JP3967868B2 - 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はバーリング加工を主とした成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関わるものである。本発明が係わる前記鋼板は自動車部品、家庭電気製品、建築などの用途にバーリング加工を主としたプレス成形をして使用されるものであり、プレス成形性の改善のために上層に鉄めっきや金属酸化物皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板も含む。
【０００２】
【従来の技術】
自動車車体にはＣＯ2をはじめとした排出ガスの低減を燃費向上により実現するために軽量化が要求され、高強度鋼板の採用により薄手化が進んでいる。部材加工上から厳しいバーリング加工性が要求されるサスペンション部品にも、例えば特許第２０３４３４９号に開示されているように展伸した介在物を形成するＳの含有量を低減し、粗大な炭化物の析出していないベイナイトを主とした金属組織を有することを特徴とした高強度熱延鋼板が使用されるようになってきた。
しかしながら、このようなベイナイトを主とした金属組織を形成するには熱延工程で厳格な温度コントロールを必要とする上、より一層の高強度化を図ろうとするとバーリング加工性の著しい劣化を招くという欠点がある。
【０００３】
またサスペンションは自動車の重要保安部品であり、溶接品位が重視されることが多いため、これまでは強度設計上必要とされるよりも、経年使用時の腐食による肉厚減を考慮して厚めの裸鋼板を用いてきたが、溶接品位が確保されるならばめっき鋼板に置き換えて予め見込んである腐食量を減じた鋼板を使うことにより一層の軽量化を図れる可能性がある。しかしベイナイトを主とした金属組織を有する高強度熱延鋼板に広く使用されている溶融めっきを行おうとしても、めっき浴に漬漬するのに先立って鋼板表面を還元するために５００℃以上に鋼帯を加熱すると、強度が低下するのみならず炭化物が析出し、さらには凝集粗大化してバーリング加工性が著しく劣化することが多く、これを避けるためには、例えば特開平６−３０６５３３号公報のようにＭｏ等の高価な元素を追加して添加する必要がある。
【０００４】
これに対して熱延、酸洗の後、めっき浴浸漬前に鋼帯をＡｒ3点以上の高温に加熱した上、めっき浴に浸漬するまでの冷却速度を上げることにより均一なベイナイト組織とする方法もあるが、Ｍｎ含有量が高い上に高価な合金元素を必要とする上、加工性や塗装性の改善を目的にめっき層を合金化しようとすると、強度低下やバーリング加工性の劣化を招きやすい。またＣ含有量を大幅に低減し、Ｃｕを析出強化したフェライト組織とする方法も特開平６−９３３３１号公報に開示されているが、高価な合金元素を含有し、リサイクル性に難がある上に強度特性が安定しないことから実用化されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
前述のとおり、高強度熱延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、更には高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板等において、部材加工上から要求される厳しいバーリング加工性を具備するとともに、より一層の高強度化を図ることが課題とされてきた。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するべく、均一な組織にしなくとも隣接組織間の変形応力差を低減し、剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないような金属組織とすればバーリング加工性は改善されるという考え方に基づき、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率が大きい場合にはフェライト結晶粒を微細化することによってボイドの合体によるクラックの発生が抑えられ、バーリング加工性が向上することに着眼し、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイトがフェライトマトリクス中に微細分散した複合組織ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を調節することにより、熱延工程での温度コントロールが比較的よくないものであったり、その後に溶融めっきを行う場合でも強度のバラツキや粗大炭化物の成長によるバーリング加工性の劣化が抑制されることを見出した。本発明はこのような技術思想と新知見に基づいて構成された従来にはない全く新しい成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板及び引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
【０００７】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．２〜１．６％、
Ｍｎ：１．６〜２．６％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）２≧５００、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織を有することを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。
【０００８】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．２〜１．６％、
Ｍｎ：１．６〜２．６％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．０５〜０．１％含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）２≧５００、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織を有することを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。
【０００９】
（３） 質量％で、
Ｂ：０．００１〜０．００３％
を含有する前記（１）または（２）記載の成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。
【００１０】
（４） 前記（１）または（２）または（３）に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理したことを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
（５） 前記（１）または（２）または（３）に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理し、更に合金化処理したことを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（６） 前記（１）または（２）または（３）に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取り、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
（７） 前記（１）または（２）または（３）に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきして、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
（８） 前記（１）または（２）または（３）に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきし、引き続いて５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層の合金化処理を行い、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１９】
まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ｂの数値限定理由について述べる。
【００２０】
Ｃはマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織による強化を低コストで実現する場合に必須の元素であり、Ｃが０．０３％未満では硬質相組織の体積率が低下するため、必要とする引張強さの確保が困難である。一方Ｃが０．０９％を超えると、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率が増加するとともに、引張強さを高めることは容易であるものの、硬質相組織の硬度が増し、あるいはまた硬質相組織の中に粗大な炭化物が生じやすくなるため、その剪断端面において鋭いボイドが形成されバーリング加工を主とした成形性の劣化が著しくなる。
【００２１】
Ｓｉの添加により鋼板の強度が増すと同時に、パーライトおよびベイナイト変態に伴って生成する炭化物の粗大化を阻害することによりバーリング加工性は改善されるが、特に本発明では熱間圧延後に生成するフェライトをＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、隣接するオーステナイトや冷却中にその変態により生成する組織間の変形応力差を低減する上で有用であり、本発明の特徴とするバーリング加工を主とした成形性を改善する目的で０．２％以上を添加する。しかしその添加量が１．６％を超えると、酸洗後に鋼板を加熱し、表面を還元するだけでは溶融亜鉛めっき性が劣化し、特に予め鋼板表面をＦｅ、ＮｉやＣｕでめっきしない場合に、溶融亜鉛めっきが一様に行われるためにはＳｉの添加量は０．７％以下であることが望ましい。
【００２２】
ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エネルギーを下げ、鋼の焼入れ性を増す元素であり、熱間圧延後に巻き取られたコイルの金属組織にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織を必要とする引張強さに応じた体積率で確保する目的で１．６％以上添加するとともに、Ｓｉとともにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化してバーリング加工を主とした成形性を劣化させるのを防ぐため、％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００を満たすように添加する必要がある。しかし添加量が過大になると硬質相が圧延方向に帯状に伸長して存在し、バーリング加工を主とした成形性を劣化させるため２．６％を上限とする。
【００２３】
Ｐは一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．００８％を超えると、本発明におけるような４９０ＭＰａ以上の引張強さわ有する高強度鋼板では靭性とともに冷間圧延性が著しく劣化し、工業的に多量に生産することが困難となる。
【００２４】
Ｓも一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０１％を超えると、鋼板のスポット溶接性におよぼす悪影響が顕著となる。
【００２５】
Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮによる熱間圧延後の金属組織を細粒化し、材質を改善するために０．００２％以上添加する必要があるが、０．５％を超えることはコスト高となるばかりか表面性状を劣化させる。
【００２６】
Ｔｉは微細析出物を形成して、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を強化し、隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、ＳがＭｎＳとして展伸介在物となりバーリング加工を主とした成形性を劣化するのを防ぐ目的で添加する。また熱延鋼帯を酸洗後、その表面を還元するため溶融亜鉛めっき浴に浸漬するのに先立って加熱する際、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトといった硬質相ではＴｉが微細析出しているために炭化物の析出、粗大化が抑制され、引張強さの低下やバーリング加工を主とした成形性の劣化が抑制される。Ｔｉの添加量が０．００５％未満ではマルテンサイト近傍を主体としたフェライトの析出強化に効果がなく、また％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）が５未満では展伸したＭｎＳの生成を抑制することが困難であり、バーリング加工を主とした成形性の改善や熱延鋼帯を加熱する際の材質劣化を改善できない。しかしＴｉの量が０．２％を超えると析出強化が著しく、フェライトばかりかマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトといった硬質相の変形応力も増加するため、隣接組織間の変形応力差を低減し、剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないような金属組織とすることにより、バーリング加工を主とした成形性を改善するという本発明の趣旨に沿わない。このため、Ｔｉの量を０．００５〜０．２％としたが、Ｔｉの量の上限は０．１％とすることが好ましい。
【００２７】
Ｎｂ、Ｍｏ、ＶもまたＴｉと同じように析出強化元素であり、マルテンサイト近傍のフェライトを主体に微細析出し、隣接組織間の変形応力差を低減することで穴拡げ性を改善し、合わせて必要とする引張強さを確保する目的で合計で０．００５〜０．１％を添加してもよい。しかしその添加量が０．１％を超すと、Ｔｉとともに硬質相の変形応力を著しく増すことになり、バーリング加工を主とした成形性を劣化させる。
Ｎは０．００６％以下含有させることが出来る。
【００２８】
Ｂはパーライトの生成を抑制し、バーリング加工を主とした成形性を改善するのに有効な元素であり、０．００１％以上の添加でその効果が顕著に認められる。しかし０．００３％を超えて添加することは鋼をスラブに鋳造する際、割れを生じることもあり好ましくない。
【００２９】
これらを主成分とする鋼にＣｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉ、を合計で１％以下含有しても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が改善される等好ましい場合もある。
【００３０】
次に製造条件の限定理由について述べる。その目的はマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイトといった硬質相がフェライトマトリクス中に微細分散した複合組織において、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率が大きい場合にはボイドの合体によるクラックの発生を抑えるためフェライト結晶粒を微細化することにより、バーリング加工を主とした成形性を向上することにある。特に溶融亜鉛めっき鋼帯を製造するにあたっては、熱延鋼帯を酸洗後、その表面を還元するため溶融亜鉛めっき浴に浸漬するのに先立って加熱する際、バーリング加工を主とした成形性を劣化させるのを防ぐため、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化しないように金属組織を調整することが肝要である。
【００３１】
マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒界をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）であると、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが形成されるのを抑制し、バーリング加工を主とした成形性が改善される。α／（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）が５００００を超えるような場合にはフェライトの析出強化が不十分となるため、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが形成されやすく、バーリング加工性が劣化する。また硬質相体積率が大きい場合には、α／βが０．５以上であるとフェライト結晶粒が微細なためにボイドの合体によりクラックの成長が抑えられ、バーリング加工性が向上するが、α／βが０．５未満の場合にはその効果が認められず、引張強さは高くなるものの厳しいバーリング加工には適さない。
【００３２】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００３３】
熱間圧延では８２０〜９２０℃を仕上出側温度とし、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取る。仕上出側温度が９２０℃を超えると引き続く冷却途上で生成するフェライト結晶粒が粗大となり、特に硬質相体積率が大きくなる場合には剪断端面においてボイドの合体によるクラックの成長が著しく、バーリング加工性が劣化する。一方、仕上出側温度が８２０℃未満であると、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相が圧延方向に帯状に伸長して存在し、バーリング加工を主とした成形性を劣化させる。仕上出側から冷却開始までの時間が２０秒を超えるとその間におけるフェライトの成長が著しく、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織を必要とする体積率で確保できず、引張強さが目標を満たすのが困難となる上、スケール生成が著しく、また表面に一様な溶融亜鉛めっきを行うことができない場合もある。鋼帯を巻き取るまでの冷却速度が３０℃未満であったり、その終了温度が６８０℃を超える場合には未変態のオーステナイトからパーライトが生成し、バーリング加工を主とした成形性が極端に劣化する。また巻取温度が６６０℃を超える場合にも未変態のオーステナイトからパーライトが生成し、バーリング加工を主とした成形性が極端に劣化する。一方３００℃未満で巻き取ることは鋼帯の強度が増加し、形状制御が困難になるため現実的ではない。
【００３４】
本発明における溶融亜鉛めっき鋼帯及び合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、熱間圧延した鋼帯を酸洗後、一様で良好なめっきが行われるように亜鉛めっき浴への浸漬に先立って、５００〜８００℃の温度に加熱し、表面を還元する。この際に加熱温度が８００℃を超えるとマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化するばかりか、熱延後鋼帯を巻き取るまでに形成された金属組織が変化し、強度が低下したり、バーリング加工をはじめとした成形性の劣化を招く。一方、加熱温度が５００℃未満の場合には鋼板表面の還元が不十分となり、不めっきや鋼板とめっき層の密着性劣化、ドロスの巻き込み等、めっき上の欠陥を生じる。また成形性、溶接性、塗装性を改善するためにめっき層を合金化する場合には溶融亜鉛めっき浴から鋼帯を引き上げた後、５００〜６００℃に再加熱する。短時間で合金化するには５００℃以上に再加熱することを必要とするが、再加熱温度が６００℃を超えるとマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化し、バーリング加工をはじめとした成形性が劣化する。
【００３５】
なお熱延後の冷却速度は一定である必要はなく、冷却途中に規定した範囲内で変化しても本発明の趣旨を損なわない。また熱延後鋼帯を巻き取った後、酸洗の前後や溶融亜鉛めっきを行った後に形状矯正のために調質圧延を行ったり、まためっき性の改善のために溶融亜鉛めっきに先立ってＦｅ、Ｎｉ、Ｃｕ等をめっきしたり、また防錆性の一層の改善を図るために金属酸化物皮膜、有機皮膜などの表面処理を施しても、更に上層に鉄めっきを施してプレス成形性の改善を図っても、バーリング加工を主とした成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板という本発明の特徴は阻害されず、プレス加工性や防錆の一層の改善につながるため本発明の目的を達成する上で好ましい。
【００３６】
【実施例】
次に本発明を実施例にて説明する。
【００３７】
（実施例１）
表１に示す組成からなる組成の鋼を１１９０℃に加熱し、表２に示す仕上温度で１．４〜２．３ｍｍに熱間圧延し、表２に示すような条件で冷却後、コイルに巻き取った。この鋼帯に伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相の体積率、フェライトの平均結晶粒径を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評価した結果を表２に示す。
【００３８】
表２から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．１は４９０ＭＰａ以上の引張強さを有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
【００３９】
これに対し本発明成分鋼であっても、熱間圧延やその後鋼帯を巻き取るまでの条件が不適切な場合には、試料Ｎｏ．２、３、５、６のように高強度ではあっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）となることからわかるようにマルテンサイトを近傍としたフェライトの析出強化が不十分なために隣接組織間の変形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５となることからわかるように硬質相組織の体積率が大きいにもかかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４０】
一方、本発明成分以外の鋼では試料Ｎｏ．１１のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することが難しく、また試料Ｎｏ．３のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満たされたとしても、高強度ではあってもバーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
（実施例２）
表１に示す組成からなる組成の鋼を１１８０℃に加熱し、表３に示す仕上温度で１．４〜２．６ｍｍに熱間圧延し、表３に示すような条件で冷却後、コイルに巻き取った。酸洗後、連続溶融亜鉛めっき設備でめっき浴浸漬前に鋼板表面を表３に示すような最高到達温度で還元し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯に伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相の体積率、フェライトの平均結晶粒径を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評価した結果を表３に示す。
【００４４】
表３から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．１５、２２、２５、２８、３０、３５、３６は４９０ＭＰａ以上の引張強さを有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
【００４５】
これに対し本発明成分鋼であっても、熱間圧延やその後鋼帯を巻き取るまで、あるいは溶融亜鉛めっきの際の条件が不適切な場合には、試料Ｎｏ．１６、１８〜２１、２３、２４、２６、２７、２９、４４のように高強度ではあっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）となることからわかるようにマルテンサイトを近傍としたフェライトの析出強化が不十分なために隣接組織間の変形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５となることからわかるように硬質相組織の体積率が大きいにもかかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４６】
一方、本発明成分以外の鋼では試料Ｎｏ．１２、１４、１７、３２、３７、４５、４６のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することが難しく、また試料Ｎｏ．１７、３１、３３、３４、４９のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満たされたとしても、高強度ではあってもバーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４７】
【表３】
【００４８】
（実施例３）
表１に示す組成からなる組成の鋼を１２２０℃に加熱し、表４に示す仕上温度で１．４〜２．３ｍｍに熱間圧延し、表４に示すような条件で冷却後、コイルに巻き取った。酸洗後、連続溶融亜鉛めっき設備でめっき浴浸漬前に鋼板表面を表４に示すような最高到達温度で還元し、めっき浴から取り出した後には表４に示すような最高到達温度でめっき層を合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯に伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相の体積率、フェライトの平均結晶粒径を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評価した結果を表４に示す。
【００４９】
表４から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．４７は４９０ＭＰａ以上の引張強さを有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
【００５０】
これに対し本発明成分鋼であっても、合金化処理条件が不適切な試料Ｎｏ．４８は高強度ではあっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）となることからわかるようにマルテンサイトを近傍としたフェライトの析出強化が不十分なために隣接組織間の変形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５となることからわかるように硬質相組織の体積率が大きいにもかかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００５１】
一方、本発明成分以外の鋼ではα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することが難しいか、あるいは試料Ｎｏ．４９、５３のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満たされたとしても、高強度ではあってもバーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００５２】
【表４】
【００５３】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によればマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織がフェライトマトリクス中に微細分散した複合組織において、硬質相がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった析出強化元素の添加量に対応した一定割合となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体が微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することでバーリング加工性が改善される。すなわち引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板をバーリング加工を主としたプレス加工に適用することを可能とし、自動車、家庭電気製品、建築等の分野でそれぞれが持つべき機能を向上させながら軽量化を図ることができるため産業上極めて大きな効果を有する。
【発明の属する技術分野】
本発明はバーリング加工を主とした成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関わるものである。本発明が係わる前記鋼板は自動車部品、家庭電気製品、建築などの用途にバーリング加工を主としたプレス成形をして使用されるものであり、プレス成形性の改善のために上層に鉄めっきや金属酸化物皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板も含む。
【０００２】
【従来の技術】
自動車車体にはＣＯ2をはじめとした排出ガスの低減を燃費向上により実現するために軽量化が要求され、高強度鋼板の採用により薄手化が進んでいる。部材加工上から厳しいバーリング加工性が要求されるサスペンション部品にも、例えば特許第２０３４３４９号に開示されているように展伸した介在物を形成するＳの含有量を低減し、粗大な炭化物の析出していないベイナイトを主とした金属組織を有することを特徴とした高強度熱延鋼板が使用されるようになってきた。
しかしながら、このようなベイナイトを主とした金属組織を形成するには熱延工程で厳格な温度コントロールを必要とする上、より一層の高強度化を図ろうとするとバーリング加工性の著しい劣化を招くという欠点がある。
【０００３】
またサスペンションは自動車の重要保安部品であり、溶接品位が重視されることが多いため、これまでは強度設計上必要とされるよりも、経年使用時の腐食による肉厚減を考慮して厚めの裸鋼板を用いてきたが、溶接品位が確保されるならばめっき鋼板に置き換えて予め見込んである腐食量を減じた鋼板を使うことにより一層の軽量化を図れる可能性がある。しかしベイナイトを主とした金属組織を有する高強度熱延鋼板に広く使用されている溶融めっきを行おうとしても、めっき浴に漬漬するのに先立って鋼板表面を還元するために５００℃以上に鋼帯を加熱すると、強度が低下するのみならず炭化物が析出し、さらには凝集粗大化してバーリング加工性が著しく劣化することが多く、これを避けるためには、例えば特開平６−３０６５３３号公報のようにＭｏ等の高価な元素を追加して添加する必要がある。
【０００４】
これに対して熱延、酸洗の後、めっき浴浸漬前に鋼帯をＡｒ3点以上の高温に加熱した上、めっき浴に浸漬するまでの冷却速度を上げることにより均一なベイナイト組織とする方法もあるが、Ｍｎ含有量が高い上に高価な合金元素を必要とする上、加工性や塗装性の改善を目的にめっき層を合金化しようとすると、強度低下やバーリング加工性の劣化を招きやすい。またＣ含有量を大幅に低減し、Ｃｕを析出強化したフェライト組織とする方法も特開平６−９３３３１号公報に開示されているが、高価な合金元素を含有し、リサイクル性に難がある上に強度特性が安定しないことから実用化されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
前述のとおり、高強度熱延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、更には高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板等において、部材加工上から要求される厳しいバーリング加工性を具備するとともに、より一層の高強度化を図ることが課題とされてきた。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するべく、均一な組織にしなくとも隣接組織間の変形応力差を低減し、剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないような金属組織とすればバーリング加工性は改善されるという考え方に基づき、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率が大きい場合にはフェライト結晶粒を微細化することによってボイドの合体によるクラックの発生が抑えられ、バーリング加工性が向上することに着眼し、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイトがフェライトマトリクス中に微細分散した複合組織ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を調節することにより、熱延工程での温度コントロールが比較的よくないものであったり、その後に溶融めっきを行う場合でも強度のバラツキや粗大炭化物の成長によるバーリング加工性の劣化が抑制されることを見出した。本発明はこのような技術思想と新知見に基づいて構成された従来にはない全く新しい成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板及び引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
【０００７】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．２〜１．６％、
Ｍｎ：１．６〜２．６％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）２≧５００、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織を有することを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。
【０００８】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．２〜１．６％、
Ｍｎ：１．６〜２．６％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．０５〜０．１％含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）２≧５００、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織を有することを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。
【０００９】
（３） 質量％で、
Ｂ：０．００１〜０．００３％
を含有する前記（１）または（２）記載の成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。
【００１０】
（４） 前記（１）または（２）または（３）に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理したことを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
（５） 前記（１）または（２）または（３）に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理し、更に合金化処理したことを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（６） 前記（１）または（２）または（３）に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取り、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
（７） 前記（１）または（２）または（３）に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきして、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
（８） 前記（１）または（２）または（３）に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきし、引き続いて５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層の合金化処理を行い、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１９】
まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ｂの数値限定理由について述べる。
【００２０】
Ｃはマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織による強化を低コストで実現する場合に必須の元素であり、Ｃが０．０３％未満では硬質相組織の体積率が低下するため、必要とする引張強さの確保が困難である。一方Ｃが０．０９％を超えると、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率が増加するとともに、引張強さを高めることは容易であるものの、硬質相組織の硬度が増し、あるいはまた硬質相組織の中に粗大な炭化物が生じやすくなるため、その剪断端面において鋭いボイドが形成されバーリング加工を主とした成形性の劣化が著しくなる。
【００２１】
Ｓｉの添加により鋼板の強度が増すと同時に、パーライトおよびベイナイト変態に伴って生成する炭化物の粗大化を阻害することによりバーリング加工性は改善されるが、特に本発明では熱間圧延後に生成するフェライトをＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、隣接するオーステナイトや冷却中にその変態により生成する組織間の変形応力差を低減する上で有用であり、本発明の特徴とするバーリング加工を主とした成形性を改善する目的で０．２％以上を添加する。しかしその添加量が１．６％を超えると、酸洗後に鋼板を加熱し、表面を還元するだけでは溶融亜鉛めっき性が劣化し、特に予め鋼板表面をＦｅ、ＮｉやＣｕでめっきしない場合に、溶融亜鉛めっきが一様に行われるためにはＳｉの添加量は０．７％以下であることが望ましい。
【００２２】
ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エネルギーを下げ、鋼の焼入れ性を増す元素であり、熱間圧延後に巻き取られたコイルの金属組織にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織を必要とする引張強さに応じた体積率で確保する目的で１．６％以上添加するとともに、Ｓｉとともにマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化してバーリング加工を主とした成形性を劣化させるのを防ぐため、％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００を満たすように添加する必要がある。しかし添加量が過大になると硬質相が圧延方向に帯状に伸長して存在し、バーリング加工を主とした成形性を劣化させるため２．６％を上限とする。
【００２３】
Ｐは一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．００８％を超えると、本発明におけるような４９０ＭＰａ以上の引張強さわ有する高強度鋼板では靭性とともに冷間圧延性が著しく劣化し、工業的に多量に生産することが困難となる。
【００２４】
Ｓも一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０１％を超えると、鋼板のスポット溶接性におよぼす悪影響が顕著となる。
【００２５】
Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮによる熱間圧延後の金属組織を細粒化し、材質を改善するために０．００２％以上添加する必要があるが、０．５％を超えることはコスト高となるばかりか表面性状を劣化させる。
【００２６】
Ｔｉは微細析出物を形成して、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を強化し、隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、ＳがＭｎＳとして展伸介在物となりバーリング加工を主とした成形性を劣化するのを防ぐ目的で添加する。また熱延鋼帯を酸洗後、その表面を還元するため溶融亜鉛めっき浴に浸漬するのに先立って加熱する際、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトといった硬質相ではＴｉが微細析出しているために炭化物の析出、粗大化が抑制され、引張強さの低下やバーリング加工を主とした成形性の劣化が抑制される。Ｔｉの添加量が０．００５％未満ではマルテンサイト近傍を主体としたフェライトの析出強化に効果がなく、また％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）が５未満では展伸したＭｎＳの生成を抑制することが困難であり、バーリング加工を主とした成形性の改善や熱延鋼帯を加熱する際の材質劣化を改善できない。しかしＴｉの量が０．２％を超えると析出強化が著しく、フェライトばかりかマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトといった硬質相の変形応力も増加するため、隣接組織間の変形応力差を低減し、剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないような金属組織とすることにより、バーリング加工を主とした成形性を改善するという本発明の趣旨に沿わない。このため、Ｔｉの量を０．００５〜０．２％としたが、Ｔｉの量の上限は０．１％とすることが好ましい。
【００２７】
Ｎｂ、Ｍｏ、ＶもまたＴｉと同じように析出強化元素であり、マルテンサイト近傍のフェライトを主体に微細析出し、隣接組織間の変形応力差を低減することで穴拡げ性を改善し、合わせて必要とする引張強さを確保する目的で合計で０．００５〜０．１％を添加してもよい。しかしその添加量が０．１％を超すと、Ｔｉとともに硬質相の変形応力を著しく増すことになり、バーリング加工を主とした成形性を劣化させる。
Ｎは０．００６％以下含有させることが出来る。
【００２８】
Ｂはパーライトの生成を抑制し、バーリング加工を主とした成形性を改善するのに有効な元素であり、０．００１％以上の添加でその効果が顕著に認められる。しかし０．００３％を超えて添加することは鋼をスラブに鋳造する際、割れを生じることもあり好ましくない。
【００２９】
これらを主成分とする鋼にＣｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉ、を合計で１％以下含有しても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が改善される等好ましい場合もある。
【００３０】
次に製造条件の限定理由について述べる。その目的はマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイトといった硬質相がフェライトマトリクス中に微細分散した複合組織において、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率が大きい場合にはボイドの合体によるクラックの発生を抑えるためフェライト結晶粒を微細化することにより、バーリング加工を主とした成形性を向上することにある。特に溶融亜鉛めっき鋼帯を製造するにあたっては、熱延鋼帯を酸洗後、その表面を還元するため溶融亜鉛めっき浴に浸漬するのに先立って加熱する際、バーリング加工を主とした成形性を劣化させるのを防ぐため、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化しないように金属組織を調整することが肝要である。
【００３１】
マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒界をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）であると、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが形成されるのを抑制し、バーリング加工を主とした成形性が改善される。α／（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）が５００００を超えるような場合にはフェライトの析出強化が不十分となるため、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが形成されやすく、バーリング加工性が劣化する。また硬質相体積率が大きい場合には、α／βが０．５以上であるとフェライト結晶粒が微細なためにボイドの合体によりクラックの成長が抑えられ、バーリング加工性が向上するが、α／βが０．５未満の場合にはその効果が認められず、引張強さは高くなるものの厳しいバーリング加工には適さない。
【００３２】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００３３】
熱間圧延では８２０〜９２０℃を仕上出側温度とし、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取る。仕上出側温度が９２０℃を超えると引き続く冷却途上で生成するフェライト結晶粒が粗大となり、特に硬質相体積率が大きくなる場合には剪断端面においてボイドの合体によるクラックの成長が著しく、バーリング加工性が劣化する。一方、仕上出側温度が８２０℃未満であると、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相が圧延方向に帯状に伸長して存在し、バーリング加工を主とした成形性を劣化させる。仕上出側から冷却開始までの時間が２０秒を超えるとその間におけるフェライトの成長が著しく、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織を必要とする体積率で確保できず、引張強さが目標を満たすのが困難となる上、スケール生成が著しく、また表面に一様な溶融亜鉛めっきを行うことができない場合もある。鋼帯を巻き取るまでの冷却速度が３０℃未満であったり、その終了温度が６８０℃を超える場合には未変態のオーステナイトからパーライトが生成し、バーリング加工を主とした成形性が極端に劣化する。また巻取温度が６６０℃を超える場合にも未変態のオーステナイトからパーライトが生成し、バーリング加工を主とした成形性が極端に劣化する。一方３００℃未満で巻き取ることは鋼帯の強度が増加し、形状制御が困難になるため現実的ではない。
【００３４】
本発明における溶融亜鉛めっき鋼帯及び合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、熱間圧延した鋼帯を酸洗後、一様で良好なめっきが行われるように亜鉛めっき浴への浸漬に先立って、５００〜８００℃の温度に加熱し、表面を還元する。この際に加熱温度が８００℃を超えるとマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化するばかりか、熱延後鋼帯を巻き取るまでに形成された金属組織が変化し、強度が低下したり、バーリング加工をはじめとした成形性の劣化を招く。一方、加熱温度が５００℃未満の場合には鋼板表面の還元が不十分となり、不めっきや鋼板とめっき層の密着性劣化、ドロスの巻き込み等、めっき上の欠陥を生じる。また成形性、溶接性、塗装性を改善するためにめっき層を合金化する場合には溶融亜鉛めっき浴から鋼帯を引き上げた後、５００〜６００℃に再加熱する。短時間で合金化するには５００℃以上に再加熱することを必要とするが、再加熱温度が６００℃を超えるとマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化し、バーリング加工をはじめとした成形性が劣化する。
【００３５】
なお熱延後の冷却速度は一定である必要はなく、冷却途中に規定した範囲内で変化しても本発明の趣旨を損なわない。また熱延後鋼帯を巻き取った後、酸洗の前後や溶融亜鉛めっきを行った後に形状矯正のために調質圧延を行ったり、まためっき性の改善のために溶融亜鉛めっきに先立ってＦｅ、Ｎｉ、Ｃｕ等をめっきしたり、また防錆性の一層の改善を図るために金属酸化物皮膜、有機皮膜などの表面処理を施しても、更に上層に鉄めっきを施してプレス成形性の改善を図っても、バーリング加工を主とした成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板という本発明の特徴は阻害されず、プレス加工性や防錆の一層の改善につながるため本発明の目的を達成する上で好ましい。
【００３６】
【実施例】
次に本発明を実施例にて説明する。
【００３７】
（実施例１）
表１に示す組成からなる組成の鋼を１１９０℃に加熱し、表２に示す仕上温度で１．４〜２．３ｍｍに熱間圧延し、表２に示すような条件で冷却後、コイルに巻き取った。この鋼帯に伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相の体積率、フェライトの平均結晶粒径を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評価した結果を表２に示す。
【００３８】
表２から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．１は４９０ＭＰａ以上の引張強さを有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
【００３９】
これに対し本発明成分鋼であっても、熱間圧延やその後鋼帯を巻き取るまでの条件が不適切な場合には、試料Ｎｏ．２、３、５、６のように高強度ではあっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）となることからわかるようにマルテンサイトを近傍としたフェライトの析出強化が不十分なために隣接組織間の変形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５となることからわかるように硬質相組織の体積率が大きいにもかかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４０】
一方、本発明成分以外の鋼では試料Ｎｏ．１１のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することが難しく、また試料Ｎｏ．３のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満たされたとしても、高強度ではあってもバーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４１】
【表１】
【表２】
（実施例２）
表１に示す組成からなる組成の鋼を１１８０℃に加熱し、表３に示す仕上温度で１．４〜２．６ｍｍに熱間圧延し、表３に示すような条件で冷却後、コイルに巻き取った。酸洗後、連続溶融亜鉛めっき設備でめっき浴浸漬前に鋼板表面を表３に示すような最高到達温度で還元し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯に伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相の体積率、フェライトの平均結晶粒径を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評価した結果を表３に示す。
【００４４】
表３から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．１５、２２、２５、２８、３０、３５、３６は４９０ＭＰａ以上の引張強さを有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
【００４５】
これに対し本発明成分鋼であっても、熱間圧延やその後鋼帯を巻き取るまで、あるいは溶融亜鉛めっきの際の条件が不適切な場合には、試料Ｎｏ．１６、１８〜２１、２３、２４、２６、２７、２９、４４のように高強度ではあっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）となることからわかるようにマルテンサイトを近傍としたフェライトの析出強化が不十分なために隣接組織間の変形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５となることからわかるように硬質相組織の体積率が大きいにもかかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４６】
一方、本発明成分以外の鋼では試料Ｎｏ．１２、１４、１７、３２、３７、４５、４６のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することが難しく、また試料Ｎｏ．１７、３１、３３、３４、４９のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満たされたとしても、高強度ではあってもバーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４７】
【表３】
（実施例３）
表１に示す組成からなる組成の鋼を１２２０℃に加熱し、表４に示す仕上温度で１．４〜２．３ｍｍに熱間圧延し、表４に示すような条件で冷却後、コイルに巻き取った。酸洗後、連続溶融亜鉛めっき設備でめっき浴浸漬前に鋼板表面を表４に示すような最高到達温度で還元し、めっき浴から取り出した後には表４に示すような最高到達温度でめっき層を合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯に伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相の体積率、フェライトの平均結晶粒径を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評価した結果を表４に示す。
【００４９】
表４から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．４７は４９０ＭＰａ以上の引張強さを有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
【００５０】
これに対し本発明成分鋼であっても、合金化処理条件が不適切な試料Ｎｏ．４８は高強度ではあっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）となることからわかるようにマルテンサイトを近傍としたフェライトの析出強化が不十分なために隣接組織間の変形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５となることからわかるように硬質相組織の体積率が大きいにもかかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００５１】
一方、本発明成分以外の鋼ではα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することが難しいか、あるいは試料Ｎｏ．４９、５３のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満たされたとしても、高強度ではあってもバーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００５２】
【表４】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によればマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織がフェライトマトリクス中に微細分散した複合組織において、硬質相がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった析出強化元素の添加量に対応した一定割合となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体が微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化することでバーリング加工性が改善される。すなわち引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板をバーリング加工を主としたプレス加工に適用することを可能とし、自動車、家庭電気製品、建築等の分野でそれぞれが持つべき機能を向上させながら軽量化を図ることができるため産業上極めて大きな効果を有する。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．２〜１．６％、
Ｍｎ：１．６〜２．６％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）２≧５００、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織を有することを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．２〜１．６％、
Ｍｎ：１．６〜２．６％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．０５〜０．１％含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）２≧５００、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織を有することを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。 - 質量％で
Ｂ：０．００１〜０．００３％
を含有する請求項１または請求項２記載の成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板。 - 請求項１または請求項２または請求項３に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理したことを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１または請求項２または請求項３に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理し、更に合金化処理したことを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１または請求項２または請求項３に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取り、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度熱延鋼板の製造方法。
- 請求項１または請求項２または請求項３に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきして、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１または請求項２または請求項３に記載の化学成分を有するスラブを仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、３秒以上２０秒以内に３０℃／秒以上の速度で６８０℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきし、引き続いて５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層の合金化処理を行い、金属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）でかつα／β≧０．５である金属組織とすることを特徴とする成形性に優れた引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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