(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.05〜0.2%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%を含有し、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、フェライト相とマルテンサイト相とを含有し、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が50%以上で、前記マルテンサイト相の面積率が30〜50%であるミクロ組織を有し、かつ、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差が60MPa以下であることを特徴とする鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯。
【請求項２】
さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.5%を含有することを特徴とする請求項1に記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯。
【請求項３】
さらに、質量%で、Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%の少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯。
【請求項４】
さらに、質量%で、Nb:0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項1から3のいずれかに記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯。
【請求項５】
さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%の少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1から4のいずれかに記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯。
【請求項６】
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5のいずれかに記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯。
【請求項７】
請求項1から5のいずれかに記載の成分組成を有し、かつ、フェライト相とベイナイト相を含み、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が0〜70%であり、前記ベイナイト相の面積率が30〜100%であるミクロ組織を有する熱延鋼帯を、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で30〜500s均熱し、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すことで、フェライト相とマルテンサイト相とを含有し、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が50%以上で、前記マルテンサイト相の面積率が30〜50%であるミクロ組織を有し、かつ、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差が60MPa以下である溶融亜鉛めっき鋼帯とすることを特徴とする鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法。
【請求項８】
請求項1から5のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上温度で熱間圧延を施し、前記熱間圧延後2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却を行い、Tct℃未満の巻取温度で巻取り、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で30〜500s均熱し、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すことで、フェライト相とマルテンサイト相とを含有し、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が50%以上で、前記マルテンサイト相の面積率が30〜50%であるミクロ組織を有し、かつ、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差が60MPa以下である溶融亜鉛めっき鋼帯とすることを特徴とする鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法；
ただし、Tct=810-300×[C]-60×[Si]-60×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]-40×[Ni]-70×[Cu]であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、元素Mが不可避的不純物の場合は[M]=0とする。
【請求項９】
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7または8に記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に自動車の構造部材に好適な高強度溶融亜鉛めっき鋼帯、特に、780MPa以上の引張強度TSを有し、かつ、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、TSが780MPa以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。特に、最近では、980MPa級、1180MPa級のTSを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
【０００３】
しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の伸び特性、穴拡げ性、曲げ性などの低下を招き、成形性の低下につながることから、高強度と優れた成形性を併せ持ち、さらに耐食性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が望まれているのが現状である。
【０００４】
このような要望に対して、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.4〜2.0%、Mn:1.5〜3.0%、B:0.0005〜0.005%、P≦0.1%、4N<Ti≦0.05%、Nb≦0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板表層に合金化亜鉛めっき層を有し、合金化溶融亜鉛めっき層中のFe%が5〜25%であり、かつ鋼板の組織がフェライト相とマルテンサイト相の混合組織であるTSが800MPa以上の成形性およびめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献2には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:1.5〜2.8%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn%)/(C%)≧15かつ(Si%)/(C%)≧4を満たし、フェライト相中に体積率で3〜20%のマルテンサイト相と残留オーステナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献3には、質量%で、C:0.04〜0.14%、Si:0.4〜2.2%、Mn:1.2〜2.4%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Al:0.002〜0.5％、Ti:0.005〜0.1%、N:0.006%以下を含有し、さらに(Ti%)/(S%)≧5を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の体積率が合計で6%以上で、かつマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびベイナイト相の硬質相組織の体積率をα%としたとき、
α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}である穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板が提案されている。特許文献4には、質量%で、C:0.001〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.01〜3%、Al:0.001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量%で、Al:0.001〜0.5％、Mn:0.001〜2%を含有し、残部Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のSi含有率:X質量%、鋼のMn含有率:Y質量%、鋼のAl含有率:Z質量%、めっき層のAl含有率:A質量%、めっき層のMn含有率:B質量%が、0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97%のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30%のオーステナイト相および/またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平9-13147号公報
【特許文献２】特開平11-279691号公報
【特許文献３】特開2002-69574号公報
【特許文献４】特開2003-55751号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献1〜4に記載された高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術では、鋼帯内における材質のバラツキが大きいという問題がある。
【０００７】
本発明は、かかる事情に鑑み、安価で、780MPa以上のTSと優れた伸び特性や穴拡げ性を有し、かつ、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記の目的を達成すべく以下の試験1、試験2を行った。
【０００９】
試験1
質量%で、C:0.105%、Si:1.25%、Mn:2.15%、P:0.018%、S:0.0023%、Al:0.041%、N:0.0035%、Cr:0.33%、Ti:0.016%、B:0.0007%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼S1、C:0.136%、Si:1.62%、Mn:2.83%、P:0.021%、S:0.0014%、Al:0.032%、N:0.0029%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼S2、C:0.069%、Si:1.03%、Mn:1.88%、P:0.015%、S:0.0024%、Al:0.037%、N:0.0034%、Cr:0.41%、Mo:0.12%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼S3、を実験室的に真空溶解炉にて溶製してスラブとした。これら鋼スラブを1250℃にて加熱し、880℃の仕上温度で熱間圧延を行い、その後0.5s後に10〜250℃/sの平均冷却速度で550℃まで水冷却を行い、450〜625℃の温度で巻取り相当熱処理を行って熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を、酸洗によりスケール除去後、圧下率50%で冷間圧延し、溶融亜鉛めっきラインを模して、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃に加熱し、引き続き820℃で120s均熱し、10℃/sの平均冷却速度で520℃まで冷却して焼鈍後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼板表面に付着量45g/m2の亜鉛めっきを形成した。引き続き550℃で亜鉛めっきの合金化処理を行った後、15℃/sの平均冷却速度で室温まで冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板とした。
【００１０】
そして、熱延鋼板のミクロ組織の解析および溶融亜鉛めっき鋼板のTSの測定を、次の方法で行った。
熱延鋼板のミクロ組織:鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、ナイタールによる腐食後、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて5000倍で観察し、フェライト相と、パーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相などの低温変態相を同定し、画像解析ソフト(Image-Pro；Cybernetics社製)により解析し、組織全体に占めるベイナイト相の面積率を算出した。なお、本発明における熱延鋼板の製造では、巻取り相当熱処理温度(巻取温度)が、下記のTct℃以上だとフェライト相とパーライト相が主体のミクロ組織が得られ、Tct℃未満ではフェライト相とベイナイト相が主体のミクロ組織が得られる。
Tct=810-300×[C]-60×[Si]-60×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]-40×[Ni]-70×[Cu]
ただし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、元素Mが不可避的不純物の場合は[M]=0とする
溶融亜鉛めっき鋼板のTSの測定:圧延方向と直角方向にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して20mm/minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、TSを測定した。
【００１１】
図1に、巻取温度と熱延鋼板におけるベイナイト相の面積率との関係を示す。また、図2に、熱延鋼板における低温変態相の面積率と溶融亜鉛めっき鋼板のTSとの関係を示す。鋼S1、S2、S3のいずれの場合においても、巻取温度がTct℃未満では、ベイナイト相が主体の低温変態相が形成され、ベイナイト相の面積率が30%以上となり、ほぼ一定の溶融亜鉛めっき鋼板のTSが得られる。一方、巻取温度がTct℃以上では、パーライト相が主体の低温変態相が形成され、ベイナイト相の面積率が30%未満となり、溶融亜鉛めっき鋼板のTSが大きく変動する。
【００１２】
試験2
質量%で、C:0.101%、Si:1.27%、Mn:2.22%、P:0.011%、S:0.0020%、Al:0.036%、N:0.0032%、Cr:0.28%、Ti:0.021%、B:0.0011%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼S4を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。これら鋼スラブを1250℃にて加熱し、890℃の仕上温度で熱間圧延を行い、その後0.8s後に200℃/sの平均冷却速度で550℃まで水冷却を行い500℃の巻取温度で巻取ったものと650℃まで水冷却を行い600℃の巻取温度で巻取ったものの2水準の熱延鋼帯を製造した。これら熱延鋼帯を、酸洗によりスケール除去後、圧下率50%で冷間圧延し、溶融亜鉛めっきラインにおいて、12℃/sの平均加熱速度で730℃に加熱し、引き続き820℃で110s均熱し、10℃/sの平均冷却速度で525℃まで冷却して焼鈍後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼帯表面に付着量45g/m2の亜鉛めっきを形成した。引き続き550℃で亜鉛めっきの合金化処理を行って溶融亜鉛めっき鋼帯を製造した。このとき溶融亜鉛めっき鋼帯の重量は約15トンであり、鋼帯の長さは1300mであった。
【００１３】
そして、溶融亜鉛めっき鋼帯の長手方向に沿って、上記のような方法でTSを測定した。
【００１４】
図3に、溶融亜鉛めっき鋼帯の長手方向におけるTSのバラツキを示す。巻取温度がTct℃未満である500℃の場合、すなわち組織全体に占めるベイナイト相の面積率が30%以上となる場合は、長手方向における最大TSと最小TSの差が60MPa以下であり、鋼帯内におけるTSのバラツキが小さいことがわかる。
【００１５】
また、同時に、次のi)、ii)のことも明らかになった。
【００１６】
i)成分組成を適正化した上で、組織全体に占めるフェライト相の面積率を50%以上、マルテンサイト相の面積率を30〜50%であるミクロ組織を有する溶融亜鉛めっき鋼帯とすることにより、780MPa以上のTSで優れた伸び特性や穴拡げ性が得られる。
【００１７】
ii)こうした溶融亜鉛めっき鋼帯のミクロ組織は、ベイナイト相とフェライト相を含み、組織全体に占めるフェライト相の面積率が0〜70%で、ベイナイト相の面積率が30〜100%であるミクロ組織を有する熱延鋼帯を、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で30〜500s均熱し、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すことによって得られる。
【００１８】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.05〜0.2%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%を含有し、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、フェライト相とマルテンサイト相とを含有し、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が50%以上で、前記マルテンサイト相の面積率が30〜50%であるミクロ組織を有し、かつ、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差が60MPa以下であることを特徴とする鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供する。
【００１９】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼帯には、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.5%や、Ti:0.0005〜0.1%とB:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
【００２０】
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼帯では、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。
【００２１】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼帯は、例えば、上記の成分組成を有し、かつ、フェライト相とベイナイト相を含み、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が0〜70%であり、前記ベイナイト相の面積率が30〜100%であるミクロ組織を有する熱延鋼帯を、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で30〜500s均熱し、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す方法によって製造できる。
【００２２】
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼帯は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上温度で熱間圧延を施し、前記熱間圧延後2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却を行い、上記のように定義したTct℃未満の巻取温度で巻取り、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で30〜500s均熱し、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す方法によっても製造できる。
【００２３】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法では、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。
【００２４】
なお、本発明の鋼帯内における材質のバラツキの小さい鋼帯とは、重量が5t以上、幅が500mm以上のコイル状に巻かれた状態で製品となる鋼帯を対象としている。また、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差は、鋼帯の長手方向の先端部と後端部に対応するコイルの最内周目と最外周目および鋼帯の幅方向の両端部より10mmの領域を除いて、長手方向に少なくとも10分割、幅方向に少なくとも5分割して、各分割部のTSを測定して求めたものである。
【発明の効果】
【００２５】
本発明により、安価で、780MPa以上のTSと優れた伸び特性や穴拡げ性を有し、かつ、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を自動車構造部材に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】巻取温度と熱延鋼板におけるベイナイト相の面積率との関係を示す図である。
【図２】熱延鋼板におけるベイナイト相の面積率と溶融亜鉛めっき鋼板のTSとの関係を示す図である。
【図３】溶融亜鉛めっき鋼帯の長手方向におけるTSのバラツキを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
以下に、本発明の詳細を説明する。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。
【００２８】
1)成分組成
C:0.05〜0.2%
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、マルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0.05%未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難になるとともに、マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0.2%を超えると、溶接性が劣化するとともに、偏析層の形成により成形性の低下を招く。したがって、C量は0.05〜0.2%とする。
【００２９】
Si:0.5〜2.5%
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時の冷却過程で、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相からオーステナイト相へ固溶Cを排出してフェライト相を清浄化し、延性を向上させると同時に、オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な溶融亜鉛めっきラインでもマルテンサイト相を生成し、複合組織化を容易にする。特に、その冷却過程におけるオーステナイト相の安定化によりパーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化を促進して延性を高めるとともに、歪が集中する部位での歪伝播性を改善して曲げ性も向上させる。さらに、Siは、フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減して、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。以上のような効果を得るには、Si量を0.5%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0.5〜2.5%とする。
【００３０】
Mn:1.5〜3.0%
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効である。また、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。さらに、焼鈍時の第2相の割合を増加させて、未変態オーステナイト相中のC量を減少させ、最終製品でのマルテンサイト相の硬度低減により局部変形を抑制し、穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。同時に、Mnは冷却過程でのパーライト相やベイナイト相の生成を抑制する作用があり、オーステナイト相からマルテンサイト相への変態を容易にし、マルテンサイト相を充分な割合で生じせしめることが可能となる。このような効果を得るには、Mn量を1.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えると、成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1.5〜3.0%とする。
【００３１】
P:0.001〜0.05%
Pは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。このような効果を得るには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.05%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0.001〜0.05%とする。
【００３２】
S:0.0001〜0.01%
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は0.01%以下、好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.001%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S量は0.0001〜0.01%、好ましくは0.0001〜0.003%、より好ましくは0.0001〜0.001%とする。
【００３３】
Al:0.001〜0.1%
Alは、フェライト相を生成させ、強度と延性のバランスを向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るには、Al量を0.001%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。
【００３４】
N:0.0005〜0.01%
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.01%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N量は0.0005〜0.01%とする。
【００３５】
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、Cr:0.01〜1.5%や、Ti:0.0005〜0.1%とB:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
【００３６】
Cr:0.01〜1.5%
Crは、焼鈍時に第2相の割合を増加させ、未変態オーステナイト相中のC量を減少させ、最終製品でのマルテンサイト相の硬度を低下し、局部変形を抑制して穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。同時に、Crは、オーステナイト相からのパーライト相やベイナイト相の生成を抑制する作用があり、オーステナイト相からマルテンサイト相への変態を容易にし、マルテンサイト相を充分な割合で生じせしめることが可能となる。以上のような効果を得るには、Cr量を0.01%以上にする必要がある。一方、Cr量が1.5%を超えると、第2相の割合が大きくなりすぎたり、Cr炭化物が過剰に生成するなどして、延性の低下を招く。したがって、Cr量は0.01〜1.5%とする。
【００３７】
Ti:0.0005〜0.1%
Tiは、C、S、Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。また、Bを添加した場合は、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、次に説明するBの効果が有効に発現される。このような効果を得るには、Ti量を0.0005%以上にする必要がある。一方、Ti量が0.1%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0.0005〜0.1%とする。
【００３８】
B:0.0003〜0.003%
Bは、オーステナイト相からのパーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、オーステナイト相の安定度を向上させ、溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト変態を容易にする役割を有する。このような効果を得るには、B量を0.0003%以上にする必要がある。一方、B量が0.003%を超えると、延性の低下を招く。したがって、B量は0.0003〜0.003%とする。
【００３９】
Nb:0.0005〜0.05%
Nbは、鋼板強度を高める効果を有し、所望の強度を確保するため必要に応じて添加することができる。適当量を添加することで、溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍時に逆変態で生成するオーステナイト相を微細化するため、焼鈍後のミクロ組織も微細化して強度を上昇させる。また、熱間圧延時あるいは溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍時に微細な析出物を形成して強度を上昇させる。このような効果を得るには、Nb量を0.0005%以上にする必要がある。一方、Nb量が0.05%を超えると、組織の微細化が過度になり、後述する好適な組織を得ることができない。したがって、Nb量は0.0005〜0.05%とする。
【００４０】
Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%の少なくとも1種
Mo、Ni、Cuは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化を容易にする。このような効果を得るには、Mo量、Ni量、Cu量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Mo量が1.0%、Ni量が2.0%、Cu量が2.0%を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0.01〜1.0%、Ni量は0.01〜2.0%、Cu量は0.01〜2.0%とする。
【００４１】
2)ミクロ組織
組織全体に占めるフェライト相の面積率:50%以上
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、延性に富む軟質なフェライト相中に、主として硬質なマルテンサイト相を分散させた複合組織からなる。十分な延性を確保するためには、組織全体に占める面積率で50%以上のフェライト相が必要である。
【００４２】
組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率:30〜50%
マルテンサイト相の面積率は本発明において最も重要な要件の一つである。780MPa以上のTSを達成するためには、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率を30%以上にする必要がある。一方で、マルテンサイト相の面積率が50%を超えると、充分な延性を得ることができない。したがって、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率は30〜50%とする。
【００４３】
ここで、組織全体に占めるフェライト相やマルテンサイト相の面積率とは、上記のように走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて1000〜5000倍程度の倍率で10視野観察し、フェライト相とマルテンサイト相を同定し、画像解析ソフト(Image-Pro；Cybernetics社製)により解析して求めた面積率のことである。
【００４４】
なお、本発明のミクロ組織には、フェライト相とマルテンサイト相以外に、残留オーステナイト相、パーライト相、ベイナイト相が、組織全体に占める合計の面積率で20%以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
【００４５】
3)製造条件
冷間圧延前の熱延鋼帯:ベイナイト相とフェライト相を含み、組織全体に占めるフェライト相の面積率が0〜70%、ベイナイト相の面積率が30〜100%
上述したように、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯内における材質のバラツキを小さくするには、冷間圧延前の熱延鋼帯が、フェライト相とベイナイト相を含み、組織全体に占めるフェライト相の面積率が0〜70%、ベイナイト相の面積率が30〜100%であるミクロ組織を有するようにする必要がある。これは、熱間圧延後の鋼帯のミクロ組織にバラツキが生じたとしても、フェライト相の面積率を0〜70%、ベイナイト相の面積率を30〜100%に納めれば、冷間圧延後の焼鈍の均熱時に、フェライト相の結晶粒界やベイナイト相の結晶粒内からのオーステナイト相への変態が促進されて、最終製品の鋼帯内における材質の均一化が図れるためと考えられる。なお、フェライト相とベイナイト相以外は、パーライト相やマルテンサイト相が組織全体に占める合計の面積率で30%未満の範囲で含まれても、すなわちフェライト相とベイナイト相が組織全体に占める合計の面積率で70%超であれば、本発明の効果が損なわれることはない。
【００４６】
こうした熱延鋼帯は、例えば、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上温度で熱間圧延を施し、熱間圧延後2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却を行い、Tct℃未満の巻取温度で巻取ることにより製造できる。以下に、その限定理由を説明する。
【００４７】
スラブの加熱温度:1150〜1300℃
スラブ加熱温度は、熱間圧延時の温度確保の観点から1150℃以上とする必要がある。一方、加熱温度が高過ぎると、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などの問題を引き起こすため、スラブ加熱温度の上限は1300℃とする。
【００４８】
熱間圧延時の仕上温度:800〜950℃
加熱後のスラブは、粗圧延および仕上圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上温度が高過ぎると、粒が粗大化となり、最終製品の成形性が低下するとともに、スケール欠陥が発生しやすくなる。そのため、仕上温度は950℃以下とする。一方、仕上温度が800℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイト相の未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、最終製品における材質の均一性の観点から好ましくない。したがって、仕上温度は800〜950℃、好ましくは840〜920℃とする。
【００４９】
なお、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
【００５０】
熱間圧延後の冷却条件:2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却
熱間圧延後の冷却を開始するまでに2秒を超える時間が経過すると、ランアウトテーブル上でフェライト相が不均一に生成しやすく、本発明で好適なフェライト相とベイナイト相を主体とした均一な熱延鋼板のミクロ組織が得られない。また、平均冷却速度が50℃/sを下回る場合やこの冷却速度で600℃以下まで冷却しない場合も同様な問題が起こる。
【００５１】
熱間圧延後の巻取温度: Tct℃未満
上記のように定義した Tct℃は、本発明者らが経験的に導出した巻取温度の実験式であるが、巻取温度をTct℃未満とすることで、本発明で好適なフェライト相とベイナイト相を主体とした熱延鋼帯のミクロ組織とすることができる。
【００５２】
なお、こうしたフェライト相とベイナイト相を主体としたミクロ組織を有する熱延鋼帯は、熱間圧延後の鋼帯を、連続焼鈍法によりフェライト-オーステナイトの2相共存域またはオーステナイト単相域に加熱したのちベイナイト生成域で保持するなどして、ミクロ組織を制御する方法によっても製造できる。
【００５３】
熱延鋼帯は、その後、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で30〜500s均熱し、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が施される。以下に、その限定理由を説明する。
【００５４】
冷間圧延時の圧下率:40%以上
圧下率が40%に満たない場合には、引き続く焼鈍の均熱時においてオーステナイト相への変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少し、上記したような最終のミクロ組織を得ることが困難になる。また、ミクロ組織に不均一が生じ、伸び特性や穴拡げ性が低下する。
【００５５】
焼鈍時の加熱条件:5℃/s以上の平均加熱速度で700℃以上の温度域に加熱
5℃/ｓ以上の平均加熱速度で700℃以上の温度域に加熱することにより、加熱中の回復やフェライト相の再結晶が抑制され、次の均熱時にフェライト相とオーステナイト相が均一に分散されるため、最終製品における穴拡げ性や曲げ性の向上やミクロ組織の均一化を図れる。
【００５６】
焼鈍時の均熱条件:(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で30〜500s均熱
均熱時にフェライト相とオーステナイト相が共存する高温域、すなわち(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で保持すると、オーステナイト相の割合が高まり、過度のフェライト相の生成による強度低下を抑制するとともに、オーステナイト相が均一に分散する。一方、均熱温度がさらに高くなると、すなわち(Ac3変態点-20)℃を超えると、フェライト相の生成が充分でなく、延性が不足するとともに、所望とするミクロ組織を得ることができない。そのため、(Ac3変態点-100)〜(Ac3変態点-20)℃の温度域で均熱する必要がある。
【００５７】
また、均熱時間が30sに満たない場合には、加熱中のオーステナイト相への変態が充分でなく、必要なオーステナイト相の割合を得ることができない。均熱時間が500sを超える場合には、均熱の効果が飽和するとともに、生産性を阻害する。
【００５８】
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
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未満だと、冷却中にフェライト変態が進行してマルテンサイト相の割合が減少し、強度低下を招くとともに、不均一に生成するフェライト相により材質の均一性が損なわれる。平均冷却速度が30℃/sを超える場合には、フェライト変態抑制の効果が飽和するとともに、マルテンサイト相の割合が過剰となり伸び特性や穴拡げ性の低下を招く。
【００５９】
また、冷却停止温度が600℃を超える場合には、フェライト相やパーライト相の生成によりマルテンサイト相の割合が著しく低下し、その組織全体に占める面積率が30%未満となるため、780MPa以上のTSが得られないとともに、不均一に生成するフェライト相やパーライト相により材質の均一性が損なわれる。
【００６０】
溶融亜鉛めっき処理:通常の条件
焼鈍後は、通常の条件で溶融亜鉛めっきが施される。また、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8〜12%とになり、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℃を超えると、合金化が進行し過ぎてパウダリング性が低下したり、パーライト相やベイナイト相などが多量に生成して強度の不足や穴拡げ性の低下を招く。
【００６１】
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、亜鉛めっきを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。
【実施例】
【００６２】
表１に示す成分組成の鋼No.A〜Iを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらの鋼スラブを1250℃で加熱し、表2に示す熱延条件で熱延鋼帯とした後、酸洗し、表2に示す冷延条件で冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表2に示す焼鈍条件で焼鈍後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬し、付着量45g/m2の亜鉛めっきを形成し、表2に示す温度で合金化処理を行い、亜鉛めっき鋼帯No.1〜22を作製した。なお、表2に示すように、一部の亜鉛めっき鋼帯では、合金化処理を行わなかった。
【００６３】
そして、熱延鋼帯および亜鉛めっき鋼帯の長手方向中央部、幅方向中央部について、上記の方法でミクロ組織の解析を行った。また、上記の方法で引張試験を行い、TS、El、TS×Elを求めた。さらに、次の方法により穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λを測定した。
穴拡げ試験:100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率λ(%)を求めた。
【００６４】
さらにまた、熱延鋼帯および亜鉛めっき鋼帯を長手方向に20分割、幅方向に8分割して、熱延鋼帯については、最端部を含む全分割部(189点)のうちベイナイト相の面積率が30%に満たない点数の割合(組織適合率)を、また、亜鉛めっき鋼帯については、全分割部(189点)の最大TSと最小TSの差ΔTSを求めた。
【００６５】
結果を表3に示す。本発明例の亜鉛めっき鋼帯は、いずれもTSが780MPa以上であり、TS×El≧18000MPa・%で強度と延性のバランスが高く、伸び特性に優れ、また、λが50%以上で穴拡げ性にも優れ、かつ、ΔTSが60MPa以下で鋼帯内の材質のバラツキの小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼帯であることがわかる。
【００６６】
【表１】
0005504737.tif 000002
【００６７】
【表２】
0005504737.tif 000003
【００６８】
【表３】
0005504737.tif 000004
【図１】
0005504737.tif 000005
【図２】
0005504737.tif 000006
【図３】
0005504737.tif 000007