JP5194841B2 - 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、特に、780MPa以上の引張強度TSを有し、かつ、穴拡げ性や曲げ性などの延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。

近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、TSが780MPa以上で板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。特に、最近では、980MPa級、1180MPa級のTSを有する極めて強度の高い鋼板の適用も検討されている。

しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の穴拡げ性や曲げ性などの延性の低下を招き、成形性の低下につながることから、高強度と優れた成形性を併せ持ち、さらには耐食性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が望まれているのが現状である。

このような要望に対して、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.4〜2.0%、Mn:1.5〜3.0%、B:0.0005〜0.005%、P≦0.1%、4N<Ti≦0.05%、Nb≦0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板表層に合金化亜鉛めっき層を有し、合金化溶融亜鉛めっき層中のFe%が5〜25%であり、かつ鋼板の組織がフェライト相とマルテンサイト相の混合組織であるTS800MPa以上の成形性およびめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許文献2には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:1.5〜2.8%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn%)/(C%)≧15かつ(Si%)/(C%)≧4を満たし、フェライト相中に体積率で3〜20%のマルテンサイト相と残留オーステナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許文献3には、質量%で、C:0.04〜0.14%、Si:0.4〜2.2%、Mn:1.2〜2.4%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Al:0.002〜0.5％、Ti:0.005〜0.1%、N:0.006%以下を含有し、さらに(Ti%)/(S%)≧5を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の体積率が合計で6%以上で、かつマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびベイナイト相の硬質相組織の体積率α%としたとき、α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}である穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板が提案されている。
特許文献4には、質量%で、C:0.001〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.01〜3%、Al:0.001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量%で、Al:0.001〜0.5％、Mn:0.001〜2%を含有し、残部Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のSi含有率:X質量%、鋼のMn含有率:Y質量%、鋼のAl含有率:Z質量%、めっき層のAl含有率:A質量%、めっき層のMn含有率:B質量%が、0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97%のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30%のオーステナイト相および/またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特開平9-13147号公報 特開平11-279691号公報 特開2002-69574号公報 特開2003-55751号公報

しかしながら、特許文献1〜4に記載された高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、必ずしも優れた穴拡げ性や曲げ性が得られない。

本発明は、かかる事情に鑑み、780MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およ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、780MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。

ｉ）成分組成を適正化した上で、面積率で30%以上のフェライト相と30％以上70%以下のマルテンサイト相を含み、マルテンサイト相において焼戻しマルテンサイト相が全マルテンサイト相に対して20%以上を占め、さらに、粒径が1ミクロン以下のマルテンサイト相が全マルテンサイト相に対して10%以下であるミクロ組織とすることにより、780Mpa以上のTSおよび優れた穴拡げ性や曲げ性を達成できる。
ｉｉ）こうしたミクロ組織は、焼鈍時に、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、化学組成によって定められる特定の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却し、その後、溶融亜鉛めっきを施すことによって得られる。

本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、質量%でC:0.05〜0.15%、Si:0.8〜2.5%、Mn:1.5〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1%、N:0.0005〜0.01%、Cr:0.1〜1.0%、Ti：0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、30%以上のフェライト相と30%以上70%以下のマルテンサイト相を有し、かつ、前記マルテンサイト相において、焼戻しマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合が20%以上であり、さらに、粒径が1ミクロン以下のマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合が10%以下であるミクロ組織を有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。
［２］前記［１］において、前記フェライト相の平均粒径は3μm以上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。
［３］前記［１］または［２］において、前記マルテンサイト相の平均粒径は2μm以上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。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかにおいて、さらに、成分組成として、質量%で、Nb：0.0005〜0.05%を含有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。
［５］前記［１］〜［４］のいずれかにおいて、さらに、成分組成として、質量%で、Mo：0.01〜1.0%、Ni：0.01〜2.0%、Cu：0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有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。
［６］前記［１］〜［５］のいずれかにおいて、さらに、成分組成として、質量%で、Ca：0.001〜0.005%を含有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。
［７］前記［１］〜［６］のいずれかにおいて、亜鉛めっきが合金化亜鉛めっき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。
［８］前記［１］、［４］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、（Ac₃-T1×T2）℃以上Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却し、次いで、溶融亜鉛めっきを施し、30℃/s以下の平均冷却速度で冷却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。なお、前記Ｔ1およびT2は下記式（１）および式（２）により表されるものである。
T1=120 + 22.5（％Si） - 40（％Cr）・・・式（１）
T2=0.3 + 0.075（％Cr）・・・式（２）
ただし、式中、（％M）は鋼における元素Mの含有量（質量％）を示す。
［９］前記［８］において、均熱、冷却後、溶融亜鉛めっきを施す前に、300〜500℃の温度域で20〜150sの熱処理を施す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。
［１０］前記［８］または［９］において、溶融亜鉛めっきを施した後、冷却前に450〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す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。

なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度TSが780MPa以上である溶融亜鉛めっき鋼板である。

本発明によれば、780MPa以上のTSを有し、かつ、穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。

以下に、本発明の詳細を説明する。

1)成分組成
C:0.05〜0.15%
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、マルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0.05%未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難になるとともに、マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0.15%を超えると、溶接性が劣化するともに、偏析層の形成により成形性の低下を招く。したがって、C量は0.05％以上0.15%以下とする。

Si:0.8〜2.5%
Siは、本発明において極めて重要な元素である。焼鈍〜冷却過程で、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相からオーステナイト相へ固溶Cを排出してフェライト相を清浄化し、延性を向上させる。同時に、オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な溶融亜鉛めっきラインでもマルテンサイト相を生成し、複合組織化を容易にする。特に、その冷却過程において、オーステナイト相の安定化で、パーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化を促進して延性を高めるとともに、歪が集中する部位での歪伝搬性を改善して曲げ性を向上させる。さらに、Siは、フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。以上のような効果を得るには、Si量は0.8%以上とする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0.8％以上2.5%以下とする。

Mn:1.5〜3.0%
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効である。また、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。このような効果を得るには、Mn量を1.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えると、成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1.5％以上3.0%以下とする。

P:0.001〜0.05%
Pは固溶強化の作用があり、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。このような効果を得るには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.05%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0.001％以上0.05%以下とする。

S:0.0001〜0.01%
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は0.01%以下、好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.001%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S量は0.0001％以上0.01%以下、好ましくは0.0001％以上0.003%以下、より好ましくは0.0001％以上0.001%以下とする。

Al:0.001〜0.1%
Alは、フェライトを生成させ、強度と延性のバランスを向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るには、Al量を0.001%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001％以上0.1%以下とする。

N:0.0005〜0.01%
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.01%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N量は0.0005％以上0.01%以下とする。

Cr:0.1〜1.0%
CrはSi同様、本発明において極めて重量な元素である。焼鈍時の第2相分率を増加させて、未変態オーステナイト中のC量を減少させ溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程での自己焼戻しを生じ易くし、最終組織でのマルテンサイト相の硬度を低減し局部変形を抑制し穴拡げ性や曲げ性の向上に大きく寄与する。さらには、Crは炭化物へ固溶することにより炭化物の生成を容易にし自己焼戻しを極めて短時間で進行させることが出来る。同時にCrは冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制する作用があり、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にし、その後自己焼戻しされるマルテンサイトを充分な分率で生じせしめることが可能となる。以上のような効果を得るには、Cr添加量は0.1%以上とする必要がある。一方、Cr量が１.0%を越えると、第２相の分率が大きくなりすぎたり、Cr炭化物が過剰に生成するなどして、延性の低下を招く。したがって、Cr量は0.1％以上1.0%以下とする。

Ti:0.0005〜0.1%
Tiは、C、S、Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。また、Bを添加した場合は、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、上記Bの効果が有効に発現される。このような効果を得るには、Ti量を0.0005%以上にする必要がある。一方、Ti量が0.1%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0.0005％以上0.1%以下とする。

B:0.0003〜0.003%
Bは、Crと共存することにより、上記したCrの効果、すなわち焼鈍時に、第2相の分率を大きくするとともに、オーステナイト相の安定度を低下させ、溶融亜鉛めっき後の冷却過程でマルテンサイト変態、引続く自己焼戻しを容易にする効果を助長する役割を持つ。このような効果を得るには、B量を0.0003%以上にする必要がある。一方、B量が0.003%を越えると、延性の低下を招く。したがって、Bは0.0003％以上0.003%以下とする。
残部はFeおよび不可避的不純物である。ただし、これらの成分元素に加えて、以下の合金元素を必要に応じて添加することができる。

Nb：0.0005〜0.05%
Nbは鋼板強度を高める効果を有し、所望の強度を確保するため必要に応じて添加することができる。適当量を添加することで、溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍時に逆変態で生成するオーステナイトを微細化するため、その後の焼鈍〜冷却過程後に鋼組織を微細化して強度を上昇する。また、熱間圧延時或いは溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍〜冷却過程で微細なNb析出物を形成し強度を上昇する。Nb0.0005%未満ではその効果に乏しく、0.05%超えでは組織の微細化が過度になり、後述する好適の組織を得ることが出来ない。したがって、Nb含有量は0.0005%以上0.05%以下とする。

Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%のいずれか1種以上
Mo、Ni、Cuは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化を容易にする。このような効果を得るには、Mo量、Ni量、Cu量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Mo量が1.0%、Ni量が2.0%、Cu量が2.0%を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、含有する場合は、Mo量は0.01％以上1.0%以下、Ni量は0.01％以上2.0%以下、Cu量は0.01％以上2.0%以下とする。

Ca:0.001〜0.005
Caは、SをCaSとして析出させ、亀裂の発生や伝播を助長するMnSの生成を抑制し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るには、Ca量を0.001％以上にする必要がある。一方、Ca量が0.005%を超えると、その効果は飽和する。したがって、含有する場合は、Ca量は0.001％以上0.005%以下とする。

2)ミクロ組織
フェライト相の面積率:30%以上
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、延性に富む軟質なフェライト相中に、主として硬質なマルテンサイト相を分散させた複合組織からなる。そして、十分な延性を確保するためには、面積率で30%以上のフェライト相が必要である。

マルテンサイト相の面積率:30%以上70％以下
所望のTSを達成するためには、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイト相を適正分率で含む必要がある。780Mpa以上のTSを確保するには、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイト相の面積率を30％以上にする必要がある。一方で、マルテンサイト相の分率が過度に高い場合には延性が低下する。70%超えの面積率で含む場合には充分な延性を得ることができない。よって、（全）マルテンサイトの面積率は30％以上70％以下とする。

全マルテンサイト相中の焼戻しマルテンサイト相の割合：20%以上
焼戻しマルテンサイト相は焼戻されていないマルテンサイト相に比較して軟質であり、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減することで局部変形能を向上して穴拡げ性や曲げ性を向上させる。この効果を十分に発現するためには、焼戻しマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合は面積率で20%以上とする必要がある。

全マルテンサイト相中の、粒径が1ミクロン以下のマルテンサイト相の割合：10%以下
粒径が1μm以下の微細なマルテンサイトは、局所的な亀裂の発生の起点となり易く、局部変形能を低下させるため穴拡げ性や曲げ性に対して不利な影響を及ぼす。よって、粒径が1ミクロン以下のマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合は面積率で10%以下とする必要がある。

フェライト相の平均粒径：3μm以上（好適条件）
マルテンサイト相はフェライト粒界に沿って分布するため、フェライト粒径が微細である場合にはマルテンサイト相の分布が密になり易く、亀裂の伝播を容易とし、上記した焼戻しマルテンサイトの分率を制御しても、尚、穴拡げ性や曲げ性に対して不利な影響を及ぼす場合がある。よって、これを抑制するためには、フェライト相の平均粒径は3μm以上とするのが好ましい。

マルテンサイト相の平均粒径：2μm以上（好適条件）
上記したように全マルテンサイトに対する粒径が1ミクロン以下のマルテンサイト相の割合や焼戻しマルテンサイトの分率を制御しても、マルテンサイト相の平均粒径が2μm未満の微細である場合には、局所的な亀裂の発生の起点となり易く、局部変形能を低下させるため穴拡げ性や曲げ性に対して不利な影響を及ぼす場合がある。よって、これを抑制するには、マルテンサイト相の平均粒径は2μm以上とするのが好ましい。

なお、本発明における組織としては、フェライト相とマルテンサイト相以外に、本発明の効果が損なわれない範囲で、残留オーステナイト相、パーライト相、ベイナイト相を合計の面積率で20%以下の範囲で含んでもよい。

なお、本発明におけるフェライト相およびマルテンサイト相の面積率とは、観察面積に占める各相の面積割合のことである。また、焼戻しマルテンサイト相、粒径が1μｍ以下のマルテンサイト相の面積率とは、マルテンサイト相の面積に占める焼戻しマルテンサイト相、粒径が1μｍ以下のマルテンサイト相の各々の面積の割合のことである。そして、上記各面積率やフェライト相およびマルテンサイト相の平均粒径は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタールで腐食し、SEM(走査電子顕微鏡)を用いて、組織の大きさに応じて1000〜5000倍程度の倍率で10視野観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求めることができる。

3)製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、（Ac₃-T1×T2）℃以上Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却し、次いで、溶融亜鉛めっきを施し、30℃/s以下の平均冷却速度で冷却する方法によって製造できる。以下、詳細に説明する。

焼鈍の加熱条件：５℃/ｓ以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱
5℃/ｓ以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱することにより、加熱中の回復、再結晶フェライト相の生成を抑制して、均熱時にフェライト相やオーステナイト相を均一に分散できるため、最終組織において穴拡げ性や曲げ性を向上できる。

焼鈍の均熱条件：（Ac₃-T1×T2）℃以上でAc₃変態点以下の温度域で30〜500s均熱、ただし、前記Ｔ1およびT2は下記式（１）および式（２）により表されるものである。
T1=120 + 22.5（％Si） - 40（％Cr）・・・式（１）
T2=0.3 + 0.075（％Cr）・・・式（２）
ただし、式中、（％M）は鋼における元素Mの含有量（質量％）を示す。
均熱時にオーステナイト分率を高めることにより、オーステナイト中のC濃度が低減しMｓ点が上昇して溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程での自己焼戻し効果が得られる。また、焼戻しによりマルテンサイト硬度が低下しても尚充分な強度の達成が可能となり、充分な強度と良好な局部延性を得ることができる。これを実現するためには、化学組成を適正に制御した上で、添加Si量とCr量で決定されるT1、T2により表される（Ac₃-T1×T2）℃以上でAc₃変態点以下の温度域を均熱温度とする必要がある。ここで、T1、T2は発明者による種々の実験結果より求められた経験式であるが、T1はフェライトとオーステナイトが共存する温度範囲を示すものであり、T2は均熱中のオーステナイト分率が、引続く一連の工程中で自己焼戻しを生じるのに充分となる温度範囲の2相共存温度範囲に対する比率を示すものである。均熱温度が（Ac₃-T1×T2）℃を下回る場合には、オーステナイト分率が充分でなく自己焼戻しが生じず穴拡げ性や曲げ性が向上しないばかりか強度が低下する。均熱温度がAc₃変態点を超える場合にはフェライト生成が充分でなく延性が不足する。
また、均熱時間は30以上500ｓ以下とする。均熱時間が30sに満たない場合には、加熱中に生成するフェライトのオーステナイトへの逆変態が充分でなく必要なオーステナイト分率を得ることができない。均熱時間が500sを超える場合には効果が飽和するとともに生産性を阻害する。

焼鈍時の冷却条件；均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却
均熱後は、均熱温度から550℃以下の温度域（冷却停止温度）まで、3〜30℃/sの平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が3℃/s未満だと冷却中にフェライト変態が進行して未変態オーステナイト中へのCの濃化が進み自己焼戻し効果が得られず穴拡げ性や曲げ性の低下を招く。平均冷却速度が30℃/sを超える場合にはフェライト変態抑制の効果が飽和するとともに一般的な生産設備ではこれを実現することが困難である。
また、冷却停止温度が550℃を越える場合には、フェライトやパーライトの生成によるマルテンサイト分率の低下が著しく30%未満となるため、780Mpa以上のTSが得られない。

焼鈍後は、通常の条件で溶融亜鉛めっきが施される。
なお、均熱、冷却後、溶融亜鉛めっきを施す前に、300〜500℃の温度域で20〜150sの熱処理を施すことが好ましい。

均熱、冷却後の熱処理；300〜500℃の温度域で20〜150s
焼鈍後に、300〜500℃の温度域で20〜150sの熱処理を行うことで、自己焼戻しによるマルテンサイト相の軟質化をより効果的に発現させて穴拡げ性や曲げ性の一層の改善を図ることができる。熱処理温度が300℃未満の場合や熱処理時間が20s未満の場合は、こうした効果が小さい。一方、熱処理温度が500℃を超える場合や、熱処理時間が150sを超える場合は、マルテンサイト相の硬度低下が著しく、780Mpa以上のTSが得られない。

また、焼鈍後は、上記熱処理を行うかどうかにかかわらず、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することができる。450〜600℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のFe濃度は8〜12%とになり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。450℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招き、600℃を超えると、合金化が進行し過ぎてパウダリング性が低下したり、パーライト相やベイナイト相などが多量に生成して高強度化や穴拡げ性の向上が図れない。

上記以外の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に用いられる亜鉛めっき前の鋼板は、上記成分組成を有するスラブを熱間圧延し、所望の板厚まで冷間圧延して製造される。また、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき前熱処理、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきを合金化処理などの一連の処理は、連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。

スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延する時、スラブは再加熱されるが、圧延荷重の増大を防止するため、加熱温度は1150℃以上にすることが好ましい。また、スケールロスの増大や燃料原単位の増加を防止するため、加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。

熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延により行われるが、仕上圧延は、冷間圧延・焼鈍後の成形性の低下を防ぐために、Ar₃変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。
また、結晶粒の粗大化による組織の不均一やスケール欠陥の発生を防止するため、仕上温度は950℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延後の鋼板は、スケール欠陥の防止や良好な形状性の確保の観点から、500〜650℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。

巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、ポリゴナルフェライト相を効率的に生成させるため、圧下率40%以上で冷間圧延されることが好ましい。

溶融亜鉛めっきには、Al量を0.10〜0.20%含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。

表１に示す成分組成の鋼No.A〜Kを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。得られたスラブを、1200℃に加熱後、850〜920℃の仕上温度で熱間圧延を行い、600℃の巻取温度で巻取った。次いで、酸洗後、表2に示す板厚に圧下率50%で冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表2に示す焼鈍条件で焼鈍後、一部については400℃で表2に示す時間めっき前熱処理を施した後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬し、付着量45g/m²の亜鉛めっきを形成し、表2に示す温度で合金化処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板No.1〜20を作製した。
なお、表2に示すように、一部の亜鉛めっき鋼板では、めっき前熱処理や合金化処理を行わなかった。

以上により得られた亜鉛めっき鋼板について、フェライト相、マルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相、粒径が1μｍ以下のマルテンサイト相の各々の面積率、およびフェライト相、マルテンサイト相の平均粒径を測定した。
なお、測定方法については、ミクロ組織は鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（SEM）で5000倍に拡大してフェライト相、マルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相を同定した。これを画像解析ソフト（Image-Pro ;Cybernetics社製）により解析し各相の面積率を求め、焼戻しマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合を算出した。また、フェライト相、マルテンサイト相の各結晶粒の占有面積を導出し各々の相毎に平均化し、その平方根をもって各々の相の平均結晶粒径とした。さらに、粒径が1ミクロン以下のマルテンサイト相を抽出して面積率を導出し、その全マルテンサイト相に対する割合を算出した。
また、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、20mm/minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、TSおよび全伸びElを測定した。さらに、100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率λ(%)を求め、穴拡げ性を評価した。さらにまた、圧延方向と直角方向に幅30mm×長さ120mmの短冊状の試験片を採取し、端部を表面粗さRyが1.6〜6.3Sとなるように平滑にした後、押し曲げ法により180°の曲げ角度で曲げ試験を行い、亀裂やネッキングの生じない最小の曲げ半径を限界曲げ半径として求めた。

以上により得られた結果を表3に示す。

本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれもTSが780MPa以上であり、穴拡げ率λが40%以上、限界曲げ半径が1.0mm以下で優れた穴拡げ性と曲げ性を有しており、また、TS×El≧18000MPa・%で強度と延性のバランスも高く、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。

Claims (10)

1. 成分組成は、質量%でC:0.05〜0.15%、Si:0.8〜2.5%、Mn:1.5〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1%、N:0.0005〜0.01%、Cr:0.1〜1.0%、Ti：0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、30%以上のフェライト相と30%以上70%以下のマルテンサイト相を有し、かつ、前記マルテンサイト相において、焼戻しマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合が20%以上であり、さらに、粒径が1ミクロン以下のマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合が10%以下であるミクロ組織を有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。
2. 前記フェライト相の平均粒径は3μm以上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. 前記マルテンサイト相の平均粒径は2μm以上であることを特徴とする請求項1または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. さらに、成分組成として、質量%で、Nb：0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. さらに、成分組成として、質量%で、Mo：0.01〜1.0%、Ni：0.01〜2.0%、Cu：0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. さらに、成分組成として、質量%で、Ca：0.001〜0.005%を含有することを特徴とする請求項1〜5のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項1〜6のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 請求項1、4〜６のいずれかに記載の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、（Ac₃-T1×T2）℃以上Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却し、次いで、溶融亜鉛めっきを施し、30℃/s以下の平均冷却速度で冷却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。なお、前記Ｔ1およびT2は下記式（１）および式（２）により表されるものである。
   T1=120 + 22.5（％Si） - 40（％Cr）・・・式（１）
   T2=0.3 + 0.075（％Cr）・・・式（２）
   ただし、式中、（％M）は鋼における元素Mの含有量（質量％）を示す。
9. 均熱、冷却後、溶融亜鉛めっきを施す前に、300〜500℃の温度域で20〜150sの熱処理を施すことを特徴とする請求項8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。
10. 溶融亜鉛めっきを施した後、冷却前に450〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項8または9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。