JP4901617B2

JP4901617B2 - 引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JP4901617B2
Application number: JP2007184912A
Authority: JP
Inventors: 誠司古迫; 展弘藤田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-07-13
Filing date: 2007-07-13
Publication date: 2012-03-21
Anticipated expiration: 2027-07-13
Also published as: JP2009019258A

Description

本発明は、自動車、電機、建材などの産業で広く利用される、めっき密着性・耐食性、穴拡げ性及び延性に優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。以下では、代表的な用途として、自動車の車体に使用する場合を中心に説明する。

近年、自動車の衝突安全性向上や燃費向上を両立する観点から、車体に延性に優れた高強度鋼板の利用が進みつつある。しかしながら、鋼板の高強度化によって延性は劣化する傾向にあり、延性の高い自動車部品に適用するためには高強度を維持しつつ延性を向上させた鋼板が必要とされている。こうした要求を満足する鋼板としてＴＲＩＰ鋼（残留オーステナイト鋼）やＤＰ鋼（複合組織鋼）が知られており、自動車の骨格部材に適用されるようになってきた。

ところが最近では、加工穴部を拡張してフランジを形成するバーリング加工がなされる部材も増加しつつあり、鋼板の重要な特性として穴拡げ性向上も要求されるようになってきた。上記のＴＲＩＰ鋼やＤＰ鋼は延性（伸び）が良好であるが、穴拡げ性は劣るという問題を抱えている。これは、鋼中の組織間の強度差が大きいことに起因する。

さらに鋼板の耐食性も必要とされ、表面に亜鉛などのめっきを施した鋼板の利用も増加しつつある。従来の残留オーステナイト鋼ではＳｉ添加が行われていたが、Ｓｉ添加量が０．３％を超えるとＡｌを含んだめっき浴を用いたゼンジマー法ではめっき濡れ性が著しく低下し、不めっきが発生し、外観品質の悪化、ひいては耐食性が劣化する問題を抱えていた。この現象は、還元焼鈍時に鋼板表面にＳｉ酸化物が濃化し、溶融亜鉛のＳｉ酸化物への濡れ性が悪いことに起因すると考えられている。

こうした問題を解決する手段として、特許文献１には、Ｓｉ量を低減し、代替としてＡｌ添加量を増加することで、めっき性を改良する鋼板やその製法が記載されている。しかし、穴拡げ性と延性を高度に両立するために必須である硬質組織と軟質組織との硬度差に関する記載が無く、穴拡げ性が必ずしも高値にならない。また、特許文献２には、硬質組織と軟質組織の硬度差に関する記載があるものの、穴拡げ性を良好にする焼き戻しマルテンサイトを利用しておらず、十分な穴拡げ性の確保は困難と考えられる。

即ち、上述したような、高強度化と高穴拡げ性化、高延性化、Ｓｉ添加の問題、さらに耐食性向上を考慮した鋼板は開発されていない。

特開２００５−２５６０８９号公報特開２００３−１９３１８８号公報

本発明は、上記課題を解決し、不めっきや表面欠陥が抑制され、耐食性と優れた穴拡げ性、さらには高延性を兼ね備えた高強度溶融合金化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。

本発明は上記課題を解決するものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．００１〜０．２％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．００１〜０．３％、
Ｓ：０．０００１〜０．１％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板であって、鋼のミクロ組織が、面積率で３０〜９０％の焼き戻しマルテンサイト、５〜５０％のフェライト、３０％以下のベイナイトを含み、上記焼き戻しマルテンサイトの硬さ（Ｈｖ）_１と上記フェライトの硬さ（Ｈｖ）_２の比（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２が１．３〜２．４倍の範囲であることを特徴とする引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。

（２）鋼が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜５．０％、
Ｎｉ：０．００１〜５．０％、
Ｃｕ：０．００１〜５．０％、
Ｃｏ：０．００１〜５．０％、
Ｗ：０．００１〜５．０００％、
Ｎｂ：０．００１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００１〜１．０％、
Ｖ：０．００１〜１．０％、
Ｚｒ：０．００１〜１．０％、
Ｈｆ：０．００１〜１．０％、
Ｔａ：０．００１〜１．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。

（３）鋼が、さらに質量％で、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇの１種以上を０．０００１〜１．０％含有することを特徴とする（１）または（２）記載の引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。

（４）（１）〜（３）のいずれかの１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造において、（１）〜（３）の何れかに記載の鋼板の成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度１２００〜１３００℃に加熱して、その後、粗熱延で全圧下率６０〜９９％の圧下を８００〜１２００℃で加え、仕上げ圧延して巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後、Ａｃ_３−５０（℃）〜Ａｃ_３＋５０（℃）の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、１０℃／ｓ以下の冷却速度で６００℃〜７５０℃の温度域に冷却し、引き続いて５℃／秒以上の冷却速度で４９０〜６００℃の温度に冷却した後、めっき浴に浸漬し、引き続いてめっき合金化処理から１℃／秒以上の冷却速度で（Ｂ）式で限定されるマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却し、焼き戻し開始板温を（Ａ）式で範囲限定されるＴ１（℃）とし、その、焼き戻し処理の板温を（Ｃ）式で範囲限定されるＴ３（℃）で行い、５℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
Ｔ２−３００（℃）≦Ｔ１≦Ｔ２−１００（℃）・・（Ａ）
Ｔ２＝５６０−４７０×｛Ｃ０／（１−Ｓα／１００）｝・・（Ｂ）
Ｔ１＋１５０（℃）≦Ｔ３≦５００℃ ・・（Ｃ）
ここで、Ｔ１：焼入れ開始温度に相当するめっき合金化処理出側板温（℃）、Ｔ２：マルテンサイト変態開始温度（℃）、Ｃ０：炭素質量％、Ｓα：焼き戻しおよび冷却後の製品におけるフェライト面積率（％）、Ｔ３：焼き戻し板温（℃）を意味する。

（５）めっき浴浸漬後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行うことを特徴とする（４）に記載の引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。

（６）冷延率を４０〜８０％の範囲とすることを特徴とする（４）または（５）に記載の引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。

本発明の引張強度が７００ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性、特に塩素含有の環境における耐食性に優れると共に穴拡げ性および延性等の加工性が優れることから、建材、家電製品、自動車車体用途等に極めて有効である。また、本発明の製造方法によれば、不めっきや表面欠陥が抑制され、引張強度が７００ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を効果的に製造することができる。

本発明者らは、鋼板が高強度でありながら、優れた穴拡げ性ならびに延性を確保するには、次の３つの条件を満足することが極めて重要であることを鋭意研究することで見出した。

まず、穴拡げ性と延性を同時に向上させるために、焼き戻しマルテンサイトの硬さ（Ｈｖ）_１をフェライトの硬さ（Ｈｖ）_２の比、（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２を１．３〜２．４の範囲とすることである。この硬さ比を実現するには後述する鋼中の化学成分および製造条件の最適化が必須であり、特に熱処理中の焼き入れ温度と焼き戻し温度を鋼中の炭素濃度と製品におけるフェライトの比率を考慮してバランスさせる制御が重要となる。

次に、鋼中の組織の最適バランスである。即ち、最適の硬さ比率をもち、面積率で５０〜９０％の焼き戻しマルテンサイト、５〜５０％のフェライトが存在することで穴拡げ性と延性の同時確保をより確実なものとする。

最後に、強度と穴拡げ性、延性を高いレベルに維持するための鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎやその他の添加量の最適にバランスさせることが重要である。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、それぞれの鋼板成分の限定理由について述べる。

Ｃ：強度（ＴＳ）を７００ＭＰａ以上確保するため、またマルテンサイト組織の安定化のため、Ｃ量の下限を０．０１質量％とする。一方、延性や溶接部特性を保持可能な上限として０．２質量％とする。好ましくは、０．０３〜０．１５質量％の範囲である。

Ｓｉ：製造性および材質上強度を確保するため０．００１質量％以上とし、また、めっき性を劣化させることから上限を０．２質量％とする。これを超える添加はスケール傷が多発して、めっき外観の劣化や鋼板の歩留まり低下にもつながる。好ましくは、０．００５〜０．０．１質量％の範囲である。

Ｍｎ：１．０〜３．０質量％の範囲とするのは、１．０質量％以上とすることでＴＳを７００ＭＰａ以上確保可能であり、３．０質量％を上限とするのは、これを上回る添加は伸びに悪影響を及ぼすためである。好ましくは、１．２〜２．９質量％の範囲である。

Ａｌ：Ａｌはフェライト生成を促進させるために必要な元素であり、穴拡げ性と延性の両者を確保するために有効に作用する。また、同じくフェライト生成元素であるＳｉに比較し、めっき性阻害の程度は極めて低い。Ａｌを０．０１〜１．０質量％の範囲とするのは、低Ｓｉであるがゆえに脱酸の目的、および必要なフェライトを確保する目的から０．０１質量％以上とする。一方、過剰添加はめっき濡れ性、製造性に悪影響を及ぼすため１．０質量％を上限とする。好ましくは、０．０２〜０．９質量％の範囲である。

Ｐ：Ｐを０．００１〜０．３質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れることや極低化は経済的にも不利であることに加えて、母材の耐食性向上の一因となることから、これを下限とする。一方、０．３質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは、０．００３〜０．２質量％の範囲である。

Ｓ：０．０００１〜０．１質量％の範囲とするのは、極低化は経済的にも不利であることから、０．０００１質量％を下限とし、また、０．１０００質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは、０．０００３〜０．０８質量％の範囲である。

Ｎ：Ｎは０．０００５〜０．０１質量％とする。極低化が経済的に不利なことからＮ量は０．０００５質量％を下限とする。一方、０．０１質量％を超えるとＡｌＮの析出量が多くなり、Ａｌ添加の効果が低下してしまうため、これを上限とする。好ましくは、０．０００８〜０．００９質量％の範囲である。

Ｍｏ：強化および耐食性向上を可能とする。焼入れ性を向上元素でありマルテンサイトの形成および母材の耐食性向上させるため、０．０１質量％を下限とする。一方、過剰添加は延性低下をもたらす上、めっき性を劣化させるため上限を０．５質量％とする。好ましくは、０．０３〜０．４５質量％の範囲である。

さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂの１種または２種以上を含有できる。

Ｃｒ量を０．００１〜５．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、５．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは、０．００２〜４．０質量％の範囲である。

Ｎｉ量を０．００１〜５．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、５．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは、０．００２〜４．０質量％の範囲である。

Ｃｕ量を０．００１〜５．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で強化効果および耐食性向上効果が現れること、５．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性および熱延時のエッジ割れなどの製造性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは、０．００２〜４．０質量％の範囲である。

Ｃｏ量を０．００１〜５．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、５．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは、０．００２〜４．０質量％の範囲である。

Ｗ量を０．００１〜５．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、５．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは、０．００２〜４．０質量％の範囲である。

Ｎｂ量を０．００１〜１．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板を強化する鋼化が現れること、１．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは０．００２〜０．５質量％の範囲である。

Ｔｉ量を０．００１〜１．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板を強化する鋼化が現れること、１．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは０．００２〜０．５質量％の範囲である。

Ｖ量を０．００１〜１．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板を強化する鋼化が現れること、１．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは０．００２〜０．５質量％の範囲である。

Ｚｒ量を０．００１〜１．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板を強化する鋼化が現れること、１．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは０．００２〜０．５質量％の範囲である。

Ｈｆ量を０．００１〜１．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板を強化する鋼化が現れること、１．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは０．００２〜０．５質量％の範囲である。

Ｔａ量を０．００１〜１．０質量％の範囲とするのは、０．００１質量％以上で微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板を強化する鋼化が現れること、１．０質量％を上限とするのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。好ましくは０．００２〜０．５質量％の範囲である。

Ｂ量を０．０００１〜０．１質量％の範囲とするのは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性が低下する上、さらに溶接部の焼き入れ性も向上させるため、上限を０．１０００質量％とする。好ましくは、０．０００２〜０．０５質量％の範囲である。

Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇ：めっきの濡れ性を劣化させるＳｉ系の内部粒界酸化相生成を抑制する目的で添加する。Ｓｉ系の酸化物のように粒界酸化物が形成するのではなく、比較的微細な酸化物を分散して形成させることができる。前記の効果を発揮するためには元素群中から１種または２種以上の元素をあわせて０．０００１質量％以上の添加を必要とする。また一方で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１．００００質量％を上限とする。好ましくは、０．０００２〜０．８質量％の範囲である。ここでＲｅｍとは、元素番号が２１（Ｓｃ）、３９（Ｙ）、あるいは５７〜７１（ランタノイド、例えばＣｅ）の元素を指す。

続いて、鋼板の特に強度・延性バランスを確保・改善するのに好ましいミクロ組織について述べる。

強度を確保しつつ、穴拡げ性を十分に確保するためには主組織を面積率で３０％以上、好ましくは５０％以上の焼き戻しマルテンサイトを含むことが望ましい。焼き戻しマルテンサイトの面積率が増加すると延性（伸び）が低下するため、上限は９０％とする。

穴拡げ性と延性（伸び）を高度にバランスするため、面積率で５％以上、好ましくは１０％以上のフェライトを含むことが望ましい。フェライトが５０％を超えると必要強度が得られないため、これを上限とした。また、焼鈍中に生成するフェライト量が多くなり過ぎると、残留オーステナイト量が減少して残留オーステナイト中の炭素濃度が向上するため、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が低下し、めっき合金化後の焼き入れ時に得られるマルテンサイト量が不足し、結果、鋼材中の焼き戻しマルテンサイト量が不足することとなる。さらに、Ｍｓ点が低下すると最終的に残留オーステナイト量が増加し、加工性が向上するものの２次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化するため、この点からもフェライト量の制御が重要となる。

高強度化を考慮するとベイナイトを３０％以下、好ましくは１５％以下で含んでも良い。

なお、前述の理由により不可避に残存する体積率で５％以下までの残留オーステナイトは許容するが、実質的に残留オーステナイトは含まない方が好ましい。

次に、組織の硬さについて述べる。

最近ではハイテン化の他に穴拡げ性の要求も強く、引張強度が７００ＭＰａ以上のハイテンにおいても引張強度（ＴＳ）と穴拡げ率（λ）の積が６５０００以上のものが求められるようになっている。例えば７８０ＭＰａの引張強度の鋼板の場合、８３％以上の穴拡げ率が求められる、という具合である。尚、引張強度（ＴＳ）はＭＰａ、穴拡げ率（λ）は日本鉄鋼連盟規格、ＪＦＳＴ１００１−１９９６の試験方法に従った以下の穴拡げ性（穴拡げ率λ）の評価による。

λ（％）＝｛（Ｄ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００（％）
ここで、Ｄ：亀裂が板厚を貫通したときの穴径（ｍｍ）、Ｄ０：初期穴径（ｍｍ）を意味する。

本発明鋼は前述の要求を達成すべく、焼き戻しマルテンサイトを主相とし、フェライトを第２相とする。焼き戻しマルテンサイトの硬さ（Ｈｖ）_１とフェライトの硬さ（Ｈｖ）_２の比（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２が１．３〜２．４の範囲とすることが重要で、これによりＴＳ×λを６５０００以上とすることができる。表１の成分の鋼板を用い、熱延条件、冷延条件、焼鈍条件、焼入れ／焼き戻し条件を振って様々な焼き戻しマルテンサイトの硬さ（Ｈｖ）_１とフェライトの硬さ（Ｈｖ）_２の比の鋼板を製造し、引張強度（ＴＳ）と穴拡げ性（λ）を調査し、（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２と引張強度（ＴＳ）×穴拡げ性（λ）の関係を調べた結果を図１に示す。（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２を１．３〜２．４とすることでＴＳ×λ≧６５０００が達成でき、優れたバランスとすることが可能であった。（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２が１．３未満では強度が低下し強度―穴拡げ性バランスが劣化する。一方、（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２が２．４を超えると穴拡げ性が劣化するため強度―穴拡げ性バランスが大幅に劣化する。なお、本発明における硬さは株式会社アカシ製・微小硬さ試験を用いて、試験荷重１０ｇの負荷でビッカース硬さを各相につき２０点ずつ測定し（圧痕を４００倍に拡大）平均値として求めた。

鋼板の高延性を確保するために、フェライトの平均粒径は２０μｍ以下が好ましく、焼き戻しマルテンサイトやベイナイト、オーステナイトの平均粒径は１０μｍ以下が好ましい。

上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２種以上を含有する場合も本発明の鋼板の範疇であるが、これらの１種又は２種以上は体積分率で１．０％以下であることが好ましい。なお、上記ミクロ組織の焼き戻しマルテンサイト、フェライト、オーステナイト、ベイナイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察、平均粒径（平均円相当径、下記の方法により２０視野観察以上した結果に基づいて、ＪＩＳにより求めた値と定義する）、そして占有率の測定はナイタール試薬やレペラー試薬、および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬を用いて鋼板圧延方向断面また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。なお、マルテンサイトが焼き戻されているかどうか組織観察上、判別が困難な場合は、このマルテンサイトの硬さを測定し、焼き戻しを行わない場合のマルテンサイト平均硬さと比較し、両者の硬さの差が５％超であれば焼き戻しマルテンサイト、５％以下であればマルテンサイトと判定した。オーステナイトに限って、占有率の測定は、ＭｏＫα線によりフェライトの（２００）面および（２１１）面の積分強度とオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分強度を測定し算出した。また、オーステナイト中の炭素濃度は、ＣｕのＫα線によりオーステナイトの（１１１）面、（２００）面、（２２０）面の反射角度から格子常数を求め、格子常数とオーステナイト中の炭素濃度の関係式（Ｒ．Ｃ．Ｒｕｈｌらの論文、Ｔｒａｎｓ．ＡＩＭＥ、２４５頁、（１９６９）２４１）から算出した。

以上のような成分および組織を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について以下に説明する。

熱延後、冷延・焼鈍して本発明鋼を製造する場合、所定の成分に調整されたスラブを鋳造まま、もしくは一旦冷却した後１２００〜１３００℃に再加熱し、Ｍｏ等の偏析を軽減する。一方、１３００℃超の加熱では局部的な酸化が著しく促進される可能性があるため、これを加熱温度の上限とした。

その後、粗熱延で全圧下率６０％以上の圧下を８００〜１２００℃の温度範囲で加え、仕上げ圧延して酸洗し、冷延後、めっき工程を含む焼鈍を施すことで最終製品とする。粗熱延の全圧下率は高い方が望ましいが、設備制約上９９％以下とした。粗熱延の全圧下率６０％未満とすると、その分熱延後に行う冷延の負荷が著しく向上、即ち冷延率を増加しなければならない。従って冷延での負荷および設備制約上、粗熱延の全圧下率６０〜９９％と規定した。粗熱延の温度を８００℃未満とすると熱延の負荷が著しく向上し、設備能力上、熱延が困難となる。一方、１２００℃超としても材質上利点が得られないばかりか生産コストの増加につながる。従って、粗熱延の温度範囲を８００〜１２００℃に規定した。

さらに、熱延冷却後の巻取温度は鋼材の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで冷延時の荷重を軽減できるが、冷延の全圧下率が小さい場合には巻取温度を特に考慮する必要はない。一方、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。冷延の全圧下率は高い方が望ましいが、設備制約上８０％以下とした。

冷延後に焼鈍する際、焼鈍（最高）温度は鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ_３の温度を考慮し、Ａｃ_３−５０（℃）〜Ａｃ_３＋５０（℃）の温度域で１０秒〜３０分焼鈍する。Ａｃ_３−５０（℃）未満では、焼鈍中に生成するオーステナイト量が少ないので、最終的に鋼板中のフェライト量が過多となり、強度や穴拡げ性が劣化するため、これを焼鈍温度の下限とした。また、焼鈍温度がＡｃ_３＋５０（℃）を超えても何ら鋼板の特性を改善することができず製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ_３＋５０（℃）とした。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、効果が飽和するばかりでなくコストの上昇を招くのでこれを上限とした。なお、Ａｃ_３（℃）は例えば以下の式（１）で計算可能であることが知られている。
Ａｃ_３＝９１０−２０３×（Ｃ％）^０．５％
＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋４００×Ａｌ％・・・・（１）

続く一次冷却によって、オーステナイトからフェライトへの変態を促進し、必要なフェライトを確保することが可能となる。このときの冷却速度は１０℃／ｓ以下とする。冷却速度が１０℃／ｓを超える場合にはフェライト変態が十分に起こらず、十分な延性（伸び）を確保できないため、これを上限とした。下限は特に設けないが、１℃／ｓ未満とすることは必要な生産ライン長の拡大につながるほか、生産速度を著しく低下させるといった製造上のデメリットを生じるので、１℃／ｓ以上が望ましい。

この１次冷却での終点温度は６００℃〜７５０℃の範囲とする。終点温度を６００℃未満とすると冷却中にパーライトが生成し延性や穴拡げ性が劣化するため、これを下限とした。一方、終点温度を７５０℃より高温とするとフェライト変態の進行が十分ではない、あるいは全く起こらないので、これを上限とした。

続く２次の急速冷却は、冷却中の過多なフェライトの析出やパーライト変態、鉄炭化物の析出などを抑制するため、冷却速度として５℃／秒以上が必要となる。但し、この冷却速度を１００℃／秒超にすることは設備能力上困難であることから、５〜１００℃／秒を２次冷却速度の範囲とすることが好ましい。２次冷却の終点温度は４９０〜６００℃の範囲とする。４９０℃未満では２次冷却後の等温保持においてベイナイト生成が過度に進み、最終的な鋼中に占めるベイナイト率が本発明範囲を超えてしまうので、これを下限とした。一方、設備制約上、終点温度は６００℃以下とした。

さらに、本発明鋼は上記温度範囲保持の後にめっき浴に浸漬され、合金化処理される。めっき浴温度は通常４２０〜４８０℃の範囲である。めっき浴に浸漬される直前の鋼板温度、即ち、上記保持温度がめっき浴温度に比較し３０℃以上低いと、鋼板のめっき浴進入時にめっき浴温度の低下につながり操業上大きな問題となる。ただし、めっき浴の直前に加熱装置を設置し、めっき浴浸漬前に加熱することにより、めっき浴温度低下の問題は解消される。

次にめっき浴浸漬後に合金化処理を行う。合金化処理温度が４００℃未満では合金化が困難であり、一方、５５０℃超では合金化層の特性が劣化し、鋼板のプレスなど成形時に合金化層が金型と接触して剥離する場合がある。従って、合金化処理温度は４００〜５５０℃の範囲とした。

引き続きめっき合金化処理出側から焼入れ開始となるが、焼入れが終了し焼き戻しを開始する板温即ち焼き戻し開始温度を下記の（Ａ）式で範囲限定されるＴ１（℃）とすることが重要であることを見出した。
Ｔ２−３００（℃）≦Ｔ１≦Ｔ２−１００（℃）・・（Ａ）
ここで、Ｔ２は（Ｂ）式で定義されるマルテンサイト変態開始温度である。
Ｔ２＝５６０−４７０×｛Ｃ０／（１−Ｓα／１００）｝・・（Ｂ）
ここで、Ｃ０は炭素の質量％を、Ｓαは焼き戻しおよび冷却後の製品におけるフェライト面積率（％）を表す。マルテンサイト変態開始温度は組織中オーステナイトの炭素濃度＝｛Ｃ０／（１−Ｓα）｝でほぼ決定されるので、（Ｂ）式が特に重要になると考えられる。（Ｂ）式についてさらに説明する。オーステナイトは炭素を含有できるが、フェライトは殆ど炭素を含有できない。また本発明においてはベイナイトを多く生成させないことから、焼き入れ前の段階で鋼板中の炭素の殆どはオーステナイト中に含まれると考えられる。従って、焼き入れる前のオーステイナトの炭素濃度は鋼板の炭素濃度Ｃ０をオーステナイト面積率（＝１−Ｓα、体積率が好ましいが体積率≒面積率と仮定した）で除した値にほぼ対応するものと考えられる。マルテンサイト変態開始温度は炭素濃度でほぼ決定される。マルテンサイト変態開始温度の予測式が幾つか知られており、その一つを修正し（Ｂ）式の形とした。

Ｔ１がＴ２−１００（℃）を超える場合、冷却時のマルテンサイト生成量が不足し、その後の焼き戻し処理後、室温までの冷却において残存するオーステナイトがマルテンサイトへ変態し、これは焼き戻されることがないままなので硬度は著しく高くなる。即ち、硬度の高いマルテンサイトの硬さは上記したフェライト硬さとの比が本発明範囲を満足できず、穴拡げ性が劣化することとなる。一方、Ｔ２−３００（℃）未満としても、マルテンサイト変態が完了し進行せず、その後の焼き戻し工程（加熱）に不要なエネルギを要するため、また設備制約上の点からも、この範囲を規定した。

溶融亜鉛めっきの合金化熱処理後、１℃／秒以上の冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することでマルテンサイト組織が得られる。確実にマルテンサイト組織を得るには、冷却速度３℃／秒以上が望ましい。

さらに、その後行う焼き戻し処理の板温をＴ３（℃）とするときＴ３が（Ｃ）式を満足する必要があることを見出した。
Ｔ１＋１５０（℃）≦Ｔ３≦５００℃ ・・（Ｃ）
Ｔ３が５００℃超ではマルテンサイトの焼き戻しが進行し過ぎ、強度不足が発生するので、これを上限とした。一方、Ｔ３がＴ１＋１５０（℃）未満では、マルテンサイトの焼き戻しが十分ではなく、組織間の硬度差が大きく穴拡げ性が低値となってしまうため、これを下限とした。なお、焼き戻し（加熱）の保持時間は特に限定しないが、１〜３００秒保持することが望ましい。保持時間が１秒未満では焼き戻しが不十分となる場合があり、保持時間が３００秒超では焼き戻しが完了し穴拡げ性の向上は認められない。続いて室温まで冷却するが、このときの冷却速度は強度確保や生産性を勘案し５℃／秒以上とする。

この焼き戻しのための加熱工程は連続溶融亜鉛めっきライン中に付帯されたものでも、別ラインに付帯されても構わないが、生産性の観点からは連続溶融亜鉛めっきラインに付帯された方が好ましい。別ラインとする場合は前述のめっき合金化処理出側板温Ｔ１を満足した後に１℃／ｓ以上の冷却速度でマルテンサイト変態点以下まで冷却し、別工程で焼戻板温Ｔ３まで加熱し５℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却すればよい。

尚、溶融亜鉛めっき設備によっては、本願とは別鋼種の造り込みのため２次冷却後に例えば４９０〜６００℃程度の範囲で５秒〜１０分程度の間、板温を保持する設備を備えたものがあり、本願鋼板もそのような設備を通板する場合、前記温度範囲及び時間程度では、フェライトが本発明範囲となり、また、過度な量のパーライト生成の回避が可能なので、本件鋼板の材質には特に影響を及ぼさないので前述条件で通板されても構わない。

溶融亜鉛めっき処理・合金化熱処理後にマルテンサイト変態点温度以下まで冷却した後、焼き戻し処理を実施するのは、めっき前に冷却・焼き戻しを行うとめっき工程時、特に合金化の加熱時に焼き戻しが過度に進行してしまい、所望の強度が得られない場合があるためである。言い換えれば、合金化温度はめっき層の合金化を達成するために決定されのであって、その合金化温度が材質確保のための必要温度と一致しない場合があるからである。

めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ^２以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。

以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。

表２及び表３に示すような組成の鋼板を１２３０〜１２５０℃に加熱し、その後、粗圧延を９００℃以上で全圧下率６０％以上の圧下を施し、熱延仕上げ圧延以降の条件を表４〜表６に記載の内容で実施し、２．０ｍｍ厚の高強度冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。

さらに一部鋼板を用い、表１に示す板厚、強度の鋼板を用いて作製したＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張試験を引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで行った。また、穴拡げ性評価は前述の日本鉄鋼連盟規格、ＪＦＳＴ１００１−１９９６の試験方法に従った。

その結果、ＴＳ≧７００ＭＰａ、ＴＳ×λが６５０００（ＭＰａ×％）以上を満たし、さらにＥＬ×λが１０００（％×％）以上を満たす場合を「ＯＫ」（良好）、それ以下の場合を「ＮＧ」（不良）とした。めっき性は不めっきやムラが無い場合を○、ある場合を×と評価した。

その結果を表４〜６に示す。表４〜６の中で本発明鋼は、穴拡げ性、耐食性、強度・延性バランスに優れる。

一方、本発明の範囲を満たさない比較例は、穴拡げ性あるいは延性が低く、溶接部強度・伸びバランスに劣る。また、本願発明の請求項の範囲で製造した鋼板は、ミクロ組織も上述した組織になっており外観及び強度・伸びバランスにも優れている。

焼き戻しマルテンサイトの硬さ（Ｈｖ）_１とフェライトの硬さ（Ｈｖ）_２の比（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２と引張強度（ＴＳ）×穴拡げ性（λ）の関係を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．００１〜０．２％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．００１〜０．３％、
Ｓ：０．０００１〜０．１％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板であって、鋼のミクロ組織が、面積率で３０〜９０％の焼き戻しマルテンサイト、５〜５０％のフェライト、３０％以下のベイナイトを含み、上記焼き戻しマルテンサイトの硬さ（Ｈｖ）_１と上記フェライトの硬さ（Ｈｖ）_２の比（Ｈｖ）_１／（Ｈｖ）_２が１．３〜２．４倍の範囲であることを特徴とする引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
鋼が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜５．０％、
Ｎｉ：０．００１〜５．０％、
Ｃｕ：０．００１〜５．０％、
Ｃｏ：０．００１〜５．０％、
Ｗ：０．００１〜５．０％、
Ｎｂ：０．００１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００１〜１．０％、
Ｖ：０．００１〜１．０％、
Ｚｒ：０．００１〜１．０％、
Ｈｆ：０．００１〜１．０％、
Ｔａ：０．００１〜１．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
鋼が、さらに質量％で、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇの１種以上を０．０００１〜１．０％含有することを特徴とする請求項１または２記載の引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
請求項１〜３のいずれかの１項に記載の溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造において、請求項１〜３の何れか１項に記載の鋼板の成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度１２００〜１３００℃に加熱して、その後、粗熱延で全圧下率６０〜９９％の圧下を８００〜１２００℃で加え、仕上げ圧延して巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後、Ａｃ_３−５０（℃）〜Ａｃ_３＋５０（℃）の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、１０℃／ｓ以下の冷却速度で６００℃〜７５０℃の温度域に冷却し、引き続いて５℃／秒以上の冷却速度で４９０〜６００℃の温度に冷却した後、めっき浴に浸漬し、引き続いてめっき合金化処理から１℃／秒以上の冷却速度で（Ｂ）式で限定されるマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却し、焼き戻し開始板温を（Ａ）式で範囲限定されるＴ１（℃）とし、その後、焼き戻し処理の板温を（Ｃ）式で範囲限定されるＴ３（℃）で行い、５℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
Ｔ２−３００（℃）≦Ｔ１≦Ｔ２−１００（℃）・・（Ａ）
Ｔ２＝５６０−４７０×｛Ｃ０／（１−Ｓα／１００）｝・・（Ｂ）
Ｔ１＋１５０（℃）≦Ｔ３≦５００℃ ・・（Ｃ）
ここで、Ｔ１：焼入れ開始温度に相当するめっき合金化処理出側板温（℃）、Ｔ２：マルテンサイト変態開始温度（℃）、Ｃ０：炭素質量％、Ｓα：焼き戻しおよび冷却後の製品におけるフェライト面積率（％）、Ｔ３：焼き戻し板温（℃）を意味する。
めっき浴浸漬後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行うことを特徴とする請求項４記載の引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
冷延率を４０〜８０％の範囲とすることを特徴とする請求項４または請求項５に記載の引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。