JP4445420B2 - 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、適度な降伏比を有し、かつ、溶接性、延性及び曲げ性に良好であり、特に、自動車車体用鋼板に用いて好適な高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。

近年、特に自動車車体において燃費の向上や耐久性の向上を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突時の安全性やキャビンスペースの拡大という市場ニーズに答えるために、引張強さにして７８０ＭＰａ級以上の鋼板が、車体骨格用部材やレインフォースなどの部材に使用されつつある。
車体骨格用の鋼板として、まず重要なのはスポット溶接性である。車体骨格部材は衝突時に衝撃を吸収することによって、搭乗者を保護する役割を担っているので、スポット溶接部の強度が十分でないと、衝突時に破断し、十分な衝突エネルギー吸収性能を得ることができない。
従来、溶接性を考慮した高強度鋼板が提案され、実用化されている（例えば、特許文献１、２参照）。

車体骨格用の高強度鋼板として、次に重要なのは降伏強度、すなわち降伏比が高いことである。
降伏比が高い材料は、衝突の際のエネルギー吸収能に優れている。高い降伏比を得るためには組織をベイナイト化することが有用であり、ベイナイト組織を主相とする鋼板及びその製造方法が提案されている（例えば、特許文献３参照）。

車体骨格用の鋼板として、最後に重要なのは鋼板の加工性、すなわち、延性、曲げ性、伸びフランジ性等である。
例えば、穴拡げ性については、主相をベイナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性成形性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を有する鋼が提案されている（非特許文献１参照）。
さらには、Ｍｓ温度以下にてオーステンパ処理を施すことで、体積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、「引張り強度」と「穴拡率」の積が最大となることも提案されている。

また、高強度材の高延性化を図るためには、複合組織を積極的に活用することが一般的である。しかし、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題があり、そこで、主相をフェライト、第２相をマルテンサイトとし、両者の硬度差を減少させることで穴拡げ率を向上させた高強度鋼材が提案されている（非特許文献２参照）。
また、穴拡げ性と延性の双方の特性に優れた鋼板も提案されている（例えば、特許文献４参照）。
特開２００３−１９３１９４号公報 特開２０００−８０４４０号公報 特開２００１−３５５０４３号公報 特開２００１−３６６０４３号公報 杉本公一、日本鉄鋼協会後援会論文集 材料とプロセス 第１３９回春季講演大会、社団法人日本鉄鋼協会、第１３巻、第３号、２０００年３月１日発行、３９５−３９８頁 中村展之等、日本鉄鋼協会後援会論文集 材料とプロセス 第１３９回春季講演大会、社団法人日本鉄鋼協会、第１３巻、第３号、２０００年３月１日発行、３９１−３９４頁

ところで、従来の高強度鋼板、特に車体骨格用の高強度鋼板では、スポット溶接性、降伏比、延性等の特性に加えて、曲げ性、形状凍結性等も考慮する必要がある。しかしながら、非常に高い降伏比（ＹＲ）を有する鋼板では、形状凍結性には不利である。これに対して降伏比（ＹＲ）が低すぎると、曲げ性や衝突特性が低下するという問題が顕在化してくる。
そこで、降伏比（ＹＲ）を適切な範囲に制御し、溶接性はもちろん、延性、曲げ性、形状凍結性、さらには衝突特性のバランスに優れた鋼板が要望されている。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、７８０ＭＰａ以上の引張最高強度を有し、適度に降伏比が高く、かつ自動車車体骨格部に適合し得る溶接性、延性、曲げ性、衝突性能を兼ね備えた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、鋭意検討した結果、車体骨格用部材に適合する鋼板として良好な溶接性を確保するためには、Ｃの含有量を０．０８５％未満とすることが重要であり、次に、降伏比を適切なレベルに制御するためには、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂを同時添加し、かつ狭い範囲で制御することが極めて重要であり、この降伏比を適切なレベルに制御することで、延性、曲げ性、形状凍結性、衝突特性が良好であり、かつバランスの良い高強度冷延鋼板を得ることができることを見出し、本発明を完成するに至ったものであり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０５５％超０．０９５％未満、Ｓｉ：１．２％未満、Ｍｎ：１．９〜２．５％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００８％、Ａｌ：０．３％以下、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、Ｔｉ：０．０１４％〜０．０２８％、Ｎｂ：０．０３４〜０．０４６％、Ｍｏ：０．０５〜０．２７％、Ｂ：０．０００６〜０．００２６％、Ｏ：０．０００５〜０．００４５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。

（２） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有してなることを特徴とする上記（１）に記載の高強度冷延鋼板。

（３） 上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施され、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（４） 上記（３）記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理が施され、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（５） 上記（１）または（２）に記載の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１２２０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、６８０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７９０℃以上８３０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施した後、３５０〜４００℃の温度範囲にて３０秒以上保持する熱処理を施すことを特徴とする、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板の製造方法。

（６） 前記熱処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施すことを特徴とする上記（５）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。

（７） 上記（１）または（２）に記載の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１２２０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、６８０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７９０℃以上８３０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施し、次いで、亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から前記亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲に冷却し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上である高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（８） 上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、上記（７）記載の条件で亜鉛めっき浴に浸漬する工程までを行った後、さらに、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施すことを特徴とする、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上である高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（９） 前記合金化処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施すことを特徴とする上記（８）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明の高強度冷延鋼板によれば、質量％で、Ｃ：０．０５５％超０．０９５％未満、Ｓｉ：１．２％未満、Ｍｎ：１．９〜２．５％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００８％、Ａｌ：０．３％以下、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、Ｔｉ：０．０１４％〜０．０２８％、Ｎｂ：０．０３４〜０．０４６％、Ｍｏ：０．０５〜０．２７％、Ｂ：０．０００６〜０．００２６％、Ｏ：０．０００５〜０．００４５％を含有し、残部を鉄および不可避不純物とすることで、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上であり、かつ自動車車体骨格部に適合し得る溶接性、延性、曲げ性、衝突性能を備えることができる。

本発明の高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

本発明の高強度冷延鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．０５５％超０．０９５％未満、Ｓｉ：１．２％未満、Ｍｎ：１．９〜２．５％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００８％、Ａｌ：０．３％以下、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、Ｔｉ：０．０１４％〜０．０２８％、Ｎｂ：０．０３４〜０．０４６％、Ｍｏ：０．０５〜０．２７％、Ｂ：０．０００６〜０．００２６％、Ｏ：０．０００５〜０．００４５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるものである。

ここで、鋼の組成を上記の様に限定した理由について説明する。
Ｃの含有量を０．０５５超０．０９５％未満と限定したのは、Ｃが高強度化に有効な元素であるので０．０５５％超の添加が必要だからである。一方、０．０９５％以上となると溶接性が劣化する傾向にある。また、降伏比（ＹＲ）を０．６０以上０．７２未満とし、良好な曲げ性を確保するためにも０．０９５％未満としなければならない。
Ｃの含有量のより好ましい範囲は、０．０６０〜０．０８０％である。

Ｓｉの含有量を１．２％未満と限定したのは、高強度化に有効な元素であるため必要に応じて添加するのが好ましく、延性を向上せしめるには０．４５％以上の添加が好ましい。一方、多量の添加はめっき密着性を悪化させたり、化成処理性や塗装後耐食性を劣化させたりするので、１．２％未満を上限とする。
Ｓｉの含有量のより好ましい上限は１．０％未満である。

Ｍｎの含有量を１．９〜２．５％未満と限定したのは、Ｍｎは、変態組織強化によって高強度化を図るのに有効で、例えば、フェライト変態を抑制し、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトとすることで均一組織をもたらす他、強度低下及び穴拡げ性劣化の一因である炭化物析出やパーライト生成を抑制するので、１．９％以上添加する必要がある。なお、１．９％未満では、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂとの複合添加によってＣが低含有量でありながら適度な降伏比と良好な延性とを両立させることができない。一方、Ｍｎの過剰な添加は、降伏比を高くしすぎる他、溶接性を劣化させ、多量のマルテンサイト生成を促進し、偏析などによって延性や穴拡げ性の著しい低下を招く等の虞があるので、２．５％未満を上限とする。

Ｐの含有量を０．００１〜０．０３％と限定したのは、Ｐは、強化元素であるが、過剰な添加は穴広げ性や曲げ性、さらには溶接部の接合強度や疲労強度を劣化させるので、上限を０．０３％とする。一方、Ｐの極低含有量化は経済的にも不利であることから０．００１質量％を下限とする。Ｐの含有量のより好ましい範囲は０．００３〜０．０１４％である。

Ｓの含有量を０．０００１〜０．００８％と限定したのは、Ｓの極低含有量化は経済的に不利であることから、０．０００１％を下限とし、一方、０．００８％を超える量の添加では、鋼板の穴拡げ性や曲げ性、さらには溶接部の接合強度や疲労強度に悪影響を及ぼすため、０．００８％を上限とする。この上限値のより好ましい値は、０．００３％である。

Ａｌの含有量を０．３％以下と限定したのは、Ａｌはフェライトの生成を促し、延性向上に役立ち、また、脱酸元素としても有効であるので、添加するのが好ましいが、過剰に添加すると粗大なＡｌ系の介在物、例えばアルミナのクラスタを形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させ、また、溶接性を劣化させる虞があるので、０．３％を上限とした。なお、下限は特に限定しないが、Ａｌの含有量を０．０００５％以下とするのは困難であるので、これが実質的な下限である。

Ｎの含有量を０．０００５〜０．００６％と限定したのは、Ｎは高強度化や焼付き硬化性（ＢＨ性）を付与するのには効果的であるが、含有量が多すぎると粗大な結晶粒子を形成し曲げ性や穴拡げ性を劣化させるので、０．００６％を上限とする。一方、０．０００５％未満は、技術的に極めて困難なのでこれを下限とする。この含有量は０．００１０〜０．００４０％がより好ましい範囲である。

Ｔｉ：０．０１４％〜０．０２８％
Ｎｂ：０．０３４〜０．０４６％
Ｍｏ：０．０５〜０．２７％
Ｂ：０．０００６〜０．００２６％
これら４種類の元素を上記のように狭い範囲に限定した理由は、Ｍｎと同時に添加することによって、適度な降伏比が得られ、かつ車体骨格部品に成形加工するのに必要な延性、曲げ性、形状凍結性を初めて確保できることが明らかとなったからである。

特に、Ｎｂは重要で、上記のように非常に狭い範囲内で制御しなければ目的とする特性は得られない。このような複合添加によって上記のような効果が発現することについては、本発明者等が溶接性と延性、さらには所望の降伏比を兼備した鋼を創出するとの課題のもとに種々の鋼について鋭意検討した結果、初めて見出されたものであり、これら４種類の元素それぞれの含有量は、このような観点から決定されたものであり、それぞれの含有量が上記の範囲から外れては、十分な効果を得ることができない。これら４種類の元素それぞれの含有量のより好ましい範囲は以下のとおりである。
Ｔｉ：０．０１５〜０．０２５％
Ｎｂ：０．０３６〜０．０４４％
Ｍｏ：０．０８〜０．２５％
Ｂ：０．００８〜０．００２０％

Ｏの含有量を０．０００５〜０．００４５％と限定したのは、Ｏは本発明において極めて重要であり、上述の基本成分に対して適量のＯを添加すると、曲げ性や穴拡げ性を顕著に改善する効果があり、一方、多すぎると逆にこれらの特性を劣化させるので、Ｏの含有量を上記の範囲に限定した。Ｏの含有量の好ましい範囲は、０．００１０〜０．００３５％である。

本発明の高強度冷延鋼板の降伏比（ＹＲ）は、０．６０以上０．７２未満である。０．６０未満では、十分な衝突安全性を確保できない場合があり、また、曲げ性も劣化する。一方、０．７２以上では、プレス成形時の形状凍結性が劣悪となり、延性も低下するので、上限を０．７２未満とする。
この降伏比（ＹＲ）のより好ましい範囲は、０．６２〜０．６９である。
なお、降伏比（ＹＲ）は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に規定された圧延方向と垂直な方向を引張方向とする引張試験片により評価するものとする。

本発明の高強度冷延鋼板のスポット溶接性の特徴は、散り発生領域となる溶接電流であっても散り発生直前の溶接電流で溶接した際の十字型引張試験による引張荷重（ＣＴＳ）に比較して、ＣＴＳの劣化代が小さいことである。
すなわち、通常の鋼板では、散り発生を伴う溶接を行うと、ＣＴＳが大きく低下したり、あるいはＣＴＳのばらつきが大きくなったりするのに対し、本発明の高強度冷延鋼板では、ＣＴＳの低下率やばらつきが小さい。

上記の散り発生領域での溶接電流値としては、散り発生直前の電流値（ＣＥ）に１．５ｋＡを加えた電流値とする。例えば、溶接電流をＣＥ（ｋＡ）とする溶接を５回行ったときのＣＴＳの平均値を１としたとき、溶接電流を（ＣＥ＋１．５）ｋＡとする試験を５回行ったときのＣＴＳの最低値は０．７以上となる。
このＣＴＳの最低値の好ましい値は０．８以上、さらに好ましい値は０．９以上である。
なお、ＣＴＳは、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ３１３７「抵抗スポット及びプロジェクション溶接継手の十字引張試験片寸法及び試験方法」に規定された方法に準拠して評価するものとする。

本発明の高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有してなることが好ましい。
Ｃｒは、高強度化に有効であるほか、炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成を通じて曲げ性や穴拡げ性を向上させる。また、高強度化に対する効果の割には溶接性の劣化が小さい元素でもあるので、必要に応じて添加するのが好ましい。
含有量が０．０１％未満では、顕著な効果が得られないので、０．０１％を下限とし、一方、含有量が１．５％を超えると、加工性やめっき性に悪影響を及ぼすため、１．５％を上限とした。この含有量の好ましい範囲は、０．２〜０．６％である。

本発明の高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％の群から選択された１種または２種を含有してなることが好ましい。
本発明の高強度冷延鋼板でＣｕ、Ｎｉを添加する目的は、強度−穴拡げ性バランスに悪影響を与えずにめっき性を向上させることである。

Ｎｉは、めっき性向上以外に焼き入れ性向上の目的もあるので、０．０１％以上含有することとし、一方、２．０％を超える量の添加では、合金コストの増加、加工性への悪影響、特にマルテンサイト生成に伴う硬度上昇等が発現するため、２．０％を上限とする。
Ｃｕは、めっき性向上以外に強度向上の目的もあるので、０．００１％以上含有することとし、一方、２．０％を超える量の添加では、加工性やリサイクル性に悪影響を及ぼすからである。
本発明の鋼板の場合、Ｓｉを含有しているので、Ｎｉを０．２％以上、Ｃｕを０．１％以上とすることがめっき性と合金化反応性の観点から好ましい。

本発明の高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｗ：０．０１〜０．３％の群から選択された１種または２種を含有してなることが好ましい。
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−曲げ性の良好なバランスのため、含有量の下限を０．０１％とした。一方、１％を越えた場合、強度−曲げ性のバランスが飽和してしまい、また、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、１％以下が好ましい。
Ｗは、０．０１％以上で強化効果が現れる。ここで、０．３％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすからである。

本発明の高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜０．２％含有してもよい。
これらＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖは強炭化物形成元素であるから、これらを合計で０．００１％以上含有することにより、強度と穴拡げ性とのバランスのさらなる向上を図ることが可能である。
一方、これらの添加は、合延性や熱間加工性の劣化を招くことから、これらの含有量の合計の上限を０．２％とした。

本発明の高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅの群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．２％含有してもよい。
これらＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅは、適量添加により介在物制御、特に微細分散化に寄与することから、これらの１種または２種以上の含有量を合計で０．０００１％以上とした。一方、過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため、０．２％を上限とした。

本発明の高強度冷延鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、希土類元素のうちＬａ、Ｙ及びＣｅを除いた元素、すなわち、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの群から選択された１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．１％含有してもよい。
これらＬａ、Ｙ、Ｃｅ以外の希土類元素（ＲＥＭ）も適量添加することにより、介在物制御、特に微細分散化に寄与することから、含有量の下限を０．０００１％とした。一方、過剰添加はコストアップを伴うほか、鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため、含有量の上限を０．１％とする。

本発明の高強度冷延鋼板では、不可避不純物として、例えば、Ｓｎ、Ｓｂ等があるが、これら元素を合計で０．１質量％以下の範囲で含有しても、本発明の効果を損なうものではない。
この高強度冷延鋼板のミクロ組織は特に限定するものではないが、適度に高い降伏比と良好な延性を得るには、ベイナイトまたはベイニティックフェライトが適しており、面積率で２０％以上とする。
上記のベイナイトとは、ラス境界に炭化物が生成している上部ベイナイト、ラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイト、の双方を含む。また、ベイニティックフェライトとは、炭化物を含まないベイナイトのことであり、例えば、アシキュラーフェライトがその一例である。

特に、穴拡げ性や曲げ性の向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物を含まないベイニティックフェライトやフェライトが主相で、面積率が５０％を超えることが望ましい。一般に、フェライトは軟質であり、鋼板の降伏比を低下させるが、未再結晶フェライトのように転位密度の高いフェライトはこの限りではない。

なお、上記のミクロ組織の各相、フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、鋼板の圧延方向の断面または圧延に直角方向の断面を、ナイタール試薬またはカラーエッチング液（特開昭５９−２１９４７３号公報）により腐食させ、この腐食した断面を光学顕微鏡または電子顕微鏡（走査型または透過型）を用いて行うこととする。特に、面積率の測定は、５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡像または１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡像において各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求める事ができる。

この高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施せば、高強度溶融亜鉛めっき鋼板となる。この高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法については、後述する。

次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
この製造方法は、本発明の高強度冷延鋼板の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１２２０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、６８０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７５０℃以上９５０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施す製造方法である。

上記の連続焼鈍を施した後、１００〜４５０℃の温度範囲にて３０秒以上保持する熱処理を施してもよい。
また、上記の熱処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施してもよい。

成分調整は、通常の高炉−転炉法のほか電気炉等で行っても良い。
鋳造法も特に限定するものではなく、通常の連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法等により製造すればよい。
鋳造スラブを一旦冷却し再加熱してから熱間圧延を施しても良いし、冷却せずに直接熱間圧延を行っても良い。ここで、鋳造スラブの温度が１２２０℃未満となった場合には、再度加熱して１２２０℃以上とする。
鋳造スラブの温度が１２２０℃未満では、偏析などの影響で製品の曲げ性や穴拡げ性が劣化するので、１２２０℃を下限とする。この鋳造スラブの好ましい温度は１２３０℃以上、より好ましい温度は１２５０℃以上である。

この熱間圧延の最終仕上げ温度はＡｒ３変態温度以上とする。この温度がＡｒ３変態温度未満となると、熱延板中に圧延方向に展伸したフェライト粒が生成し、最終製品の延性や曲げ性が劣化するので好ましくない。
熱間圧延後は６８０℃以下で取り出し、巻き取る。この温度が６８０℃超となると熱延組織中にフェライトやパーライトが多量に生成するため最終製品の組織が不均一となり曲げ性や穴拡げ性が低下する。

この取り出し温度、すなわち、巻き取り温度は、６００℃以下が好ましく、５５０℃以下であればより好ましい。
巻き取り温度が６００℃以下であれば、コイルの形状を崩すことなく巻き取ることが容易となる。下限は特に定めないが、室温以下とするのは困難であるから、室温を下限とすることが好ましい。
なお、粗圧延バー同士を接合して連続的に仕上げ熱延を行っても良い。この際に粗圧延バーを一旦巻き取っても構わない。

このようにして製造した熱間圧延鋼板に必要に応じて酸洗、スキンパスを行っても良い。形状矯正等のためには４.０％まで圧延を行っても良い。４．０％を超えると生産性が著しく劣化するので、４．０％を圧延率の上限とする。圧延率が０．１％未満では、効果が小さく、制御も困難なので、０．１％を圧延率の下限とする。スキンパスはインラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。

この様にして得られた熱間圧延鋼板に圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施す。
酸洗した熱間圧延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、７０％超とすると冷延荷重が非常に大きくなるので生産性を阻害する。この冷間圧延の圧下率の好ましい範囲は４５〜６０％である。

連続焼鈍ラインを通板する場合の最高加熱温度は、７５０〜９５０℃である。７５０℃未満ではα→γ変態が生じないか、またはわずかしか生じないので、最終組織を変態組織とすることができず、したがって降伏比が低すぎたり、伸びが劣悪になったりする。よって７５０℃が最高加熱温度の下限である。一方、９５０℃超とすると、板の形状が劣悪となったりロール寿命を劣化させたり等のトラブルを誘発するので、９５０℃を最高加熱温度の上限とする。

この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、鋼板の温度均一化のために３０秒以上が必要である。しかし、５分超では、コストの上昇を招いたり降伏比（ＹＲ）の制御が困難となったりする。その後、必要に応じて１００〜４５０℃の範囲で３０秒以上保持する熱処理を施しても良い。これによって伸びや曲げ性が向上する場合がある。１００℃未満では効果が小さく、一方、４５０℃以上とするのは困難である。この熱処理の好ましい温度範囲は２５０〜４２０℃である。この熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、上記と同じ理由により０．１％以上とする。実質的な上限は１．５％である。これを超えると形状不良の原因となる場合がある。熱処理の後、各種めっきを施しても構わない。

次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
この製造方法は、本発明の高強度冷延鋼板の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１２２０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、６８０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７５０℃以上９５０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施し、次いで、亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から前記亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲に冷却し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬する方法である。

上記の亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施してもよい。
また、上記の合金化処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施してもよい。

冷延後に連続溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の最高到達温度も連続焼鈍ライン通板する場合と同様の理由により７５０〜９５０℃とする。いわゆる無酸化炉（ＮＯＦ）−還元炉（ＲＦ）からなる溶融亜鉛めっきラインの場合には、無酸化炉での空気比を０．９〜１．２とすることにより、鉄の酸化を促し、続く還元処理によって表面の鉄酸化物を金属鉄として、めっき性や合金化反応性を向上させることができる。

また、ＮＯＦの有無に関わらず溶融亜鉛めっきラインでは、加熱中の露点を−２０℃以上とすることが、めっき性や合金化反応性に有利に働く。最高加熱温度到達後のめっき浴浸漬前の冷却終点温度は、亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から前記亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲、すなわち（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃とする。
この冷却終点温度が（亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、降伏比が０．６０を下回る場合があるばかりでなく、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことなどの操業上の問題もある。また、冷却終点温度が（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。亜鉛めっき浴は、必要に応じて亜鉛以外の元素を含有しても構わない。

また、合金化処理を行う場合には、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。合金化処理温度の上限は特に限定しないが、６００℃を超えるとパーライト変態を生ずる場合があり、降伏比が低下したり、曲げ性や穴拡げ性が劣化したりするので、６００℃が実質的な上限である。溶融亜鉛めっき鋼板にスキンパスを施しても良い。

本発明の高強度冷延鋼板は、溶接性にも優れている。溶接方法については、上述の通りスポット溶接に対して特に優れた特性を示す他、通常行われる溶接方法、たとえばアーク溶接、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、マッシュ溶接、レーザー溶接等の各種溶接方法にも適合する。また、テーラードブランクにも適している。
本発明の高強度冷延鋼板はホットプレスにも適合する。すなわち、本鋼板を９００℃以上の温度に加熱後、プレス成形して焼き入れることによって降伏比の高い成形品を得ることができ、その後の溶接性にも優れている。また、本発明の鋼は耐水素脆性にも優れている。

次に、本発明の鋼板を実施例及び比較例にて説明する。
「実験例１」
転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、これらの鋼スラブを１２５０℃に加熱し、Ａｒ3変態温度以上である８９０℃〜９２０℃にて熱間圧延を完了し、その後、５５０℃まで冷却して厚さ２．８ｍｍの鋼帯とし、巻き取り装置を用いて所定の巻き取り速度にて巻き取った。
次いで、これらの鋼帯を酸洗後、冷間圧延によって板厚を１．２ｍｍとし、引き続き表２に示す条件にて熱処理を行った。
この熱処理では、表２に示す最高到達温度（最高加熱温度）にて９０秒間保持し、次いで、（最高到達温度−１３０）℃まで５℃／秒の冷却速度にて冷却した。その後、続く付加的な熱処理温度までは４０℃／秒の冷却速度にて冷却し、この付加的な熱処理を約３４０秒間行った。

この熱処理の後、圧下率が０．５％のスキンパス圧延を施した。圧下率は０．５％とした。これらの鋼板から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に準拠して引張り試験片を採取し、圧延方向に対して直角方向の引張特性を測定した。ここでは、引張特性として、引張最高強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）の３点を評価した。なお、表中、「Ｅｌ」は全伸びである。
次いで、スキンパス圧延を施した鋼板に対してスポット溶接を実施した。
スポット溶接は次の条件で行った。
電極（ドーム型）：先端径６ｍｍφ
加圧力：４．３ｋＮ
溶接電流：散り発生直前の電流（ＣＥ）および（ＣＥ＋１．５）ｋＡ
溶接時間：１５サイクル
保持時間：１０サイクル

溶接後、スポット溶接の評価を行うために、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ３１３７「抵抗スポット及びプロジェクション溶接継手の十字引張試験片寸法及び試験方法」に準拠して十字型引張試験を行った。
ここでは、溶接電流をＣＥとする溶接を１０回行ったときのＣＴＳの最低値を１としたとき、溶接電流を散り発生領域である（ＣＥ＋１．５）ｋＡとする溶接を１０回行ったときのＣＴＳの最低値が０．７未満を「×」、０．７以上０．８未満を「○」、０．８以上を「◎」とした。

また、曲げ性の評価については、圧延方向と垂直方向の長さが１００ｍｍ、圧延方向の長さが３０ｍｍの矩形状の試験片を採取し、この試験片の長手方向を９０°曲げた時に割れが発生する限界曲げ半径を測定することによって評価した。
すなわち、ポンチ先端部の曲率半径を０．５ｍｍから５．０ｍｍまで０．５ｍｍ間隔にて曲げ試験を行い、割れ発生のない最小曲げ半径を「限界曲げ半径」とした。
これらの試験結果を表２に示す。

これらの評価結果によれば、実施例の鋼板は、比較例の鋼板と比べて溶接性に優れ、適度に高い降伏比を有し、延性、曲げ性にも優れていることが分かった。

「実験例２」
表１に示す様々な組成の鋼スラブに対して「実験例１」と同様にして冷延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて熱処理と溶融亜鉛めっきを施した。
熱処理は、加熱速度１０℃／秒にて６８０℃まで昇温させ、次いで、約１１０秒間で最高到達温度まで昇温させた。このとき、最高到達温度（最高加熱温度）を表３に示す様に種々変化させた。その後、５℃／秒の冷却速度で６２０℃まで冷却し、次いで、平均冷却速度を３℃／秒として４８０℃まで冷却した。

これらの鋼板を、引き続きめっき槽（浴組成：０．１１％Ａｌ−Ｚｎ、浴温：４７０℃）に浸漬し、鋼板の表面にめっき膜を形成した。その後、３０℃／秒の昇温速度で５２０℃〜５５０℃まで加熱し、合金化処理を施した。その後、約１０℃／秒の平均冷却速度にて室温（２５℃）まで冷却した。
めっきの目付け量は両面とも約５０ｇ／ｍ^２とした。また、スキンパス圧延における圧下率は０．５％とした。

次いで、これらの鋼板から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に準拠して引張り試験片を採取し、圧延方向に対して直角方向の引張特性を測定した。各鋼板の引張特性、めっき性、合金化反応性、スポット溶接性を表３に示す。スポット溶接性の評価は実験例１と同様に行い、めっき性、合金化反応性はそれぞれ以下のようにして評価した。
「めっき性」
○：不めっきなし
△：不めっき若干あり
×：不めっき多い
「合金化反応性」
○：表面外観に合金化ムラなし
△：表面外観に合金化ムラ若干あり
×：表面外観に合金化ムラ多い
これらの試験結果を表３に示す。

これらの評価結果によれば、実施例の鋼板は、比較例の鋼板と比べて降伏比、溶接性、曲げ性と強度とのバランスに優れていることが分かった。

「実験例３」
表１におけるＮｏ．５−１、５−２、６−１、６−２、８−１、８−２それぞれの鋼板を実験例２と同様にしてめっき槽への浸漬まで行った後、室温（２５℃）まで空冷した。めっきの目付け量は両面とも約４５ｇ／ｍ^２とした。また、スキンパス圧延の圧下率は０．５％とした。

これらの評価結果によれば、実施例の鋼板は、比較例の鋼板と比べて降伏比、溶接性、曲げ性と強度とのバランスに優れていることが分かった。

本発明の高強度冷延鋼板は、降伏比を適切なレベルに制御することで、延性、曲げ性、形状凍結性、衝突特性が良好であり、かつバランスの良い鋼板としたものであるから、自動車車体骨格部用鋼板等の鋼材として広く適用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５５％超０．０９５％未満、Ｓｉ：１．２％未満、Ｍｎ：１．９〜２．５％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００８％、Ａｌ：０．３％以下、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、Ｔｉ：０．０１４％〜０．０２８％、Ｎｂ：０．０３４〜０．０４６％、Ｍｏ：０．０５〜０．２７％、Ｂ：０．０００６〜０．００２６％、Ｏ：０．０００５〜０．００４５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
2. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有してなることを特徴とする請求項１記載の高強度冷延鋼板。
3. 請求項１または２記載の高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施され、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 請求項３記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理が施され、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 請求項１または２記載の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１２２０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、６８０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７９０℃以上８３０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施した後、３５０〜４００℃の温度範囲にて３０秒以上保持する熱処理を施すことを特徴とする、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板の製造方法。
6. 前記熱処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施すことを特徴とする請求項５記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
7. 請求項１または２記載の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に１２２０℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、６８０℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が７９０℃以上８３０℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施し、次いで、亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から前記亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲に冷却し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上である高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
8. 請求項１または２記載の高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
   請求項７記載の条件で亜鉛めっき浴に浸漬する工程までを行った後、さらに、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施すことを特徴とする、降伏比が０．６０以上０．７２未満、かつ、引張最高強度が７８０ＭＰａ以上である高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 前記合金化処理を施した後、圧下率０．１％以上のスキンパス圧延を施すことを特徴とする請求項８記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。