがより好ましく、０．００１〜０．０３％であることがさらに好ましく、０．００１〜０．０２％であることが最も好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．０１％
上記硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．０１％を超えると、マンガンなどと結合して非金属介在物を形成し、その結果、鋼の靭性を大きく低下させるという問題がある。一方、上記Ｓを０．００１％以下に制御するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下するようになる。したがって、上記Ｓの含有量は０．００１〜０．０１％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓの含有量は、０．００１〜０．００７％であることがより好ましく、０．００１〜０．００５％であることがさらに好ましく、０．００１〜０．００３％であることが最も好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
上記アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する成分であって、十分な脱酸効果を期待するためには、０．０１％以上含ませることが好ましい。但し、上記Ａｌの含有量が０．１％を超えると、窒素と結合してＡｌＮが形成されるため、連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物の形成による欠陥が発生しやすくなるという欠点がある。したがって、上記Ａｌの含有量は０．０１〜０．１％の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌの含有量の下限は、０．０１１％であることがより好ましく、０．０１３％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが最も好ましい。上記Ａｌの含有量の上限は、０．０８％であることがより好ましく、０．０６％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。
Ｃｒ：０．００５〜１．０％
上記クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、Ｍｎと同様に冷却時にフェライトの相変態を遅延させて低温変態組織の形成を助ける役割を果たす。上記効果を十分に得るためには、上記Ｍｎを０．００５％以上含ませることが好ましい。但し、上記Ｍｎの含有量が１．０％を超えると、フェライト変態を過度に遅延させてベイナイト及びマルテンサイトのような低温変態組織の分率を必要以上に増加させるため、伸び率が急激に減少するという問題が発生する。したがって、上記Ｃｒの含有量は、０．００５〜１．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒの含有量の下限は、０．０５％であることがより好ましく、０．１％であることがさらに好ましく、０．２％であることが最も好ましい。上記Ｃｒの含有量の上限は、０．９％であることがより好ましく、０．８５％であることがさらに好ましく、０．８％であることが最も好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．１３％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂとともに代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力によって鋼中に粗大なＴｉＮ析出物を形成する。かかるＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程において結晶粒が成長することを抑制する役割を果たす。一方、Ｎと反応して残ったＴｉは、鋼中に固溶されてＣと結合することによってＴｉＣ析出物を形成する。かかるＴｉＣは、鋼の強度を向上させる役割を果たす。上記効果を十分に得るためには、上記Ｔｉを０．００５％以上含ませることが好ましい。但し、上記Ｔｉの含有量が０．１３％を超えると、ＴｉＮ若しくはＴｉＣ析出物が過多に形成されるため、高い焼付硬化性を得るのに必要な鋼中ＣやＮなどの固溶原子の分率が急激に低下する可能性がある。また、ＴｉＮ析出物の粗大化により、伸びフランジ性が低下するおそれもある。したがって、上記Ｔｉの含有量は０．００５〜０．１３％の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉの含有量の下限は、０．０１％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。上記Ｔｉの含有量の上限は、０．１２５％であることがより好ましく、０．１２％であることがさらに好ましく、０．１１５％であることが最も好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉとともに代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延を介して結晶粒を微細化することで、鋼の強度及び衝撃靭性を改善させる役割を果たす。上記効果を十分に得るためには、上記Ｎｂを０．００５％以上含ませることが好ましい。但し、上記Ｎｂの含有量が０．０３％を超えると、熱間圧延時における鋼中の固溶炭素量を急激に減少させ、十分な焼付硬化性を確保することができなくなり、過度な再結晶遅延により延伸された結晶粒が形成され、伸びフランジ性を低下させるという問題がある。したがって、上記Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０３％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂの含有量の下限は、０．００７％であることがより好ましく、０．００９％であることがさらに好ましく、０．０１％であることが最も好ましい。上記Ｎｂの含有量の上限は、０．０２５％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましく、０．０１８％であることが最も好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
上記窒素（Ｎ）は、Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと反応して粗大な析出物を形成する。一般に、Ｎの固溶強化の効果は、Ｃよりも優れるが、鋼中Ｎの含有量が増加するほど、靭性が大きく低下するという問題があるため、その上限を０．０１％で制御することが好ましい。一方、上記Ｎの含有量を０．００１％以下に制御するためには、製鋼操業時に時間が多くかかることから、生産性が低下するようになる。したがって、上記Ｎの含有量は０．００１〜０．０１％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎの含有量は、０．００１〜０．００９％であることがより好ましく、０．００１〜０．００８％であることがさらに好ましく、０．００１〜０．００７％であることが最も好ましい。
本発明の他の成分は鉄（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純物が不可避に混入する可能性があるため、これを排除することはできない。かかる不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、特に本明細書に記載しない。
本発明が提供する熱延めっき鋼板は、フェライト及びベイナイトの混合組織を主相として含み、且つ残部組織として、マルテンサイト、オーステナイト、及び島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択された１種以上を含むことが好ましい。上記フェライト及びベイナイトの分率は９５〜９９面積％であることが好ましい。上記マルテンサイト、オーステナイト、及び島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択された１種以上は１〜５面積％であることが好ましい。上記のように微細組織の分率を制御することにより、本発明が目標とする強度、延性、降伏比、伸びフランジ性、及び焼付硬化性を確保することができる。上記フェライト及びベイナイトの分率が９５面積％未満であるか、又は残部組織の分率が５面積％を超えると、硬質相の分率が過度に増加し、めっき前の加熱時に上記硬質相のアニーリング現象が増加するため、微細組織内における十分な転位密度の確保が容易ではなくなり、結果として、焼付硬化性が減少する。また、延性及び伸びフランジ性などの成形性を低下させるだけでなく、溶接性を劣化させるという問題がある。これに対し、上記フェライト及びベイナイトの分率が９９面積％を超えるか、又は上記残部組織の分率が１面積％未満の場合には、微細組織内に十分な低温変態組織の分率を確保できないため、低い転位密度が原因となって下記説明される関係式３で提示する有効なＥｌＳＰＭの値を遥かに上回る過度な物理的変形なしには、十分な焼付硬化性を確保することが難しくなる。ここで、低温変態組織とは、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト、及び島状マルテンサイト（ＭＡ）のような硬質相を意味する。
上記ベイナイトの分率は３〜３０面積％であることが好ましい。上記ベイナイトの分率が３面積％未満の場合には、フェライト分率が最大化するか、又はマルテンサイト分率が高くなり、組織内における十分な転位密度の確保が容易ではない。これに対し、３０面積％を超えると、組織内の硬質相の分率が全体的に高くなり、延性、伸びフランジ性が低下するという問題が発生する。上記ベイナイトの分率は、５〜１０％であることがより好ましく、１０〜３０％であることがさらに好ましい。
本発明の熱延めっき鋼板は下記関係式１を満たすことが好ましい。通常、圧延組織では、｛１１０｝／／ＲＤの関係を有するα−ｆｉｂｅｒ及び｛１１１｝／／ＮＤの関係を有するγ−ｆｉｂｅｒが主に観察される。しかし、｛１１０｝＜１１２＞及び｛１１２｝＜１１１＞結晶方位は、組織内のせん断（Ｓｈｅａｒ）変形が起こる場合に形成されるものである。上記せん断（Ｓｈｅａｒ）変形は、一般の圧延組織に比べて転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）の生成を容易にすることを特徴とする。これは、組織内の転位密度の増加を予想することができる尺度になり得る。本発明の熱延めっき鋼板は、下記関係式１を満たすことにより、十分な転位を導入させることで優れた強度、延性、焼付硬化性を確保することができる。下記関係式１の値を満たさない場合には、組織内に十分な転位密度が導入される程度のせん断変形が加わらないため、高い焼付硬化性の確保が容易ではないという問題が発生する可能性がある。一方、上記ＲＤ及びＮＤはそれぞれ、圧延方向（Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ（ＲＤ））及び法線方向（Ｎｏｒｍａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ（ＮＤ））を意味する。
［関係式１］ＦＣＯ｛１１０｝＜１１２＞＋ＦＣＯ｛１１２｝＜１１１＞≧１０
（但し、ＦＣＯ｛１１０｝＜１１２＞及びＦＣＯ｛１１２｝＜１１１＞はそれぞれ、｛１１０｝＜１１２＞及び｛１１２｝＜１１１＞結晶方位を有する組織の面積分率を意味する。）
上述した合金組成、微細組織、及び関係式１を満たす本発明の熱延めっき鋼板は、焼付硬化性（ＢＨ）：３０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上、伸び率（Ｅｌ）：１０％以上、降伏比（ＹＲ）：０．８以上、伸びフランジ性：４０％以上であることから、優れた機械的物性を確保することができる。一方、上記焼付硬化性は、Ｌｏｗ−ＢＨの測定基準によるものであってもよい。
一方、本発明が提供する熱延めっき鋼板は、素地鋼板の片面又は両面に亜鉛又はアルミニウムのうち１種以上を含むめっき層が形成されたものであってもよい。また、上記めっき層は、当該技術分野において一般に用いられるものであればすべて含むことができる。
以上で説明した本発明の熱延めっき鋼板は様々な方法を介して製造することができ、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、次のような方法を介して製造することができる。
以下、本発明の実施形態による熱延めっき鋼板の製造方法について説明する。
（鋼スラブ再加熱）
上述した合金組成を有する鋼スラブを再加熱する。上記鋼スラブの再加熱温度は１１８０〜１３００℃であることが好ましい。上記鋼スラブの再加熱温度が１１８０℃未満の場合には、スラブの熟熱が不足して熱間圧延時における温度の確保が難しくなり、連続鋳造時に発生した偏析を、拡散を介して解消することが難しくなる。また、連続鋳造時に析出した析出物が十分に再固溶されないため、熱間圧延以降の工程において析出強化の効果を得ることが難しくなりうる。これに対し、鋼スラブの再加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト結晶粒の成長によって強度が低下し、組織不均一が助長される可能性がある。したがって、上記鋼スラブの再加熱温度は１１８０〜１３００℃の範囲を有することが好ましい。上記鋼スラブの再加熱温度の下限は、１１８５℃であることがより好ましく、１１９０℃であることがさらに好ましく、１２００℃であることが最も好ましい。上記鋼スラブの再加熱温度の上限は、１２９５℃であることがより好ましく、１２９０℃であることがさらに好ましく、１２８０℃であることが最も好ましい。
（熱間圧延）
上記再加熱された鋼スラブをフェライト相変態開始温度であるＡｒ３以上の温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記熱間圧延温度がＡｒ３未満の場合には、フェライト変態後に圧延が行われ、本発明が目標とする組織及び物性を確保することが難しい。これに対し、熱間圧延温度が１０００℃を超えると、表面にスケール性欠陥が増加し、成形性が低下するという問題がある。したがって、上記熱間圧延温度はＡｒ３以上〜１０００℃の範囲を有することが好ましい。上記熱間圧延温度の下限は、８５０℃であることがより好ましく、８６０℃であることがさらに好ましく、８７０℃であることが最も好ましい。上記熱間圧延温度の上限は、９３５℃であることがより好ましく、９３０℃であることがさらに好ましく、９２０℃であることが最も好ましい。
（１次冷却）
上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度まで１次冷却する。上記１次冷却停止温度が５５０℃未満の場合には、鋼中の微細組織がベイナイト相を主に含むようになってフェライト相を基地組織として得ることができなくなり、十分な伸び率の確保が難しい。これに対し、１次冷却停止温度が７５０℃を超えると、粗大なフェライト及びパーライト組織が形成され、所望の強度を確保することができなくなる。したがって、上記１次冷却停止温度は５５０〜７５０℃の範囲を有することが好ましい。上記１次冷却停止温度の下限は、５６０℃であることがより好ましく、５８０℃であることがさらに好ましく、６００℃であることが最も好ましい。上記１次冷却停止温度の上限は、７４０℃であることがより好ましく、７３０℃であることがさらに好ましく、７２０℃であることが最も好ましい。
上記１次冷却時における冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。上記１次冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満の場合には、冷却中にフェライト及びパーライトの相変態が発生し、所望のレベルの硬質相を確保できなくなり、所望の強度及び焼付硬化性を確保することができない。したがって、上記１次冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。上記１次冷却速度は、３０℃／ｓｅｃ以上であることがより好ましく、４５℃／ｓｅｃ以上であることがさらに好ましく、６０℃／ｓｅｃ以上であることが最も好ましい。一方、本発明では、上記１次冷却速度が速いほど好ましいため、上記１次冷却速度の上限に対しては特に限定せず、冷却設備を考慮して適切に選択することができる。
（極徐冷）
上記１次冷却された熱延鋼板を、下記関係式２を満たすように極徐冷する。上記関係式２は、本発明で提案する微細組織を得るためのものであって、極徐冷時における中間温度（Ｔｅｍｐ）及び極徐冷時間を最適化することにより、強度、延性、及び成形性を確保することができる範囲内にフェライト変態後の固溶炭素が適正分率で存在するようにする。これを介して、冷却後の鋼中に適正分率の低温変態組織を形成させることで、低温変態組織の粒内と、フェライト及び上記低温変態相の界面に十分な転位を導入させる。下記関係式２を満たさない場合には、熱延鋼板の組織内に適正分率の低温変態組織を確保することができず、後述する関係式３で提示する有効なＥｌＳＰＭの値を遥かに上回る過度な物理的変形なしには、十分な焼付硬化性を確保することが難しくなる。したがって、下記関係式２の│Ｔ−ＴＲ│は２以下であることが好ましい。上記│Ｔ−ＴＲ│は、１．９５以下であることがより好ましく、１．９２５以下であることがさらに好ましく、１．９以下であることが最も好ましい。一方、下記関係式２において、ＴＲ（理論的極徐冷時間）は、本発明で目標とする最適な微細組織の分率を得るための極徐冷時間を意味し、Ｔｅｍｐ（極徐冷時における中間温度）は、極徐冷開始温度と終了温度の中間温度を意味する。
［関係式２］│Ｔ−ＴＲ│≦２
（ＴＲ＝２４１＋１０９［Ｃ］＋１６．９［Ｍｎ］＋２２．７［Ｃｒ］−１１．１［Ｓｉ］−５．４［Ａｌ］−０．８７Ｔｅｍｐ＋０．０００６８Ｔｅｍｐ２）
（Ｔは実際の極徐冷時間、ＴＲは理論的極徐冷時間、Ｔｅｍｐは極徐冷時における中間温度を意味し、上記［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｓｉ］、及び［Ａｌ］は各合金元素の含有量を意味する。）
上記極徐冷時における極徐冷速度は２．０℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。上記極徐冷速度が２．０℃／ｓｅｃを超えると、圧延されたコイルの長さ方向の全長の相変態挙動が均一ではないため、材質偏差をもたらすという欠点がある。したがって、上記極徐冷速度は２．０℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。上記極徐冷速度は、１．９℃／ｓｅｃ以下であることがより好ましく、１．７５℃／ｓｅｃ以下であることがさらに好ましく、１．５℃／ｓｅｃ以下であることが最も好ましい。
上記極徐冷時における極徐冷保持時間は１０秒以下（０秒を除く）であることが好ましい。上記極徐冷保持時間が１０秒を超えると、フェライト分率が過度に高くなり、所望の強度及び焼付硬化能を確保することが難しくなる。したがって、上記極徐冷保持時間は１０秒以下であることが好ましい。上記極徐冷保持時間は、９．７秒以下であることがより好ましく、９．５秒以下であることがさらに好ましく、９秒以下であることが最も好ましい。
上記極徐冷時における中間温度（Ｔｅｍｐ）は５４５〜７４５℃であることが好ましい。極徐冷時における中間温度が５４５℃未満の場合には、鋼中の微細組織がベイナイト相を主に含むようになってフェライト相を基地組織として得ることができなくなり、十分な伸び率の確保が難しい。これに対し、７４５℃を超えると、粗大なフェライト及びパーライト組織が形成され、所望の強度を確保することができなくなる。すなわち、上記極徐冷時における中間温度（Ｔｅｍｐ）は５４５〜７４５℃であることが好ましい。上記極徐冷時における中間温度の下限は、５５０℃であることがより好ましく、５５５℃であることがさらに好ましく、５６０℃であることが最も好ましい。上記極徐冷時における中間温度の上限は、７４０℃であることがより好ましく、７３５℃であることがさらに好ましく、７３０℃であることが最も好ましい。
（２次冷却）
上記極徐冷された熱延鋼板を３００〜５００℃の温度まで２次冷却した後、巻取る。上記２次冷却停止温度が３００℃未満の場合には、マルテンサイト、オーステナイト、及び島状マルテンサイト（ＭＡ）のような硬質相の分率が増加しすぎる。これに対し、５００℃を超えると、ベイナイトをはじめとする十分な低温変態組織の分率を確保できず、後述する関係式３で提示する有効なＥｌＳＰＭの値を遥かに上回る過度な物理的変形なしには、十分な焼付硬化性を確保することが難しくなる。したがって、上記２次冷却停止温度は３００〜５００℃の範囲を有することが好ましい。上記２次冷却停止温度の下限は、３１０℃であることがより好ましく、３２０℃であることがさらに好ましく、３３０℃であることが最も好ましい。上記２次冷却停止温度の上限は、４９５℃であることがより好ましく、４９０℃であることがさらに好ましく、４８５℃であることが最も好ましい。
上記２次冷却時における冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。上記２次冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満の場合には、フェライト分率が増加し、本発明で提示する強度及び焼付硬化能を確保することが難しいという欠点がある。したがって、上記２次冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。上記２次冷却速度は、３０℃／ｓｅｃ以上であることがより好ましく、４０℃／ｓｅｃ以上であることがさらに好ましく、５０℃／ｓｅｃ以上であることが最も好ましい。一方、本発明では、上記２次冷却速度が速いほど好ましいため、上記２次冷却速度の上限に対しては特に限定せず、冷却設備を考慮して適切に選択することができる。
（矯正、酸洗）
本発明では、上記巻取後、上記巻取られた熱延鋼板を酸洗する段階をさらに含むことができる。上記酸洗は、鋼板表面のスケールを除去するためのものである。上記酸洗は２００℃以下で行われることが好ましい。上記酸洗温度が２００℃を超えると、酸洗が過度に行われ、鋼板表面の粗さが悪くなるという欠点がある。本発明では、上記酸洗温度の下限に対しては特に限定しないが、例えば、上記酸洗温度の下限は常温であることができる。一方、上記巻取後の酸洗工程までは空冷などの自然冷却を介して鋼板を冷却することができる。
本発明では、上記酸洗前に、上記巻取られた熱延鋼板を形状矯正する段階をさらに含むことができる。上記巻取り工程後、鋼板のエッジ部にウェーブが発生する可能性がある。したがって、本発明では、上記ウェーブを形状矯正することにより、鋼板の品質及び実收率を向上させることができる。
（加熱）
上記巻取られた熱延鋼板を３５０〜５５０℃の加熱帯に装入して加熱した後、抽出する。上記加熱温度の制御は、後続するめっき工程時におけるめっき液との濡れ性を向上させるためのものである。上記加熱温度が３５０℃未満の場合には、十分な濡れ性が確保されないため、めっき性が低下するという問題が発生する可能性がある。これに対し、５５０℃を超えると、鋼板内に形成される相当数の転位量を消失するようになり、後続する調質圧延などを介して鋼板に物理的な変形を与え、転位を追加導入しても、十分な焼付硬化性を確保することが難しくなりうる。したがって、上記加熱温度は３５０〜５５０℃であることが好ましい。上記加熱温度の下限は、３６０℃であることがより好ましく、３７０℃であることがさらに好ましく、３８０℃であることが最も好ましい。上記加熱温度の上限は、５４０℃であることがより好ましく、５２０℃であることがさらに好ましく、５００℃であることが最も好ましい。
（めっき、調質圧延）
上記加熱された熱延鋼板を４５０〜５５０℃の溶融めっき浴に引き込むことで上記熱延鋼板の表面にめっき層を形成させる。上記めっき温度が４５０℃未満の場合には、十分な濡れ性が確保されないため、めっき性が低下するという問題が発生する可能性があり、伸び率も低下するおそれがある。これに対し、５５０℃を超えると、鋼板内に形成される相当な転位量を消失するようになり、後続する調質圧延などを介して鋼板に物理的な変形を与え、転位を追加導入しても、十分な焼付硬化性を確保することが難しくなりうる。上記溶融めっき浴は、亜鉛又はアルミニウムのうち１種以上を含むことができる。
上記めっき時における上記熱延鋼板の溶融めっき浴への引き込み速度は１０〜６０ｍｐｍ（ｍ／ｍｉｎ）であることが好ましい。上記熱延鋼板の溶融めっき浴への引き込み速度が１０ｍｐｍ未満の場合には、過酸洗が原因となって表面品質が劣化するという欠点がある。これに対し、６０ｍｐｍを超えると、未酸洗が原因となって表面に赤スケールが残存し、未めっきのような欠点がありうる。したがって、上記熱延鋼板の溶融めっき浴への引き込み速度は１０〜６０ｍｐｍ（ｍ／ｍｉｎ）であることが好ましい。上記熱延鋼板の溶融めっき浴への引き込み速度の下限は、１５ｍｐｍであることがより好ましく、１７ｍｐｍであることがさらに好ましく、２０ｍｐｍであることが最も好ましい。上記熱延鋼板の溶融めっき浴への引き込み速度の上限は、５８ｍｐｍであることがより好ましく、５７ｍｐｍであることがさらに好ましく、５５ｍｐｍであることが最も好ましい。
その後、上記めっき層が形成された熱延鋼板を調質圧延（ＳＰＭ）する。上記調質圧延は、熱延めっき鋼板に追加転位を導入するためのものである。これにより、焼付硬化性を向上させることができる。
一方、本発明では、上述した上記加熱する段階及び調質圧延する段階時に下記関係式３を満たすことが好ましい。
下記関係式３の（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭが１５未満の場合には、高い熱処理温度或いは低いＳＰＭ伸び率により、組織内における十分な転位が確保されず、本発明で提示する焼付硬化能のレベルを満たすことができないという欠点がある。これに対し、２５０を超えると、めっき品質が劣化するか、過度なＳＰＭ作業によって強度を超えるか、又は延性が不十分という欠点がある。したがって、上記（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭは１５〜２５０の範囲を有することが好ましい。上記（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭの下限は、１６であることがより好ましく、１８であることがさらに好ましく、２０であることが最も好ましい。上記（１−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭの上限は２４５であることがより好ましく、２４０であることがさらに好ましく、２３０であることが最も好ましい。
［関係式３］１５≦（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭ≦２５０
（ＴＨは溶融めっき浴へ装入前の熱延鋼板の加熱帯装入温度及び抽出温度の平均温度を意味し、ＥｌＳＰＭは調質圧延前及び調質圧延直後の熱延めっき鋼板の長さ差を意味する。）
一方、上記ＥｌＳＰＭは０．０３〜０．５％であることが好ましい。上記ＥｌＳＰＭが０．０３％未満の場合には、追加転位の導入が十分ではなく、０．５％を超えると、延性が低下し、過度な降伏強度の増加による成形性の低下がもたらされる可能性がある。したがって、上記ＥｌＳＰＭは０．０３〜０．５％であることが好ましい。上記ＥｌＳＰＭの下限は、０．０４％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましく、０．０７％であることが最も好ましい。上記ＥｌＳＰＭの上限は、０．４％であることがより好ましく、０．３５％であることがさらに好ましく、０．３％であることが最も好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明を例示してさらに具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
下記表１に記載された合金組成を有する鋼スラブを設けた後、１２５０℃に再加熱し、下記表２の条件で熱間圧延して厚さ３．５ｍｍの熱延鋼板を得た。次に、１次冷却、極徐冷、２次冷却を行った。このとき、１次冷却速度は８０℃／ｓｅｃ、２次冷却速度は７０℃／ｓｅｃであった。次に、上記熱延鋼板を訂正及び酸洗した後、下記表３の条件でめっき及び調質圧延した。このように製造された熱延めっき鋼板に対して微細組織及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表３及び４に示した。このとき、微細組織の測定は、鋼板を３０００倍率のＳＥＭを介して撮影した後、各相の面積分率を、画像分析器（ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて算出した。特に、鋼中のＭＡ相の面積分率は、レペラ（ＬｅＰｅｒａ）エッチング法を介してエッチングした後、光学顕微鏡及びＳＥＭをともに用いて測定した。また、微細組織内の結晶方位を分析するために、めっき層と素地鋼板の境界面を基準に、鋼板の厚さ方向（Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）における８０μｍから１８０μｍまでの面積、及び圧延方向（Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）における５０μｍまでの面積、すなわち、１００μｍ×５０μｍの面積に対してＥＢＳＤ分析を行うことで、｛１１０｝＜１１２＞及び｛１１２｝＜１１１＞方位を有する組織の分率を測定した。さらに、機械的物性は、上記各熱延めっき鋼板に対してＤＩＮ規格のＣ方向試験片を設けた後、１０ｍｍ／ｍｉｎの変形速度で常温において引張試験を行って測定した。焼付硬化性（ＢＨ）は、ＤＩＮ規格のＬ方向試験片で２％変形後の強度、及び２％の変形された試験片を１７０℃の温度の油浴で２０分間熱処理し、常温で空冷した後のＬｏｗ−Ｙｉｅｌｄ値を測定し、その差値に算出した。伸びフランジ性は、ＪＦＳＴ １００１−１９９６規格に準じて行って評価した。
Figure 2021528566
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Figure 2021528566
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上記表１〜４を介して分かるように、本発明が提案する合金組成、微細組織、製造条件、及び関係式１〜３を満たす発明例１〜１０の場合には、焼付硬化性（ＢＨ）：３０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上、伸び率（Ｅｌ）：１０％以上、降伏比（ＹＲ）：０．８以上、伸びフランジ性：４０％以上であることから、優れた機械的物性を確保することが分かる。
比較例１〜８は、本発明が提案する合金組成を満たさない場合であって、フェライト及び低温変態組織の形成に大きく寄与するＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量が外れるため、本発明が提案する微細組織の分率又は関係式１を満たせず、結果として、本発明が得ようとする機械的物性を確保しないことが分かる。
比較例９及び１０は、本発明が提案する合金組成は満たすものの、仕上げ圧延温度が本発明の条件を満たさない場合であって、比較例９の場合には、過度な赤スケールの発生により成形性が低下し、比較例１０の場合には、Ａｒ３未満に制御された場合であって、フェライト変態中の圧延によって延伸された組織の形成が原因となって伸びフランジ性の確保が容易ではない。
比較例１１及び１２は、本発明が提案する合金組成は満たすものの、１次冷却停止温度が本発明の条件を満たさない場合であって、本発明が提案する微細組織の分率を確保することが難しくなり、本発明が得ようとする機械的物性を確保しないことが分かる。特に、比較例１１の場合には、１次停止温度が７５０℃を超え、５％のパーライト組織が形成されるため、本発明が得ようとする機械的物性を確保しないことが分かる。
比較例１３及び１４は、本発明が提案する合金組成は満たすものの、極徐冷保持時間が本発明の条件を満さない場合であって、関係式２を満たすことができないため、本発明が得ようとする機械的物性を確保しないことが分かる。
比較例１５及び１６は、本発明が提案する合金組成は満たすものの、２次冷却停止温度が本発明の条件を満たさない場合であって、本発明が提案する微細組織の分率を確保することが難しくなり、本発明が得ようとする機械的物性を確保しないことが分かる。
比較例１７は、本発明が提案する合金組成は満たすものの、めっき浴の温度が本発明の条件を満たさない場合であって、伸び率が低いレベルであることが確認できる。
比較例１８は、本発明が提案する合金組成は満たすものの、加熱温度及びめっき浴の温度が本発明の条件を満たさない場合であって、焼付硬化性が低いレベルであることが確認できる。
比較例１９及び２０は、本発明が提案する合金組成は満たすものの、ＥｌＳＰＭが本発明の条件を満たさない場合であって、焼付硬化性又は伸び率が低いレベルであることが確認できる。
図１は発明例４及び比較例１９のＥＢＳＤ分析結果であって、（ａ）は発明例４、（ｂ）は比較例１９のＥＢＳＤ分析結果を示す写真である。発明例４の場合には、本発明が提案する｛１１０｝＜１１２＞及び｛１１２｝＜１１１＞結晶方位を有する組織が多量に形成されるのに対し、比較例１９の場合には、上記｛１１０｝＜１１２＞及び｛１１２｝＜１１１＞結晶方位を有する組織の形成が十分ではないことが分かる。
図２は発明例１〜１０及び比較例１〜２０の降伏比（ＹＲ）×焼付硬化性（ＢＨ）及び延性（Ｅｌ）×伸びフランジ性（ＨＥＲ）の値を示すグラフである。図２を介して分かるように、本発明の場合には、比較例に比べて降伏比（ＹＲ）、焼付硬化性（ＢＨ）、延性（Ｅｌ）、及び伸びフランジ性（ＨＥＲ）にすべて優れたレベルであることが確認できる。
そこで、析出強化効果だけでなく、冷却条件をともに最適化して低温変態組織相を形成させることで焼付硬化能値を確保することができる鋼板についての技術が開発された（特許文献２）。しかし、特許文献２には、圧延−１次冷却−空冷後、２次冷却前に鋼板に変形を与える段階が含まれており、実際の現場への適用時にはＲＯＴ区間への調質圧延機などの追加設備の導入が避けられず、上記変形作業により通板性が低下し、生産性が低下するという問題がある。また、熱間圧延後、溶融亜鉛めっき前の４５０〜４８０℃の範囲内での加熱過程における硬質相及び転位のアニーリング現象に伴い、組織内に十分な分率のせん断組織（Ｓｈｅａｒ Ｔｅｘｔｕｒｅ）を確保することが容易ではなくなる。
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上〜１０００℃の温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度まで１次冷却する段階と、上記１次冷却された熱延鋼板を、下記関係式２を満たすように極徐冷する段階と、上記極徐冷された熱延鋼板を３００〜５００℃の温度まで２次冷却した後、巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を３５０〜５５０℃の加熱帯に装入し、加熱してから抽出する段階と、上記加熱された熱延鋼板を４５０〜５５０℃の溶融めっき浴に引き込むことで、上記熱延鋼板の表面にめっき層を形成させる段階と、上記めっき層が形成された熱延鋼板を調質圧延する段階と、を含み、上記加熱する段階及び調質圧延する段階において下記関係式３を満たす高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法を提供する。
［関係式２］│Ｔ−ＴＲ│≦２
（ＴＲ＝２４１＋１０９［Ｃ］＋１６．９［Ｍｎ］＋２２．７［Ｃｒ］−１１．１［Ｓｉ］−５．４［Ａｌ］−０．８７Ｔｅｍｐ＋０．０００６８Ｔｅｍｐ２）
（Ｔは実際の極徐冷時間、ＴＲは理論的極徐冷時間、Ｔｅｍｐは極徐冷時における中間温度を意味し、上記［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｓｉ］、及び［Ａｌ］は各合金元素の含有量を意味する。）
［関係式３］１５≦（１０００−Ｔ Ｈ ）×ＥｌＳＰＭ≦２５０
（ＴＨは溶融めっき浴へ装入前の熱延鋼板の加熱帯装入温度及び抽出温度の平均温度を意味し、ＥｌＳＰＭは調質圧延前及び調質圧延直後の熱延めっき鋼板の長さ差を意味する。）
上記ベイナイトの分率は３〜３０面積％であることが好ましい。上記ベイナイトの分率が３面積％未満の場合には、フェライト分率が最大化するか、又はマルテンサイト分率が高くなり、組織内における十分な転位密度の確保が容易ではない。これに対し、３０面積％を超えると、組織内の硬質相の分率が全体的に高くなり、延性、伸びフランジ性が低下するという問題が発生する。上記ベイナイトの分率は、５〜３０％であることがより好ましく、１０〜３０％であることがさらに好ましい。
一方、本発明では、上述した上記加熱する段階及び調質圧延する段階時に下記関係式３を満たすことが好ましい。
下記関係式３の（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭが１５未満の場合には、高い熱処理温度或いは低いＳＰＭ伸び率により、組織内における十分な転位が確保されず、本発明で提示する焼付硬化能のレベルを満たすことができないという欠点がある。これに対し、２５０を超えると、めっき品質が劣化するか、過度なＳＰＭ作業によって強度を超えるか、又は延性が不十分という欠点がある。したがって、上記（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭは１５〜２５０の範囲を有することが好ましい。上記（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭの下限は、１６であることがより好ましく、１８であることがさらに好ましく、２０であることが最も好ましい。上記（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭの上限は２４５であることがより好ましく、２４０であることがさらに好ましく、２３０であることが最も好ましい。
［関係式３］１５≦（１０００−Ｔ Ｈ ）×ＥｌＳＰＭ≦２５０
（ＴＨは溶融めっき浴へ装入前の熱延鋼板の加熱帯装入温度及び抽出温度の平均温度を意味し、ＥｌＳＰＭは調質圧延前及び調質圧延直後の熱延めっき鋼板の長さ差を意味する。）

Claims (16)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
    フェライト及びベイナイトの混合組織を主相として含み、残部組織として、マルテンサイト、オーステナイト、及び島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択された１種以上を含み、
    前記フェライト及びベイナイトの分率は９５〜９９面積％であり、
    下記関係式１を満たす、高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板。
    ［関係式１］ＦＣＯ｛１１０｝＜１１２＞＋ＦＣＯ｛１１２｝＜１１１＞≧１０
    （但し、ＦＣＯ｛１１０｝＜１１２＞及びＦＣＯ｛１１２｝＜１１１＞はそれぞれ、｛１１０｝＜１１２＞及び｛１１２｝＜１１１＞結晶方位を有する組織の面積分率を意味する。）
  2. 前記ベイナイトの分率は３〜３０面積％である、請求項１に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板。
  3. 前記熱延めっき鋼板は、焼付硬化性（ＢＨ）：３０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上、伸び率（Ｅｌ）：１０％以上、降伏比（ＹＲ）：０．８以上、伸びフランジ性：４０％以上である、請求項１に記載の強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板。
  4. 前記熱延めっき鋼板は、素地鋼板の片面又は両面に亜鉛又はアルミニウムのうち１種以上を含むめっき層が形成される、請求項１に記載の強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板。
  5. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上〜１０００℃の温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度まで１次冷却する段階と、
    前記１次冷却された熱延鋼板を、下記関係式２を満たすように極徐冷する段階と、
    前記極徐冷された熱延鋼板を３００〜５００℃の温度まで２次冷却した後、巻取る段階と、
    前記巻取られた熱延鋼板を３５０〜５５０℃の加熱帯に装入し、加熱してから抽出する段階と、
    前記加熱された熱延鋼板を４５０〜５５０℃の溶融めっき浴に引き込むことで、前記熱延鋼板の表面にめっき層を形成させる段階と、
    前記めっき層が形成された熱延鋼板を調質圧延する段階と、を含み、
    前記加熱する段階及び調質圧延する段階において下記関係式３を満たす、高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
    ［関係式２］│Ｔ−ＴＲ│≦２
    （ＴＲ＝２４１＋１０９［Ｃ］＋１６．９［Ｍｎ］＋２２．７［Ｃｒ］−１１．１［Ｓｉ］−５．４［Ａｌ］−０．８７Ｔｅｍｐ＋０．０００６８Ｔｅｍｐ２）
    （Ｔは実際の極徐冷時間、ＴＲは理論的極徐冷時間、Ｔｅｍｐは極徐冷時における中間温度を意味し、前記［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｓｉ］、及び［Ａｌ］は各合金元素の含有量を意味する。）
    ［関係式３］１５≦（１０００−ＴＨ）×ＥｌＳＰＭ≦２５０
    （ＴＨは溶融めっき浴へ装入前の熱延鋼板の加熱帯装入温度及び抽出温度の平均温度を意味し、ＥｌＳＰＭは調質圧延前及び調質圧延直後の熱延めっき鋼板の長さ差を意味する。）
  6. 前記鋼スラブの再加熱温度は１１８０〜１３００℃である、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  7. 前記１次冷却時における冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上である、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  8. 前記極徐冷時における極徐冷速度は２．０℃／ｓｅｃ以下である、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  9. 前記極徐冷時における極徐冷保持時間は１０秒以下（０秒を除く）である、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記Ｔｅｍｐは５４５〜７４５℃である、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  11. 前記２次冷却時における冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上である、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  12. 前記巻取後に、前記巻取られた熱延鋼板を酸洗する段階をさらに含む、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  13. 前記酸洗は２００℃以下で行われる、請求項１２に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  14. 前記酸洗前に、前記巻取られた熱延鋼板を形状矯正する段階をさらに含む、請求項１２に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  15. 前記熱延鋼板の表面にめっき層を形成する際に、前記熱延鋼板の溶融めっき浴への引き込み速度は１０〜６０ｍｐｍ（ｍ／ｍｉｎ）である、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
  16. 前記ＥｌＳＰＭは０．０３〜０．５％である、請求項５に記載の高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板の製造方法。
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