JP6057028B1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．５０％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｔｉ：０．００３〜０．２００％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含み、かつＴｉ＞４Ｎを満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚方向において地鉄鋼板表面から１／４位置断面における面積率で、フェライト相が７０％以下（０％を含む）、ベイナイト相が２０％以下（０％を含む）、マルテンサイト相が２５％以上、残留オーステナイト相が３％未満（０％を含む）であり、前記マルテンサイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、前記マルテンサイト相のビッカース硬度のバラツキが標準偏差で２０以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法。

Description

本発明は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが自動車業界においては常に重要な課題となっている。自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図る上では、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くはプレス加工やバーリング加工等によって成形される。このため、自動車部品用素材として用いられる溶融亜鉛めっき鋼板には所望の強度を有することに加えて、優れた成形性が要求される。
近年、自動車車体の骨格用素材として高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用が拡大しつつある。高強度溶融亜鉛めっき鋼板の成形にあたっては曲げ主体の加工が施されることが多く、優れた曲げ加工性が必要とされている。このような背景の中、曲げ加工性に優れた様々な高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されている。特許文献１及び特許文献２ではワレという観点から曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
特開２０１２−１２７０３号公報 特開２０１０−７０８４３号公報
しかしながら、特許文献１及び特許文献２に記載の技術はいずれもワレという観点における曲げ加工性を単純に向上させただけであり、成形後の形状やシワ等の外観等が考慮されていない。高強度溶融亜鉛めっき鋼板の曲げ加工においては合金元素の偏析等に起因して曲げ稜線にスジ状の起伏が現れ、塗装性や外観等が損なわれるという問題がある。この問題は特に合金元素含有量の多い高強度溶融亜鉛めっき鋼板に多く認められる。
本発明は以上の事情に鑑みて完成したものである。曲げ加工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を提供することを本発明が解決すべき課題とする。
本発明者らは、上記した課題を達成するため、鋼板の成分組成、組織および製造方法等多くの観点から鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。
即ち、Ｃ量を０．０７〜０．２５質量％とし、その他の合金元素を適正に調整した上で、鋼板組織の各相の面積率、マルテンサイト相の平均結晶粒径、ビッカース硬度のバラツキ等を適切に組み合わせることで、高強度かつ優れた曲げ加工性を両立できる。本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．５０％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｔｉ：０．００３〜０．２００％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含み、かつＴｉ＞４Ｎを満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚方向において地鉄鋼板表面から１／４位置断面における面積率で、フェライト相が７０％以下（０％を含む）、ベイナイト相が２０％以下（０％を含む）、マルテンサイト相が２５％以上、残留オーステナイト相が３％未満（０％を含む）であり、前記マルテンサイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、前記マルテンサイト相のビッカース硬度のバラツキが標準偏差で２０以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｖ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００３〜０．２００％を含有する［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに、仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下となるように冷却し、巻取り温度６００℃未満で巻取る熱間圧延工程と、圧下率２０％超で冷間圧延する冷間圧延工程と、平均加熱速度１５℃／ｓ以下で焼鈍温度７５０〜９５０℃まで加熱し、該焼鈍温度で３０秒以上保持する焼鈍工程と、平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却する一次冷却工程と、亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程と、平均冷却速度１℃／ｓ以上でＭｓ点以上まで冷却した後、平均冷却速度１００℃／ｓ以上で１００℃以下まで冷却を施す二次冷却工程と、を有し、上記各工程を記載の順序で行う高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前記亜鉛めっき工程において、亜鉛めっきを施した後、更に、４６０〜６００℃に加熱して亜鉛めっきの合金化処理を施す［５］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
なお、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」は、引張強さ（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上であり、溶融亜鉛めっき鋼板のみならず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含む。また、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板とで区別して説明することが必要となる場合は、これらの鋼板を区別して記載する。
本発明によれば、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は曲げ加工後において良好な外観を実現できる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は自動車部品用素材として好適である。
以下に、本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
１）成分組成
Ｃ：０．０７〜０．２５％
Ｃは、マルテンサイト相を生成させてＴＳを上昇させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０７％未満ではマルテンサイト相の強度が低く、ＴＳについて９８０ＭＰａ以上を得ることができない。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると曲げ加工性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０７〜０．２５％とする。ＴＳについて１１８０ＭＰａ以上を得る観点から、Ｃ量は好ましくは０．０８以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃ量の上限側は０．２３％以下が好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜３．００％
Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させるのに有効な元素である。こうした効果を得るにはＳｉ量を０．０１％以上とする必要がある。一方、Ｓｉの含有量が増えると、鋼が脆化して曲げ加工性が劣化する。本発明ではＳｉ量３．００％まで許容できる。したがって、Ｓｉ量は０．０１〜３．００％とする。Ｓｉ量は好ましくは０．０１〜１．８０％、より好ましくは０．０１〜１．００％、さらに好ましくは０．０１〜０．７０％である。
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｍｎは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させたり、フェライト変態やベイナイト変態を抑制してマルテンサイト相を生成させ、ＴＳを上昇させる元素である。こうした効果を十分に得るには、Ｍｎ量を１．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると、鋼が脆化して曲げ加工性が劣化する。したがって、Ｍｎ量は１．５〜４．０％とする。Ｍｎ量について、下限側は好ましくは１．８％以上である。上限側は好ましくは３．８％以下であり、より好ましくは３．５％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
粒界偏析により鋼が脆化して曲げ加工性が劣化するため、Ｐ量は極力低減することが望ましい。しかし、製造コストの面などからＰ量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０５０％以下、より好ましくは０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下である。Ｐを全く含有しなくても原理上問題ないため下限は特に規定しないが、０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、Ｐ量は０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２％以下
ＳはＭｎＳなどの介在物として存在して曲げ加工性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましく、本発明ではＳ量は０．０２％まで許容できる。よって、Ｓ量は０．０２％以下である。Ｓを全く含有しなくても原理上問題ないため下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０１〜１．５０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で含有させることが好ましい。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が１．５０％を超えると、焼鈍時にフェライト相の過剰生成を招き、ＴＳが低下する。したがって、Ａｌ量は０．０１〜１．５０％とする。Ａｌ量は好ましくは０．０１〜０．７０％であり、より好ましくは０．０１〜０．１０％である。
Ｎ：０．００１〜０．００８％
Ｎが０．００８％を超えるとＴｉＮが粗大化し、これを核としたフェライト相生成が助長されて、本発明の鋼板組織が得られない。一方、０．００１％未満ではＡｌＮやＴｉＮ等の窒化物が微細化してフェライト相やマルテンサイト相の結晶粒成長の抑制効果が低下し、該結晶粒が粗大化して本発明の鋼板組織が得られない。したがって、Ｎ量は０．００１〜０．００８％とする。
Ｔｉ：０．００３〜０．２００％
Ｔｉは、焼鈍時にフェライト相の再結晶を抑制し、最終組織におけるマルテンサイト相の結晶粒を微細化するのに有効な元素である。また、Ｎを固定してＢＮの生成を抑制し、Ｂの効果を引き出すのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００３％以上にする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、粗大な炭窒化物（ＴｉＣＮ、ＴｉＣを含む。）を生成して、鋼中の固溶Ｃ量が低下し、ＴＳが低下する。したがって、Ｔｉ量は０．００３〜０．２００％とする。Ｔｉ量について、下限側は好ましくは０．０１０％以上である。上限側は好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは、粒界からのフェライト相およびベイナイト相の核生成を均一に抑制し、硬度バラツキの小さいマルテンサイト相を得るのに有効な元素である。こうした効果を十分に得るには、Ｂ量を０．０００３％以上にする必要がある。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、介在物が増大して曲げ性を劣化させる。したがって、Ｂ量は０．０００３〜０．００５０％とする。Ｂ量について、下限側は好ましくは０．０００５％以上である。上限側は好ましくは０．００３５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｔｉ＞４Ｎ
ＴｉはＮを固定し、ＢＮの生成を抑制してＢの効果を引き出すのに有効な元素である。このような効果を十分得るにはＴｉとＮの含有量がＴｉ＞４Ｎを満たす必要がある。
残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、必要に応じて以下の元素の一種以上を適宜含有させることができる。また、本発明では、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｎ、Ｓｂ等の不純物元素を合計で０．００２％まで含んでも構わない。
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｖ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％から選ばれる少なくとも一種の元素
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕはマルテンサイト相などの低温変態相を生成させ、高強度化に有効な元素である。こうした効果を得る観点から、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕから選ばれる少なくとも一種の元素の含有量はそれぞれ０．０１％以上が好ましい。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量が２．００％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、これらの元素を含有する場合、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量はそれぞれ０．０１〜２．００％が好ましい。より好ましくはＣｒは０．０１〜１．５０％、Ｍｏは０．０１〜０．８０％、Ｖは０．０１〜０．８０％、Ｎｉは０．０１〜１．５０％、Ｃｕは０．０１〜０．５０％である。
Ｎｂ：０．００３〜０．２００％
Ｎｂは焼鈍時にフェライト相の再結晶を抑制し、最終組織におけるマルテンサイト相の結晶粒を微細化するのに有効な元素である。こうした効果を得る観点からＮｂ含有量は０．００３％以上が好ましい。一方、０．２００％を超えると粗大な炭窒化物（ＮｂＣＮ、ＮｂＣを含む）を生成して、鋼中の固溶Ｃ量が低下し、ＴＳが低下するおそれがある。したがって、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ量は０．００３〜０．２００％が好ましい。Ｎｂ量はより好ましくは０．００５〜０．０８０％であり、さらに好ましくは０．００５〜０．０６０％である。
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも一種の元素
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により曲げ加工性を改善させるのに有効な元素である。こうした効果を得る観点から、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも一種の元素の含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５％を超えると、介在物が増大して曲げ加工性が劣化するおそれがある。したがって、これらの元素を含有する場合は、Ｃａ、ＲＥＭの含有量は０．００１％〜０．００５％が好ましい。
２）鋼板組織
フェライト相の面積率：７０％以下（０％を含む）
フェライト相の面積率が７０％を超えると９８０ＭＰａ以上のＴＳと曲げ加工性の両立が困難となる。したがって、フェライト相の面積率は７０％以下とする。ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上を得るためにフェライト相の面積率は好ましくは６０％以下であり、より好ましくは２０％以下、さらに好ましくは８％以下である。
ベイナイト相の面積率：２０％以下（０％を含む）
ベイナイト相の面積率が２０％を超えると、曲げ加工性が劣化する。したがって、ベイナイト相の面積率は２０％以下とする。なお、本発明におけるベイナイト相は上部ベイナイト相と下部ベイナイト相からなる。特に下部ベイナイト相については１％以下とすることが曲げ加工性（特に外観）の観点から好ましい。
マルテンサイト相の面積率：２５％以上
マルテンサイト相の面積率が２５％未満では９８０ＭＰａ以上のＴＳと曲げ加工性の両立が困難となる。したがって、マルテンサイト相の面積率は２５％以上とする。１１８０ＭＰａ以上のＴＳを得る観点から、マルテンサイト相の面積率は好ましくは４０％以上であり、より好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９０％以上である。なお、本発明において、マルテンサイト相とは炭化物を有しないマルテンサイト相であり、オートテンパードマルテンサイト相や焼戻しマルテンサイト相等炭化物を有するマルテンサイト相は含まない。
残留オーステナイト相の面積率：３％未満（０％を含む）
残留オーステナイト相は曲げ加工時に硬質なマルテンサイト相になることで曲げ加工性を劣化させる。したがって、残留オーステナイト相の面積率は３％未満とする。残留オーステナイト相の面積率は好ましくは２％未満であり、より好ましくは１％未満である。
なお、残留オーステナイト相は後述の方法により体積率を求める。そして、該体積率の値は面積率の値として扱う。
マルテンサイト相の平均結晶粒径：２０μｍ以下
マルテンサイト相の平均結晶粒径が２０μｍを超えると曲げ加工性が劣化する。したがって、マルテンサイト相の平均結晶粒径は２０μｍ以下とする。マルテンサイト相の平均結晶粒径は好ましくは１５μｍ以下である。
マルテンサイト相のビッカース硬度のバラツキの標準偏差：２０以下
マルテンサイト相のビッカース硬度のバラツキの標準偏差が２０を超えると曲げ加工性（特に外観）が劣化する。したがって、マルテンサイト相のビッカース硬度のバラツキの標準偏差は２０以下とする。該標準偏差は好ましくは１５以下である。
なお、本発明におけるマルテンサイト相のビッカース硬度は３００〜６００であることが好ましい。
本発明の鋼板組織はマルテンサイト相単相であってもよい。一方、本発明の鋼板組織はフェライト相、マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相以外の他の相として上記炭化物を有するマルテンサイト相、パーライト相等を含む場合もある。しかし、他の相について本発明では面積率の合計で１０％未満が好ましく、５％未満がより好ましい。
ここで、鋼板組織におけるフェライト相、マルテンサイト相、ベイナイト相等の面積率とは組織観察における観察面積に占める各相の面積の割合のことである。各相の面積率は、亜鉛めっき層（合金化した場合は合金化亜鉛めっき層）を除いた地鉄鋼板よりサンプルを切出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚方向において地鉄鋼板表面から１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影し、得られた画像データから解析ソフト（例えばＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏ）を用いて各相の面積率を求め、前記３視野の平均面積率を各相の面積率とすることで求めることができる。前記画像データにおいて、フェライト相は黒色、マルテンサイト相は炭化物を含まない白色、焼戻しマルテンサイト相およびオートテンパードマルテンサイト相は方位の揃っていない炭化物を含む明灰色、下部ベイナイト相は方位の揃った炭化物を含む明灰色、上部ベイナイト相は炭化物または島状白色組織を含む黒色、パーライト相は白色と黒色の層状、として区別できる。ただし、画像データからマルテンサイト相と残留オーステナイト相を区別することは困難なため、後述するＸ線回折法により求めた残留オーステナイト相の体積率の値を白色組織の面積率の値から差し引いた値をマルテンサイト相の面積率とする。
マルテンサイト相の平均結晶粒径は、面積率を求めた上記画像データについて、前記３視野のマルテンサイト相の面積の合計をマルテンサイト相の個数で割って平均面積を求め、その１／２乗を平均粒径とする。なお、残留オーステナイト相を含む場合は、マルテンサイト相と残留オーステナイト相を区別せず、すべてマルテンサイト相として平均結晶粒径を求める。
板厚方向において地鉄鋼板表面から１／４位置断面における残留オーステナイト相の体積率は以下のように求める。即ち、地鉄鋼板の板厚方向において表面から１／４位置まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定する。そして、ｂｃｃ鉄（フェライト）の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めた体積率を、残留オーステナイト相の体積率とする。
マルテンサイト相のビッカース硬度は以下のように測定する。圧延方向に対して平行方向の断面を有し幅が１０ｍｍ、長さ（圧延方向）が１５ｍｍの試験片を採取し、該断面について地鉄鋼板の板厚方向においての表面から板厚１／４位置においてマルテンサイト相をランダムに選出しビッカース硬度測定を行う。荷重は２０ｇで２０点測定する。
次に、測定したビッカース硬度の最大値と最小値を除いた１８点について、下記の数１に示す式より標準偏差σを求める。
Figure 0006057028
３）製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有するスラブに、仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下となるように冷却し、巻取り温度６００℃未満で巻取る熱間圧延工程と、圧下率２０％超で冷間圧延する冷間圧延工程と、平均加熱速度１５℃／ｓ以下で焼鈍温度７５０〜９５０℃まで加熱し、該焼鈍温度で３０秒以上保持する焼鈍工程と、平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却する一次冷却工程と、亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程と、平均冷却速度１℃／ｓ以上でＭｓ点以上まで冷却した後、平均冷却速度１００℃／ｓ以上で１００℃以下まで冷却を施す二次冷却工程と、を有し、上記各工程を記載の順序で行う高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により製造できる。なお、必要に応じて、亜鉛めっきの合金化処理を施してもよい。熱間圧延では６００〜７００℃における滞留時間を１０秒以下とし、さらに６００℃未満で巻取ることでＢの固溶状態を維持する。焼鈍では１５℃以下で加熱して７５０〜９５０℃で保持することでオーステナイト相すなわち最終組織におけるマルテンサイト相を微細化する。続く冷却では、固溶Ｂと３℃／ｓ以上の冷却によりフェライト相生成を抑えて微細粒を維持し、Ｍｓ点以下を１００℃／ｓ以上の冷却とすることでマルテンサイト相の硬さを均一化することができ、優れた曲げ性および曲げ外観が得られる。以下、詳しく説明する。
３−１）熱間圧延工程
６００〜７００℃での滞留時間の総計：１０秒以下
仕上げ圧延後、６００〜７００℃の温度域における鋼板の滞留時間が１０秒を超えるとＢ炭化物等のＢを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Ｂ量が低下し、焼鈍時のＢの効果、すなわち微細組織におけるベイナイト相面積率を抑制する効果が減退して本発明の鋼板組織が得られなくなる。したがって、６００〜７００℃での滞留時間の総計は１０秒以下とする。６００〜７００℃での滞留時間の総計は好ましくは８秒以下である。なお、温度は鋼板表面の温度である。
巻取り温度：６００℃未満
巻取り温度が６００℃以上ではＢ炭化物等のＢを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Ｂ量が低下し、焼鈍時のＢの効果が減退して本発明の鋼板組織が得られなくなる。したがって、巻取り温度は６００℃未満とする。下限は特に規定しないが、温度制御性の観点からは巻取り温度は４００℃以上程度が好ましい。
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には、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ温度はスラブ表面の温度である。
スラブを熱間圧延する際は、スラブの加熱温度を低くしても圧延時のトラブルを防止する観点から、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。仕上げ圧延をＡｒ３変態点未満で終了すると異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、Ａｒ３変態点以上の仕上げ温度で行うことが好ましい。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０〜０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
また、巻取り後の鋼板は、通常、スケールを酸洗などにより除去した後、冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっき等が施される。
３−２）冷間圧延工程
冷間圧延の圧下率：２０％超
圧下率が２０％以下では焼鈍時に再結晶が起こらず伸展組織が残存し、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、冷間圧延の圧下率は２０％超とする。冷間圧延の圧下率は好ましくは３０％以上である。なお、上限は特に規定しないが、形状の安定性等の観点から圧下率９０％以下程度が好ましい。
３−３）焼鈍工程
焼鈍温度までの平均加熱速度：１５℃／ｓ以下で７５０〜９５０℃まで加熱
平均加熱速度が１５℃／ｓを超えると大きな圧延ひずみが蓄積した未再結晶組織から急激に逆変態が進行し、粒成長して粗大なオーステナイト相、すなわち最終組織における粗大なマルテンサイト相が生成しやすくなり、本発明の鋼板組織が得られなくなる。したがって、平均加熱速度は１５℃／ｓ以下とする。平均加熱速度は好ましくは８℃／ｓ以下である。下限は特に規定しないが１℃／ｓ未満になると粗粒を生じる場合があるため、１℃／ｓ以上が好ましい。なお、平均加熱速度は加熱開始から焼鈍温度までの鋼板の温度差を要した時間で除した値である。本発明において、加熱速度及び冷却速度の単位における「ｓ」は「秒」を意味する。
７５０℃未満までの加熱ではオーステナイト相、すなわち最終組織におけるマルテンサイト相が十分生成せず、本発明の鋼板組織が得られない。一方、９５０℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化して本発明の鋼板組織が得られない。したがって、焼鈍温度は７５０〜９５０℃の範囲内とする。
焼鈍温度での保持時間：３０秒以上
焼鈍温度である７５０〜９５０℃での保持時間が３０秒未満ではオーステナイト相の生成が不十分なり、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、焼鈍温度での保持時間は３０秒以上とする。上限は特に規定しないが、生産能率等の観点からは保持時間１０００秒以下程度が好ましい。
３−４）一次冷却工程（焼鈍終了時から溶融亜鉛めっき浴浸漬までの冷却工程）
平均冷却速度：３℃／ｓ以上
焼鈍工程後の平均冷却速度が３℃／ｓ未満では冷却中や保持中にフェライト相や上部ベイナイト相が過剰に生成して本発明の鋼板組織が得られない。したがって、平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度の上限側は５０℃／ｓ以下とすることが好ましく、より好ましくは４０℃／ｓ以下である。該平均冷却速度は鋼板の焼鈍温度と亜鉛めっき浴温度との温度差を焼鈍終了時から亜鉛めっき浴浸漬時までに要した時間で除した値である。なお、上記冷却速度を満たしている限り、該冷却工程中において、Ｍｓ〜５５０℃の範囲においては冷却加熱保持等を行ってもかまわない。
３−５）亜鉛めっき工程
一次冷却工程により焼鈍温度から冷却された鋼板に溶融亜鉛めっきを施す。溶融亜鉛めっき処理の条件は特に限定されない。例えば、上記処理を受けた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して溶融亜鉛めっき処理を行うことが好ましい。溶融亜鉛めっき処理ではＡｌ量が０．０８〜０．２５質量％である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。さらに亜鉛めっき層を合金化する際は４６０℃以上６００℃以下の温度域に１秒以上４０秒以下保持して合金化することが好ましい。
３−６）二次冷却工程（亜鉛めっき後冷却工程）
平均冷却速度：１℃／ｓ以上でＭｓ点以上まで冷却
Ｍｓ点以上の温度域において、平均冷却速度１℃／ｓ以上の緩冷却を行う。該緩冷却の平均冷却速度が１℃／ｓ未満では冷却中に上部ベイナイト相や下部ベイナイト相が生成して本発明の鋼板組織が得られない。したがって、緩冷却の平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。該平均冷却速度は亜鉛めっき後の鋼板温度と冷却終了時の鋼板温度との差を冷却に要した時間で除した値である。緩冷却速度が速過ぎると温度バラツキを生じやすくなり、硬度バラツキを招く場合があるため、好ましくは５０℃／ｓ以下である。
冷却終了温度：Ｍｓ点以上
緩冷却終了温度がＭｓ点未満になるとオートテンパードマルテンサイト相や下部ベイナイト相が生成して、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、緩冷却終了温度はＭｓ点以上とする。緩冷却終了温度は好ましくはＭｓ点〜５００℃とする。本発明において、Ｍｓ点は線膨張変化により求める。
平均冷却速度：１００℃／ｓ以上で１００℃以下まで冷却
緩冷却後、平均冷却速度：１００℃／ｓ以上で１００℃以下まで急冷却する。１００℃以下までの平均冷却速度が１００℃／ｓ未満ではオートテンパードマルテンサイト相や下部ベイナイト相が生成して、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、１００℃以下までの平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とする。該平均冷却速度は上記緩冷却の冷却終了時の鋼板温度と二次冷却終了時の鋼板温度との差を要した時間で除した値である。
二次冷却終了温度：１００℃以下
二次冷却終了温度が１００℃を超えるとオートテンパードマルテンサイト相や下部ベイナイト相が生成して、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、急冷却終了温度は１００℃以下とする。
３−７）他の工程について
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板には樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。また、亜鉛めっき層の合金化処理を施した後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に調質圧延を行うことができる。
４）他の条件等
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定されないが０．４〜３．０ｍｍが好ましい。また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板のＴＳは９８０ＭＰａ以上であるが、鋼板のＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の用途は特に限定されない。自動車の軽量化及び自動車車体の高性能化に寄与できるため、自動車部品用途が好ましい。
以下に本発明の実施例を説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有する鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を使用し、表２に示す条件により溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。詳しくは、表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後粗圧延、仕上げ圧延、冷却、巻取りをして、熱延鋼板とした。次いで、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板を製造し、焼鈍に供した。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきラインを模擬した赤外線イメージ炉にて表２に示す条件で行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）（鋼板Ｎｏ．１〜３１）を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は、４６０℃のめっき浴中に鋼板を浸漬し、付着量３５〜４５ｇ／ｍ２のめっき層を形成させて作製した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は前記手順によりめっき層形成後４６０〜６００℃の範囲内で合金化処理を行うことで作製した。以後、ＧＩ及びＧＡを溶融亜鉛めっき鋼板と呼ぶものとする。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板に伸長率０．２％のスキンパス圧延を施した後、以下の試験方法にしたがい、引張特性及び曲げ加工性を求めた。また、前述の方法により鋼板組織及びマルテンサイト相のビッカース硬度のバラツキの標準偏差を調べた。結果は表３に示した。なお、発明例において測定されたマルテンサイト相のビッカース硬度は３００〜６００の範囲内であった。
＜引張特性試験＞
作製した溶融亜鉛めっき鋼板より圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０−３／ｓとするＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。ＴＳが９８０ＭＰａ以上のものを合格とし、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上のものをより良好と評価した。
＜曲げ加工性試験＞
圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が３５ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊形の試験片を、作製した溶融亜鉛めっき鋼板より採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が１０ｍｍ／ｓ、押込み荷重が１０ｔｏｎ、押付け保持時間５秒、曲げ半径Ｒが２．０ｍｍで９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、ワレおよびスジ状起伏について次のように５段階で評価し、それぞれ３以上を合格とした。また、３以上の評点の場合は、評点が上がるごとにより良好と評価した。
ワレの評価は、５ｍｍ以上の亀裂が認められたものを「１」、１ｍｍ以上５ｍｍ未満の亀裂が認められたものを「２」、０．５ｍｍ以上１ｍｍ未満の亀裂が認められたものを「３」、０．２ｍｍ以上０．５ｍｍ未満の亀裂が認められたものを「４」、０．２ｍｍ未満の亀裂が認められたもの又は亀裂なしのものを「５」とした。
スジ状の起伏の評価は、顕著に認められたものを「１」、普通に認められたものを「２」、認められるが軽微なものを「３」、わずかに認められるものを「４」、全く認められないものを「５」とした。
Figure 0006057028
Figure 0006057028
Figure 0006057028
発明例では、曲げ加工性に優れながら、９８０ＭＰａ以上、特に１１８０ＭＰａ以上のＴＳが得られることが確認できる。したがって、発明例によれば、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果を奏する。
本発明によれば、曲げ加工性に優れながらＴＳが９８０ＭＰａ以上、特に１１８０ＭＰａ以上の強度の溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部品用途に使用すると、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。

Claims (6)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．５０％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｔｉ：０．００３〜０．２００％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含み、かつＴｉ＞４Ｎを満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    板厚方向において地鉄鋼板表面から１／４位置断面における面積率で、フェライト相が３％以下（０％を含む）、ベイナイト相が２０％以下（０％を含む）、マルテンサイト相が８２％以上、残留オーステナイト相が３％未満（０％を含む）であり、前記マルテンサイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、前記マルテンサイト相のビッカース硬度のバラツキが標準偏差で２０以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｖ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００３〜０．２００％を含有する請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに、仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下となるように冷却し、巻取り温度６００℃未満で巻取る熱間圧延工程と、
    圧下率２０％超で冷間圧延する冷間圧延工程と、
    平均加熱速度１５℃／ｓ以下で焼鈍温度７５０〜９５０℃まで加熱し、該焼鈍温度で３０秒以上保持する焼鈍工程と、
    平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却する一次冷却工程と、
    亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程と、
    平均冷却速度１℃／ｓ以上でＭｓ点以上まで冷却した後、平均冷却速度１００℃／ｓ以上で１００℃以下まで冷却を施す二次冷却工程と、を有し、上記各工程を記載の順序で行う、板厚方向において地鉄鋼板表面から１／４位置断面における面積率で、フェライト相が３％以下（０％を含む）、ベイナイト相が２０％以下（０％を含む）、マルテンサイト相が８２％以上、残留オーステナイト相が３％未満（０％を含む）であり、前記マルテンサイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、前記マルテンサイト相のビッカース硬度のバラツキが標準偏差で２０以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 前記亜鉛めっき工程において、亜鉛めっきを施した後、更に、４６０〜６００℃に加熱して亜鉛めっきの合金化処理を施す請求項５に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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