JP5834717B2 - 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、加工性に優れた高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度薄鋼板に関するものである。なお、降伏比（YR）とは、引張強さ（TS）に対する降伏応力（YS）の比を示す値であり、YR＝YS／TSで表される。
近年、環境問題の高まりからCO２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、車体の軽量化による燃費向上が大きな課題となっている。このため自動車部品への高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用による薄肉化が進められており、TSが590MPa以上の鋼板の適用が進められている。
自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びフランジ性や延性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びや伸びフランジ性（穴広げ性）といった特性のいずれかに優れるだけでなく、その両方に優れていることが求められる。
自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びフランジ性や延性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びや伸びフランジ性（穴広げ性）といった特性のいずれかに優れるだけでなく、その両方に優れていることが求められる。
さらに、溶融亜鉛めっき鋼板を製造してから当該めっき鋼板を実際にプレス成形するまでに時間を要する場合があり、この経過期間中の時効により伸びが劣化しないことが重要である。また、衝突吸収エネルギー特性が大きいという特性が求められており、衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、降伏比を高めることが有効であり、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させることが可能である。
ここに、590MPa以上の引張強さを得るために鋼板を強化するには、母相であるフェライトの硬化、もしくはマルテンサイトや残留オーステナイトのような硬質相を利用する方法が有効である。中でもフェライトの硬化を、Nbなど炭化物生成元素を添加した析出強化型で行った高強度鋼板は、所定の強度を確保するために必要な合金元素が少量で済むため、廉価に製造可能である。
例えば、特許文献１には、Nb添加によって析出強化した590MPa以上の、プレス成形後の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されており、特許文献２には、NbおよびTi添加により析出強化した降伏比が0.70超0.92未満の、伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。また、特許文献３には、NbおよびTi添加により析出強化し、鋼板組織が再結晶フェライト、未再結晶フェライト及びパーライトを含む、590MPa以上の高降伏比を有する高強度冷延鋼板が開示されている。
一方、マルテンサイトや残留オーステナイトのような硬質相を利用する方法としては、例えば、特許文献４に、主相にフェライト、第２相にマルテンサイト相を構成し、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上の伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板が開示されている。また、特許文献５には、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率を制御した加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、上記した構造用部材や補強用部材などの使途において要求される、加工性を保証するには延性が不十分である。
また、特許文献２に記載の技術は、鋼板中のAl含有量が0.010％未満であるため、鋼の脱酸と、Ｎの析出固定を十分に行うことができず、健全な鋼を量産することは困難であり、加えてＯを含有し酸化物を分散させているため、材質、とくに局部延性のバラツキが大きいという問題がある。
特許文献３に記載の技術は、未再結晶フェライトを均一に分散させて延性の低下を抑えているが、成形性を十分に満足させる延性は得られない。
また、マルテンサイトを活用した特許文献４に記載の技術は延性については全く考慮されていない。さらに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを活用した、特許文献５に記載の技術については降伏比が70％未満であり、しかも穴広げ性について全く考慮されていない。
このように高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板について、延性と穴広げ性の双方が要求される加工性を向上させることは困難であった。
また、マルテンサイトを活用した特許文献４に記載の技術は延性については全く考慮されていない。さらに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを活用した、特許文献５に記載の技術については降伏比が70％未満であり、しかも穴広げ性について全く考慮されていない。
このように高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板について、延性と穴広げ性の双方が要求される加工性を向上させることは困難であった。
したがって、本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解消し、加工性、すなわち延性と穴広げ性に優れ、高降伏比を有する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である。
発明者らは、上述の課題を解決するための手段について鋭意究明したところ、Nbを用いた析出強化に加え、鋼板のミクロ組織におけるフェライトの平均粒径と体積分率、マルテンサイトの平均粒径と体積分率、およびパーライトの体積分率を制御することにより、70％以上の高い降伏比を有し、かつ、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得られることを見出した。
従来、鋼板のミクロ組織中にマルテンサイトが存在すると、加工性として、伸びが向上するものの、穴広げ性が低下し、さらにYRが低下すると考えられていた。しかし、本発明者らは、マルテンサイトの体積分率および結晶粒径を制御し、かつ、Si添加によるフェライトの固溶強化、Nb添加による析出強化および結晶粒微細化を活用することにより、YRを低下させることなく、伸びと穴広げ性が向上し、かつ、時効による伸びの劣化を防げることを見出した。
従来、鋼板のミクロ組織中にマルテンサイトが存在すると、加工性として、伸びが向上するものの、穴広げ性が低下し、さらにYRが低下すると考えられていた。しかし、本発明者らは、マルテンサイトの体積分率および結晶粒径を制御し、かつ、Si添加によるフェライトの固溶強化、Nb添加による析出強化および結晶粒微細化を活用することにより、YRを低下させることなく、伸びと穴広げ性が向上し、かつ、時効による伸びの劣化を防げることを見出した。
具体的には、本発明の鋼成分として、高降伏比と高強度に有効な析出強化に効果の高いNbを0.010〜0.100％添加し、さらに、平均結晶粒径15μｍ以下のフェライトを体積分率で90％以上、平均結晶粒径3.0μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で、0.5以上5.0％未満、且つ、パーライトを体積分率で5.0％以下の範囲に鋼板のミクロ組織を制御することで、高強度で加工性に優れた高降伏比の溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを見出し、本発明を完成させるに至った。
すなわち、本発明の要旨構成は以下の通りである。
（１）化学成分が、質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.10〜0.90％、Mn：1.0〜1.9％、Ｐ：0.005〜0.10％、Ｓ：0.0050％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.0050％以下およびNb：0.010〜0.100％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、平均結晶粒径が15μｍ以下のフェライトを体積分率で90％以上、平均結晶粒径が3.0μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で0.5％以上5.0％未満、且つ、パーライトを体積分率で5.0％以下含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、降伏比が70％以上、引張強さが590MPa以上、全伸びが26.5％以上および穴広げ率λが60％以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
（１）化学成分が、質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.10〜0.90％、Mn：1.0〜1.9％、Ｐ：0.005〜0.10％、Ｓ：0.0050％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.0050％以下およびNb：0.010〜0.100％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、平均結晶粒径が15μｍ以下のフェライトを体積分率で90％以上、平均結晶粒径が3.0μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で0.5％以上5.0％未満、且つ、パーライトを体積分率で5.0％以下含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、降伏比が70％以上、引張強さが590MPa以上、全伸びが26.5％以上および穴広げ率λが60％以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）平均粒径が0.10μｍ以下のNb系析出物を含有することを特徴とする前記（１）に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）Fe成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ti：０．１０％以下を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記ミクロ組織において、結晶粒径が５μｍ以下のフェライトの体積分率を鋼板のミクロ組織内における全てのフェライトの体積分率で除した値が、０．２５以上を満足することを特徴とする前記（１）から（３）のいずれかに記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）Fe成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｖ：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下およびＢ：0.0030％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする前記（１）から（４）のいずれかに記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）Fe成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ca：0.001〜0.005％およびREM：0.001〜0.005％から選択される一種以上を含有することを特徴とする前記（１）から（５）のいずれかに記載の高降伏比を有する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前記（１）から（６）のいずれかに記載の高降伏比を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（８）前記（１）から（６）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、前記（１）、（３）、（５）および（６）のいずれかに記載の化学成分を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度：830〜950℃の条件で熱間圧延を行い、冷却後に、450〜650℃の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱し、730〜880℃の温度域で15〜600ｓ保持し、引き続き、３〜30℃／ｓの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）前記（１）から（６）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、前記（１）、（３）、（５）および（６）のいずれかに記載の化学成分を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度：830〜950℃の条件で熱間圧延を行い、冷却後に、450〜650℃の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱し、730〜880℃の温度域で15〜600ｓ保持し、引き続き、３〜30℃／ｓの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）溶融亜鉛めっき処理を施した後に、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前記（８）または（９）に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼板の成分組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが590MPa以上、降伏比が70％以上、全伸びが26.5％以上および穴広げ率が60％以上である、伸び特性と伸びフランジ性に共に優れ、しかも時効による伸び特性の劣化のない、高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得ることができる。
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の各化学成分の含有量の限定理由を説明する。以下において、化学成分の「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：0.05〜0.15％
炭素（Ｃ）は、鋼板の高強度化に有効な元素であり、特にNbのような炭化物形成元素と微細な合金炭化物あるいは、合金炭窒化物を形成して鋼板の強化に寄与する。また、本発明における、マルテンサイトおよびパーライトの形成に必要な元素であり、高強度化に寄与する。これらの効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要である。一方、Ｃ含有量を0.15％よりも多く含有させると、スポット溶接性が低下することから、Ｃ含有量の上限は0.15％とする。なお、より良好な溶接性を確保する観点からは、Ｃ含有量を0.12％以下とすることが好ましい。
まず、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の各化学成分の含有量の限定理由を説明する。以下において、化学成分の「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：0.05〜0.15％
炭素（Ｃ）は、鋼板の高強度化に有効な元素であり、特にNbのような炭化物形成元素と微細な合金炭化物あるいは、合金炭窒化物を形成して鋼板の強化に寄与する。また、本発明における、マルテンサイトおよびパーライトの形成に必要な元素であり、高強度化に寄与する。これらの効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要である。一方、Ｃ含有量を0.15％よりも多く含有させると、スポット溶接性が低下することから、Ｃ含有量の上限は0.15％とする。なお、より良好な溶接性を確保する観点からは、Ｃ含有量を0.12％以下とすることが好ましい。
Si：0.10〜0.90％
珪素（Si）は、高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、強度−延性バランスの向上にも寄与する元素である。さらに、フェライト相の固溶強化により、フェライトとマルテンサイトもしくはパーライトとの界面からのボイドの形成を抑制する効果があり、この効果を得るためにはSi含有量を0.10％以上とすることが必要である。特に、強度−延性バランスの向上をより重視する場合には、Si含有量を0.20％以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が0.90％よりも多いと溶融亜鉛めっき性の劣化が著しくなるため、Si含有量を0.90％以下とし、より好ましくは0.70％未満とする。
珪素（Si）は、高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、強度−延性バランスの向上にも寄与する元素である。さらに、フェライト相の固溶強化により、フェライトとマルテンサイトもしくはパーライトとの界面からのボイドの形成を抑制する効果があり、この効果を得るためにはSi含有量を0.10％以上とすることが必要である。特に、強度−延性バランスの向上をより重視する場合には、Si含有量を0.20％以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が0.90％よりも多いと溶融亜鉛めっき性の劣化が著しくなるため、Si含有量を0.90％以下とし、より好ましくは0.70％未満とする。
Mn：1.0〜1.9％
マンガン（Mn）は、固溶強化および第２相を生成することによって高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためにはMn含有量を1.0％以上とすることが必要である。一方、Mn含有量が1.9％よりも多いと、マルテンサイトもしくはパーライトの体積率が過剰となるため、その含有量は1.9％以下とする。
マンガン（Mn）は、固溶強化および第２相を生成することによって高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためにはMn含有量を1.0％以上とすることが必要である。一方、Mn含有量が1.9％よりも多いと、マルテンサイトもしくはパーライトの体積率が過剰となるため、その含有量は1.9％以下とする。
Ｐ：0.005〜0.10％
リン（Ｐ）は、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはＰの含有量は0.005％以上とすることが必要である。また、Ｐ含有量が0.10％よりも多いと、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下することから、Ｐの含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.05％以下である。
リン（Ｐ）は、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはＰの含有量は0.005％以上とすることが必要である。また、Ｐ含有量が0.10％よりも多いと、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下することから、Ｐの含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.05％以下である。
Ｓ：0.0050％以下
硫黄（Ｓ）の含有量が多い場合には、MnＳなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下するため、含有量の上限を0.0050％とする。なお、Ｓ含有量の下限値については特に限定する必要は無いが、Ｓの極低化は製鋼コストの上昇をまねくため、0.0005％以上の範囲において低減すればよい。
硫黄（Ｓ）の含有量が多い場合には、MnＳなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下するため、含有量の上限を0.0050％とする。なお、Ｓ含有量の下限値については特に限定する必要は無いが、Ｓの極低化は製鋼コストの上昇をまねくため、0.0005％以上の範囲において低減すればよい。
Al：0.01〜0.10％
アルミニウム（Al）は、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01％以上含有することが必要であるが、0.10％を超えて含有しても効果が飽和するため、0.10％以下とする。好ましくは0.05％以下である。
アルミニウム（Al）は、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01％以上含有することが必要であるが、0.10％を超えて含有しても効果が飽和するため、0.10％以下とする。好ましくは0.05％以下である。
Ｎ：0.0050％以下
窒素（Ｎ）は、Ｃと同様にNbと化合物を形成して、合金窒化物や合金炭窒化物となり、高強度化に寄与する。しかし、窒化物は比較的高温で生成しやすいため粗大になりやすく、炭化物に比べ強度への寄与が相対的に小さい。また、鋼板中に固溶したＮは、時効後の伸びの劣化に影響を及ぼす。このため、高強度化および時効後の伸びの劣化を抑制するには、Ｎ含有量を低減して合金炭化物をより生成した方が有利である。このような観点から、Ｎの含有量は0.0050％以下とし、好ましくは0.0040％以下とする。
窒素（Ｎ）は、Ｃと同様にNbと化合物を形成して、合金窒化物や合金炭窒化物となり、高強度化に寄与する。しかし、窒化物は比較的高温で生成しやすいため粗大になりやすく、炭化物に比べ強度への寄与が相対的に小さい。また、鋼板中に固溶したＮは、時効後の伸びの劣化に影響を及ぼす。このため、高強度化および時効後の伸びの劣化を抑制するには、Ｎ含有量を低減して合金炭化物をより生成した方が有利である。このような観点から、Ｎの含有量は0.0050％以下とし、好ましくは0.0040％以下とする。
Nb：0.010〜0.100％
ニオブ（Nb）は、ＣやＮと化合物を形成して炭化物や炭窒化物となり、さらには結晶粒微細化に効果があり、高降伏比や高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Nb含有量を0.010％以上とすることが必要である。しかし、Nb含有量が0.100％よりも多いと、成形性の低下が著しくなるため、Nb含有量の上限値を0.100％以下とする。
ニオブ（Nb）は、ＣやＮと化合物を形成して炭化物や炭窒化物となり、さらには結晶粒微細化に効果があり、高降伏比や高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Nb含有量を0.010％以上とすることが必要である。しかし、Nb含有量が0.100％よりも多いと、成形性の低下が著しくなるため、Nb含有量の上限値を0.100％以下とする。
本発明では、上記の基本成分に加え、以下に示す任意成分を、必要に応じて所定の範囲で添加しても良い。
Ti：0.10％以下
チタン（Ti）は、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、Ti含有量を0.10％よりも多くすると、成形性が著しく低下するため、Ti含有量は0.10％以下とし、好ましくは0.05％以下である。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Tiを含有させる場合には、0.005％以上含有させることが好ましい。
Ti：0.10％以下
チタン（Ti）は、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、Ti含有量を0.10％よりも多くすると、成形性が著しく低下するため、Ti含有量は0.10％以下とし、好ましくは0.05％以下である。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Tiを含有させる場合には、0.005％以上含有させることが好ましい。
Ｖ：0.10％以下
バナジウム（Ｖ）もまた、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができることができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、Ｖ含有量を0.10％よりも多くしても、0.10％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。このため、Ｖ含有量は0.10％以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Ｖを含有させる場合には、0.005％以上含有させることが好ましい。
バナジウム（Ｖ）もまた、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができることができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、Ｖ含有量を0.10％よりも多くしても、0.10％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。このため、Ｖ含有量は0.10％以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Ｖを含有させる場合には、0.005％以上含有させることが好ましい。
Cr:0.50％以下
クロム（Cr）は、焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Cr含有量は0.10％以上とすることが好ましい。一方、Cr含有量が0.50％より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Cr含有量は0.50％以下とする。
クロム（Cr）は、焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Cr含有量は0.10％以上とすることが好ましい。一方、Cr含有量が0.50％より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Cr含有量は0.50％以下とする。
Mo:0.50％以下
モリブデン（Mo）は、焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Mo含有量は0.05％以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量を0.50％より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Mo含有量は0.50％以下とする。
モリブデン（Mo）は、焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Mo含有量は0.05％以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量を0.50％より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Mo含有量は0.50％以下とする。
Cu：0.50％以下
銅（Cu）は、固溶強化に加えて、焼入れ性を向上させて第２相を生成させることによって、高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素である。この効果を発揮させるためには、Cu含有量は0.05％以上とすることが好ましい。一方、Cu含有量を0.50％より多くしても、効果の向上は認められなくなり、さらに、Cuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は0.50％以下とする。
銅（Cu）は、固溶強化に加えて、焼入れ性を向上させて第２相を生成させることによって、高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素である。この効果を発揮させるためには、Cu含有量は0.05％以上とすることが好ましい。一方、Cu含有量を0.50％より多くしても、効果の向上は認められなくなり、さらに、Cuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は0.50％以下とする。
Ni：0.50％以下
ニッケル（Ni）もまた、Cuと同様に、固溶強化に加えて、焼入れ性を向上させて第２相を生成させることによって、高強度化に寄与し、さらに、Cuとともに添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、Ni含有量を0.05％以上とすることが好ましい。一方、Ni含有量を0.50％より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Ni含有量は0.50％以下とする。
ニッケル（Ni）もまた、Cuと同様に、固溶強化に加えて、焼入れ性を向上させて第２相を生成させることによって、高強度化に寄与し、さらに、Cuとともに添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、Ni含有量を0.05％以上とすることが好ましい。一方、Ni含有量を0.50％より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Ni含有量は0.50％以下とする。
Ｂ：0.0030％以下
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成させることにより高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、0.0005％以上含有させることが好ましい。一方、0.0030％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を0.0030％以下とする。
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成させることにより高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、0.0005％以上含有させることが好ましい。一方、0.0030％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を0.0030％以下とする。
Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％から選択される１種以上
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには、それぞれ0.001％以上含有させることが好ましい。一方、0.005％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を0.005％以下とする。
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには、それぞれ0.001％以上含有させることが好ましい。一方、0.005％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を0.005％以下とする。
上記化学成分の他、残部はFe及び不可避的不純物からなる。
なお、不可避的不純物としては、例えば、Sb、Sn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下である。また、本発明では、Ta、Mg、Zrを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
なお、不可避的不純物としては、例えば、Sb、Sn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下である。また、本発明では、Ta、Mg、Zrを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
すなわち、ミクロ組織は、平均結晶粒径が15μｍ以下のフェライトを体積分率で90％以上、平均結晶粒径が3.0μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で0.5％以上5.0％未満、且つ、パーライトを体積分率で5.0％以下含み、残部が低温生成相からなる複合組織であることが肝要である。ここで述べる体積分率は鋼板組織の全体に対する体積分率であり、以下同様である。
すなわち、ミクロ組織は、平均結晶粒径が15μｍ以下のフェライトを体積分率で90％以上、平均結晶粒径が3.0μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で0.5％以上5.0％未満、且つ、パーライトを体積分率で5.0％以下含み、残部が低温生成相からなる複合組織であることが肝要である。ここで述べる体積分率は鋼板組織の全体に対する体積分率であり、以下同様である。
まず、フェライトの体積分率が90％未満では、第１相のフェライトが少なくなって硬質な第２相が多く存在することになるため、結果として、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く発生し、穴広げ性が低下する。そのためフェライトの体積分率は90％以上とする。好ましくは92％以上である。また、フェライトの平均粒径が15μｍ超では、穴広げ時の打抜き端面にボイドが形成されやすくなり、良好な穴広げ性が得られない。このため、フェライトの平均結晶粒径は15μｍ以下とする。特に、結晶粒径が５μｍ以下のフェライトの体積分率を全てのフェライトの体積分率で除した値が0.25以上であれば、穴広げ試験時にボイド同士が結晶粒に沿って連結することを抑制できるため、結晶粒径が５μｍ以下のフェライトの体積分率を鋼板のミクロ組織内における全てのフェライトの体積分率で除した値は、0.25以上とすることが好ましい。
なお、ここでいう「フェライト」とは、再結晶フェライトや未再結晶フェライトを含む全フェライトを意味する。
なお、ここでいう「フェライト」とは、再結晶フェライトや未再結晶フェライトを含む全フェライトを意味する。
次に、マルテンサイトの体積分率が0.5％未満では、強度に及ぼす効果が少なく、時効により伸び特性が劣化するため、マルテンサイトの体積分率は0.5％以上とする。一方、マルテンサイトの体積分率が5.0％以上では、硬質なマルテンサイトが周囲のフェライトに可動転位を発生させるため、降伏比が低下するとともに、穴広げ性が低下する。このため、マルテンサイトの体積分率は5.0％未満とし、好ましくは3.5％以下である。また、マルテンサイトの平均粒径が3.0μｍ超では、穴広げ時の打抜き端面に生成するボイドの面積が大きくなるため、穴広げ試験中にボイド同士が連結しやすくなり、良好な穴広げ性が得られない。このため、マルテンサイトの平均結晶粒径は3.0μｍ以下とする。
さらに、パーライトの体積分率が5.0％超では、フェライトとパーライトの界面でボイドが著しく発生してボイドが連結しやすいため、加工性の観点からパーライトの体積分率は5.0％以下とする。また、パーライトの体積分率の下限は特に限定されないが、パーライトが存在すると降伏比を高めると同時に、高強度化にも効果があるため、パーライトの体積分率は0.5％以上であることが好ましい。
上記した、フェライト、マルテンサイトおよびパーライト以外の組織を含んでいてもよい。その場合の残部組織は、ベイナイト、残留オーステナイトおよび球状セメンタイト等から選択される低温生成相の１種であるか、或いは２種以上を組み合わせた混合組織としてもよい。このフェライト、マルテンサイトおよびパーライト以外の残部組織は、体積分率で合計5.0％未満とすることが、成形性の点から好ましい。従って、上記残部組織は０体積％でもよいことは勿論である。
以上のミクロ組織は、上記した成分組成範囲を満足した上で、次に示す製造条件に従って製造することによって得ることができる。
以上のミクロ組織は、上記した成分組成範囲を満足した上で、次に示す製造条件に従って製造することによって得ることができる。
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、平均粒径が0.10μｍ以下のNb系析出物を含有することが好ましい。Nb系析出物の平均粒径を0.10μｍ以下とすることによって、Nb系析出物周囲の歪が転位の移動の抵抗として効果的に作用し、鋼の強化に寄与することができるからである。
さらに、溶融亜鉛めっき層としては、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が20〜120g/m2の亜鉛めっき層を有することが好ましい。なぜなら、20g/m2未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、120g/m2を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度：830〜950℃の条件で熱間圧延を行い、冷却後に、450〜650℃の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱し、730〜880℃の温度域で15〜600ｓ保持し、３〜30℃／ｓの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する方法によって製造できる。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度：830〜950℃の条件で熱間圧延を行い、冷却後に、450〜650℃の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱し、730〜880℃の温度域で15〜600ｓ保持し、３〜30℃／ｓの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する方法によって製造できる。
なお、上記した製造工程は、めっきの下地鋼板を冷延鋼板とした場合であるが、めっきの下地鋼板は上記の熱間圧延そして酸洗した後の鋼板とすることもできる。その際、酸洗後に、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱し、730〜880℃の温度域で15〜600ｓ保持し、３〜30℃／ｓの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することは、冷間圧延板を用いる場合と同様である。
本発明の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、溶融亜鉛めっき処理を施した後に、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこともできる。
また、熱間圧延工程では、鋼スラブを鋳造後、再加熱することなく1150〜1270℃で熱間圧延を開始するか、若しくは1150〜1270℃に再加熱した後、熱間圧延を開始することが好ましい。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。熱間圧延工程の好ましい条件は、まず、1150〜1270℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却することなく、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
以下、製造工程毎に詳細に説明する。
[熱間圧延工程]
・熱間圧延開始温度：1150〜1270℃
熱間圧延開始温度は、1150℃よりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下するため好ましくなく、また、1270℃より高くしても加熱コストが増大するだけであるため、1150〜1270℃とすることが好ましい。
[熱間圧延工程]
・熱間圧延開始温度：1150〜1270℃
熱間圧延開始温度は、1150℃よりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下するため好ましくなく、また、1270℃より高くしても加熱コストが増大するだけであるため、1150〜1270℃とすることが好ましい。
・仕上げ圧延終了温度：830〜950℃
熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるため、仕上げ圧延終了温度は830℃以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。このため、仕上げ圧延終了温度を830〜950℃とする。仕上げ圧延後の冷却条件については特に限定しないが、巻取り温度まで15℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却するのが好ましい。
熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるため、仕上げ圧延終了温度は830℃以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。このため、仕上げ圧延終了温度を830〜950℃とする。仕上げ圧延後の冷却条件については特に限定しないが、巻取り温度まで15℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却するのが好ましい。
・巻取り温度： 450〜620℃
巻取り温度が620℃よりも高いと、熱間圧延後の冷却過程にて生成した合金炭化物などの析出物が著しく粗大化し、焼鈍後の強度が低下するため、巻取り温度の上限を620℃とする。好ましくは600℃以下である。一方、巻取り温度が450℃より低いと、硬質なベイナイトやマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度の下限は450℃とする。
巻取り温度が620℃よりも高いと、熱間圧延後の冷却過程にて生成した合金炭化物などの析出物が著しく粗大化し、焼鈍後の強度が低下するため、巻取り温度の上限を620℃とする。好ましくは600℃以下である。一方、巻取り温度が450℃より低いと、硬質なベイナイトやマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度の下限は450℃とする。
[酸洗工程]
熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去することが好ましい。この酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去することが好ましい。この酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
[冷間圧延工程]
必要に応じて、酸洗後の熱延板に対し、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延を施す。冷間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定する必要はないが、30％以上の圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。この圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが過剰に残存し、延性と穴広げ性が低下する場合があるためである。
必要に応じて、酸洗後の熱延板に対し、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延を施す。冷間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定する必要はないが、30％以上の圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。この圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが過剰に残存し、延性と穴広げ性が低下する場合があるためである。
[焼鈍]
熱間圧延・酸洗後または冷間圧延後の鋼板には、焼鈍が施される。
・焼鈍時の加熱条件：５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱
加熱する温度域が650℃未満、または、平均加熱速度が５℃／ｓ未満の場合、焼鈍中に微細で均一に分散したオーステナイト相が生成されず、最終組織において第２相が局所的に集中して存在する組織が形成され、良好な穴広げ性の確保が困難である。また、平均加熱速度が５℃／ｓ未満の場合、通常よりも長い炉が必要となり、多大なエネルギー消費に伴うコスト増と生産効率の悪化を引き起こす。
熱間圧延・酸洗後または冷間圧延後の鋼板には、焼鈍が施される。
・焼鈍時の加熱条件：５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱
加熱する温度域が650℃未満、または、平均加熱速度が５℃／ｓ未満の場合、焼鈍中に微細で均一に分散したオーステナイト相が生成されず、最終組織において第２相が局所的に集中して存在する組織が形成され、良好な穴広げ性の確保が困難である。また、平均加熱速度が５℃／ｓ未満の場合、通常よりも長い炉が必要となり、多大なエネルギー消費に伴うコスト増と生産効率の悪化を引き起こす。
・焼鈍時の均熱条件：730〜880℃の温度域で15〜600ｓ保持
本発明では、730〜880℃の温度域にて、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイト相とフェライト相の２相域で、15〜600ｓ間焼鈍（保持）する。焼鈍温度が730℃未満の場合や、保持（焼鈍）時間が15ｓ未満の場合には、フェライトの再結晶が十分に進行せず、過剰な未再結晶フェライトが鋼板組織に存在してしまい、成形性が劣化する。一方、焼鈍温度が880℃を超える場合は、析出物が粗大化し、強度が低下する。また、保持時間が600ｓ超となると、フェライトが粗大化し、穴広げ性が劣化するため、均熱時間は600ｓ以下とし、好ましくは450ｓ以下である。
本発明では、730〜880℃の温度域にて、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイト相とフェライト相の２相域で、15〜600ｓ間焼鈍（保持）する。焼鈍温度が730℃未満の場合や、保持（焼鈍）時間が15ｓ未満の場合には、フェライトの再結晶が十分に進行せず、過剰な未再結晶フェライトが鋼板組織に存在してしまい、成形性が劣化する。一方、焼鈍温度が880℃を超える場合は、析出物が粗大化し、強度が低下する。また、保持時間が600ｓ超となると、フェライトが粗大化し、穴広げ性が劣化するため、均熱時間は600ｓ以下とし、好ましくは450ｓ以下である。
・焼鈍時の冷却条件：３〜30℃／ｓの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却
上記の均熱後は、均熱温度から600℃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未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、マルテンサイトの体積分率が減少するため、強度確保が困難である。一方、平均冷却速度が30℃／ｓを超える場合には、マルテンサイトが過剰に生成するとともに、設備上これを実現することが困難でもある。また、冷却停止温度が600℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成するため、鋼板のミクロ組織における所定の体積分率を得られないため、延性および穴広げ性が低下する。
なお、上記の平均冷却速度は、600℃以下、溶融亜鉛めっき浴温度までの領域における冷却速度の平均であり、この温度領域において３〜30℃／ｓの平均冷却速度が維持されればよい。
上記の均熱後は、均熱温度から600℃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未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、マルテンサイトの体積分率が減少するため、強度確保が困難である。一方、平均冷却速度が30℃／ｓを超える場合には、マルテンサイトが過剰に生成するとともに、設備上これを実現することが困難でもある。また、冷却停止温度が600℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成するため、鋼板のミクロ組織における所定の体積分率を得られないため、延性および穴広げ性が低下する。
なお、上記の平均冷却速度は、600℃以下、溶融亜鉛めっき浴温度までの領域における冷却速度の平均であり、この温度領域において３〜30℃／ｓの平均冷却速度が維持されればよい。
[溶融亜鉛めっき処理]
焼鈍後は、溶融亜鉛めっきが施される。めっき浴に浸漬する鋼板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−40）℃〜（溶融亜鉛めっき浴温度＋50）℃とすることが好ましい。めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−40）℃を下回ると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−40）℃とする。また、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋50）℃を超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題がある。
焼鈍後は、溶融亜鉛めっきが施される。めっき浴に浸漬する鋼板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−40）℃〜（溶融亜鉛めっき浴温度＋50）℃とすることが好ましい。めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−40）℃を下回ると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−40）℃とする。また、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋50）℃を超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題がある。
また、めっき後は、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７〜15％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℃より高い温度では、合金化の進行が顕著となり、パウダリング性が低下する。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの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（ＣＧＬ）で行うのが好ましい。また、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。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。
以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す化学組成の鋼を溶製して鋳造し、230ｍｍ厚のスラブを製造し、熱間圧延開始温度、仕上げ圧延終了温度（FDT）を表２に示す条件として、熱間圧延を行い、熱間圧延終了後、冷却し、板厚：3.2ｍｍの熱延鋼板とした後、表２に示す巻取り温度（CT）で巻取った。ついで、得られた熱延板を酸洗した後、表２に示す条件に従って冷間圧延を施し、冷延鋼板を作製した。かくして得られた冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、表２に示す製造条件に従う、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに表２に示す温度で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。なお、一部の鋼板については、冷間圧延を行わずに熱延板をめっきの下地鋼板とした。さらに、表２に示すように、一部の鋼板については、めっきの合金化処理は行わなかった。
表１に示す化学組成の鋼を溶製して鋳造し、230ｍｍ厚のスラブを製造し、熱間圧延開始温度、仕上げ圧延終了温度（FDT）を表２に示す条件として、熱間圧延を行い、熱間圧延終了後、冷却し、板厚：3.2ｍｍの熱延鋼板とした後、表２に示す巻取り温度（CT）で巻取った。ついで、得られた熱延板を酸洗した後、表２に示す条件に従って冷間圧延を施し、冷延鋼板を作製した。かくして得られた冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、表２に示す製造条件に従う、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに表２に示す温度で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。なお、一部の鋼板については、冷間圧延を行わずに熱延板をめっきの下地鋼板とした。さらに、表２に示すように、一部の鋼板については、めっきの合金化処理は行わなかった。
ここで、めっき処理は、亜鉛めっき浴温度：460℃、亜鉛めっき浴Al濃度：0.14質量%（合金化処理する場合）、0.18質量%（合金化処理を施さない場合）、片面あたりのめっき付着量45g/m2（両面めっき）とした。
製造しためっき鋼板から、JIS５号引張試験片を圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（JIS Ｚ2241（1998））により、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）、全伸び（EL）、降伏比（YR）を測定した。ELが26.5％以上であれば良好な伸びを有する鋼板、YRが70％以上であれば高降伏比を有する鋼板であると評価した。また、時効による評価は、70℃で10日間放置後、引張試験によりELを測定し、放置前の製造後の鋼板のELとの差ΔELを算出し、ΔEL≦1.0％の場合に、時効後もELの劣化が少ないと判断した。ここで、70℃で10日間というのは、Hundyの報告（Metallurgia、vol．52、p.203（1956））から、38℃で６ヶ月間放置した状態に相当する時効である。
穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（JFS Ｔ1001（1996））に準拠し、クリアランス12.5％にて、10ｍｍφの穴を打ち抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、60°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、60％以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。
穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（JFS Ｔ1001（1996））に準拠し、クリアランス12.5％にて、10ｍｍφの穴を打ち抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、60°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、60％以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。
鋼板のミクロ組織は、３％ナイタール試薬（３％硝酸＋エタノール）を用いて、鋼板の圧延方向に平行な垂直断面（板厚１／４の深さ位置）を腐食し、500〜1000倍の光学顕微鏡および1000〜10000倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により観察、撮影した組織写真を用いて、フェライトの体積分率および平均結晶粒径、マルテンサイトの体積分率および平均結晶粒径、パーライトの体積分率を定量化した。各12視野の観察を行い、ポイントカウント法（ASTM Ｅ562−83（1988）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。
ここで、フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、パーライトは層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織である。マルテンサイトは白いコントラストの付いているものである。また、残部の低温生成相については、上記光学顕微鏡ないし電子顕微鏡（走査型あるいは透過型）の観察において、パーライトとベイナイトは判別可能である。パーライトは、層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織であり、ベイナイトは、ポリゴナルフェライトと比較して転位密度の高い板状のベイニティックフェライトとセメンタイトを含む組織である。また、残留オーステナイトの有無については、表層より板厚１／４の厚さ分だけ研磨した面で、MoのＫα線を線源として、加速電圧50keVにて、Ｘ線回折法（装置：Rigaku社製RINT2200）によって、鉄のフェライトの{200}面、{211}面、{220}面と、オーステナイトの{200}面、{220}面、{311}面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（2000年）理学電機株式会社、p.26、62−64に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求め、体積分率が１％以上の場合、残留オーステナイトが有りと判断し、体積分率が１％未満の場合、残留オーステナイトが無しと判断した。
また、Nb系析出物（炭化物）の平均粒径の測定方法は、得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（TEM）で10視野観察し（写真引伸で倍率：500000倍）、析出した炭化物の平均粒径を求めた。各々の炭化物の粒径は、炭化物が球状形状の場合はその直径を粒径とし、また、炭化物が楕円形の場合は、炭化物の長軸ａと、長軸に直行する方向の短軸を測定し、長軸ａと短軸ｂとの積ａ×ｂの平方根を粒径とした。10視野で観察された各々の炭化物の粒径を加算し、炭化物の個数で除した値を炭化物の平均粒径とした。
測定した鋼板のミクロ組織と引張特性と穴広げ性を表３に示す。表３に示す結果から、本発明の要件を満足する発明例は何れも、平均結晶粒径が15μｍ以下のフェライトの体積分率が90％以上であり、平均結晶粒径が3.0μｍ以下のマルテンサイトの体積分率が0.5％以上5.0％未満であり、且つ、パーライトを体積分率で5.0％以下を示し、その結果、590MPa以上の引張強さと70％以上の降伏比を確保しつつ、且つ、26.5％以上の全伸び、60％以上の穴広げ率および時効後の全伸びの劣化の少ない、という良好な加工性が得られた。
Claims (10)
- 化学成分が、質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.10〜0.90％、Mn：1.0〜1.9％、Ｐ：0.005〜0.10％、Ｓ：0.0050％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.0050％以下およびNb：0.010〜0.100％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、平均結晶粒径が15μｍ以下のフェライトを体積分率で90％以上、平均結晶粒径が3.0μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で0.5％以上5.0％未満、且つ、パーライトを体積分率で5.0％以下含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、降伏比が70％以上、引張強さが590MPa以上、全伸びが26.5％以上および穴広げ率λが60％以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。 - 平均粒径が0.10μｍ以下のNb系析出物を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ti：0.10％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記ミクロ組織において、結晶粒径が５μｍ以下のフェライトの体積分率を鋼板のミクロ組織内における全てのフェライトの体積分率で除した値が、0.25以上を満足することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｖ：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下およびＢ：0.0030％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ca：0.001〜0.005％およびREM：0.001〜0.005％から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 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から６のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１から６のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、請求項１、３、５および６のいずれかに記載の化学成分を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度：830〜950℃の条件で熱間圧延を行い、冷却後に、450〜620℃の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱し、730〜880℃の温度域で15〜600ｓ保持し、引き続き、３〜30℃／ｓの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１から６のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、請求項１、３、５および６のいずれかに記載の化学成分を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度：830〜950℃の条件で熱間圧延を行い、冷却後に、450〜620℃の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で650℃以上の温度域まで加熱し、730〜880℃の温度域で15〜600ｓ保持し、引き続き、３〜30℃／ｓの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛めっき処理を施した後に、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または請求項９に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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