JPWO2018062342A1 - 高強度めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

高速変形でのねじり強度が高い抵抗スポット溶接部を形成可能であり、降伏強さ５５０ＭＰａ以上の強度を有する高強度めっき鋼板及びその製造方法を提供する。
特定の成分組成と、圧延直角方向の板厚断面の観察において、体積率で５０〜８０％のマルテンサイト相を含有し、前記マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイトの体積率が５０％以上８５％以下であり、且つフェライト相を含有し、該フェライト相の平均粒径が１３μｍ以下、フェライト相全体におけるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率が７０％以上であるミクロ組織と、を有する鋼板と、該鋼板の表面に形成されためっき層と、を備え、降伏強さ（ＹＰ）が５５０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度めっき鋼板とする。

Description

本発明は、主として自動車の部品用素材として用いられる高強度めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。詳しくは、降伏強さが５５０ＭＰａ以上の高強度であり、且つ溶接性に優れる高強度めっき鋼板に関する。
近年、例えば自動車業界においては、地球環境の保全という観点から、炭酸ガス（ＣＯ２）排出量を削減すべく、自動車の燃費を改善することが常に重要な課題となってきた。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化を図ることが有効であるが、自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図る必要がある。自動車部品用素材となる鋼板を高強度化し、構造を簡略化して部品点数を削減したり、素材を薄くしたりすることができれば、軽量化が達成できる。
しかしながら、降伏強さが５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、通常、高強度化のために必要な合金元素を多く含有するため、溶接部の靭性、特に抵抗スポット溶接ではナゲットと呼ばれる溶融凝固部周辺の熱影響部の靱性が不足し、自動車が衝突したときに溶接部が破断し、自動車全体の衝突強度が維持できないということが頻繁に起こる。現在までに様々な技術が提案されているが、この溶接部の継手の強度改善を直接目的としたものではない。
例えば、特許文献１にはＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度溶融めっき鋼板及びその製造方法が開示されている。また、特許文献２には優れた加工性を有するＴＳ：５９０ＭＰａ以上の高強度溶融めっき鋼板及びその製造方法が開示されている。また、特許文献３には７８０ＭＰａ以上であり、成形性に優れた高強度溶融めっき鋼板及びその製造方法が開示されている。また、特許文献４には優れた成形加工性および溶接性を有する高張力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５にはＴＳが８００ＭＰａ以上であり、耐水素脆化、溶接性、穴広げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法が開示されている。
特開２０１１−２２５９１５号公報 特開２００９−２０９４５１号公報 特開２０１０−２０９３９２号公報 特開２００６−２１９７３８号公報 特開２００４−３３２０９９号公報
特許文献１に記載された高強度溶融めっき鋼板では、降伏強さ５５０ＭＰａ以上の高強度を得ることが難しくなるとともに熱影響部の靱性が低く、抵抗スポット溶接部の高速変形でのねじり強度は改善の余地がある。
特許文献２に記載された高強度溶融めっき鋼板では、面積率で３０％以上９０％以下のフェライト相と３％以上３０％以下のベイナイト相と５％以上４０％以下のマルテンサイト相を有するため、降伏強さ５５０ＭＰａ以上の高強度を得ることが難しくなるとともに熱影響部の靱性が低く、抵抗スポット溶接部の高速変形でのねじり強度は改善の余地がある。
特許文献３に記載された高強度溶融めっき鋼板では、降伏強さ５５０ＭＰａ以上の高強度を得ることが難しくなるとともに熱影響部の靱性が低く熱影響部の靱性が劣化するため、抵抗スポット溶接部の高速変形でのねじり強度は改善の余地がある。
特許文献４に記載された高強度溶融めっき鋼板について、Ｃｅｑ値０．２５以下とすることで溶接性に優れた鋼板が得られるとされている。しかしながら、従来の静的な引張せん断、剥離強度には有効ではあるが、フェライト相に関する構成を考慮すると、靱性が十分とはいえず、抵抗スポット溶接部の高速変形でのねじり強度は改善の余地がある。
特許文献５で提案されたミクロ組織では、ベイナイト、ベイ二ティックフェライトの一方又は双方を面積率で合計３４〜９７％であり、抵抗スポット溶接部の高速変形でのねじり強度について改善の余地がある。
上述のように、従来の技術では、いずれも抵抗スポット溶接部の高速変形でのねじり強度に課題があり、実用上補強部材を用いて回避する場合がある等、軽量化効果は十分とはいえないのが現状である。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するものであり、高速変形でのねじり強度が高い抵抗スポット溶接部を形成可能であり、降伏強さ５５０ＭＰａ以上の強度を有する高強度めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明において「優れた溶接性」とは、高速変形でのねじり強度が高いことを意味する。
上記の目的を達成するために、本発明者らは、抵抗スポット溶接部の高速変形でのねじり強度について鋭意検討した結果、熱影響部の靱性を高めるために溶接の熱影響を受ける前の組織を変化させて、下記に示す知見を得た。
（１）高速変形でのねじり試験をした場合、熱影響部の亀裂はナゲットにおいて圧延方向に垂直な方向（板厚方向）に発生する。
（２）この方向の亀裂は、圧延方向に直角方向で切ったときの板厚断面の組織を、圧延直角方向の板厚断面の観察において、体積率で５０〜８０％のマルテンサイト相を含有し、前記マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイトの体積率が５０％以上８５％以下であり、且つフェライト相を含有し、該フェライト相の平均粒径が１３μｍ以下、フェライト相全体におけるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率が７０％以上であるミクロ組織に制御することで抑制することができる。
（３）熱影響部では、母相で板幅方向に展伸するフェライト粒が多数存在すると、板幅方向に展伸した粒の先端に応力集中するので、粒の先端が硬質のマルテンサイトなどと隣接すると、ボイドが発生しやすい。そして、ボイドが連結することで容易にナゲット周囲に亀裂が発生する。このようになると、高速変形でのねじり試験で、亀裂がナゲットにおいて圧延方向に垂直な方向（板厚方向）に発生して、強度が低下する。本発明のミクロ組織とすれば、焼戻しマルテンサイトが硬質のマルテンサイトと軟質のフェライトの硬度差を緩和するため、ボイドが発生しにくく、強度が上昇する。
本発明は以上の知見に基づき完成されたものであり、より具体的には、本発明は以下のものを提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．８０％、Ｍｎ：１．８〜３．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％のうち１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、圧延直角方向の板厚断面の観察において、体積率で５０〜８０％のマルテンサイト相を含有し、前記マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイトの体積率が５０％以上８５％以下であり、且つフェライト相を含有し、該フェライト相の平均粒径が１３μｍ以下、フェライト相全体におけるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率が７０％以上であるミクロ組織と、を有する鋼板と、該鋼板の表面に形成されためっき層と、を備え、降伏強さ（ＹＰ）が５５０ＭＰａ以上である高強度めっき鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒを１．０％以下含有する［１］に記載の高強度めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で１％以下含有する［１］または［２］に記載の高強度めっき鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０〜３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４７０〜７００℃の条件で巻取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、７５０〜９００℃の焼鈍温度域まで加熱し、該焼鈍温度域で３０〜２００秒保持し、該保持において、半径２００ｍｍ以上のロールで曲げ曲げ戻しを合計８回以上行い、前記保持後、平均冷却速度が１０℃／ｓ以上、冷却停止温度が４００〜６００℃の条件で冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後、めっき処理し、該処理後１０〜２５℃／ｓの平均冷却速度で冷却するめっき工程と、を有する高強度めっき鋼板の製造方法。
本発明の高強度めっき鋼板は、降伏強さ５５０ＭＰａ以上で、抵抗スポット溶接継手の高速ねじり強度に優れる。
高速変形でのねじり試験の試験方法を示す模式図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の高強度めっき鋼板は、鋼板と、該鋼板の表面に形成されためっき層とを備える。
本発明の高強度めっき鋼板の鋼板部分の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．８０％、Ｍｎ：１．８〜３．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％のうち１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計：１％以下含有してもよい。
以下、上記成分組成の各成分について説明する。成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．１５％
Ｃはマルテンサイトを生成させて強度を上昇させるために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、マルテンサイトによる強度上昇効果が十分ではなく、降伏強さが５５０ＭＰａ以上にならない。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると熱影響部にセメンタイトが多量に生成して熱影響部でマルテンサイトとなった部分の靱性を低下させ、高速変形でのねじり試験で強度が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．１５％とする。下限について好ましいＣ含有量は０．０６％以上である。より好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．０８％以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．１４％以下とする。より好ましくは０．１２％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜１．８０％
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する元素である。降伏強さを安定的に確保するために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが必要とである。一方、Ｓｉ含有量が１．８０％を超えると、セメンタイトが微細にマルテンサイト中に析出して高速変形でのねじり強度が低下する。また、熱影響部の亀裂発生を抑える観点から、その上限を１．８０％とする。下限について好ましいＳｉ含有量は０．５０％以上である。より好ましくは０．６０％以上、さらに好ましくは０．９０％以上である。上限について好ましいＳｉ含有量は１．７０％以下である。より好ましくは１．６０％以下、さらに好ましくは１．５５％以下である。
Ｍｎ：１．８〜３．２％
Ｍｎは固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎは、フェライト変態やベイナイト変態などを抑えてマルテンサイトを生成させて素材の強度を上昇させる元素である。降伏強さを安定的に確保するため、Ｍｎ含有量は１．８％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が多くなると、焼き戻しでセメンタイトが生成するとともに、熱影響部の靱性が低下し、高速変形でのねじり強度が低下する。このためＭｎ含有量は３．２％以下とする。上限について好ましいＭｎ含有量は２．８％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは粒界に偏析して靱性を低下させる。そのため、Ｐ含有量を０．０５％以下とした。好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、Ｐ含有量低減のためのコストを考慮すると、Ｐ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、靱性を低下させる。このため、Ｓ含有量は低減することが好ましい。本発明においてＳ含有量は０．０２％以下であればよい。好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、Ｓ含有量低減のためのコストを考慮すると、Ｓ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０１〜２．０％
鋼中に酸化物が大量に存在すると靱性が低下することから脱酸は重要である。また、Ａｌにはセメンタイトの析出を抑制する効果があり、その効果を得るために、０．０１％以上含有する必要がある。一方、Ａｌ含有量が２．０％を超えると、酸化物や窒化物が凝集粗大化して靱性が低下するため、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。下限について好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。上限について好ましいＡｌ含有量は０．１０％以下である。より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
上記の通り、上記成分組成は、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％のうち１種以上を含有する。
Ｂ：０．０００１〜０．００５％
Ｂは粒界を強化して靱性向上に必要な元素である。この効果を得るには、Ｂの含有量は０．０００１％以上にする必要がある。一方、０．００５％を超えると、ＢはＦｅ２３（ＣＢ）６を形成して靱性を劣化させる。このため、Ｂ含有量は０．０００１〜０．００５％の範囲に限定する。下限について好ましいＢ含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上である。上限について好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％
ＴｉはＮと結合し、窒化物を形成することにより、ＢＮの形成を抑制し、Ｂの効果を引き出すとともに、ＴｉＮを形成させて結晶粒を微細化して靱性を向上させる。この効果を得るため、Ｔｉの含有量は０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０４％を超えると、この効果が飽和するだけではなく、圧延負荷を高めるため、安定した鋼板製造が困難になる。このため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０４％の範囲に限定する。下限について好ましいＴｉ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０２０％以上である。上限について好ましくは０．０３％以下である。
Ｍｏ：０．０３〜０．５０％
Ｍｏは本発明の効果をさらに向上させる元素である。Ｍｏがセメンタイトの形成や熱影響部の結晶粒の粗大化を防止して熱影響部の靱性を向上させる。Ｍｏの含有量は０．０３％以上にする必要がある。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、Ｍｏ炭化物が析出して靱性が逆に劣化してしまう。このため、Ｍｏ含有量は０．０３〜０．５０％の範囲に限定する。また、上記範囲でＭｏを含有すれば、溶接継手の液体金属脆性低下も抑制することができ、継手の強度を向上させることができる。下限について好ましいＭｏ含有量は０．０８％以上である。より好ましくは０．０９％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。上限について好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
上記の通り、本発明の成分組成は、任意成分として以下の成分を含んでもよい。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは焼き戻し脆化を抑制する効果を持つ元素である。そのため、添加することで本発明の効果はさらに増大する。この効果を得るためにはＣｒ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。しかしながら、１．０％を超えての含有はＣｒ炭化物の形成を招き熱影響部の靱性劣化を招く。そこで、Ｃｒ含有量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で１％以下含有してもよい。好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下である。また、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。Ｂ含有量、Ｔｉ含有量及びＭｏ含有量のいずれかが本発明範囲内にある場合であって、Ｂ：０．０００１％未満、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｍｏ：０．０３％未満の場合、これらは不可避的不純物として含まれるものとする。
以上、成分組成について説明したが、本発明で期待した効果を得るには、成分組成を上記の範囲に調整するだけでは不十分であり、鋼組織（ミクロ組織）も制御することが重要である。その条件について以下説明する。なお、以下で説明する組織の構成は、圧延方向に対して直角方向に切った板厚断面を観察したときの組織である。また、体積率、平均粒径、アスペクト比は実施例に記載の方法で得られた値を採用する。
マルテンサイト相の体積率：５０〜８０％
マルテンサイト相は、硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。また、降伏強さを５５０ＭＰａ以上にするには、マルテンサイト相の体積率は５０％以上とする必要がある。好ましくは５３％以上、より好ましくは５６％以上である。一方、８０％を超えると、マルテンサイトと他の組織界面で発生するボイドが局部的に集中するようになり、熱影響部の靱性が低下する。このため８０％以下とする。好ましくは７９％以下、より好ましくは７５％以下、さらに好ましくは７０％以下である。
マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイトの面積率：５０％以上８５％以下
焼戻しマルテンサイトは、焼入れままマルテンサイトより硬度が低いため、硬質の焼入れままマルテンサイトと軟質のフェライトの硬度差を緩和できる。これを上記体積率で含めば、高速変形でのねじり試験で、ボイドが発生しにくく、強度が上昇する。そのため、マルテンサイト中の焼戻しマルテンサイトの体積率を５０％以上とする。好ましくは５３％以上、より好ましくは５６％以上である。また、マルテンサイト中の焼戻しマルテンサイトの体積率が多くなりすぎると、降伏強度が低くなる。このため、マルテンサイト中の焼戻しマルテンサイトの体積率は８５％以下とする。好ましくは７５％以下、より好ましくは６５％以下である。
本発明の鋼組織には、マルテンサイト相以外に、フェライト相が含まれる。フェライト相の体積率はマルテンサイト周辺にボイドの局部的に集中を抑え、熱影響部の靱性を向上させるため、３０％以上が好ましい。より好ましくは３２％以上、さらに好ましくは３４％以上である。また、降伏強さを得られるため５０％以下が好ましい。より好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下である。
また、マルテンサイト相、フェライト相以外に、セメンタイト、パーライト、ベイナイト相、残留オーステナイト相等のその他の相を含んでもよい。その他の相は合計体積率で８％以下であればよい。
フェライト相の平均粒径：１３μｍ以下
フェライト相の平均粒径が１３μｍ超になると、鋼板の強度が低下すると共に熱影響で時効した靱性の低いフェライトにより靱性が劣化する。また、熱影響部（ＨＡＺ部）の粒成長により溶接部の強度が低下する。したがって、フェライト相の平均粒径を１３μｍ以下とする。下限について好ましい平均粒径は３μｍ以上である。より好ましくは５μｍ以上、さらに好ましくは７μｍ以上である。上限について好ましい平均粒径は１２μｍ以下である。より好ましくは１１μｍ以下、さらに好ましくは１０μｍ以下である。
ここで、上記フェライト相の平均粒径は、圧延方向に垂直な板厚断面（Ｃ断面）の板厚１／４の位置について、１体積％ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１０００倍に拡大して、１０視野分撮影し、ＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求める。
フェライト相全体に占めるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率：７０％以上
フェライト粒のアスペクト比が２．０を超えるものが多い場合、板厚方向の粒成長は析出物でピン止めされているため、熱影響で扁平して靱性が低下する。なお、本発明で得られるフェライト粒のアスペクト比の下限は実質０．８である。本発明では、靭性を高めるために、フェライト相全体に占めるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率を７０％以上とする。
フェライト粒のアスペクト比を測定する方法は、圧延方向に垂直な板厚断面（Ｃ断面）の板厚１／４の位置について、１体積％ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１０００倍に拡大して、１０視野分撮影し、幅方向（Ｃ方向）の長さと板厚方向の長さの比をアスペクト比とする。
上記の成分組成、ミクロ組織を有する鋼板は、表面にめっき層を有する。めっき層としては、亜鉛めっき層が好ましく、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層であることがさらに好ましい。なお、亜鉛以外の金属のめっきでもよい。
本発明の高強度めっき鋼板は、降伏強さが５５０ＭＰａ以上である。好ましくは６００ＭＰａ以上である。降伏強さの上限は特に限定されないが、８００ＭＰａ以下であることが多い。
本発明の高強度めっき鋼板は、溶接性に優れる。具体的には、実施例に記載の方法で測定した亀裂の長さが５０μｍ以下（亀裂が発生しない場合も含む）である。
本発明の課題解決に必須ではないが、本発明の高強度めっき鋼板の引張強さは９５０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは１０００ＭＰａ以上である。引張強さの上限について、１２００ＭＰａ以下になることが多い。
本発明の課題解決に必須ではないが、本発明の高強度めっき鋼板の伸びは１４．０％以上が好ましい。より好ましくは１６．０％以上である。伸びの上限について、２２．０％以下になることが多い。
以下、本発明の高強度めっき鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度めっき鋼板の製造方法は、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程を有する。以下、これらの各工程について説明する。
熱延工程は、成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０〜３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４７０〜７００℃の条件で巻取る工程である。
本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法により鋼スラブとするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。なお、鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延してもよいし、所定温度以上の温度を保持している場合には、スラブを加熱することなく直送圧延してもよい。
上記の得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。本発明においては、粗圧延前に鋼素材中の炭化物を溶解することが好ましい。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したりするため、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。また、上述のとおり、粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上の温度を保持しており、鋼素材中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略可能である。なお、粗圧延条件、仕上げ圧延条件については特に限定する必要はない。
熱間圧延後の冷却の平均冷却速度：１０〜３０℃／ｓ
熱間圧延後、巻取温度までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、フェライト粒が成長せず、アスペクト比が２．０より大きくなりやすく、上記「フェライト相全体に占めるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率」が低くなり、熱影響部の靱性が低下する。一方、３０℃／ｓを超えると、フェライト粒が成長し過ぎで、強度が低下する。したがって、平均冷却速度が１０〜３０℃／ｓである。下限について好ましい上記平均冷却速度は１５℃／ｓ以上である。上限について好ましい上記平均冷却速度は２５℃／ｓ以下である。なお、冷却開始温度である仕上げ圧延終了温度は８５０〜９８０℃であることが熱延鋼板のフェライト粒径を均一に成長し、所望のアスペクト比を得られるためという理由で好ましい。
巻取温度：４７０〜７００℃
巻取温度が４７０℃を下回ると、ベイナイトなど低温変態相が生成し、熱影響部で軟化が生じる。一方、巻取温度が７００℃を超えると、フェライト粒径が粗大となり、熱影響部の靱性が低下する。したがって、巻取温度は４７０〜７００℃である。下限について好ましい巻取温度は５００℃以上である。上限について好ましい巻取温度は６００℃以下である。
冷間圧延工程では、上記の熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す。冷間圧延の圧延率は特に限定されないが、通常３０〜６０％である。なお、酸洗後に冷間圧延してもよく、この場合、酸洗の条件は特に限定されない。
上記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に対して、焼鈍工程を行う。焼鈍工程の具体的な条件は以下の通りである。
焼鈍条件：７５０〜９００℃の焼鈍温度域で３０〜２００秒保持
フェライト相の平均粒径が１３μｍ以下、アスペクト比が２．０以下のフェライト粒が全体のフェライト相に占める体積率が７０％以上であるミクロ組織とするには、冷間圧延後の鋼板を７５０〜９００℃の焼鈍温度で３０〜２００秒保持して焼鈍する必要がある。焼鈍温度が７５０℃未満や保持時間が３０秒未満の場合、回復の進行が遅くなり、所望のアスペクト比が得られない。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、マルテンサイト分率が高くなり、熱影響部の靱性が低下する。また、焼鈍時間が２００秒を超えると、鉄炭化物の多量の析出により延性の低下を招くことがある。したがって、焼鈍温度は７５０〜９００℃、より好ましくは８００〜９００℃、保持時間は３０〜２００秒、より好ましく５０〜１５０秒とする。なお、上記焼鈍温度域までの加熱条件は特に限定されない。
上記保持において半径２００ｍｍ以上のロールで曲げ曲げ戻し：合計８回以上
多くのフェライト粒のアスペクト比が２．０より大きくなり、上記「フェライト相全体に占めるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率」が所望の範囲にならないと、靱性が劣化する。上記「フェライト相全体に占めるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率」を所望の範囲とするためには、焼鈍中に粒成長させることが必要である。そのために、上記焼鈍温度域での保持において、半径２００ｍｍ以上のロールで曲げ曲げ戻しを合計８回以上行うことが必要である。半径２００ｍｍ未満のロールでは、曲げ歪み量が大きくなり、より鋼板が伸ばされる結果、フェライト粒のアスペクト比が２．０超となりやすいと考えられる。そこで、ロール径は２００ｍｍ以上とした。また、８回未満ではフェライト粒のアスペクト比が２．０を超えやすいため、８回以上とした。好ましくは９回以上である。なお、曲げ歪み量が大量入ると、熱影響部の靱性が劣化するという理由で１５回以下であることが好ましい。なお、曲げ曲げ戻しの合計が８回以上とは、曲げの回数と曲げ戻しの回数の合計が８回以上を意味する。
焼鈍温度域での保持後の冷却の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
平均冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、フェライト粒が粗大化し、強度及び熱影響部の靱性が低下する。このため、冷却条件は１０℃／ｓ以上である。冷却速度が速すぎると、所望のアスペクト比が得られないため、好ましくは、３０℃／ｓ以下とする。
焼鈍温度域での保持後の冷却の冷却停止温度：４００〜６００℃
冷却停止温度を４００℃未満とすると、所望のマルテンサイト相の体積分率が得られないため、強度が低下する。一方、冷却停止温度が６００℃超になると、フェライト粒成長が進み、強度及び熱影響部の靱性が低下する。そこで、上記冷却停止温度を４００〜６００℃とする。
上記焼鈍工程後に、下記のめっき処理を施すめっき工程を行う。めっき処理の種類は特に限定されず、電気めっき処理、溶融めっき処理のいずれでもよい。溶融めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。好ましくは、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき処理である。
めっき処理後の平均冷却速度：１０〜２５℃／ｓ
焼戻しマルテンサイトを生成させるため、めっき処理後の平均冷却速度を制御することが重要である。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満とすると、焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、降伏強度が得られなくなる。一方、平均冷却速度が２５℃／ｓを超えると、焼戻しマルテンサイトが５０％以下となり、熱影響部の靱性が劣化する。そこで、平均冷却速度を１０〜２５℃／ｓとする。
表１に示す成分組成のスラブを表２に示す条件で、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程を行い、高強度めっき鋼板を製造した。また、組織観察や特性評価の方法は次の通りである。
（１）組織観察
得られた鋼板の圧延方向に垂直な方向に切った板厚断面を研磨して、１体積％ナイタールによる腐食現出させた。走査電子顕微鏡で１０００倍に拡大して、表面から板厚１／４ｔ部までの領域内を１０視野分撮影した。ｔは鋼板の厚さ（板厚）である。上記撮影画像に基づき、各相の面積率を測定し、面積率を体積率とみなした。フェライト相は粒内に腐食痕や鉄系炭化物が観察されない形態を有する組織である。焼き入れままマルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、白いコントラストで観察された組織である。焼戻しマルテンサイト相は結晶粒内多数の微細な鉄系炭化物および腐食痕が認められる組織である。上記のマルテンサイト相面積率を体積率とした。なお、その他の相としてベイナイト、パーライト、残留オーステナイト相が確認された。
フェライト相の平均粒径は、上記体積率の測定に用いたサンプルを使用し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１０００倍に拡大して、１０視野分撮影し、ＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求めた。算出したフェライト相の平均粒径を表３に示した。
フェライト粒のアスペクト比について、上記体積率の測定に用いたサンプルを使用し、１体積％ナイタールによる腐食現出組織を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１０００倍に拡大して、１０視野分撮影し、幅方向（Ｃ方向）の長さと板厚方向の長さの比をアスペクト比とした。アスペクト比が２．０のフェライト粒の合計体積率を算出し、上記で求めたフェライト相の体積率を用いて、フェライト相全体におけるアスペクト比が２．０のフェライト粒の体積率を算出した。
（２）引張特性
圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、突合せ伸び（ＥＬ）を求めた。結果を表３に示す。
（３）高速変形でのねじり試験
圧延方向と９０°の方向を長手方向とした幅１０ｍｍ、長さ８０ｍｍ、板厚１．６ｍｍの鋼板を図１（ａ）のように幅方向を２枚重ね合わせ、ナゲット径が７ｍｍになるようにスポット溶接を行い、試験片を作製した。作製した試験片を図１（ｂ）のように専用の金型に縦に固定して、押金具で成形荷重１０ｋＮ、荷重速度１００ｍｍ／ｍｉｎで試験力を加え、図１（ｃ）のように１７０°になるように変形させた。その後、溶接部の割れ有無を確認するため、圧延方向の板厚断面を鏡面研磨し、ノーエッチングのままで光学顕微鏡で４００倍に拡大して、亀裂を観察した（図１（ｄ））。亀裂が発生しなかった場合を「◎」と判定し、亀裂が発生し、亀裂の長さが５０μｍ以下の場合を「○」と判定し、亀裂の長さが５０超え１００μｍ未満の場合を「△」と判定し、亀裂の長さが１００μｍ以上の場合を「×」と判定した。これらの結果を表３にまとめて示す。なお、本試験で「◎」または「○」の評価になることが、溶接性に優れる、高速変形でのねじり強度が高い、靭性に優れることを意味する。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．８０％、
    Ｍｎ：１．８〜３．２％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
    Ｍｏ：０．０３〜０．５０％のうち１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
    圧延直角方向の板厚断面の観察において、体積率で５０〜８０％のマルテンサイト相を含有し、前記マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイトの体積率が５０％以上８５％以下であり、且つフェライト相を含有し、該フェライト相の平均粒径が１３μｍ以下、フェライト相全体におけるアスペクト比が２．０以下のフェライト粒の体積率が７０％以上であるミクロ組織と、を有する鋼板と、
    該鋼板の表面に形成されためっき層と、を備え、
    降伏強さ（ＹＰ）が５５０ＭＰａ以上である高強度めっき鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒを１．０％以下含有する請求項１に記載の高強度めっき鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で１％以下含有する請求項１または２に記載の高強度めっき鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０〜３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４７０〜７００℃の条件で巻取る熱延工程と、
    前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
    前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、７５０〜９００℃の焼鈍温度域まで加熱し、該焼鈍温度域で３０〜２００秒保持し、該保持において、半径２００ｍｍ以上のロールで曲げ曲げ戻しを合計８回以上行い、前記保持後、平均冷却速度が１０℃／ｓ以上、冷却停止温度が４００〜６００℃の条件で冷却する焼鈍工程と、
    前記焼鈍工程後、めっき処理し、該処理後１０〜２５℃／ｓの平均冷却速度で冷却するめっき工程と、を有することを特徴とする高強度めっき鋼板の製造方法。
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