JP5487203B2 - 表面特性に優れた高加工用高強度薄鋼板及び亜鉛メッキ鋼板とその製造方法 - Google Patents

表面特性に優れた高加工用高強度薄鋼板及び亜鉛メッキ鋼板とその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は自動車構造部材及び内外板用として主に用いられる高強度薄鋼板及び亜鉛メッキ鋼板とその製造方法に関し、より詳しくは、従来の高強度鋼よりも優れた耐食性と加工性を示すだけでなく、優れた亜鉛メッキ性を有するために自動車車体の耐腐食性を向上させ、乗客の安定性と車体の耐久性を向上させる表面特性に優れた高加工用高強度薄鋼板及び亜鉛メッキ鋼板とその製造方法に関する。
近年、自動車用鋼板に対する自動車の燃費節減と衝突時における乗客の安定性への要求が高まって鋼の強度が徐々に高くなる一方、自動車成形品の複雑化、一体化の傾向に伴い、さらに高い水準の成形性を有する鋼板が求められている。それだけでなく、一方では自動車使用環境の側面で耐２次加工脆性及び溶接部の疲労特性に優れ、メッキ表面が美麗な鋼板が求められていることは周知の事実である。一般的に、鋼板の成形性及び強度を上げるためには、材質強化元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌなどを添加することにより製造するのが普通である。これらの元素は、高温で形成されたオーステナイト組織を常温でフェライトとセメンタイトまたはパーライトに変態させず、急速冷却中に準安定変態組織であるマルテンサイトやベイナイトまたは常温まで残留するオーステナイト（以下、「残留オーステナイト」という）を形成することによって適切な強度と延性を得る役割を果たす。
特許文献１と特許文献２では、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎを基本とし、強度に比べて加工性低下が低い固溶強化元素であるＰを添加したりＳｉと類似した特性を有するＡｌを添加し、ＳｉとＡｌの含量を制限し、加工脆性を向上させるためにＢを添加したり希土類金属などの様々な成分を添加する方法が開示されているが、主要成分以外には効果が明確でなかったり、一部の元素に対する主張は通常の冶金学的な知識とは離れている。例えば、Ｂの場合、Ｃが多量に含有された高強度鋼においてはＣが粒界脆性を十分抑制できるため、Ｂの焼入硬化作用がより大きくなり、かえって脆弱になる傾向にある。
また、特許文献３では、上記の公知技術と殆ど類似した組成を有し加工性向上のためにわざと成分上の制約条件と製造条件に制限を設けているが、これも効果の側面においてはあまり大きくない。実際に通常の連続鋳造−熱延工程において、上記元素は高温延性を低下させ高温で鋼を脆弱させるだけでなく、Ｆｅに比べて酸素親和性の高い元素であるため、冷延焼鈍工程中に表面濃化現象を起こしメッキ品質を低下させやすく、表面濃化物が粗大な場合は、連続焼鈍炉のハースロール（Ｈｅａｒｔｈ Ｒｏｌｌ）に吸着してメッキ鋼板の表面に微小デント（ｄｅｎｔ）などを誘発しやすい。
特許文献４〜特許文献８では、上記のようなメッキ欠陥の問題を改善するために開発された高加工用高強度薄鋼板の製造技術が提示されている。これらの内容を簡略に説明すると、Ｃｒ、Ｓｂ、Ｓｎなどの特定の元素を添加することにより、メッキを向上させたり、または冷延前の熱延コイルに対して予備酸化することにより冷延焼鈍時に表面に形成される濃化物を抑制する方法である。しかし、これらの方法は、特定の元素添加の効果が明確でなかったり、添加元素の冶金学的な挙動に対する考察が明確でないため、効果を得るための製造方法が不完全である。また、一部の特許は、現在、一般的に使われている熱延−冷延−連続焼鈍の設備では実現できない製造方法であるため、実際に商業的な生産は行われていないという問題点がある。
日本特許公開第２００５−１８７８３７号公報 日本特許公開第２００４−３４６３６２号公報 日本特許公開第２０００−３６８３１７号公報 日本特許公開第２００２−１４６４７７号公報 日本特許公開第２００１−０６４７５０号公報 日本特許公開第２００２−２９４３９７号公報 日本特許公開第２００２−１５５３１７号公報 日本特許公開第２００１−２８８５５０号公報
本発明の目的は、従来の技術において一部の経験的または概念的な主張に基づいて提示されてきた合金成分から脱して、合金元素の影響を冶金学的に明らかにし、これを元に鋼の合金成分を適切に制御して従来の高強度鋼よりも優れた加工性を示すだけでなく、亜鉛メッキした場合に優れた耐食性及び表面特性を有する、高強度薄鋼板及びこれを用いた亜鉛メッキ鋼板とこれらを製造する方法を提供することにある。
上記目的を達成するために、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜５．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０２〜２％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０５〜２．５％、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％、Ｎ：０．００７％以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避的不純物を含み、かつ、Ｎｉ＊で定義されるＮｉ＋０．５×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕ≧０．９とＡｌ／Ｎｉ＊≦１．３を同時に満たし、及びＴｉ≧０．０２８×Ａｌの関係を満たすことを特徴とする、薄鋼板、及びこれを用いて亜鉛メッキまたは溶融亜鉛メッキした溶融亜鉛メッキ鋼板を提供する。
また、上記組成を満たす鋼スラブをＡｒ３温度以上に熱間加工する段階と、上記鋼スラブを熱間加工した後、５００〜７００℃の温度範囲で熱延巻取する段階と、上記巻取後、酸洗及び冷間圧延する段階と、上記冷間圧延後オーステナイト分率が少なくとも３０％となる温度で焼鈍する段階と、上記焼鈍後にマルテンサイト形成温度直上でベイナイト形成温度以下まで急冷し、少なくとも３０秒維持して冷却する段階とを含むことを特徴とする、薄鋼板を製造する方法を提供する。
また、上記方法により製造された薄鋼板を亜鉛メッキまたは溶融亜鉛メッキする段階をさらに含むことを特徴とする、亜鉛メッキ鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、優れた高温延性と加工性を示し、スラブ表面にクラックがないので、冷延またはメッキ鋼板の表面に凹みなどの欠陥がなく、デント欠陥が抑制され、溶融亜鉛メッキ時に優れた耐食性及び表面特性を有する高加工用高強度薄鋼板及びこれを用いた亜鉛メッキ鋼板が提供される。
Ｂ添加鋼とＢ未添加鋼の温度による断面減少率を示すグラフである。 Ａｌ／Ｎｉ＊比による８００℃の焼鈍中のオーステナイト分率を示すグラフである。 Ｂ添加鋼とＢ未添加鋼の冷却時に再形成されるフェライト形成速度を示すグラフである。 Ａｌ−Ｂ添加の有無による残留オーステナイトのラスの大きさを鋼種別に写した写真である。 オーステナイトのラスの大きさによる引張強度×伸び率の値を示すグラフである。 Ｓｂ添加鋼とＳｂ未添加鋼におけるＺｎメッキの外観を写した写真である。
本発明の高加工用高強度薄鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜５．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０２〜２％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０５〜２．５％、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％、Ｎ：０．００７％以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避的不純物を含み、かつ、Ｎｉ＊で定義されるＮｉ＋０．５×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕ≧０．９と、Ａｌ／Ｎｉ＊≦１．３とを同時に満たし、及びＴｉ≧０．０２８×Ａｌ％の関係を満たす。
以下、本発明の組成範囲を具体的に説明する。（以下、重量％）
Ｃの含量は、０．０６〜０．４％とする。Ｃは２相域焼鈍、徐冷及び急冷時にオーステナイト相に濃化され、ベイナイト域でのオーステンパリング時にオーステナイト相に濃化されオーステナイト相のマルテンサイトの変態温度を常温以下に下げるのに寄与する。
Ｃの含量が０．０６％未満の場合は結晶粒が成長するだけでなく、炭素による固溶強化効果と析出強化効果が減少するため、十分な引張強度が確保できない。また、Ｃの含量が０．４％を超えると固溶強化効果と多量の残留オーステナイトの増加により引張強度が増加し、多量の残留オーステナイトがマルテンサイトに焼成有機変態しようとすることにより鋼内部の水素固溶度が急激に低下し、加工部品において遅れ破壊のような現象が現れる。また、Ｃの含量が高いと溶接性が非常に悪くなる。したがって、Ｃの含量は、０．０６〜０．４％とする。
Ｍｎの含量は１．０〜５．０％とする。Ｍｎは固溶強化とともに変態組織鋼でオーステナイトを安定化させる元素であって、Ｍｎ含量が増加するとマルテンサイト及びベイナイト変態温度が低下する。マルテンサイト形成温度が低くなることは、残留オーステナイトを活用する鋼においては非常に重要である。熱処理後、常温まで冷却する過程で残留オーステナイトがマルテンサイトに変態すると、残留オーステナイトがなくなり、強度は高くなるが、延性が大きく低下する。
したがって、マルテンサイトの変態温度を非常に低くする必要がある。このため、Ｍｎの含量が１．０％未満の場合はその効果は不十分である反面、Ｍｎの含量が５．０％を超えると硬化能が高すぎて鋼の強度が大きく増加して冷間圧延が困難となり、熱延板のエッジ部分と中心部分の冷却差によりエッジ部にマルテンサイト組織が発達し、冷間圧延において板破断が発生することが多い。また、メッキ板の強度に比べて加工性が著しく減少するにつれて伸び率×引張強度値は著しく低下し、鋼の溶接性も悪くなる。したがって、Ｍｎの含量は１．０〜５．０％とする。
Ｓｉの含量は、０．０５〜２．５％とする。焼鈍過程で冷却時、オーステナイトの一部がベイナイトに変態しながらオーステナイトに炭素拡散することで、オーステナイトの炭素量が増大し残留オーステナイトの安定化が行われるが、Ｓｉはベイナイトの炭化物の析出を抑制する作用をするため、０．０５％以上を必要とする。しかし、Ｓｉの含量が２．５％を超えると、表面品質が低下するため、上限は２．５％とする。
Ｎｉは本発明において最も重要な元素である。Ｎｉの含量は、０．０１〜２．０％とする。Ｎｉはオーステナイト領域を拡張する元素であって、Ａｌの添加量に応じてオーステナイトの縮小または２相域焼鈍温度でのオーステナイト分率の減少を防止する役割をする。
本発明においてこのような役割をする他の元素としてはＭｎとＣｕが挙げられるが、Ｍｎは粒界脆化を助長し、Ｃｕは再加熱時に液状Ｃｕ金属の粒界侵食作用を引き起こすため、表面品質を確保するために多量を添加することはできない。唯一の対案としてはＮｉがあるが、本発明においてＮｉの合金鉄コストが高いことからコストアップの問題があり、Ａｌの含量を考慮して添加することにした。Ｎｉの含量が０．０１％未満の場合は上記のような効果を期待できず、Ｎｉの含量が２．０％を超えるとコストアップの問題がある。したがって、Ｎｉの含量は、０．０１〜２．０％とする。
Ｃｕの含量は、０．０２〜２．０％とする。ＣｕはＮｉと同様にオーステナイトを拡張させるため、ＳｉとＡｌを複合添加してオーステナイト域が縮小される問題を解決するための元素である。したがって、Ｃｕの添加量は０．０２％以上とする必要がある。しかし、２．０％を超えると、表層に形成される高温鉄酸化物内で還元して液状の金属となり、オーステナイト結晶粒界に浸透して液状金属脆化を及ぼす原因となる。
勿論、適正量のＮｉを添加すると、Ｆｅ中のＣｕの溶解度を高める作用により液状金属脆性の現象が抑制されるが、コストアップとなり、過度なＮｉを添加できないため、２．０％とする。
Ａｌの含量は、０．０５〜２．５％とする。Ａｌは、Ｓｉが過度に添加されると未メッキの問題が発生するため、必要なＳｉを補充する役割をする。従来の技術は一般的にＳｉを過度に添加する方式を採用したことに対し、本発明は、合金鉄コストが低いＳｉをメッキ表面品質が確保される範囲までのみ添加し、オーステナイトの安定化のためにさらに必要なＳｉをＡｌに代えて追加に添加する技術を適用した。これによって、必要とする最小のＡｌ含量は０．０５％とした。しかし、Ａｌが過度に添加されると、コストアップとフェライト分率拡大によるオーステナイトの減少及びＡｌＮ析出密度が増加して延性が低下する問題がある。したがって、上限は２．５％とした。
Ｔｉの含量は、０．０１〜０．０４％とする。ＴｉはＡｌを添加してフェライト中の炭化物形成を抑制し、オーステナイト中の炭素含量を極大化させることで残留オーステナイトの安定性を高める役割をし、本発明において必ず添加しなければならない最も重要な元素である。Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを析出するために一部使用されるが、本発明のように、Ａｌ含量が高いと、高温で形成され、密度も高く、その大きさも大きくなるため、加工の際、微細空孔の生成位置を提供し伸び率を低下させる。
したがって、ＡｌＮのような窒化物の析出密度を減少させるためにＴｉを添加する。Ｔｉを０．０１％超過して添加すると、Ａｌより先にＴｉＮが形成され、スラブ再加熱中にＴｉＮは再固溶されずに残留するため、熱間圧延前のオーステナイトの結晶粒成長を抑制し、熱延板の結晶粒微細化が可能となる。しかし、添加量が多すぎると、コスト上昇の問題とともに、粗大析出物の密度が増加して伸び率がさらに低下するため、上限は０．０４％とする。
Ｓｂの含量は、０．００５〜０．１％とする。Ｓｂは本発明において最も重要な元素である。高温でＳｂ自体が酸化皮膜を形成することはないが、表面及び結晶粒界面が濃化して、鋼中の成分元素が表面に拡散されるのを抑制し、結果的に酸化物の生成を抑制する効果がある。Ｓｂ添加は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌが多量に含有されており、焼鈍工程における酸化物の生成を抑制してメッキ性を顕著に改善させ、特にＭｎ、Ｂが複合的に添加された場合における表面酸化物層の粗大化を効果的に抑制する。焼鈍酸化物が粗大に成長する場合、酸化物が連続焼鈍炉内に設けられたロール（Ｒｏｌｌ）に繰り返し積層され、冷延及びメッキ材の表面にデント欠陥を誘発するが、Ｓｂ添加による表面酸化物の抑制は、このようなデント欠陥の抑制に非常に効果的である。
Ｓｂの適当量の添加は鋼材の強度及び延性を同時に高める効果があるため、適正な量の添加が機械的性質の改善に効果的である。Ｓｂの他にもＳｎ、Ｓｅ、Ｙなどでも類似した効果が確認されたが、Ｓｎ、Ｓｅ、Ｙなどはこれらの成分元素自体の表面濃化が他の元素に比べて大きく、Ｓｅ、Ｙは表面に形成されるＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３の下に酸化物を生成して酸化物が粗大になる恐れがあるため、好ましくない。したがって、Ｓｂを添加することによって冷延板の焼鈍時にＭｎＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３などの表面濃化の発生を抑制するのに優れた効果及び機械的性質の改善が可能で、上記効果を得るためには少なくとも０．００５％以上が必要であるが、特定の限度以上に添加する場合、これ以上に向上した効果を得ることができないため、添加量を０．１％以内に制限した。
Ｂの含量は、０．０００５〜０．００４％とする。Ｂは発明鋼の高温延性を改善し、冷却のうちフェライトやパーライト形成を抑制するために添加した。Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、Ｓｂによって表面に拡散することを阻止する役割をし、これにより従来鋼に比べて粒界濃度が高くなる。その後、鋼を冷却すると、オーステナイト粒界でフェライトの核生成及び成長が行われるが、Ｂによってオーステナイト粒界が安定化されると、フェライト核生成が難しくなり、変態遅延現象が現れる。このとき、より低い温度で僅かな応力が加わると、結晶粒内の転位密度が増加されることによって、焼成有機変態という現象が現れ、結晶粒界と粒内に多量のフェライトが出現するようになる。その結果、抑制されたフェライト変態が突然増加する現象が発生するが、高温脆性はオーステナイト結晶粒界にフィルム状態で析出したフェライトに変更が集中されることによってクラックが発生することで、結晶粒界と粒内に豊かなフェライトが突然出現すると変更を受けるフェライト量が多くなり、一定の変更量で鋼の延性が増加するようになる。
このように、Ｂの高温延性の確保効果を得るためには、０．０００５％以上が必要である。しかし、焼鈍後の変態組織においては低温で粒内と粒界に微細なベイナイトが作られるため、過度に添加すると鋼の延性が低下する。したがって、上限は０．００４％とする。
Ｎの含量は、０．００７％以下とする。Ｎはオーステナイトを安定化させるのに有効な作用をする成分であるが、添加量が多いとＡｌまたはＴｉと結合して粗大なＡｌＮ、ＴｉＮの析出密度が増加して鋼の延性を低下させる。したがって、０．００７％以下とする。
上記の組成にＣｒ、Ｍｏ及びＮｂからなる群から選択された１種以上をさらに含むことができる。以下、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｂについて詳しく説明する。
Ｃｒの含量は、０．０１〜１．０％とする。Ｃｒも鋼の強度を向上させるために添加する元素で、高温焼鈍時に酸化物形成を抑制するため、溶融メッキ時に溶融亜鉛の鋼板に対する濡れ性を向上させる。上記効果を得るためには、その含量が少なくとも０．０１％以上必要であるが、特定限度以上に添加する場合、鋼の伸び率が大きく減少する。したがって、その上限を１．０％に制限した。
Ｍｏの含量は、０．００５〜０．３％とする。Ｍｏは耐２次加工脆性及びメッキ性を改善させる元素として添加されるが、その含量が０．００５％未満であると所定の効果が得られず、０．３％を超える場合は、改善効果が大きく減少するだけでなく経済的にも不利である。
Ｎｂの含量は、０．００１〜０．１％とする。Ｎｂは鋼中に固溶状態で存在したり、ＮｂＣを形成して鋼板の強度上昇及び粒径微細化に有効に働く元素である。Ｎｂの含量が０．００１％未満の場合にはこのような効果が確保できず、その含量が０．１％を超えると製造コストの上昇及び析出物の増加を招き、フェライト延性を低下させる恐れがある。したがって、その含量を０．００１〜０．１％に制限することが好ましい。
本発明の高加工用高強度薄鋼板は、Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕ≧０．９（Ｎｉ当量、以下にＮｉ＊という）を満たす。上述したように、Ｎｉ添加量は類似した効果を有する元素の総計であるが、実験の結果、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉがオーステナイト分率増加に及ぼす影響を調べたところ、本発明を満たすＣ含量範囲で、１％のＮｉ添加と２％のＭｎ添加または３．３％のＣｕ添加が、同様のオーステナイト分率を示した。
例えば、オーステナイト分率増加に及ぼす影響は、Ｎｉを１としたとき、Ｍｎは０．５、Ｃｕは約０．３であり、この関係は、Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕ（Ｎｉ＊）と表わされる。Ｎｉ＊が低い場合は焼鈍中に、オーステナイト分率を確保するためにＡｌの添加量を同様に減少させなければならなく、オーステナイトの安定性が大きく低下するという問題がある。したがって、焼鈍中に、３０％以上の十分なオーステナイト分率を確保するためにＮｉ＊値を０．９以上とする。
本発明の高加工用高強度薄鋼板は、Ａｌ／Ｎｉ＊≦１．３を満たす。上述したように、Ａｌの含量を本発明の範囲内であるからと無差別に添加することは、焼鈍中に、オーステナイト分率の確保に問題を及ぼすため、フェライト分率を増加させるＡｌとオーステナイト分率を増加させるＮｉ＊の比、即ち、Ａｌ／Ｎｉ＊値が１．３以下になるように制限すると、３０％以上の焼鈍中に変態したオーステナイト分率が得られる。
本発明の高加工用高強度薄鋼板は、Ｔｉ≧０．０２８×Ａｌを満たす。Ｔｉが低いと、ＴｉＮの析出温度よりも高い温度でＡｌＮ析出が先に発生し、微細なＡｌＮが加工時に微細空孔を形成してクラックを伝播しやすいため、ＡｌＮ析出温度より高い温度で粗大なＴｉＮを先に析出すると、固溶Ｎが枯渇してＡｌＮは析出できなくなる。したがって、本発明において追求するＴｉＮ優先析出によるＡｌ添加の効果を達成するために、ＡｌＮ析出とＴｉＮ析出の熱力学的資料に基づいた計算と実験を通じて得られた最小のＴｉ含量を算出したところ、ＴｉはＡｌの０．０２５倍以上が好ましい。
以下、本発明の製造方法について詳しく説明する。
上記のような組成を満たす鋼を電気炉または転炉で製造し、インゴット鋳造または連続鋳造によりスラブを製造した後、これを１１００〜１２５０℃で再加熱し、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を行う。熱間仕上圧延温度がＡｒ３変態点未満では、熱間変更抵抗が急激に増加し、また高温脆性による微細クラックが発生する可能性が高いためである。
熱間仕上げ圧延を終了した後、５００〜７００℃で巻取する。巻取温度の制限は本発明で最適の強度と延性を確保してＳｂの添加効果を保証するのに非常に重要である。鋼中Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌは巻取の後に酸化スケール（ＦｅＯ）と反応してスケール／金属界面に酸化物を形成する。
このようなＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの酸化物の形成の有無が金属最表層の成分元素の濃度に大きな影響を及ぼす。Ｓｂを添加して実験を重ねた結果、５００℃未満で巻取すると、金属最表層でＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの濃度が過度になり、Ｓｂによる酸化物の抑制効果を具現できず、急速冷却により低温変態組織であるベイナイトと一部のマルテンサイト組織が形成され、冷間圧延が難しくなり、７００℃を超えると、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの内部酸化の深さが過度になり、表面の粗さ及び酸洗性に悪影響を及ぼす。
したがって、本発明が規定するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの成分範囲内においてＳｂの添加効果を得るために、熱延巻取温度を５００〜７００℃の範囲にする。
上記工程により作られた熱延板は、酸洗後に目標とする厚さに冷延し、再結晶及び微細組織欠陥を除去するためにフェライトとオーステナイトが共存する２相域温度以上で、オーステナイト分率が３０％以上になるように焼鈍する。
このように焼鈍すると、２相域区間で新しく出現するオーステナイトで炭素の濃化が行われ、マルテンサイトの形成が抑制されると共に、オーステナイトの安定性が増加して残留オーステナイト量が多くなり、優れた加工性を有するようになる。
焼鈍後にマルテンサイト形成温度直上でベイナイト形成温度以下まで急冷した後、一定の温度で少なくとも３０秒維持し冷却する。焼鈍中に形成されたオーステナイトが再度ベイナイトと残留オーステナイトに分解されても、上記の分解作用によりオーステナイトの炭素濃度はより増加することから、残留オーステナイトの安定性がさらに増加し、常温でこれらの残留オーステナイトの変形によりマルテンサイトに変態するため、延性が増加するようになる。
上記のように冷延鋼板を製造したり、上記のように恒温維持後、通常の方法で亜鉛メッキまたは亜鉛メッキ後の合金化処理を行うことにより、メッキ表面特性に優れたメッキ鋼板を製造できる。好ましくは、４００〜５００℃の溶融亜鉛槽において亜鉛メッキを行い、５００〜５８０℃で合金化処理する。
上記製造方法により製造された冷延鋼板または亜鉛メッキ鋼板は、Ａｌ、Ｎｉ、ＢとＭｎ、Ｓｉの上昇作用により結晶粒が微細で、フェライトをマトリックスとしてオーステナイトの分率が少なくとも３０％であり、残りはベイナイトで構成される。上記ベイナイト組織に含有されるオーステナイトのラス（ｌａｔｈ）の短辺は３５０ｎｍ以下とする。この時、強度と延性に優れ、スラブ表面にクラックがないので、冷延鋼板またはメッキ鋼板の表面に凹みなどの欠陥がなく、表面に生成される酸化物の平均直径が１μｍ内のメッキ鋼板を製造する時に焼鈍酸化物が焼鈍によりロールに吸着して鋼板の表面を凹ませる欠陥（以下、デント欠陥という）を防止するだけでなく、優れた外観と表面密着性を有する。
以下、実施例を通して本発明を詳しく説明する。
下記の表１のように組成される鋼スラブを１２００℃の温度範囲で加熱して抽出し、１０５０〜９００℃の温度範囲で熱間圧延を施した。熱延板の厚さは３．２ｍｍであり、これを下記の表２に示したように、５００〜６００℃の温度で巻取した後、表面の高温鉄酸化物を１０％の塩酸溶液で除去し、冷間圧延して１．２ｍｍ厚さの冷間圧延鋼板を製造した。
その後、Ｎ２−１０％Ｈ２雰囲気下で８００℃の温度で６０秒間、焼鈍熱処理を実施した後、６００〜８００℃で徐冷し、さらに４００〜４８０℃の温度で急冷して３０〜１００秒間恒温維持した後、常温まで冷却して冷延鋼板を製造し、恒温維持処理後、４００〜５００℃の溶融亜鉛槽で亜鉛メッキを実施し、５００〜５８０℃で合金化処理した後、常温まで冷却して亜鉛メッキ鋼板を製造した。
上記方法により製造した鋼板に対する機械的性質を測定し、その結果を下記の表２のように示した。表２に示したように、発明鋼は強度が７８０ＭＰａ以上の超高強度であるとともに、伸び率が２４％以上、引張強度Ｘ伸び率の値が２５０００を超える非常に優れた特性を示している反面、比較鋼は強度と伸び率が低く、引張強度×伸び率の値が２５，０００を超え難く、発明鋼の同一水準に比べて伸び率の値が低いことが分かる。
一方、炭素含量が類似した比較鋼５と発明鋼１の温度による断面減少率を調べ、その結果を図１に示した。図１の断面減少率は棒状の試片を１３００℃まで加熱して５分間溶体化処理した後、所定の温度まで冷却させて３分間維持し、秒当たり０．０００８４の変更速度で引張して切断された後、棒の直径を測定して引張前後の半径差を引張前の半径で割って得られた。
断面減少率が高いほど延性は優れ、高温での加工時にクラックが発生しない。図１に示すように、発明鋼１は、断面減少率が４０％以上となり、優れた高温延性を有することが分かる。発明鋼１と比較鋼５のＡｌ含量は類似するが、比較鋼５はＢとＴｉを添加していない。したがって、図１からＢを添加すると高温延性が著しく改善し、スラブ表面にクラックが発生するのを抑制できることが分かる。
Ａｌ／Ｎｉ＊比による８００℃の焼鈍中の、オーステナイト分率を図２に示した。図２は線膨張試験により測定した結果である。図２に示したように、Ａｌ／Ｎｉ＊値を１．３以下に制限した本発明鋼では、３０％以上のオーステナイト含量が得られ、結局、最終的に残存する残留オーステナイト量も増加し、強度に比べて優れた伸び率を有することを確認することができる。このような結果から、フェライト拡張域元素であるＡｌが炭化物の抑制と炭素原子の活動度の上昇に寄与するが、オーステナイト域を縮小させる矛盾を解決するためにＮｉ＊量を制御するとオーステナイト分率が増加することを確認できる。
Ｂを添加した発明鋼５とＢを添加していない比較鋼５の焼鈍後の冷却中にオーステナイトのフェライト再変態速度を示すために形成されたオーステナイトを１００とし、その後新しく形成されたフェライトの分率を測定して図３に示した。即ち、冷間圧延された板材を８００℃で焼鈍し、６０秒間維持すると、再結晶とともにフェライトからオーステナイトが形成される。これをさらに徐冷すると、フェライトとオーステナイト境界で炭素がオーステナイト側に移動しながらフェライトが再成長するようになる。
図３によると、発明鋼５は偏析したＢの作用により新しいフェライトの再形成が遅延されることが分かる。これにより、急冷前に残存するオーステナイトの分率はＢ添加鋼で最大になり、強度と延性が向上することが分かる。
常温まで冷却した後、最終的に得られるオーステナイトの大きさを確認するために、発明鋼５と比較鋼５を電子透過顕微鏡で観察した写真を図４に示す。同一のＣとＡｌ含量を有しても、Ｂ添加によりフェライトとオーステナイトの境界面の安定度が増加するため、ベイナイト核生成はより低温で行われ、長引くようになる。図４に示したように、発明鋼５においてより微細なオーステナイトのラスが得られる。ラスの大きさは約３５０ｎｍである。ベイナイトからオーステナイトへの炭素の移動経路が短いため、狭いラスを有するオーステナイトにさらに多量の炭素が濃化してオーステナイトの安定性が高くなり、その結果、鋼の強度と延性が一層増加することが分かる。
オーステナイトのラスの大きさを３回測定し、平均値を求めて鋼の強度と延性を同時に示す指標である、引張強度Ｘ伸び率の値と比較して図５に示した。ＡｌとＮｉ＊値が本発明の条件を満たす発明鋼３と５は、オーステナイトのラスが３５０ｎｍ未満であり、引張強度Ｘ伸び率の値は約３０，０００以上である。比較鋼５と７は、オーステナイトのラスは５５０ｎｍ未満で、引張強度Ｘ伸び率の値は約２５，０００である。
図６は、Ｓｂを添加した発明鋼５とＳｂを添加していない比較鋼６の未メッキが発生した写真を比較して示したものである。発明鋼５の場合、メッキ表面が優れている反面、比較鋼６の場合は未メッキなどのメッキ不良が発生することを確認した。したがって、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌが多量に含有された鋼の焼鈍工程においてＳｂ添加により酸化物の生成が抑制され、メッキ性が著しく改善されることが分かり、特に、Ｍｎ、Ｂが複合的に添加された場合に表面酸化物層の粗大化を効果的に抑制できることが分かる。

Claims (7)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜５．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０２〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０５〜２．５％、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％、及びＮ：０．００７％以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
    Ｎｉ＊は、Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕで定義され、Ｎｉ＊≧０．９とＡｌ／Ｎｉ＊≦１．３とを同時に満たし、かつ
    Ｔｉ≧０．０２８×Ａｌの関係を満たす
    ことを特徴とする、高加工用高強度薄鋼板。
  2. 重量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．００５〜０．３％及びＮｂ：０．００１〜０．１％からなる群から選択された１種以上、並びに、Ｃ：０．０６〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜５．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０２〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０５〜２．５％、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％、及びＮ：０．００７％以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
    Ｎｉ＊は、Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕで定義され、Ｎｉ＊≧０．９とＡｌ／Ｎｉ＊≦１．３とを同時に満たし、かつ
    Ｔｉ≧０．０２８×Ａｌの関係を満たす
    ことを特徴とする、高加工用高強度薄鋼板。
  3. 前記鋼板は、ベイナイト組織に含まれるオーステナイトの分率が３０％以上であり、前記オーステナイトのラスは３５０ｎｍ未満の短辺を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の高加工用高強度薄鋼板。
  4. 請求項１または２の薄鋼板に、亜鉛メッキ層または溶融亜鉛メッキ層が形成されていることを特徴とする、高加工用高強度亜鉛メッキ鋼板。
  5. 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜５．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０２〜２％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０５〜２．５％、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％、及びＮ：０．００７％以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｎｉ＊は、Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕで定義され、Ｎｉ＊≧０．９と、Ａｌ／Ｎｉ＊≦１．３とを同時に満たし、かつＴｉ≧０．０２８×Ａｌの関係を満たす鋼スラブを、Ａｒ３温度以上に熱間加工する段階と、
    前記鋼スラブを熱間加工した後、５００〜７００℃の温度範囲で熱延巻取する段階と、
    前記巻取後、酸洗及び冷間圧延する段階と、
    前記冷間圧延後、フェライトとオーステナイトが共存する２相域温度以上で、オーステナイト分率が３０％以上になるように焼鈍する段階と、
    前記焼鈍後にマルテンサイト形成温度直上でベイナイト形成温度以下まで急冷し、３０秒以上維持して冷却する段階と、
    を含むことを特徴とする、高加工用高強度薄鋼板の製造方法。
  6. 重量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．００５〜０．３％及びＮｂ：０．００１〜０．１％からなる群から選択される１種以上、並びに、Ｃ：０．０６〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜５．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０２〜２％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０５〜２．５％、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％、及びＮ：０．００７％以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｎｉ＊は、Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕで定義され、Ｎｉ＊≧０．９と、Ａｌ／Ｎｉ＊≦１．３とを同時に満たし、かつＴｉ≧０．０２８×Ａｌの関係を満たす鋼スラブを、Ａｒ３温度以上に熱間加工する段階と、
    前記鋼スラブを熱間加工した後、５００〜７００℃の温度範囲で熱延巻取する段階と、
    前記巻取後、酸洗及び冷間圧延する段階と、
    前記冷間圧延後、フェライトとオーステナイトが共存する２相域温度以上で、オーステナイト分率が３０％以上になるように焼鈍する段階と、
    前記焼鈍後にマルテンサイト形成温度直上でベイナイト形成温度以下まで急冷し、３０秒以上維持して冷却する段階と、
    を含むことを特徴とする、高加工用高強度薄鋼板の製造方法。
  7. 請求項５または６の方法により薄鋼板を製造した後、亜鉛メッキまたは溶融亜鉛メッキすることを特徴とする、高加工用高強度亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
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