JP5245228B2

JP5245228B2 - 伸び、耐食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

Info

Publication number: JP5245228B2
Application number: JP2006235380A
Authority: JP
Inventors: 直樹松谷; 誠司古迫; 展弘藤田; 貢一後藤; 力岡本; 俊樹服部; 紀行菱沼; 晃彦北村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-08-31
Filing date: 2006-08-31
Publication date: 2013-07-24
Anticipated expiration: 2026-08-31
Also published as: JP2008056993A

Description

本発明は、伸び、耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、特に自動車業界においては、車体安全性向上、燃費向上を目的とした、車体軽量化の観点から、高強度鋼板の需要が高まりつつある。部品の多くはプレス加工により成形されているが、一般的に鋼板の高強度化に伴い、延性の劣化が見られるため、成形性が困難となる。また、通常車体の部品には高い耐食性が要求される。これらの背景から、強度と伸びを両立した高強度亜鉛めっき鋼板に対する要求が高い。

強度と伸びを両立した鋼板として、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が最近骨格部材に利用されるようになってきた。通常の残留オーステナイト鋼は、鋼中に比較的多量のＳｉを含有する成分系であるため、通常のＡｌを含有しためっき浴を用いたゼンジマー法ではめっき濡れ性が大きく低下し、不めっきが発生するため外観品質が悪化する。この原因は、還元焼鈍時に鋼板表面にＳｉ酸化物が濃化し、Ｓｉ酸化物の溶融亜鉛に対する濡れ性が悪いためであると言われている。また残留オーステナイト鋼は、連続焼鈍時に３５０〜５５０℃の温度範囲で３０秒〜３０分保持することで、オーステナイト相が安定するとされているが、一般的な連続溶融亜鉛めっき設備には、上記等温保持が可能な設備を有していないものが多いことから、溶融亜鉛めっきが可能な残留オーステナイト鋼は、成分的にも製法的にも困難とされてきた。

これらの問題を解決する手段として、特許文献１、および特許文献２において、Ｓｉを低減し、代替元素としてＡｌを添加することで、連続溶融亜鉛めっき設備で実現可能な製造方法が開示されている。しかし、当時と比べてめっき品質に対する要求が高くなってきており、上記公報の製造方法では要求を達成できない。

また、スラブからの一貫製造において、残留オーステナイト相を安定に確保するためには、連続溶融亜鉛めっき工程の熱処理条件だけでなく、熱延条件、冷延条件によって大きな影響を受けるが、これらの熱延条件、冷延条件を考慮した鋼板は開発されていない。

特開平５−１７１３４４号公報特開平６−１４５７８８号公報

本発明は、上記課題を解決し、伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法を工業的規模で実現することを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決するために、種々検討を行った結果、鋼板成分、ミクロ組織及び熱延仕上げ圧延完了温度と熱延厚及び冷延厚とを規定することで、伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを見出した。

本発明は上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨は以下の通りである。

（１）高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．２％未満、
Ｍｎ：０．００１〜３％、
Ｐ：０．００１〜０．３％、
Ｓ：０．０００１〜０．１％、
Ａｌ：０．００１〜４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であって、鋼板のミクロ組織の占有率が、体積分率で４０％〜８５％のフェライト相、５％〜５５％のベイナイト相、５％〜５０％の残留オーステナイト相、１０％以下のマルテンサイト相からなり、残留オーステナイト相中に含まれるＣを質量％で１％以上とし、かつ残留オーステナイト粒のうち、隣り合う残留オーステナイト粒間の距離が２μｍ以上の粒が全残留オーステナイト粒の８０％以上を占めることを特徴とする伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（２）鋼が、さらに質量％で、Ｍｏ：０．００１〜１％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（３）鋼が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜０．２８％、
Ｎｉ：０．００１〜０．１％、
Ｃｕ：０．００１〜５％、
Ｃｏ：０．００１〜５％、
Ｗ：０．００１〜５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（４）鋼が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（５）鋼が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（６）鋼が、さらに質量％で、Ｙ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅの１種以上を０．０００１〜１％含有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（７）上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分を有する鋳片を、１１００℃〜１３００℃に加熱し、鋼中のＣ質量％をＡ、Ｓｉ質量％をＢ、Ｍｎ質量％をＣ、Ａｌ質量％をＤとした時に、仕上げ圧延完了温度（ＦＴ）が式（１）を満たすような条件で熱間圧延し、かつ熱延鋼板の板厚をＥ、冷延後の板厚をＦとし、熱延仕上げ圧延完了温度をＦＴとした時に、式（２）を満たすような条件で冷延し、引き続き、Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、焼鈍時の最高到達温度：Ｔｍａｘ／℃としたとき、焼鈍後Ｔｍａｘ／１０００〜Ｔｍａｘ／１０℃／ｓの冷却速度でＴｍａｘ−２５０〜Ｔｍａｘ−１００℃の温度域に冷却し、引き続いて０．１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度−３０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）にまで冷却した後めっき浴に浸漬し、浸漬時間を含めて、めっき浴温度−３０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）の温度域に２〜９００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ＦＴ≧９００−（Ａ−Ｂ／１４＋Ｃ／７−Ｄ／４）×４８４・・・・（１）
（１−Ｆ／Ｅ）×１００−２１４．８９×（ＦＴ−（８５０−（Ａ−Ｂ／１４＋Ｃ／７−Ｄ／４）×４８４））^{−０．２７６}≧０・・・・（２）

（８）熱延巻き取りを４００〜６００℃の温度範囲で行うことを特徴とする上記（７）に記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法。

（９）めっき浴浸漬および保持後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行い、室温まで冷却することを特徴とする上記（７）または（８）に記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明により伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法を工業的規模で実現することが可能となった。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明における鋼板成分の限定理由について述べる
Ｃ：鋼の強度を確保するために、下限を０．０００１％とした。また残留オーステナイトを充分な量と安定性を確保するのに必須の成分であるため、好ましくは０．０５％以上とするのが良い。一方、過剰に添加すると溶接性が不利になるため、上限を０．３％とした。また、溶接性とのバランスから０．２４％以下にすることが望ましい。

Ｓｉ：鋼の強度確保のために０．００１％以上とした。これに加え、炭化物の生成を遅らせることで、残留オーステナイトの形成に有効な元素である。しかし、過剰な添加は溶融亜鉛めっき性を劣化させるため、上限を０．２％未満とした。また、めっき品位が特に厳しい場合は、０．１％以下にすることが望ましい。

Ｍｎ：鋼の強化効果が現れる最低添加量として、下限を０．００１％とした。また、オーステナイトを安定化する効果があるため、残留オーステナイトの生成に有効であるが、過剰な添加は伸びに悪影響を及ぼすため、上限を３％とした。

Ｐ：０．００１％以上の添加で鋼の強化効果が現れるため、これを下限とした。しかし、添加量が多いと溶接性や延性を劣化させるため、０．３％を上限とした。

Ｓ：極低化は経済的にも不利であるため、下限を０．０００１％とした。また０．１％を上限としたのは、これを超える量の添加では、ＭｎＳを析出することで延性が阻害されるためである。

Ａｌ：低Ｓｉのため、脱酸の目的で下限を０．００１％とした。また炭化物の生成を抑制することで、残留オーステナイトの安定化に有効な元素であるため、好ましくは０．１％以上とするのが良い。一方過剰な添加は溶接性や溶融亜鉛めっき性を劣化させるため、４％を上限とした。また、めっき密着性の良好な範囲としては１．７％以下とすることが望ましい。

またＮは不可避的に含まれる元素であるが、加工性の面で低いほうが望ましく、過剰に含有する場合は、ＡｌＮ析出量が多くなりＡｌ添加の効果を減少させるため、０．０１％以下の含有が好ましい。

さらに本発明の鋼板は、強度および伸びと特に合金化亜鉛めっき品質良化を目的とする場合には、Ｍｏを含有しても良い。

Ｍｏ：０．００１％以上の添加で、鋼の強化効果が現れるため、これを下限とした。また、炭化物の生成を抑制することで、残留オーステナイトの安定化に有効であるが、過剰添加は延性劣化を伴うため、１％を上限とした。一方、合金化亜鉛めっき品質をさらに良化させ、かつ強度と伸びのバランスを高度に確保するためには０．２％以下の添加が望ましい。

さらに本発明の鋼板は、強度の更なる向上を目的として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗを１種または２種以上含有しても良い。

Ｃｒ：添加量を０．００１〜０．２８％の範囲としたのは、０．００１％以上で強化効果が現れること、２５％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が、Ｃｒの上限は実施例に示す０．２８％とした。

Ｎｉ：添加量を０．００１〜０．１％の範囲としたのは、０．００１％以上で強化効果が現れること、１０％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が、Ｎｉの上限は実施例に示す０．１％とした。

Ｃｕ：添加量を０．００１〜５％の範囲としたのは、０．００１％以上で強化効果および耐食性向上効果が現れること、５％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼすためである。

Ｃｏ：添加量を０．００１〜５％の範囲としたのは、０．００１％以上で強化効果が現れること、５％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ためである。

Ｗ：添加量を０．００１〜５％の範囲としたのは、０．００１％以上で強化効果が現れること、５％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ためである。

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強炭化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を含有できる。

これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１％ととした。

Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１％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、加工性が低下するため、上限を０．１％とした。また、薄鋼板の加工性因子の１つである穴拡げ性を良好にする目的からは０．００２０％以下の添加が望ましく、Ｔｉとの複合添加によりその改善効果を有効に発揮できる。

さらにＹ、ＲＥＭ（希土類元素：原子番号５７〜７１）、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅを、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できる。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。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％以上の添加とした。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％を上限とした。特に、ＲＥＭの添加は介在物制御を介しての材質改善効果があるため０．０１％以下の添加が望ましい。

次に、鋼板のミクロ組織について述べる。

フェライト相は、加工性を確保するために、体積分率で４０％以上、好ましくは７０％以上とするのが望ましい。フェライト相の体積分率の増加は延性を高めるが強度低下に結びつくため、上限は体積分率で８５％とする。

ベイナイト相は、体積分率で５％以上含有されると強化に役立つため、下限を５％とした。さらに、オーステナイト相と共存することで、残留オーステナイト相の安定化に効果的である。一方で過多に生成すると延性低下を招くことから、上限を５５％とする。

また、マルテンサイト相は強化に有効であるが、体積分率が１０％を超えると強度延性バランスが劣化し、また穴拡げ性、局部延性も劣化するため１０％以下が望ましい。

残留オーステナイト相は、加工誘起変態により優れた強度延性バランス持つが、この効果を発揮するには体積分率で５％以上含有されることが必要である。望ましくは１０％以上とするのが良い。また体積分率で５０％を超えると脆化傾向を示すため、５０％以下が望ましい。さらに、残留オーステナイト相中のＣ濃度はオーステナイト安定化の指標であり、質量％で１％未満の場合は、室温では不安定となるため、１％以上とした。上限は特に定めないが、残留オーステナイト相の体積分率や他相の炭素濃度とのバランスで決定される。

最近では、高強度と高延性の優れた材質バランスを実現している基準として、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が２００００（ＭＰａ・％）以上を良好とされつつある。発明者らはこの条件を満足するために鋭意検討した結果、残留オーステナイト粒の分布状態と延性の関係に着目し、残留オーステナイト粒の均一性が、延性に極めて強く作用する事がわかった。

これを定量化した結果、隣り合う残留オーステナイト粒間の距離が２μｍ以上の場合に、優れた強度延性バランスが得られる事がわかった。なお、残留オーステナイト粒の隣り合う最短の重心間距離を、隣り合う残留オーステナイト粒間の距離とする。この原因は明確ではないが、密集している時には、残留オーステナイト相への応力集中が均一に起こらないため、加工誘起塑性現象が有効に作用しないことによると考えられる。さらに、図１に示すように、隣り合う残留オーステナイト粒間の距離が２μｍ以上の粒が全残留オーステナイト粒の８０％以上を占める時に、つまり、バンド状に存在する残留オーステナイト相が極めて少なく、均一に生成している時に、優れた強度延性バランスが得られる事を発見した。また、図２に示すように、全残留オーステナイト粒の８０％となる隣り合う残留オーステナイト粒間の距離は５μｍ以上が好ましい。また、隣り合う残留オーステナイト粒間の距離が大きくなりすぎると、残留オーステナイト粒のサイズが大きくなり、加工に対して著しく安定化し延性が劣化するため、全残留オーステナイト粒の８０％となる隣り合う残留オーステナイト粒間の距離は２０μｍ以下が望ましい。

このような組織を有する高強度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、本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを１１００℃以上に加熱して、特にスラブで炭化物として存在しているＭｏ系炭化物を再溶解する必要がある。一方、１３００℃超の加熱は局部的な異常酸化を促進させてしまう懸念からこれを加熱温度の上限とすることが望ましい。スラブ加熱その後、仕上げ圧延を行うが、隣り合う残留オーステナイト相間の距離を２μｍ以上にするために鋭意研究を行った結果、２つの制御が重要である事を見出した。１つは仕上げ圧延時に、オーステナイト相をしっかりと再結晶してやること。もう１つは冷延率を高くすることが有効である事を見出した。これらの定量化を検討した結果、以下の条件で達成できる事を見出すに至った。鋼中のＣ質量％をＡ、Ｓｉ質量％をＢ、Ｍｎ質量％をＣ、Ａｌ質量％をＤとした時に、仕上げ圧延完了温度（ＦＴ）が式（１）を満たすような条件で仕上げ圧延を行うことで、オーステナイト相の再結晶を確実化し、優れた強度延性バランスが得られることを見出した。一例として図３を示す。Ｃ質量％を０．１９８％、Ｓｉ質量％を０．０４５％、Ｍｎ質量％を１．３３％、Ａｌ質量％を１．３９％とした時に（１）式を満たす場合、隣り合う残留オーステナイト相間の距離の８０％以上が２μｍ以上となりＴＳ×Ｅｌが２００００以上となる。
ＦＴ≧９００−（Ａ−Ｂ／１４＋Ｃ／７−Ｄ／４）×４８４・・・・（１）
特に、優れた強度延性バランスを得るためには、（１）式の右辺＋１００℃以上で仕上げ圧延することが望ましく、この理由は、仕上げ圧延後のオーステナイト相の再結晶促進による熱延板組織均一化に起因した、残留オーステナイト相が均一に分散して生成される事によると推定される。

さらに、本発明者らは、種々の鋭意検討の結果、従来は考慮されていなかった冷延率についても、図４に示すように冷延率を高くするに従って、ＴＳ×Ｅｌバランスが向上することを見出した。さらに図５に示すように、冷間圧延１段目での冷延率は１０〜３０％とし、より好ましくは１５〜３０％の範囲とすることで、熱延板で生成されたバンド状組織を分断する作用により延性が向上し、ＴＳ×Ｅｌバランスが向上して２００００以上となることを発見した。上限は設備制約上３０％以下とした。さらに、熱延条件と複合で考えた時には、熱延鋼板の板厚をＥ、冷延後の板厚をＦとした時に、式（２）を満たすような条件で冷延することで、優れた強度延性バランスが得られることを見出した。一例として図６を示す。Ｃ質量％を０．２０６％、Ｓｉ質量％を０．１１７％、Ｍｎ質量％を１．２４％、Ａｌ質量％を１．５８％、熱延鋼板の板厚を２．５〜３．４ｍｍ、冷延後の板厚を１．２ｍｍ、ＦＴを８６０〜９４９℃とした時に（２）式
（１−Ｆ／Ｅ）×１００−２１４．８９×（ＦＴ−（８５０−（Ａ−Ｂ／１４＋Ｃ／７−Ｄ／４）×４８４））^{−０．２７６}≧０・・・・（２）
を満たす場合、ＴＳ×Ｅｌが２００００以上となる。これは式（２）を満たすことで、冷延板ではセメンタイトが微細に分散され、これにより、焼鈍工程でセメンタイトが溶解しやすくなり、速やかに２相平衡状態に達することで、優れた強度延性バランスが得られたと考えられる。式（２）の意味するところは、ＦＴが（１）式の右辺＋１００℃を達成できない場合、また設備的制約で高冷延率を達成できない場合に、式（２）を満たす事で優れた強度延性バランスを得られる事である。

熱延巻き取り温度は、ベイナイト生成による均一な熱延組織を得る目的で、６００℃以下に巻き取る事とした。巻き取り温度を過剰に低温にすると、冷延時の反力増加の問題から、４００℃以上での巻き取りが望ましい。

次に冷延後の焼鈍温度は、Ａｃ１未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少なく、最終的な鋼板に残留オーステナイト相を残すことが出来ない。このため、Ａｃ１を焼鈍温度の下限とした。また焼鈍温度がＡｃ３＋５０℃を超えても、何ら鋼板の特性を改善せず、製造コストの上昇を招くために、焼鈍温度の上限をＡｃ３＋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。また、より良好な強度延性バランスを得るためには、Ａｃ１＋５０℃以上の温度域で６０〜３００秒の範囲で焼鈍することが望ましい。

その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはかるのに重要である。焼鈍時の最高温度：Ｔｍａｘ／℃としたとき、この冷却速度がＴｍａｘ／１０００℃／ｓ未満とすることは、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じる。一方、冷却速度がＴｍａｘ／１０℃／秒を超える場合にはフェライト変態が十分に起こらず、最終的な鋼板中の残留オーステナイト相確保が困難となったり、マルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうため、これを上限とした。

この一次冷却が焼鈍時の最高温度：Ｔｍａｘ／℃としたときＴｍａｘ−２５０℃未満まで行われると、冷却中にパーライトが生成したり充分なフェライトが生成しないことからこれを下限とした。しかしながら、冷却がＴｍａｘ−１００℃より高温で停止するとフェライト変態の進行が十分ではないのでこれを上限とした。

引き続き行われる二次冷却の急速冷却は、冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起こらないような冷却速度として０．１℃／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、０．１〜１００℃／秒を冷却速度の範囲とした。

この二次冷却の冷却停止温度がめっき浴温度−３０℃よりも低いと、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り、めっき浴温度＋５０（℃）を超えると炭化物析出が短時間で生じるため、残留オーステナイトやマルテンサイトの量が確保できなくなる。このため、２次冷却の停止温度をめっき浴温度−３０℃以上めっき浴温度＋５０（℃）とした。鋼板中に残留しているオーステナイト相を室温で安定にするためには、その一部をベイナイト相へ変態させる事でオーステナイト中の炭素濃度を更に高めることが必須である。ベイナイト変態を短時間で進行させるため、めっき温度−３０℃からめっき温度＋５０℃の温度域で浸漬時間を含めて２〜９００秒保持することとした。好ましくは、保持時間を１０〜７００秒とする事が望ましい。合金化処理を行う場合はこれを含めて前記保持時間とすることが望ましい。

２次冷却の停止温度がめっき温度−３０℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、めっき温度＋５０℃を超えると炭化物が生じて十分な残留オーステナイト相を残すことが困難となる。

また合金化処理を行う場合には、合金化温度を４００℃〜５５０℃以下とした。合金化温度が４００℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。また５５０℃を超えると炭化物析出を伴い、強度延性バランスの劣化が起こるためである。好ましくは５３０℃以下とする。

以下、本発明の実施例によってさらに詳細に説明する。

表１に示すような組成の鋼を、真空溶解炉にて製造し、冷却凝固後１１００℃以上に再加熱し、表２に示す条件で仕上げ圧延及び巻き取り処理を施した鋼帯を、酸洗した後に冷延して１．２ｍｍ厚とした。

その後、Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、焼鈍時の最高到達温度：Ｔｍａｘ／℃としたとき、焼鈍後Ｔｍａｘ／１０００〜Ｔｍａｘ／１０ ℃／ｓの冷却速度でＴｍａｘ−２５０〜Ｔｍａｘ−１００℃の温度域に冷却し、引き続いて０．１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度−３０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）にまで冷却した後めっき浴に浸漬し、浸漬時間を含めて、めっき浴温度−３０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）の温度域に２〜６００秒保持した後、一部の鋼帯については、めっき後に４００〜５５０℃で保持する事で、合金化処理を施した。

引張特性はＪＩＳ５号試験片にて評価し、高強度と高延性の優れた材質バランスを実現している基準として、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が２００００（ＭＰａ・％）以上を良好とした。金属組織の同定、存在形態、占有率は、鋼板圧延方向断面を５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡での観察及び、Ｘ線回折による残留オーステナイト率の測定にて定量化可能である。フェライトはナイタールエッチング、マルテンサイトはレペラーエッチングにて観察した。残留オーステナイトの体積分率は、供試材の表層より１／４厚まで化学研磨した面で測定し、ＭｏＫα線による、フェライトの（２００）及び（２１１）面積分強度とオーステナイトの（２００），（２２０）及び（３１１）相積分強度から定量した。また、残留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条数を求め、格子乗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、（１９９６）２４１）から算出した。残留オーステナイト粒間の距離は、ＥＢＳＰ（後方散乱電子線解析装置）により結晶方位マッピングを実施して残留オーステナイト粒を判別し、画像解析により重心位置を測定する事で求めた。ＥＢＳＰは０．１μｍ以下のピッチで測定を実施し、少なくとも５００個の残留オーステナイト粒について測定を行った。

めっき性能は目視にてめっきの付着状況を確認し、めっき面の内９５％以上の面積で均一に付着している場合を優（＝◎）、９０％以上の面積で均一に付着している場合を良（＝○）とした。合金化についてはパウダリング試験により、評点３以下を優（＝◎）とした。

表２および表３より、本発明鋼は、強度・伸びバランスに優れており、めっき性能も良好である。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・伸びバランスに優れている。
一方、本発明の範囲を満たさない比較例は、強度・伸びバランスに劣り、めっき性能も劣位である。

隣り合う残留オーステナイト粒間の距離が２μｍ以上の粒の割合とＴＳ×Ｅｌの相関を示す図である。全残留オーステナイト粒の８０％となる隣り合う残留オーステナイト粒間の距離とＴＳかけるＥｌの相関を示す図である。仕上げ圧延完了温度ＦＴとＴＳ×Ｅｌの相関を示す図である。冷延率とＴＳ×Ｅｌの相関を示す図である。冷間圧延１段目の冷延率とＴＳ×Ｅｌの相関を示す図である。式（２）の左辺とＴＳ×Ｅｌの相関を示す図である。

Claims

高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．２％未満、
Ｍｎ：０．００１〜３％、
Ｐ：０．００１〜０．３％、
Ｓ：０．０００１〜０．１％、
Ａｌ：０．００１〜４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であって、鋼板のミクロ組織の占有率が、体積分率で４０％〜８５％のフェライト相、５％〜５５％のベイナイト相、５％〜５０％の残留オーステナイト相、１０％以下のマルテンサイト相からなり、残留オーステナイト相中に含まれるＣを質量％で１％以上とし、かつ残留オーステナイト粒のうち、隣り合う残留オーステナイト粒間の距離が２μｍ以上の粒が全残留オーステナイト粒の８０％以上を占めることを特徴とする伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼が、さらに質量％で、Ｍｏ：０．００１〜１％を含有することを特徴とする請求項１に記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜０．２８％、
Ｎｉ：０．００１〜０．１％、
Ｃｕ：０．００１〜５％、
Ｃｏ：０．００１〜５％、
Ｗ：０．００１〜５％
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または２に記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％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伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％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伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼が、さらに質量％で、Ｙ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅの１種以上を０．０００１〜１％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伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分を有する鋳片を、１１００℃〜１３００℃に加熱し、鋼中のＣ質量％をＡ、Ｓｉ質量％をＢ、Ｍｎ質量％をＣ、Ａｌ質量％をＤとした時に、仕上げ圧延完了温度（ＦＴ）が式（１）を満たすような条件で熱間圧延し、かつ熱延鋼板の板厚をＥ、冷延後の板厚をＦとし、熱延仕上げ圧延完了温度をＦＴとした時に、式（２）を満たすような条件で冷延し、引き続き、Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、焼鈍時の最高到達温度：Ｔｍａｘ／℃としたとき、焼鈍後Ｔｍａｘ／１０００〜Ｔｍａｘ／１０℃／ｓの冷却速度でＴｍａｘ−２５０〜Ｔｍａｘ−１００℃の温度域に冷却し、引き続いて０．１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度−３０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）にまで冷却した後めっき浴に浸漬し、浸漬時間を含めて、めっき浴温度−３０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）の温度域に２〜９００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ＦＴ≧９００−（Ａ−Ｂ／１４＋Ｃ／７−Ｄ／４）×４８４・・・・（１）
（１−Ｆ／Ｅ）×１００−２１４．８９×（ＦＴ−（８５０−（Ａ−Ｂ／１４＋Ｃ／７−Ｄ／４）×４８４））^{−０．２７６}≧０・・・・（２）
熱延巻き取りを４００〜６００℃の温度範囲で行うことを特徴とする請求項７に記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法。
めっき浴浸漬および保持後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行い、室温まで冷却することを特徴とする請求項７または８に記載の伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。