JP4644028B2 - 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、自動車の燃費向上を図るため、車体をより一層軽量化することが求められている。車体の軽量化のためには、強度の高い鋼材を使用すればよい。しかしながら、鋼材は、一般に強度が高くなるほど伸びが低下するために、プレス成形性が悪くなる。そこで、最近では、オーステナイトを室温まで保持した残留オーステナイト鋼（ＴＲＩＰ鋼）が強度と伸びの双方が高いため、自動車の骨格部材に使用されるようになっている。

ところで、従来のＴＲＩＰ鋼は、１％を超えるＳｉを含有する成分系であるために、溶融めっきが均一に付着しにくく、溶融亜鉛めっき性が悪いといった問題がある。このため、ＴＲＩＰ鋼は、熱延鋼板や、冷延鋼板、電気めっき鋼板の工業化だけに限られており、溶融めっき鋼板の工業化は現在のところ行われていない。

そこで、このような問題を解決するために、Ｓｉを低減し、代替元素としてＡｌを添加し、更に、Ｃｕを添加することによって、めっき濡れ性及び合金化処理性を向上させることが提案されている（特許文献１を参照。）。しかしながら、この方法の場合、Ｃｕの添加によって鋼のリサクル性を劣化させるといった課題を残すことになる。

また、溶融亜鉛めっき設備は一般的に冷却速度が遅く、Ａｌの添加によってもパーライトが形成されるため、ＴＲＩＰ鋼は、残留オーステナイトの量が少なくなり、冷延鋼板と比較して伸びが低下してしまう。このような問題を解決するために、Ｍｏを添加し、７℃／秒以上の冷却速度で冷却することによって、パーライトの生成を抑制し、ＴＲＩＰ鋼板の材質を改善することが提案されている（特許文献２を参照。）。しかしながら、この方法の場合、等温保持処理ができないために、ＴＲＩＰ鋼板が冷延鋼板並みの強度と延性とはなっていない。
特許第２９６２０３８号公報 特開２００３−１０５４９１号公報

ところで、冷却速度の向上及び等温保持時間の付与が技術的に可能となったため、溶融亜鉛めっき系の設備においても、冷却速度の向上及び短時間での等温保持が可能となったものの、高Ａｌ成分系のＴＲＩＰ鋼板では、どのような等温保持条件にて製造を行えば、強度及び延性が冷延鋼板並みになるか解明されていない。

また、冷延鋼板の製造設備では、連続焼鈍時に３５０〜５５０℃の温度範囲で３０秒〜３０分の間保持することで、オーステナイト相が安定するといった残留オーステナイト鋼板の製造方法の知見はあるが、その知見がそのまま、Ｓｉの代替としてＡｌが用いられ、その後合金化処理が施されることが必須となる亜鉛めっき用鋼板の発明に知見を与えるものではない。
そこで、本発明は、このような従来の事情に鑑みて提案されたものであり、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、Ｓｉを低減してＡｌを代替元素とすることによって濡れ性が向上し溶融亜鉛めっきが可能となり、また、ＡｌとＭｏの質量％の関係及びＣとＭｏの質量％の関係を特定すること、金属組織としてフェライトとベイナイトとの最適化、パーライトの無害化を実施することによって、上記目的を達成するとの知見を得るに至った。すなわち、本発明者らは、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板となる最適化な鋼成分を見出した。

また、本発明者らは、そのような成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏと連続焼鈍工程の等温保持温度と時間との関係を特定することによって、冷延鋼板の残留オーステナイト鋼並みに延性が向上することを見出した。

本発明は、以上のような知見に基づいて創案されたものであり、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．２％未満、Ｍｎ：０．８〜２．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．２５〜１．８０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、Ａｌ及びＭｏが質量％で、次式｛０．１０−Ａｌ／１６＜Ｍｏ＜０．３３−Ａｌ／１６｝の関係を満足するとともに、Ｃ及びＭｏが質量％で、次式｛０．１×Ｃ＜Ｍｏ｝の関係を満足し、且つ、金属組織がフェライト又はベイナイトを主体とし、５％以上の残留オーステナイトを含み、０％超５％以下のパーライト組織を含む鋼板において、フェライト組織が体積分率で１５〜７０％であり、且つ、フェライト平均粒径が１０〜２０μｍであり、更に、パーライト平均粒径が３μｍ以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（２） 前記パーライト組織が前記ベイナイト組織に対して、体積比率で１／１０以下であることを特徴とする（１）に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（３） 前記パーライト組織において、その硬度Ｈｖが２２５以上であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（４） 前記フェライト組織と前記ベイナイト組織との合計が、全組織に対して、体積分率で５０〜８０％であることを特徴とする（１）〜（３）の何れか一項に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（５） 更に質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％のうち、少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）の何れか一項に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（６） 前記（１）〜（５）の何れか一項に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、冷延後、７５０〜８９０℃の温度で焼鈍した後に１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５００℃の温度まで冷却した後に、３５０〜５００℃の温度で５０〜３００秒の時間にて保持することで焼鈍とめっきを行う溶融亜鉛めっき工程を備え、該溶融亜鉛めっき工程は、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏが質量％で、焼鈍後の冷却終点温度をＴ℃とし、その温度範囲で保持する時間をｔ秒としたときに、次式｛０．３２＜（２×Ｃ−０．１×Ｍｎ−０．２×Ｍｏ＋Ｔ(ｌｏｇｔ)／７０００）＜０．４３｝の関係を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（７） 熱延の巻取温度を４５０〜６００℃とすることを特徴とする（６）に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

以上のように、本発明によれば、冷延鋼板の残留オーステナイト鋼並みに延性を向上させることができるため、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

以下、本発明を適用した成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法について、図面を参照しながら詳細に説明する。

本発明を適用した成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．２％未満、Ｍｎ：０．８〜２．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．２５〜１．８０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、且つ、金属組織がフェライト又はベイナイトを主体とし、５％以上の残留オーステナイトを含む鋼板において、フェライト組織が体積分率で１５〜７０％であり、且つ、フェライト平均粒径が１０〜２０μｍであり、更に、パーライト組織が体積分率で５％以下であり、且つ、パーライト平均粒径が３μｍ以下であることを特徴とするものである。

先ず、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の各組成を限定した理由について説明する。
Ｃは、強度確保の観点から添加することに加え、オーステナイトを安定化する基本元素として必須の元素である。しかしながら、Ｃが０．１３％未満では強度が不足し、残留オーステナイトが形成されない。一方、Ｃが０．３％を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足して工業材料としては使用できなくなる。したがって、Ｃは、０．１３〜０．３０％の範囲とする。好ましい範囲は、０．１５〜０．２７％であり、さらに好ましい範囲は、０．１７〜０．２４％である。

Ｓｉは、強度確保の観点から添加することに加え、Ｍｎよりも更に炭化物の生成を遅らせる元素である。また、Ｓｉは、残留オーステナイトの生成に有効な元素であり、延性を確保するために添加される元素である。しかしながら、Ｓｉを０．２％以上添加すると、溶融亜鉛めっきのめっき性が劣化してしまう。したがって、Ｓｉは、０．２％未満とする。さらに、めっき性を重視する場合には、Ｓｉを０．１％以下とする。

Ｍｎは、強度確保の観点から添加することに加え、炭化物の生成を遅らせる元素である。また、Ｍｎは、残留オーステナイトの生成に有効な元素である。しかしながら、Ｍｎが０．８％未満では、強度が不足してしまい、残留オーステナイトの形成が不十分となり、延性が劣化してしまう。一方、Ｍｎが２．８％を超えると、焼入れ性が高まるため、残留オーステナイトに代わってマルテンサイトが生成してしまい、強度上昇を招きやすくなる。この場合、製品のバラツキが大きくなるほか、延性が不足して工業材料としては使用できなくなる。したがって、Ｍｎは、０．８〜２．８％の範囲とする。好ましく範囲は、１．０〜２．２％であり、さらに好ましい範囲は、１．２〜１．８％である。

Ｐは、鋼板の強度を上げる元素として必要な強度レベルに応じて添加する。しかしながら、Ｐが０．０３％を超えると、粒界へ偏析するために局部延性が劣化する。また、溶接性も劣化する。したがって、Ｐは、０．０３％以下とする。

Ｓは、ＭｎＳを生成することで、局部延性及び溶接性を劣化させる元素であり、鋼板中に存在しない方が好ましい元素である。したがって、Ｓの上限を０．０３％以下とする。

Ａｌは、オーステナイトを残留させるために必要な元素であり、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することによって、オーステナイトを安定化させるといったＳｉと同等の作用がある。Ａｌは、オーステナイトの安定化を図るために、０．２５％以上添加する必要がある。一方、Ａｌを過剰に添加すると、上記効果が飽和してしまうため、かえって鋼板を脆化させてしまう。また、溶融亜鉛めっきのめっき性も劣化するため、その上限を１．８０％とする。

Ｍｏは、パーライトの生成を抑制する元素であり、０．０５％以上添加する必要がある。Ｍｏが０．０５％未満になると、パーライトの生成が抑制されず、残留オーステナイトの率が低減してしまう。一方、Ｍｏを過剰に添加すると、延性の劣化や化成処理性を劣化させるので、その上限を０．３％とする。さらに、より高い強度と延性とのバランスを得るためには、０．１５％以下とする。

Ｎは、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、ＡｌＮの析出量が多くなり、Ａｌを添加した効果を減少させるので、０．０１％以下とする。一方、Ｎを不必要に低減することは製鋼工程でのコスト上昇を招くので、その下限を０．００１０％とする。

さらに、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％のうち、少なくとも１種又は２種以上を含有させることもできる。これらＶ、Ｔｉ、Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を生成する元素であり、強度確保に有効であることから、必要に応じて１種又は２種以上添加する。しかしながら、これらＶ、Ｔｉ、Ｎｂの過度の添加は、強度が上昇しすぎて延性が低下してしまう。したがって、Ｖは、０．０１〜０．１０％の範囲、Ｔｉは、０．０１〜０．２０％の範囲、Ｎｂは０．００５〜０．０５０％の範囲とする。

次に、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織について説明する。
上記高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性を十分確保するためには、主組織をフェライト組織とし、このフェライト組織を体積分率で１５％以上とする必要である。一方、フェライトが多過ぎると、残留オーステナイトが減少して硬度が低下するため、フェライト組織を体積分率で７０％以下とする必要がある。したがって、フェライト組織を体積分率で、１５〜７０％の範囲とする。

また、フェライト平均粒径が２０μｍを超えると、残留オーステナイトが荒くなるため、鋼板全体に均一なＴＲＩＰ効果が得られず、伸び向上の効果が小さくなる。一方で、フェライト平均粒径が１０μｍ未満になると、残留オーステナイトが細かくなり、歪初期に加工誘起変態が起こったような応カ−歪曲線をとり、十分なＴＲＩＰ効果が得られず、伸び向上の効果が小さくなる。したがって、フェライトの平均粒径は、１０〜２０μｍの範囲とする。

ベイナイトは、高強度化に役立つと共に、フェライト相と同様に残留オーステナイトの安定化に寄与し、結果として高延性化に役立つ。一方、ベイナイトは、過多に生成されると延性を劣化させる。したがって、フェライト組織とベイナイト組織との合計は、全組織に対して体積分率で５０〜８０％の範囲とする。

一般に、パーライトが生成されると、残留オーステナイト中のＣの濃度が低下して、マルテンサイトが増加するため、強度は上昇するが、延性は低下してしまう。しかしながら、Ｃの濃度が高いめっきＴＲＩＰ鋼板では、合金化処理が入るため、パーライトは抑制しにくい。

そこで、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、パーライトを無害化するために、パーライト平均粒径を３μｍ以下とし、硬度Ｈｖを２２５以上とし、パーライト組織を体積分率で５％以下とする。また、パーライト組織がベイナイトに対して体積比率で１／１０以下とすることによって、パーライト中のＣによる硬度を活用して、残留オーステナイト中のＣの濃度低下を抑制した金属組織ができる。したがって、本発明では、このような条件を満足することによって、パーライト組織が入っても、強度及び延性のバランスに優れた高強度鋼板とすることができる。

また、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、Ａｌ及びＭｏが質量％で、下記式（１）の関係を満足する。
0.10-Al/16<Mo<0.33-Al/16 …（１）
すなわち、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｍｏが0.10-Al/16以下になると、残留オーステナイトが形成されず延性が低下し、Ｍｏが0.33-Al/16以上になると、強度が上昇するものの、延性が劣化してしまう。

ここで、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に含まれるＡｌとＭｏとの関係を図１に示す。なお、図１中に示す囲み部分は、上述したＡｌ及びＭｏの好ましい数値範囲を示す。
Ａｌは、上述したフェライトの形成を促進する元素であり、ベイナイト変態開始時点でのフェライト分率が多くなり過ぎる。これに対して、Ｍｏは、同じフェライトフォーマーではあるが、変態そのものの速度を抑制してフェライト分率を低減させる。したがって、Ｍｏを0.10-Al/16以上とすることで、ベイナイト分率を上昇させ、残留オーステナイトを多くすることができる。一方、Ｍｏが0.33-Al/16以上になると、延性が劣化するが、その理由はベイナイトの反応速度が低下し、残留オーステナイトが少なくなるからと考えられる。このように、ＭｏとＡｌとの相互作用によって、残留オーステナイトの形成量が決定されることになる。なお、この上記式（１）は、特に本発明のようにＳｉの添加量が低く、１０℃／秒以上の冷却速度及び等温保持がある条件から得られる関係である。

また、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｃ及びＭｏが質量％で、下記式（２）の関係を満足する。
0.1×C<Mo …（２）
すなわち、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｍｏが0.1×C以下では、冷却中に７００〜６００℃で硬度Ｈｖ２２５以下のパーライトが生成されることにより、Ｃが減少して残留オーステナイト中のＣの濃度が低下することにより、強度及び延性が低下すると考えられる。

次に、本発明を適用した成形性に優れた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。
通常の冷延鋼板におけるＴＲＩＰ鋼の製造条件は、熱延工程での圧延、コイル巻取後に冷間圧延を行い、連続焼鈍設備にて熱処理を施す。溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、冷間圧延後に溶融亜鉛めっき工程で焼鈍とめっきを行う。

冷延鋼板は、先ず、オーステナイトとフェライトの２相共存温度域で焼鈍される。このとき、ＣやＭｎ等の焼き入れ性を向上させる元素や、ＡｌやＳｉなどの残留オーステナイトを残存させる元素の影響で、Ｃがオーステナイト中に濃化し、その後の熱処理による残留オーステナイトの生成を容易にする。

熱延後の巻取温度は、焼鈍工程において速やかに２相平衡状態に達するために重要な条件である。すなわち、熱延後の組織を間隔の小さいパーライト、又は、このパーライトとベイナイトとの混合組織とすることで、焼鈍工程にてセメンタイトを溶解しやすくする必要がある。したがって、圧延の巻取温度の上限は、６００℃以下とする。また、スケールの発生を抑制し、デスケ性を良くするためにも低温巻取が望ましい。一方、巻取温度が低すぎると、硬質相が増すことにより、冷延が困難となるため、圧延の巻取温度の下限は、４５０℃以上とする。

以上のようにして得られた熱延鋼板は、酸洗、冷延されて焼鈍に供される。
具体的に、本発明を適用した高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、冷延後に７５０〜８９０℃の温度で焼鈍し、３５０〜５００℃の温度まで冷却した後に、３５０〜５００℃の温度で５０〜３００秒の時間にて保持することを特徴とする。

この焼鈍工程における焼鈍温度は、高温になるとオーステナイト比率が高くなる、又は、オーステナイトの単相となるため、オーステナイト中のＣが希薄となる。このため、焼鈍温度が高くなると、その後の冷却で安定した残留オーステナイトを残存させることができなくなる。したがって、焼鈍温度の上限は、８９０℃以下とする。一方、低温で焼鈍を行うと、炭化物の溶解が充分でなくなるため、Sol.Ｃの不足からオーステナイトヘのＣの濃化が十分でなくなり、残留オーステナイト比率が著しく低下する。したがって、焼鈍温度の下限は、７５０℃以上とする。

焼鈍後の冷却終点温度及び保持温度は、３５０℃未満になると、ベイナイトの生成が促進されず、一方、５００℃を超えると、パーライトの生成が促進されることにより延性が劣化する。保持時間は、５０秒未満になると、ベイナイトの生成が促進されず、一方、３００秒を超えると、パーライトの生成が促進されることにより延性が劣化する。したがって、等温保持温度は、３５０〜５００℃とし、保持時間は、５０〜３００秒とする。

また、本発明を適用した成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、冷延後に７５０〜８９０℃の温度で焼鈍した後に、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。これは、冷却速度が１０℃／秒未満になると、Ａｌの添加によっても、軟質のパーライトが形成され、残留オーステナイト量が少なくなり、延性が低下するからである。

また、本発明を適用した成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏが質量％で、焼鈍後の冷却終点温度をＴ℃とし、その温度範囲で保持する時間をｔ秒としたときに、下記式（３）の関係を満足する。
0.32<(2×C-0.1×Mn-0.2×Mo＋T(logt)/7000)<0.43 …（３）
すなわち、上記式（３）の条件を満足する場合には、ＴＳ×ＥＩが高い値を示し、成形性に優れた高強度鋼板及びその溶融亜鉛めっき鋼板が実現できる。これに対して、上記式（３）が０．３２以下となると、球留オーステナイトヘのＣの濃化が不十分となるため、マルテンサイトが形成されたり、残留オーステナイトが形成されなくなる。一方、上記式（３）が０．４３以上となると、パーライトが形成され、残留オーステナイト中のＣの濃度が低下することにより、強度及び延性が低下する。

なお、上記成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に形成される亜鉛めっき層とは、亜鉛を主たる成分とするめっき層をいい、溶融亜鉛めっきだけでなく、合金化した溶融亜鉛めっきを含むものとする。

次に、本発明の実施例及び比較例について説明する。
先ず、表１に示す各成分組成を有する鋼を製造し、冷却凝固後に、１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて仕上げ圧延を行い、冷却後５５０℃で巻き取った熱延板を７０％の冷間圧延し、各試料を作製した。このうち、表１中に示す試料１〜２６は、何れも成分組成として、ＡｌとＭｏとの関係が上記式（１）を満足すると共に、ＣとＭｏとの関係が上記式（２）を満足する実施例である。一方、表１中に示す試料２７〜３１は、何れも成分組成として、上記式（１），（２）を満足しない比較例である。

次に、連続焼鈍にて、７５０℃〜９３０℃、５０秒〜１２０秒で焼鈍を行い、３℃／秒〜５０℃／秒の冷却速度で１００℃〜５００℃まで冷却を行った後に、１００℃〜５００℃の保持温度で、２０秒〜５０００秒間保持した。次に、合金化処理を行うため、５５０℃まで再加熱し、更に室温まで冷却した。その後１％のスキンパス圧延を行い、表２及び表３に示す各試料を作製した。

そして、これら各試料についての評価を行った。その評価結果を表２に示す。
なお、表２中に示す残留γ率は、残留オーステナイト率である。残留オーステナイト率の測定については、供試材を１／４ｔまで表面を研磨した後に、化学研磨してからＭｏ管球を用いたＸ線回折により、下記式（４）に示すフェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）、オーステナイトの（２２０）の回折強度Ｉγ（２２０）及びオーステナイトの（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より求めた。
Ｖγ（体積率％）＝０．２５
×｛Ｉγ（２２０）／（１．３５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（２２０））
＋Ｉγ（２２０）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（２２０））
＋Ｉγ（３１１）／（１．５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（３１１））
＋Ｉγ（３１１）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（３１１））｝…（４）

また、金属組織内のフェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト及びオーステナイト組織の同定、存在位置の観察及び平均粒径(平均円相当径)と占有率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面又は圧延方向と直角な断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察により定量化が可能である。

表２中に示す評価結果のうち、引張特性については、各試料からＪＩＳ５号引張試験片を作製し、各試験片をＬ方向引張にて評価した。そして、ＴＳ［ＭＰａ］×ＥＬ［％］の積が１９０００ＭＰａ％以上のものを良好とした。また、めっき性については、各サンプルに溶融亜鉛めっきを施した後に、目視にてめっきの付着状況を確認した。そして、めっき面の内９０％以上の面積で均一にめっきが付着している場合を良好（○）とした。また、合金化については、パウダリング試験により、評点３以下を良好（○）とした。

また、これら各試料について別の評価を行った。その評価結果を表３に示す。
表３中に示す評価結果のうち、パーライト組織がベイナイト組織に対して体積比率で１／１０以下であり、その硬度Ｈｖが２２５以上のものを良好とした。また、フェライト組織とベイナイト組織との合計が体積分率で５０〜８０％のものを良好とした。また、フェライト組織が体積分率で１５〜７０％、且つ、フェライト平均粒径が１０〜２０μｍのものを良好とした。また、パーライト組織が体積分率で５％以下、且つ、パーライト平均粒径が３μｍ以下のものを良好とした。

表２及び表３に示す評価結果において、試料１−２、１３−２、１６−２、１７−２、１８−２は、表１において本発明の成分組成を満足するが、処理条件によって焼鈍温度及び冷却終点温度が本発明の数値範囲外である。また、試料２−２、３−２、１０−２、２２−２、２５−２は、表１において本発明の成分組成を満足するが、処理条件によって保持時間が本発明の数値範囲外である。また、試料５−２，２０−２、２１−２は、表１において本発明の成分組成を満足するが、処理条件によって残留γ率が本発明の数値範囲外である。また、各組織の体積比率及び平均粒径が本発明の数値範囲から外れるため、ＴＳ×ＥＬが本発明の条件を満足していない。また、試料２９−１、３０−１は、表１において本発明の成分組成を満足しないが、ＴＳ×ＥＬは良好な結果を示している。しかしながら、めっき性及び合金化が悪化している。以上のことからも、本発明の条件を満足する実施例の試料は、比較例の試料と比べて成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板となることがわかる。

本発明は、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法として、例えば自動車の車体部品などに使用される鋼材に広く適用可能であり、その産業上の利用価値は高い。

図１は、本発明を適用した成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に含まれるＡｌとＭｏとの関係を示すグラフである。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１３〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．２％未満、
   Ｍｎ：０．８〜２．８％、
   Ｐ：０．０３％以下、
   Ｓ：０．０３％以下、
   Ａｌ：０．２５〜１．８０％、
   Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、
   Ｎ：０．０１０％以下
   を含有し、Ａｌ及びＭｏが質量％で、次式｛０．１０−Ａｌ／１６＜Ｍｏ＜０．３３−Ａｌ／１６｝の関係を満足するとともに、Ｃ及びＭｏが質量％で、次式｛０．１×Ｃ＜Ｍｏ｝の関係を満足し、且つ、金属組織がフェライト又はベイナイトを主体とし、５％以上の残留オーステナイトを含み、０％超５％以下のパーライト組織を含む鋼板において、フェライト組織が体積分率で１５〜７０％であり、且つ、フェライト平均粒径が１０〜２０μｍであり、更に、パーライト平均粒径が３μｍ以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記パーライト組織が前記ベイナイト組織に対して、体積比率で１／１０以下であることを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記パーライト組織において、その硬度Ｈｖが２２５以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記フェライト組織と前記ベイナイト組織との合計が、全組織に対して、体積分率で５０〜８０％であることを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 更に質量％で、
   Ｖ：０．０１〜０．１０％、
   Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
   のうち、少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか一項に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記請求項１〜５の何れか一項に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、冷延後、７５０〜８９０℃の温度で焼鈍した後に１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５００℃の温度まで冷却した後に、３５０〜５００℃の温度で５０〜３００秒の時間にて保持することで焼鈍とめっきを行う溶融亜鉛めっき工程を備え、該溶融亜鉛めっき工程は、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏが質量％で、焼鈍後の冷却終点温度をＴ℃とし、その温度範囲で保持する時間をｔ秒としたときに、次式｛０．３２＜（２×Ｃ−０．１×Ｍｎ−０．２×Ｍｏ＋Ｔ(ｌｏｇｔ)／７０００）＜０．４３｝の関係を満足することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
7. 熱延の巻取温度を４５０〜６００℃とすることを特徴とする請求項６に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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