JP6829265B2 - 高強度合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車、建設材料等の用途に好適な高強度合金化亜鉛めっき鋼板に関する。特に、本発明は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強さ及び優れた曲げ性を有する合金化亜鉛めっき冷間圧延鋼板に関する。
様々な用途で、車体の質量減少は燃料消費の低減をもたらすので、特に自動車産業においては、軽量化構造の強度レベルの向上が必須である。
自動車の車体部品は、しばしば、鋼板から打ち抜かれ、薄板の複雑な構造部材を形成する。しかし、このような部品は、複雑な構造部品に対する成形性の低さから、従来の高強度鋼板から製造することはできない。このようなことから、多相変態誘起塑性鋼（ＴＲＩＰ鋼）が、近年非常に注目されている。
ＴＲＩＰ鋼は、多相ミクロ組織を有しており、ＴＲＩＰ効果を生じせしめる準安定残留オーステナイト相を含む。鋼板が変形すると、オーステナイトはマルテンサイトに変態し、顕著に加工硬化する。この硬化作用は、材料のネッキングを防ぎ、鋼板の成形工程での不具合を遅らせる。ＴＲＩＰ鋼のミクロ組織は、その機械的性質を大きく左右する。ＴＲＩＰ鋼のミクロ組織の最も重要な側面は、残留オーステナイトの体積百分率、サイズ及び形態であり、これらの特性は、鋼板が変形するとき、マーステナイトからマルテンサイトへの変態に直接影響を及ぼす。常温で化学的にオーステナイトを安定化させる幾つかの方法がある。低合金ＴＲＩＰ鋼においては、オーステナイトは、その炭素量及び小さいオーステナイト粒で安定化される。オーステナイトを安定化させるには、約１重量％の炭素含有量が必要である。しかし、溶接性が低下することから、多くの用途で、鋼中に多くの炭素を含有させることはできない。このことから、炭素をオーステナイト中に多く含有させて、室温でオーステナイトを安定化させるには、特別な処理方法が必要である。一般的なＴＲＩＰ鋼の化学組成においては、炭素をオーステナイトに分配するミクロ組織の形成を助けるためだけでなく、オーステナイトの安定化を助ける他元素も少量含まれている。ＳｉとＭｎの両方を１．５重量％添加することが、最も一般的である。ベイナイト変態中にオーステナイトが分解することを抑制するためには、少なくとも１重量％のＳｉの含有量が必要であると一般的に考えられている。シリコンはセメンタイトに対して不溶性であるため、鋼のシリコン含有量は重要である。ＵＳ２００９／０２３８７１３は、このようなＴＲＩＰ鋼を開示している。しかし、シリコン含有量が多いと、熱間圧延鋼の表面品質が劣化し、冷間圧延鋼板の被覆性が劣化する原因となり得る。そこで、他元素によってシリコンを部分的又は完全に置換する試みがなされ、Ａｌベースの合金設計について、有望な結果が報告されている。しかし、アルミニウムの使用に伴う欠点は、変態温度（ＡＣ３）の上昇であり、従来の工業用アニールラインでの完全なオーステナイト化を非常に困難にし、不可能にさえさせる。
マトリックス相によって、次の主なタイプのＴＲＩＰ鋼が挙げられる。
ポリゴナルフェライトのマトリックス相を有するＴＰＦ ＴＲＩＰ鋼
既に述べたように、ＴＲＦ鋼は、ベイナイト及び残留オーステナイトからの介在物とともに、比較的軟らかいポリゴナルフェライトからのマトリックスを含有する。変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することによって、所望のＴＲＩＰ効果が得られ、これにより、強度と引抜き性の両方に優れた鋼板を得ることができる。しかし、それらの伸びフランジ性は、より均質なミクロ組織及びより強力なマトリックスを有するＴＢＦ鋼、ＴＭＦ鋼、及びＴＡＭ鋼に比べて低い。
ベイニティックフェライトのマトリックスを有するＴＢＦ ＴＲＩＰ鋼
ＴＢＦ鋼は、ベイニティックフェライトのマトリックスによって優れた伸びフランジ性を示すことから、長きにわたり周知かつ多くの注目が寄せられている。そして、ＴＰＦ鋼と同様に、準安定残留オーステナイト島のマルテンサイトへの歪誘起変態によって得られるＴＲＩＰ効果が、引き抜き性を著しく改善する。
マルテンサイティックフェライトのマトリックスを有するＴＭＦ ＴＲＩＰ鋼
ＴＭＦ鋼もまた、強力なマルテンサイトマトリックス中に存在している準安定残留オーステナイトの小さな島を含み、これらの鋼がＴＢＦ鋼に対して、より優れた伸びフランジ性を達成することを可能にする。これらの鋼もまた、ＴＲＩＰ効果を示すが、伸びフランジ性は、ＴＢＦ鋼と比べて低い。
アニールドマルテンサイトのマトリックスを有するＴＡＭ ＴＲＩＰ鋼
ＴＡＭ鋼は、フレッシュマルテンサイトの再アニールによって得られた針状フェライトからのマトリックスを含有する。歪が加わったとき、準安定残留オーステナイト介在物がマルテンサイトに変態することによって、強力なＴＲＩＰ効果が再び有効となる。これらの鋼は、強度、引き抜き性、及び伸びフランジ性の有望な組み合わせを具備しているが、複雑で高価な二重熱サイクルを必要とするために、工業的には関心がそれほど寄せられていない。
ＴＲＩＰ鋼の成形性は、主として、残留オーステナイトの変態特性の影響を受け、オーステナイトの化学的性質、形態その他の影響を受ける。ＩＳＩＪインターナショナル Ｖｏｌ．５０（２０１０）、Ｎｏ．１、ｐ．１６２〜１６８においては、少なくとも９８０ＭＰａの引張強さを有するＴＢＦ鋼の成形性に影響を及ぼす態様について議論されている。この文献で調査された冷間圧延材料は、９５０℃でアニールされ、塩浴中で、３００〜５００℃で２００秒にわたりオーステンパされている。このことから、高温のアニール温度によって、これらの材料は、従来の工業用アニールラインで生産するのに適さない。
自動車用車体部品は、高い強度と加工性を備えるが、耐食性を高めるために被覆鋼を用いる傾向がある。そのため、サイドメンバ、サイドシル、及びピラーのような構造部品に好適な優れた曲げ性を有する高強度の亜鉛めっき及び合金化亜鉛めっき（ＧＡ）鋼板が求められている。
ＷＯ２０１５／０９３０４３は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強さを有する合金化亜鉛めっき鋼板を開示している。ＥＰ２８８１４８１、ＵＳ２０１３／００４０１６５、及びＷＯ２０１５／０９２９８７それぞれは、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強さを有する亜鉛めっき鋼板を開示している。ＥＰ２７８５８８９は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強さを有する二相（ＤＰ）鋼板を開示している。
本発明は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強さを有し、優れた曲げ性を有する高強度合金化亜鉛めっき（ＧＡ）鋼板及びその工業規模での製造方法に関する。特に、本発明は、工業用合金化インダクタを備える工業用合金化プラントで処理することができる鋼組成物を提供することを目的とする。
本発明は、特許請求の範囲に記載される。
本鋼板は、下記の元素からなる組成（重量％）を有する：
Ｃ ０．１〜０．２
Ｍｎ ２．０〜３．０
Ｓｉ ０．２〜０．５
Ｃｒ ０．１〜０．７
Ａｌ ≦０．２
Ｔｉ ０．０１〜０．０７
Ｎｂ ＜０．０５
Ｍｏ ＜０．１
任意に、
Ｂ ０．００１〜０．００５
残部が不純物とは別にＦｅ。
個別の元素の重要性及びそれらの相互作用並びに特許請求される合金の化学成分の限定は、以下に簡潔に説明される。本明細書において、鋼の化学組成は、すべて、重量百分率（重量％）で表される。硬質相の量は、体積百分率（体積％）で表される。個々の元素の上下限は、特許請求の範囲に記載された限度内で自由に組み合わせることができる。
Ｃ：０．１０〜０．２％
Ｃは、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイト相中に充分な炭素量を得るのに重要である。Ｃはまた、所望の強度レベルを得るのに重要である。一般に、０．１％Ｃあたり１００ＭＰａオーダーの引張強さの増加が期待できる。Ｃが０．１％未満であると、１１８０ＭＰａの引張強度を得ることが難しい。Ｃが０．２％を超えると、溶接性が損なわれる。上限は、０．１９、０．１８、又は０．１７％であってよい。下限は、０．１１、０．１２、０．１３、０．１４、又は０．１５％であってよい。好ましい範囲は０．１４〜０．１９％である。
Ｍｎ：２．０〜３．０％
マンガンは固溶強化元素であり、Ｍｓ温度を下げることによりオーステナイトを安定化させ、冷却中にフェライトとパーライトが生成するのを防ぐ。また、ＭｎはＡｃ３温度を低下させる。２％未満の含有量では、１１８０ＭＰａの引張強さを得ることが困難であり、オーステナイト化温度は従来の工業用アニールラインでは高すぎる可能性がある。しかし、Ｍｎの含有量が３％を超えると、偏析の問題が発生し、加工性が低下するおそれがある。上限は、２．９９、２．９、２．７、２．６、又は２．５％であってよい。下限は、２．１、２．２、２．３、又は２．４％であってよい。好ましい範囲は、２．３〜２．７％である。
Ｓｉ：０．２〜０．５
Ｓｉは固溶強化元素として作用し、鋼板の強度を確保する上で重要である。しかし、含有量が多すぎると、鋼板の被覆性が低下する。したがって、上限は０．５％であり、０．４５％に制限されてもよい。下限は、０．２０、０．２５、０．３０、０．３５、又は０．４０％であってよい。好ましい範囲は、０．２５〜０．４５％である。
Ｃｒ：０．１〜０．７
Ｃｒは、鋼板の強度向上に有効である。Ｃｒは、フェライトを生成し、パーライト及びベイナイトの生成を遅らせる元素である。Ａｃ３温度およびＭｓ温度は、Ｃｒ含有量が増加するにつれて僅かに低下する。意外なことに、Ｃｒの添加は、安定化された残留オーステナイトの量の強力な増加をもたらす。Ｃｒの含有量は０．７％に制限される。上限は、０．６５、０．６０、０．５５、又は０．５０％であってよい。下限は、０．１５、０．２０、０．２５、０．３０、０．３５、又は０．４０％であってよい。好ましい範囲は、０．２〜０．６％である。
Ｓｉ＋Ｃｒ：０．５〜１．１
ＳｉとＣｒを組み合わせて添加すると、相乗効果で予期せぬ効果が得られ、残留オーステナイトの量が増加して、延性と曲げ性が向上する。これらのことから、Ｓｉ＋Ｃｒの量は、好ましくは、０．５〜１．１％の範囲に制限される。下限量は、０．５５、０．６０、０．６５、０．７０、又は０．７５％であってよい。上限は、１．０５、１．０、０．９５、０．９０、又は０．８５％であってよい。
Ｔｉ：０．０１〜０．０７
Ｔｉは、低合金鋼では、強度及び靭性を改善するために、一般的に用いられるが、これは、炭化物、窒化物、又は炭窒化物の形成によって、粒度に影響を与えるためである。しかし、その効果も、０．０７％を超えると飽和する傾向がある。したがって、Ｔｉの下限は、０．０１％であり、０．０２又は０．０４％であってもよい。上限は、０．０７％であり、０．０６、０．０５、又は０．０４％であってもよい。好ましい範囲は、０．０３〜０．０４％である。
Ａｌ：≦０．２
Ａｌは、フェライト形成を促進し、また、脱酸剤として一般的に用いられる。Ａｌ含有量が増加すると、Ｍｓ温度が上昇する。Ａｌのさらなる欠点は、Ａｃ３温度が劇的に上昇することである。これらの理由から、Ａｌの含有量は、好ましくは、０．１％未満に制限され、最も好ましくは、０．０６％未満に制限される。
Ｎｂ：＜０．０５
Ｎｂは、低合金鋼では、強度及び靭性を改善するために、一般的に用いられるが、これは、粒度に影響を与えるためである。Ｎｂは強度と伸びのバランスを向上させるのは、ＮｂＣが析出して、マトリックスのミクロ組織及び残留オーステナイト相を微細化することによる。鋼は、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下の量のＮｂを含有してよい。本発明によれば、意図的にＮｂを添加する必要はない。したがって、上限は、０．０１％以下に制限されてもよい。
Ｍｏ：＜０．１
強度を改善するため、Ｍｏを添加してもよい。しかし、Ｍｏは、通常、意図的には添加されない。したがって、上限は、０．０５又は０．０３％であってよい。
Ｂ：０．００１〜０．００５％
任意で、Ｂを添加してもよい。Ｂは、フェライトの生成を抑制し、鋼板の溶接性を向上させる。効果を認識できるようにするためには、少なくとも０．００１％添加すべきである。しかし、過剰な添加は、溶接性を損なう。好ましい範囲は、０．００２〜０．００５％及び０．０００２〜０．００５％である。
本合金化亜鉛めっき鋼板は、多相ミクロ組織を有する（体積％）：
残留オーステナイト ５〜２０
マルテンサイト ５〜２５
ベイニティックフェライト ≦１０
ポリゴナルフェライト ≦１０
残部
ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ５０〜９０
残留オーステナイト（ＲＡ）の量は、５〜２０％、好ましくは５〜１０％である。高い伸びが必要な場合には、ＴＲＩＰ効果のため、残留オーステナイトが必須である。残留オーステナイトの量が多いと、伸びフランジ性が低下する。下限量は、５、５．５、６．０、６．５、又は７％であってよい。
マルテンサイトは、最終ミクロ組織中で、５〜２５％の量で含有してよい。これらのマルテンサイト粒は、しばしば、残留オーステナイト粒と密接に接触しているため、マルテンサイト−オーステナイト（ＭＡ）粒と呼ばれている。残留オーステナイトの量は、Ｐｒｏｃ． Ｉｎｔ． Ｃｏｎｆ． ｏｎ ＴＲＩＰ−ａｉｄｅｄ ｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｆｅｒｒｏｕｓ ａｌｌｏｙｅ （２００２）， Ｇｈｅｎｔ， ｂｅｌｇｉｕｍ， ｐ．６１−６４に詳細が記載されている飽和磁化法により測定した。
ベイニティックフェライト及びポリゴナルフェライトは、望ましいミクロ組織成分ではない。したがって、これらは、それぞれ、１０％に制限する。
ミクロ組織の主要部分は、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトからなる。これらの構成要素は、互いに区別することが困難な場合がある。したがって、両方の構成要素の合計量は、５０〜９０％に制限される。通常、その量は、６０〜８０％の範囲である。
特許請求の範囲に記載される鋼の機械的性質は重要である。本鋼板は、１１８０〜１３００ＭＰａの引張強さ（Ｒ ｍ ）を有しており、かつ、任意に、次の要件の少なくとも一つを満たすべきである：
降伏強度（Ｒｐ０．２） ８００〜９７０ＭＰａ
伸び（Ａ５０） ≧８％
伸び（Ａ８０） ≧６％
曲げ性は、３０〜５０ｍｍ、好ましくは３５ｍｍの幅、及び１００ｍの長さを有する試料で、Ｒｉをｍｍでの曲げ半径、ｔをｍｍでの鋼板の厚さとしたとき、ストリップの圧延方向及び横断方向について、９０°Ｖ曲げ試験値Ｒｉ／ｔが≦４を満たすべきである。
好ましくは、これらの全ての要件が満たされる。降伏強度の下限は、８１０、８２０、８３０、８４０、８５０、８６０、又は８７０ＭＰａであってよい。
Ｒｍ、Ｒｐ０．２、及びＡ８０の値は、ストリップの長手方向から採取された試験片を用いて、欧州標準ＥＮ１０００２Ｐａｒｔ １に基づいて求められる。伸び（Ａ５０）は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に基づいて求められる。
曲げ性は、限界曲げ半径（Ｒｉ）と板厚（ｔ）の比で評価され、Ｒｉは亀裂が発生しない最小曲げ半径で定義される。この目的で、９０°Ｖ型ブロックが用いられ、準静的条件（１５ｍｍ／ｍｉｎ）で鋼板試料を曲げる。好ましい試料サイズは、３５ｍｍ×１００ｍｍ×ｔｍｍである。亀裂の発生を調べるために、試料を、目視と２５倍の光学顕微鏡下の両方で検査する。
この試験方法の詳細については、公開されている修士論文を参照できる：
二相鋼（ＤＰ）の曲げ性及び曲げ試験のパラメタ最適化， Ａ． Ｕｇａｒ Ｔｕｎａ， Ｐｏｌｉｔｅｃｎｉｃｏ ｄｉ Ｍｉｌａｎｏ： Ｐｒｅｆｅｒｅｎｃｅ： Ｍａｔｒ． ７５８８１１， Ｍｉｌａｎ， ２０１１／２０１２； Ａｃａｄｅｍｉｃ ｙｅａｒ ２０１２； Ｗｅｂ ｌｉｎｋ：
ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｐｏｌｉｔｅｓｉ．ｐｏｌｉｍｉ．ｉｔ／ｂｉｔｓｔｒｅａｍ／１０５８９／４２７６１／１／２０１２＿０４＿Ｔｕｎａ．ｐｄｆ
本発明の鋼板の機械的性質は、合金組成及びミクロ組織によって、大いに調整できる。
本発明の鋼板は、従来の工業用アニールラインで製造することができる。その方法は、次の工程を含む：
ａ）前述の請求項のいずれか一項に記載の組成を有する熱間圧延鋼板を準備すること、
ｂ）前記熱間圧延鋼板を酸洗に供すること、
ｃ）前記酸洗された鋼板を、４５０〜６２０℃の温度で、５〜２０時間にわたり、バッチアニーリングすること、
ｄ）前記アニーリングされた鋼板を冷間圧延して、少なくとも５０％の厚さ減少を達成すること、
ｅ）前記冷間圧延された鋼板を、連続アニーリングラインで、７８０〜８７０℃の温度で、３０〜１２０秒にわたり、アニーリングすること、
ｆ）前記鋼板を、３５０〜４６０℃の温度に、１５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却すること、
ｇ）任意に、前記鋼板を、４００〜５００℃に再加熱すること、
ｈ）前記鋼板を、溶融亜鉛めっきすること、
ｉ）前記鋼板を、５００〜６００℃の温度で合金化すること、
ｊ）前記合金化された鋼板を、室温まで冷却すること。
その方法は、好ましくは、次の工程を含む：
前記工程ｃ）において、前記バッチアニーリング温度は、５００〜６１０℃、５２０〜６１０℃、又は５５０〜６００℃であってよく、保持時間は、７〜１５時間又は８〜１２時間であってよく、
前記工程ｄ）において、前記厚さ減少は、５５、６０、６５、７０、又は７５％であってよく、
前記工程ｅ）において、前記アニール温度は、８００〜８７０℃、８２０〜８６０℃、又は８３０〜８６０℃であってよく、保持時間は、３０〜１１０、３５〜１００、４０〜９０、４０〜８０、又は４０〜７０秒であってよく、
前記工程ｆ）において、前記冷却温度は、３５０〜４４０、３５０〜４２０、又は３５０〜４００℃であってよく、前記冷却速度は、≦１２０、≦１１０、≦９０、又は≦７０℃／ｓであってよく、
前記工程ｈ）において、亜鉛浴の温度は、４４０〜４８０℃又は４５０〜４７０℃が好ましく、
前記工程ｉ）において、前記合金化温度は、５２０〜５８０又は５４０〜５６０℃であってよい。
本発明者らは、厚さのばらつきの小さい冷間圧延に必要なミクロ組織を得るために、冷間圧延の前に熱延板をバッチアニーリングする必要があることを知見した。
また、本開示の高強度合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法は次の態様をとり得る。
〈態様１〉
ａ）下記の元素からなる組成（重量％）：
Ｃ ０．１０〜０．２
Ｍｎ ２．０〜３．０
Ｓｉ ０．２〜０．５
Ｃｒ ０．１〜０．７
Ｔｉ ０．０１〜０．０７
Ａｌ ≦０．２
Ｎｂ ＜０．０５
Ｍｏ ＜０．１
任意に、
Ｂ ０．００１〜０．００５
残部が不純物とは別にＦｅ、
ｂ）残留オーステナイト ４〜２０
マルテンサイト ５〜２５
ベイニティックフェライト ≦１０
ポリゴナルフェライト ≦１０
残部が
ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ５０〜９０
を有する多相ミクロ組織（体積％）、
ｃ）少なくとも一つの次の機械的性質
引張強さ（Ｒ ｍ ） １１８０〜１３００ＭＰａ
降伏強度（Ｒ ｐ０．２ ） ８００〜９７０ＭＰａ
伸び（Ａ ５０ ） ≧８％
伸び（Ａ ８０ ） ≧６％、及び
ｄ）３５ｍｍ×１００ｍｍの寸法を有する試料で、Ｒ ｉ をｍｍでの曲げ半径、ｔをｍｍでの鋼板の厚さとしたとき、９０°Ｖ曲げ試験による曲げ性の値がＲ ｉ ／ｔ≦４、
を有する、高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
〈態様２〉
Ｃ ０．１４〜０．１９
Ｍｎ ２．３〜２．７
Ｓｉ ０．２〜０．５
Ｃｒ ０．２〜０．６
Ｓｉ＋Ｃｒ ０．５〜１．０
Ａｌ ≦０．２
Ｔｉ ０．０１〜０．０５
Ｎｂ ＜０．０３
Ｍｏ ＜０．０５
任意に、
Ｂ ０．００２〜０．００４
残部が不純物とは別にＦｅ、
の少なくとも一つを満たす、〈態様１〉に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
〈態様３〉
残留オーステナイト ５〜１５
マルテンサイト １０〜２０
ベイニティックフェライト ≦５
ポリゴナルフェライト ≦８
ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ６０〜８０
の少なくとも一つを満足する多相ミクロ組織を有し、及び／又は
伸び（Ａ ８０ ）≧８％を有する、
〈態様１〉又は〈態様２〉に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
〈態様４〉
下記の制限が、不純物含有物に適用される、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板：
Ｖ ＜０．０５
Ｃｕ ＜０．１
Ｎｉ ＜０．１
Ｎ ＜０．０２
Ｃａ ＜０．００５
Ｍｇ ＜０．００５
ＲＥＭ ＜０．００５
Ｓ ≦０．０１ 好ましくは≦０．００３
Ｐ ≦０．０２ 好ましくは≦０．０１
Ｎ ≦０．００８ 好ましくは≦０．００５。
〈態様５〉
前記多相ミクロ組織が、
残留オーステナイト ５〜１５
マルテンサイト １０〜２０
ベイニティックフェライト ≦５
ポリゴナルフェライト ≦８
ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ６０〜８０
を有する（体積％）、〈態様１〉〜〈態様４〉のいずれか一つの態様に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
〈態様６〉
前記多相ミクロ組織が、
残留オーステナイト ５〜１０
マルテンサイト １０〜２０
ベイニティックフェライト ≦２
ポリゴナルフェライト ≦２
ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ６０〜８０
を有する（体積％）、〈態様１〉〜〈態様５〉のいずれか一つの態様に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
〈態様７〉
下記の要件を満たす、〈態様１〉〜〈態様６〉のいずれか一つの態様に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板：
ａ）前記鋼板の組成が、
Ｃ ０．１４〜０．１９
Ｍｎ ２．３〜２．７
Ｓｉ ０．２〜０．５
Ｃｒ ０．２〜０．６
Ｓｉ＋Ｃｒ ０．５〜１．０
Ａｌ ≦０．２
Ｔｉ ０．０１〜０．０５
Ｎｂ ＜０．０３
Ｍｏ ＜０．０５
任意に、
Ｂ ０．００２〜０．００４
を含有し（重量％）、
ｂ）前記多相ミクロ組織が、
残留オーステナイト ５〜１５
マルテンサイト １０〜２０
ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ６０〜８０
を有し（体積％）、
ｃ）機械的性質が
引張強さ（Ｒ ｍ ） １１８０〜１３００ＭＰａ
降伏強度（Ｒ ｐ０．２ ） ８００〜９７０ＭＰａ
伸び（Ａ ５０ ） ≧８％
伸び（Ａ ８０ ） ≧６％
であり、
ｄ）３５ｍｍ×１００ｍｍの寸法を有する試料で、Ｒ ｉ をｍｍでの曲げ半径、ｔをｍｍでの鋼板の厚さとしたとき、トヨタＶ曲げ試験による曲げ性の値がＲ ｉ ／ｔ≦４である。
〈態様８〉
下記の工程を有する高強度合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法：
ｋ）請求項１〜７のいずれか一項に記載の組成を有する熱間圧延鋼板を準備すること、
ｌ）前記熱間圧延鋼板を酸洗に供すること、
ｍ）前記酸洗された鋼板を、４５０〜６２０℃の温度で、５〜２０時間にわたり、バッチアニーリングすること、
ｎ）前記アニーリングされた鋼板を冷間圧延して、少なくとも５０％の厚さ減少を達成すること、
ｏ）前記冷間圧延された鋼板を、連続アニーリングラインで、７８０〜８７０℃の温度で、３０〜１２０秒にわたり、アニーリングすること、
ｐ）前記鋼板を、３５０〜４６０℃の温度に、好ましくは、１５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却すること、
ｑ）任意に、前記鋼板を、４００〜５００℃に再加熱すること、
ｒ）前記鋼板を、溶融亜鉛めっきすること、
ｓ）前記鋼板を、５００〜６００℃の温度で合金化すること、
ｔ）前記合金化された鋼板を、室温まで冷却すること。
〈態様９〉
前記鋼板が〈態様１〉〜〈態様７〉に記載の一つ以上の要件を満たす、〈態様８〉に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法。
〈態様１０〉
前記合金化工程が、少なくとも一つの誘導コイルを用いて行われる、〈態様８〉又は〈態様９〉に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法。
次に示す組成を有する鋼を、従来の鋼メタラジー、連続鋳造、厚さ３．８ｍｍまでの熱間圧延で準備した。
Ｃ ０．１６９
Ｍｎ ２．４
Ｓｉ ０．３６７
Ｃｒ ０．５２
Ｔｉ ０．０２９
Ａｌ ０．０５２
Ｎｂ ０．００２
Ｍｏ ０．００６
Ｂ ０．００４６
残部 不純物とは別にＦｅ
熱間圧延ストリップは、酸洗され、５５０℃で１０時間にわたり、バッチアニールされた。その後、鋼板を、厚さ減少６０％で冷間圧延して、最終厚さを１．５ｍｍとした。８６３℃で５２秒にわたるアニール、３９０℃までの冷却、４６０℃の亜鉛浴中でのめっき、５４０℃での合金化、そして、室温までの冷却を含む、連続亜鉛めっきプラントで、鋼板を処理した。
かくして得られた鋼板は、６％の残留オーステナイト、１６％のマルテンサイト、及び７８％のベイナイトと焼戻しマルテンサイトからなるミクロ組織を有した。合金化亜鉛めっき鋼板は、引張試験と曲げ性評価に供された。結果は、次のとおりであった。
引張強さ（Ｒｍ） １２３０ＭＰａ
降伏強度（Ｒｐ０．２） ８７３ＭＰａ
伸び（Ａ５０） ９．０％
曲げ性（Ｒｉ／ｔ） ３．２
降伏比（Ｒｐ０．２／Ｒｍ） ０．７１
したがって、本合金化亜鉛めっき鋼板は、高強度と優れた曲げ性を有していた。
本発明の材料は、自動車の高強度部品に広く適用することができる。

Claims (10)

  1. ａ）下記の元素からなる組成（重量％）：
    Ｃ ０．１０〜０．２
    Ｍｎ ２．０〜３．０
    Ｓｉ ０．２〜０．５
    Ｃｒ ０．１〜０．７
    Ｔｉ ０．０１〜０．０７
    Ａｌ ≦０．２
    Ｎｂ ＜０．０５
    Ｍｏ ＜０．１
    Ｂ ０．００１〜０．００５
    残部がＦｅ及び不純物であり、
    ｂ）残留オーステナイト ４〜２０
    マルテンサイト ５〜２５
    ベイニティックフェライト ≦１０
    ポリゴナルフェライト ≦１０
    残部が
    ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ５０〜９０
    を有する多相ミクロ組織（体積％）、
    ｃ）１１８０〜１３００ＭＰａの引張強さ（Ｒｍ）
    任意に、少なくとも一つの次の機械的性質
    耐力（Ｒｐ０．２） ８００〜９７０ＭＰａ
    伸び（Ａ５０） ≧８％
    伸び（Ａ８０） ≧６％、及び
    ｄ）幅×長さが３５ｍｍ×１００ｍｍの寸法を有する試料で、Ｒｉをｍｍでの曲げ半径、ｔをｍｍでの鋼板の厚さとしたとき、９０°Ｖ曲げ試験による曲げ性の値がＲｉ／ｔ≦４、
    を有する、高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
  2. Ｃ ０．１４〜０．１９
    Ｍｎ ２．３〜２．７
    Ｓｉ ０．２〜０．５
    Ｃｒ ０．２〜０．６
    Ｓｉ＋Ｃｒ ０．５〜１．０
    Ａｌ ≦０．２
    Ｔｉ ０．０１〜０．０５
    Ｎｂ ＜０．０３
    Ｍｏ ＜０．０５
    Ｂ ０．００２〜０．００４
    の少なくとも一つを満たす、請求項１に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
  3. 残留オーステナイト ５〜１５
    マルテンサイト １０〜２０
    ベイニティックフェライト ≦５
    ポリゴナルフェライト ≦８
    ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ６０〜８０
    の少なくとも一つを満足する多相ミクロ組織を有し、及び／又は
    伸び（Ａ８０）≧８％を有する、
    請求項１又は２に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
  4. 下記の制限が、不純物含有物に適用される、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板：
    Ｖ ＜０．０５
    Ｃｕ ＜０．１
    Ｎｉ ＜０．１
    Ｎ ＜０．０２
    Ｃａ ＜０．００５
    Ｍｇ ＜０．００５
    ＲＥＭ ＜０．００５
    Ｓ ≦０．０１
    Ｐ ≦０．０２
    Ｎ ≦０．００８。
  5. 前記多相ミクロ組織が、
    残留オーステナイト ５〜１５
    マルテンサイト １０〜２０
    ベイニティックフェライト ≦５
    ポリゴナルフェライト ≦８
    ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ６０〜８０
    を有する（体積％）、請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記多相ミクロ組織が、
    残留オーステナイト ５〜１０
    マルテンサイト １０〜２０
    ベイニティックフェライト ≦２
    ポリゴナルフェライト ≦２
    ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ６０〜８０
    を有する（体積％）、請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板。
  7. 下記の要件を満たす、請求項１〜６のいずれか一項に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板：
    ａ）前記鋼板の組成が、
    Ｃ ０．１４〜０．１９
    Ｍｎ ２．３〜２．７
    Ｓｉ ０．２〜０．５
    Ｃｒ ０．２〜０．６
    Ｓｉ＋Ｃｒ ０．５〜１．０
    Ａｌ ≦０．２
    Ｔｉ ０．０１〜０．０５
    Ｎｂ ＜０．０３
    Ｍｏ ＜０．０５
    Ｂ ０．００２〜０．００４
    を含有し（重量％）、
    ｂ）前記多相ミクロ組織が、
    残留オーステナイト ５〜１５
    マルテンサイト １０〜２０
    ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ６０〜８０
    を有し（体積％）、
    ｃ）機械的性質が
    引張強さ（Ｒｍ） １１８０〜１３００ＭＰａ
    耐力（Ｒｐ０．２） ８００〜９７０ＭＰａ
    伸び（Ａ５０） ≧８％
    伸び（Ａ８０） ≧６％
    であり、
    ｄ）幅×長さが３５ｍｍ×１００ｍｍの寸法を有する試料で、Ｒｉをｍｍでの曲げ半径、ｔをｍｍでの鋼板の厚さとしたとき、９０°Ｖ曲げ試験値による曲げ性の値がＲｉ／ｔ≦４である。
  8. １）残留オーステナイト ４〜２０
    マルテンサイト ５〜２５
    ベイニティックフェライト ≦１０
    ポリゴナルフェライト ≦１０
    残部が
    ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ５０〜９０
    を有する多相ミクロ組織（体積％）、
    ２）１１８０〜１３００ＭＰａの引張強さ（Ｒｍ）
    任意に、少なくとも一つの次の機械的性質
    耐力（Ｒｐ０．２） ８００〜９７０ＭＰａ
    伸び（Ａ５０） ≧８％
    伸び（Ａ８０） ≧６％、及び
    ３）３５ｍｍ×１００ｍｍの寸法を有する試料で、Ｒｉをｍｍでの曲げ半径、ｔをｍｍでの鋼板の厚さとしたとき、９０°Ｖ曲げ試験による曲げ性の値がＲｉ／ｔ≦４、
    を備える高強度合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、前記製造方法が次の工程を有する：
    ａ）請求項１〜７のいずれか一項に記載の組成を有する熱間圧延鋼板を準備すること、
    ｂ）前記熱間圧延鋼板を酸洗に供すること、
    ｃ）前記酸洗された鋼板を、４５０〜６２０℃の温度で、５〜２０時間にわたり、バッチアニーリングすること、
    ｄ）前記アニーリングされた鋼板を冷間圧延して、少なくとも５０％の厚さ減少を達成すること、
    ｅ）前記冷間圧延された鋼板を、連続アニーリングラインで、７８０〜８７０℃の温度で、３０〜１２０秒にわたり、アニーリングすること、
    ｆ）前記鋼板を、３５０〜４６０℃の温度に、１５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却すること、
    ｇ）任意に、前記鋼板を、４００〜５００℃に再加熱すること、
    ｈ）前記鋼板を、溶融亜鉛めっきすること、
    ｉ）前記鋼板を、５００〜６００℃の温度で合金化すること、
    ｊ）前記合金化された鋼板を、室温まで冷却すること。
  9. 前記鋼板が請求項１〜７に記載の一つ以上の要件を満たす、請求項８に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記合金化工程が、少なくとも一つの誘導コイルを用いて行われる、請求項８又は９に記載の高強度合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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