(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板であって、
前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以上４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１５％超え０．５０％以下、残部：Ｆｅおよび不純物であるとともに、下記の式（１）および式（３）を満足する化学組成と、
マルテンサイトおよびオーステナイトの１種又は２種を合計で１体積％以上８体積％以下含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの１種又は２種からなるとともに、Ｔｉを含む析出物を０．２体積％以上含有する鋼組織、
を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板：
０．００１≦Ｃ＊≦０．０６０      ・・・（１）
Ｃ＊＝Ｃ−１２．０１×（Ｔｉ／４７．８８）      ・・・（２）
０．１００≦Ａ≦０．２００      ・・・（３）
Ａ＝Ｃ＊＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０      ・・・（４）
上記式中、各元素記号は、鋼中のその元素の含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
熱延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板であって、
前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以上４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１１％以上０．５０％以下であるとともに、Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有し、さらに、下記の式（１）および式（３）を満足する化学組成と、
マルテンサイトおよびオーステナイトの１種又は２種を合計で１体積％以上８体積％以下含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの１種又は２種からなるとともに、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのいずれかを含む析出物を合計で０．２体積％以上含有する鋼組織、
を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板：
０．００１≦Ｃ＊≦０．０６０      ・・・（１）
Ｃ＊＝Ｃ−１２．０１×｛Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１＋０．５×Ｖ／５０．９４｝                                ・・・（２’）
０．１００≦Ａ≦０．２００      ・・・（３）
Ａ＝Ｃ＊＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０      ・・・（４）
上記式中、各元素記号は、鋼中のその元素の含有量（質量％）を意味する。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有し、前記式（３）におけるＡが、前記式（４）に代えて下記式（４’）により規定される、請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板：
Ａ＝Ｃ＊＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋５×Ｂ・・・（４’）
上記式中、各元素記号は、鋼中のその元素の含有量（質量％）を意味する。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種をさらに含有する、請求項１〜請求項３のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
【請求項５】
引張強度が７５０ＭＰａ以上、引張強度と全伸びとの積が１３０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴広げ率との積が６００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有する、請求項１〜請求項４のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
【請求項６】
熱延鋼板を（Ａｃ３点−５０℃）以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、次いで１℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で前記温度域から４００℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却して溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに４６０℃以上６５０℃以下の温度域に保持して合金化処理を施すことを特徴とする、請求項１〜請求項５のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、プレス加工等により様々な形状に成形される自動車用鋼板、特に足回り部品に好適な、延性および穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球温暖化対策に伴う二酸化炭素排出量規制の観点から、自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために、高強度鋼板の適用が拡大しつつある。また、耐食性を必要とする部品に対しては、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが高まっている。特にサスペンションアーム等の足回り部品に関しては、大型部品であって、剛性確保の点で一定の板厚を要することから、冷延鋼板よりコストが安く、板厚の大きい熱延鋼板をめっき基材とした高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板が求められている。
【０００３】
自動車用部品に供される高強度鋼板においては、引張強度だけでなく、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が満足されなければならない。とりわけ足回り部品のプレス成形においては、伸びフランジ成形の使用頻度は極めて高く、優れた延性および穴広げ性が要求される。したがって、足回り部品に用いられる高強度合金溶融亜鉛めっき熱延鋼板には、引張強度に加え、延性および穴広げ性の双方に優れていることが求められる。
【０００４】
一般に、高い強度と良好な延性とを両立させるには、軟質なフェライトを母相とし、マルテンサイトやオーステナイト等の硬質相を一定量生成させることによる、鋼組織の複合組織化が有効である。しかしながら、このような不均一組織を有する鋼板は、延性に優れる反面、穴広げ性に劣る。これは、延性破壊の起点となるマイクロボイドが、フェライトとマルテンサイト等の硬質相との異相界面、またはその近傍に発生しやすいことに因る。
【０００５】
一方、高い強度と良好な穴広げ性とを両立させるには、鋼組織をフェライト単相組織とし、かつ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶといった炭化物形成元素を添加することによりフェライト素地を均一に強化した析出強化型鋼板、または鋼組織をベイナイト単相組織としたベイナイト鋼板のように、鋼組織の均一化が有効である。しかし、このような均一組織を有する鋼板は穴広げ性に優れる反面、延性に劣る。
【０００６】
以上の通り、従来、高強度合金溶融亜鉛めっき熱延鋼板において、延性と穴広げ性とを高次元で両立させることは極めて困難な課題であった。しかし現在、高強度合金溶融亜鉛めっき熱延鋼板の延性−穴広げ性バランスの改善に関して多数の研究開発がなされ、その組織制御手法が確立されつつある。以下にその開発例を示す。
【０００７】
特許文献１には、フェライト母相の微細粒化、およびマルテンサイトを主体とする第二相の微細粒化により、延性を向上させたとされる高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板が開示されている。しかし、この熱延鋼板は、鋼組織にマルテンサイトを過剰に含むため、延性に優れる反面、十分な穴広げ性が得られていない。また、引張強度に関しても、高々７４０ＭＰａしか得られておらず、近年のさらなる高強度化のニーズを満足するものではない。
【０００８】
特許文献２には、フェライト地をＮｂＣによる析出強化により強化し、第二相をパーライトまたはセメンタイトとすることにより、高い引張強度と優れた穴広げ性とを有するとされる溶融亜鉛めっき熱延鋼板が開示されている。しかし、延性に関しては何ら言及されておらず、マルテンサイト量が制御されていないと延性が不十分となることからすれば、良好な穴広げ性とともに高い延性をも要求される足回り部品の素材としては適さない。
【０００９】
特許文献３には、鋼組織の一部または全部分を焼戻しマルテンサイトとすることにより、高強度と穴広げ性とを兼ね備えるとされる合金溶融亜鉛めっき熱延鋼板が開示されている。しかし、このような鋼組織を得るには、連続溶融亜鉛めっきラインでの還元焼鈍後、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下に急冷し、溶融亜鉛めっき浴温度に再加熱する必要がある。そのため特別な設備投資を要し、かつ、製造工程も複雑となることから、製造コストの観点で量産には適していない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２０００−２１２６８６号公報
【特許文献２】特開２００２−１２９４７号公報
【特許文献３】特開平５−３１１２４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明の目的は、自動車用部品、特に足回り部品において多用される伸びフランジ成形に適した、延性および穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法を提供することである。別の目的は、特別な設備投資の必要がなく、既存の合金化溶融亜鉛めっきラインにて製造可能な高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、引張強度（以下、「ＴＳ」とも表記する。）が７５０ＭＰａ以上、ＴＳと引張試験における破断伸びである全伸び（以下、「ＥＬ」とも表記する。）との積（以下、「ＴＳ×ＥＬ値」とも表記する。）が１３０００ＭＰａ・％以上、ＴＳとＪＦＳ  Ｔ  １００１に規定の方法で測定した穴広げ率（以下、「ＨＥＲ」とも表記する。）との積（以下、「ＴＳ×ＨＥＲ値」とも表記する。）が６００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有する合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を得ることを目指して鋭意検討を重ねた結果、下記の知見を得た。
【００１３】
すなわち、フェライトまたはベイナイトを主相とする鋼組織とし、その中にＴｉ系析出物を所定の体積率以上析出させると、従来は穴広げ性を著しく劣化させると考えられていたマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有させても、その体積率の合計を所定の範囲内に制御すれば、ＴＳ×ＨＥＲ値を低下させずにＴＳ×ＥＬ値を向上させることができ、したがって、従来技術においては困難であった、高強度鋼板における延性−穴広げ性バランスの向上が可能となる。その結果、熱延鋼板を基材とする合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板において、上記ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ値、およびＴＳ×ＨＥＲ値の達成が可能となる。
【００１４】
ここで、Ｔｉ系析出物とは、少なくともＴｉ炭化物を含み、場合によりＶおよびＮｂの各炭化物を含んでいてもよい析出物を意味する。
上記のような特異な現象が発現するメカニズムは必ずしも明らかではないが、Ｔｉ系析出物を所定の体積率以上に析出させ、主相となるフェライトおよびベイナイトを十分に析出強化することにより、主相と硬質相（マルテンサイトおよびオーステナイト）との界面に生ずるマイクロボイドの成長および伝播が抑制されるためであると推定される。
【００１５】
上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は次の通りである。
（１）熱延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板であって、
前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以上４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１５％超え０．５０％以下、残部：Ｆｅおよび不純物であるとともに、下記の式（１）および式（３）を満足する化学組成と、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種又は２種を合計で１体積％以上８体積％以下含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの１種又は２種からなるとともに、Ｔｉを含む析出物を０．２体積％以上含有する鋼組織とを有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板：
０．００１≦Ｃ＊≦０．０６０      ・・・（１）
Ｃ＊＝Ｃ−１２．０１×（Ｔｉ／４７．８８）      ・・・（２）
０．１００≦Ａ≦０．２００      ・・・（３）
Ａ＝Ｃ＊＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０      ・・・（４）
上記式中、各元素記号は、鋼中のその元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１６】
（２）熱延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板であって、
前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以上４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１１％以上０．５０％以下であるとともに、Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有し、さらに、下記の式（１）および式（３）を満足する化学組成と、マルテンサイトおよびオーステナイトの１種又は２種を合計で１体積％以上８体積％以下含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの１種又は２種からなるとともに、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのいずれかを含む析出物を合計で０．２体積％以上含有する鋼組織、とを有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板：
０．００１≦Ｃ＊≦０．０６０      ・・・（１）
Ｃ＊＝Ｃ−１２．０１×｛Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１＋０．５×Ｖ／５０．９４｝                                ・・・（２’）
０．１００≦Ａ≦０．２００      ・・・（３）
Ａ＝Ｃ＊＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０      ・・・（４）
上記式中、各元素記号は、鋼中のその元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１７】
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有し、前記式（３）におけるＡが、前記式（４）に代えて下記式（４’）により規定される、上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板：
Ａ＝Ｃ＊＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋５×Ｂ・・・（４’）
上記式中、各元素記号は、鋼中のその元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１８】
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種をさらに含有する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
【００１９】
（５）引張強度が７５０ＭＰａ以上、引張強度と全伸びとの積が１３０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴広げ率との積が６００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有する、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
【００２０】
（６）熱延鋼板を（Ａｃ３点−５０℃）以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、次いで１℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で前記温度域から４００℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却して溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに４６０℃以上６５０℃以下の温度域に保持して合金化処理を施すことを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明により、高強度かつ、優れた延性および穴広げ性を有する合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を得ることができる。本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、多くの産業上、中でも自動車分野において広範に使用可能である。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】合金化溶融亜鉛めっきラインにおけるヒートパターンを示す図である。
【図２】本発明に係る鋼板の典型的な鋼組織を示す光学顕微鏡写真であり、暗色部が主相であるフェライトおよびベイナイト、白色部が硬質相であるマルテンサイトおよびオーステナイトを示す。
【図３】ＶＭＡとＴＳ×ＥＬ値およびＴＳ×ＨＥＲ値をプロットしたグラフである。ハッチング部はＶＭＡが本発明の範囲であることを示す。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下に本発明についてより具体的に説明する。以下の説明を含む本明細書において、化学組成を規定する「％」は全て「質量％」である。
１．熱延鋼板の化学組成
本発明の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の基材である熱延鋼板の化学組成についてまず説明する。
【００２４】
Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下
Ｃは、鋼板の高強度化のために必須の元素である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、穴広げ性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは０．１２％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
【００２５】
なお、Ｃ含有量は、Ｔｉならびに場合により含有させることができるＮｂおよびＶのそれぞれの含有量との関係で、後述する［０．００１≦Ｃ＊≦０．０６０］式を満たすようにする。その理由についても後述する。
【００２６】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、Ａｌと同様に、鋼を脱酸することにより鋼板を健全化する作用を有する。Ｓｉは、また、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成を促進し、鋼板を高強度化する作用も有する。したがって、Ｓｉを含有させてもよい。しかし、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率が過剰になる場合がある。また、鋼板と溶融亜鉛めっきとの濡れ性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。上述したように、ＳｉおよびＡｌは脱酸に関して同様の作用を有するので、Ａｌを含有する場合にはＳｉは含有させずともよい。Ｓｉを含有させて、Ｓｉの上記作用による効果をより確実に得るには、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００２７】
Ｍｎ：１％以上４％以下
Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｍｎ含有量は１％以上とする。好ましくは１．５％以上である。一方、過度の添加は延性および穴広げ性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は４％以下とする。好ましくは３％以下である。
【００２８】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化元素でもあり、鋼板の高強度化には有効な元素である。したがって、Ｐを添加しても構わない。しかし、過度の添加は溶接性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量の上限は０．０５％とする。さらに好ましくは０．０２％以下である。
【００２９】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、一般に不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して、穴広げ性を劣化させる。Ｓ含有量が０．０１％を超えると穴広げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。
【００３０】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、一般に不純物として含有される元素であり、鋼中に窒化物を形成して、穴広げ性を劣化させる。Ｎ含有量が０．０１％を超えると穴広げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。
【００３１】
Ａｌ：０．５％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸することにより鋼板を健全化する作用を有する。したがって、Ａｌを含有させてもよい。しかし、０．５％を超えてＡｌを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。上述したように、ＳｉおよびＡｌは脱酸に関して同様の作用を有するので、Ｓｉを含有する場合にはＡｌは含有させずともよい。Ａｌを含有させて、Ａｌの上記作用による効果をより確実に得るには、Ａｌ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
【００３２】
Ｔｉ：０．１１％以上０．５０％以下
Ｔｉは、フェライト変態を促進し、また、鋼中に炭化物を形成してフェライト相を強化するため、鋼板の高強度化作用ならびに強度−延性バランスおよび強度−穴広げ性バランスを向上させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０．１１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｔｉ含有量は０．１１％以上とする。好ましくは０．１６％以上である。一方、Ｔｉ含有量を０．５０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。
【００３３】
以下に説明する元素は、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の基材鋼板に必要により含有させてもよい任意元素である。
Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種
ＮｂおよびＶは、いずれもＴｉと同様に鋼中に炭化物を形成してフェライト相を強化し、鋼板の高強度化作用ならびに強度−延性バランスおよび強度−穴広げ性バランスを向上させる作用を有する。したがって、Ｔｉと比較して高価な元素ではあるが、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、いずれの元素もその含有量を０．５０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、いずれの元素の含有量も０．５０％以下とする。なお、これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、それぞれ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００３４】
Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼の焼入性を高め、鋼板を高強度化させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、ＣｒおよびＭｏについては１％を超えて含有させると、Ｂについては０．００５％を超えて含有させると、穴広げ性の劣化を惹き起こす。したがって、各元素の含有量は上記のように規定する。なお、これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．００１％以上およびＢ：０．０００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
【００３５】
Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種
Ｃａは鋼中介在物を微細に分散させ、Ｂｉは鋼中におけるＭｎ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減させることにより、いずれも鋼板の延性および穴広げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかしながら、いずれの元素もその含有量を０．０１％超とすると、却って延性の劣化を惹き起こす。したがって、各元素の含有量は上記のように規定する。なお、これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００３６】
［０．００１≦Ｃ＊≦０．０６０］
但し、Ｃ＊＝Ｃ−１２．０１×｛Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１＋０．５×Ｖ／５０．９４｝］
上記式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの各記号は、鋼中のその元素の含有量（質量％）を意味する。ＮｂとＶの少なくとも一方を含有しない場合には、その含有量に０（％）の値を代入する。従って、鋼がＮｂとＶを含有しない場合のＣ＊は次式で算出される：
Ｃ＊＝Ｃ−１２．０１×（Ｔｉ／４７．８８）。
【００３７】
Ｃ＊は、鋼中の全Ｃ量から、鋼中にＴｉ，ＮｂおよびＶの炭化物として存在するＣ量を差し引いた値であり、マルテンサイトおよびオーステナイトの生成源となる鋼中の非固定Ｃ量（固溶Ｃ量）を示すパラメータである。後述するマルテンサイトおよびオーステナイトの合計体積率を所望の範囲に制御するには、鋼の化学組成を、０．００１≦Ｃ＊≦０．０６０とする必要がある。好ましくは０．０１０≦Ｃ＊≦０．０６０、さらに好ましくは０．０２０≦Ｃ＊≦０．０５０である。
【００３８】
［０．１００≦Ａ≦０．２００］
但し、Ａ＝Ｃ＊＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋５×Ｂ
上記式中、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの各記号は鋼中のその元素の含有量（質量％）を意味する。鋼がいずれかの元素を含有しない場合には、その元素の含有量に０（％）を代入する。例えば、鋼がＣｒ以下の元素を含有しない場合のＡの値は次式で算出される：
Ａ＝Ｃ＊＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０
鋼がさらにＳｉも含有しなければ、Ａ＝Ｃ＊＋Ｍｎ／２０となる。
【００３９】
Ａは鋼の焼入性を示す指標である。後述するマルテンサイトおよびオーステナイトの合計体積率を所望の範囲に制御するには、鋼の化学組成を、０．１００≦Ａ≦０．２００に制御する必要がある。好ましくは０．１２０≦Ａ≦０．１９０、より好ましくは０．１３０≦Ａ≦０．１８０である。
【００４０】
２．熱延鋼板の鋼組織
上述したように、本発明は、フェライトおよび／またはベイナイトを主相とする鋼組織とし、その中にＴｉ系析出物を所定の体積率以上析出させると、従来は穴広げ性を著しく劣化させると考えられていたマルテンサイトおよび残留オーステナイトが鋼組織に含まれていても、その体積率の合計を所定の範囲内に制御すれば、ＴＳ×ＨＥＲ値を低下させることがなく、ＴＳ×ＥＬ値を向上させることができること、すなわち、従来技術においては困難であった、高強度鋼板における延性−穴広げ性バランスの向上が可能となる、との新たな知見に基づくものである。そのため、鋼組織においては、マルテンサイトおよびオーステナイトの合計体積率とＴｉ系析出物の体積率とを規定する。
【００４１】
［マルテンサイトおよびオーステナイトの合計体積率：１体積％以上８体積％以下］
マルテンサイトおよびオーステナイトの合計体積率は、鋼板のＴＳ×ＥＬ値およびＴＳ×ＨＥＲ値に著しい影響を及ぼすため、本発明において重要な組織因子である。ＴＳ×ＥＬ値は、上記合計体積率の増加に伴い向上するが、上記合計体積率が１％未満では上記作用による効果を十分に得ることが困難である。したがって、上記合計体積率は１％以上とする。好ましくは２％以上である。一方、上記合計体積率が８％を超えるとＴＳ×ＨＥＲ値が著しく低下する。したがって、上記合計体積率は８％以下とする。好ましく６％以下である。
【００４２】
本発明では、マルテンサイトと残留オーステナイトのそれぞれの体積率は規定されない。したがって、組織分析においては、これらの２相を識別せずに同定できる簡易な方法により、それらの合計体積率を求めれば十分である。その場合、マルテンサイトまたはオーステナイトの一方しか存在しない可能性があるが、それでも構わない。
【００４３】
［Ｔｉ系析出物の体積率：０．２％以上］
Ｔｉ系析出物（Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含む析出物、鋼がＮｂおよびＶを含有しない場合にはＴｉを含む析出物、本発明の場合、析出物は実質的に炭化物）は、析出強化および結晶粒の微細化による鋼板の高強度化に作用すると同時に、強度−延性バランスおよび強度−穴広げ性バランスの向上に寄与するため、本発明において重要な組織因子である。Ｔｉ系析出物が０．２体積％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｔｉ系析出物を０．２体積％以上含有するものとする。この値は好ましくは０．３体積％以上であり、さらに好ましくは０．３５体積％以上である。Ｔｉ系析出物の体積％の上限は特に制限されないが、鋼の化学組成により自ずと制限される。
【００４４】
Ｔｉ系析出物は、熱延鋼板の化学組成がＮｂ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する場合には、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのいずれかを含む析出物の合計体積率により規定され、これらの元素を含有しない場合には、Ｔｉを含む析出物の体積率により規定される。
【００４５】
以上を除いた残部、すなわち、鋼組織の主相は、フェライトおよびベイナイトの１種又は２種からなる。ここで、フェライトはポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライトを含む意味である。主相がフェライトおよび／またはベイナイトであり、かつその中に上述した硬質相（マルテンサイト＋オーステナイト、Ｔｉ系析出物）を含有させることによって、本発明の特徴である強度−延性バランスおよび強度−穴広げ性バランスの向上が達成される。
【００４６】
３．合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の機械特性
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、引張強度（ＴＳ）が７５０ＭＰａ以上、かつ引張強度と全伸びの積（ＴＳ×ＥＬ）が１３０００ＭＰａ・％以上、かつ、引張強度と穴広げ率の積（ＴＳ×ＨＥＲ）が６００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することが好ましい。近年の自動車用高強度鋼板に要求される厳しい性能を満足するには、上記のように高い強度、優れた強度−延性バランスおよび強度−穴広げ性バランスの全て具備することが好ましい。ＴＳ×ＥＬの値はより好ましくは１５０００ＭＰａ・％以上であり、ＴＳ×ＨＥＲの値はより好ましくは６５０００ＭＰａ・％以上、さらに好ましくは７００００ＭＰａ・％以上である。
【００４７】
４．合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法
上述した鋼組織および機械特性を備えた本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、上記化学組成を有する熱延鋼板を（Ａｃ３点−５０℃）以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、次いで１℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で前記温度域から４００℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却してから溶融亜鉛めっき処理を受けさせ、さらに４６０℃以上６５０℃以下の温度域に保持して合金化処理を施すことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき工程により製造することができる。これらの温度はいずれも板温である。この工程は、一般に連続溶融亜鉛めっきラインに熱延鋼板を通板することにより連続的に行われる。
【００４８】
［最高加熱温度：（Ａｃ３点−５０℃）以上９５０℃以下］
連続溶融亜鉛めっきラインでは、溶融亜鉛めっき前に実施される焼鈍時に、熱延鋼板を（Ａｃ３点−５０℃）以上９５０℃以下の温度域まで加熱する。この時の最高加熱温度が（Ａｃ３点−５０℃）未満では、オーステナイト中にＣが過剰に濃化してしまい、所望のマルテンサイトおよびオーステナイトの体積率が得られない。したがって、最高加熱温度は（Ａｃ３点−５０℃）以上とする。好ましくは（Ａｃ３点−３０℃）以上である。一方、最高加熱温度が９５０℃を超えると、析出物が粗大化し、最終製品において高い強度と優れた穴広げ性とを確保することが困難となる。また、連続焼鈍炉の損傷を惹き起こす場合がある。したがって、最高加熱温度は９５０℃以下とする。好ましくは９００℃以下である。熱延鋼板を上記温度域には１０秒間以上２００秒間以下保持することが好ましい。
【００４９】
当業者には周知のように、この最高加熱温度における加熱雰囲気は一般に水素を含有する還元雰囲気であり、この最高加熱温度への加熱前に、熱延鋼板は酸化炉または弱酸化性の無酸化炉においてより低い温度で熱処理を受けるのが普通である。この焼鈍により、熱延鋼板の表面は活性化され、溶融亜鉛めっき時のめっき密着性が確保される。
【００５０】
［（Ａｃ３点−５０℃）以上９５０℃以下の温度域から４００℃以上５５０℃以下の温度域までの平均冷却速度：１℃／秒以上５０℃／秒以下］
（Ａｃ３点−５０℃）以上９５０℃以下の温度域まで加熱した後、１℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で前記温度域から４００℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却する。この時の平均冷却速度が１℃／秒未満では、セメンタイトの生成が促進され、所望のマルテンサイトおよびオーステナイトを得ることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は１℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が５０℃／秒を超えると、フェライトの生成が抑制されるため、延性が劣化する。したがって、上記平均冷却速度は５０℃／秒以下とする。
【００５１】
冷却停止温度が４００℃未満では、後工程である溶融亜鉛めっき処理を施す際に、溶融亜鉛めっき浴への浸漬時の抜熱が過大となり、操業に支障をきたす。したがって、冷却停止温度は４００℃以上とする。一方、冷却停止温度が５５０℃を超えると、セメンタイトの生成が促進され、所望のマルテンサイトおよびオーステナイトの体積率を得ることが困難となる。したがって、冷却停止温度は５５０℃以下とする。
【００５２】
なお、冷却停止後は４００℃以上５５０℃以下の温度域で１秒間以上１０００秒間以下保持することが好ましい。
［溶融亜鉛めっき処理］
冷却された鋼板に溶融亜鉛めっき浴の浸漬することにより溶融亜鉛めっき処理を施す。溶融亜鉛めっき処理は常法にしたがって行えばよい。例えば、めっき浴温：４２０℃以上５００℃以下、侵入板温：４２０℃以上５００℃以下、浸漬時間：５秒間以下とすればよい。溶融亜鉛めっき浴中の化学組成としては、Ａｌを０．０８質量％以上０．２質量％以下含有することが好ましい。めっき浴は、その他に不可避的不純物であるＦｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＴｉおよびＰｂ等を含有していても、特に悪影響はない。溶融亜鉛めっき浴への浸漬後に、ガスワイピング等の公知の方法によりめっきの目付量を制御することが好ましい。目付量は、片面あたり２５ｇ／ｍ２以上７５ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
【００５３】
［合金化処理温度：４６０℃以上６５０℃以下］
溶融亜鉛めっき処理を施した鋼板に４６０℃以上６５０℃以下の温度域に保持する合金化処理を施す。合金化処理温度が４６０℃未満では、合金化速度が過度に遅くなってしまい生産性が損なわれる。さらに、合金化処理むらが発生する場合がある。したがって、合金化処理温度は４６０℃以上とする。一方、合金化処理温度が６５０℃を超えると未変態オーステナイトが分解してしまい、所望のマルテンサイトおよびオーステナイトの体積率を得ることが困難となる。したがって、合金化処理温度は６５０℃以下とする。さらに好ましくは５５０℃以下である。
【００５４】
合金化溶融亜鉛めっき工程を除くその他の製造工程に関しては、特に製造条件を限定しないが、以下の製造方法を採用することによって、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を、より効率的に製造することができる。
【００５５】
上記化学組成を有する溶鋼を、転炉あるいは電気炉等の既存の溶製方法により溶製して、鋼塊を鋳造する。鋳造法は連続鋳造法、造塊法、薄スラブ鋳造法等いずれを採用しても良いが、生産性の観点からは、連続鋳造法が好ましく、さらに得られた鋼塊を直ちに熱間圧延する直送圧延がより好ましい。
【００５６】
鋳造で得られた鋼塊を熱間圧延する際の圧延開始温度は、１１００℃以上１３５０℃以下が好ましい。最終製品の強度および穴広げ性を確保するには、ＴｉＣやＮｂＣを固溶状態のまま熱間圧延に供することが有効である。この点から、熱間圧延する際の圧延開始温度を１１００℃以上とすることにより、粗大なＴｉ炭化物およびＮｂ炭化物が形成されるのを抑制することができ、最終製品における強度確保が容易になる。また、熱間圧延する際の圧延開始温度を１３５０℃以下とすることにより、スケールロスを抑制することができ、コスト的に有利となる。
【００５７】
熱間圧延の仕上温度は、８００℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。仕上温度を８００℃以上とすることにより、変形抵抗を小さくすることができ、圧延が容易になる。また、仕上温度を９５０℃以下とすることにより、Ｔｉ系析出物の粗大化を抑制し、最終製品の強度確保が容易になる。
【００５８】
熱間圧延は一般に多パス圧延により行われる。１パス当たりの圧下率は１０〜６０％の範囲内とすることが好ましい。この時の圧下率が高い方が組織は微細になる。得られた熱延鋼板の板厚は、用途に応じて設定すればよいが、一般には１．６〜４．５ｍｍの範囲内である。
【００５９】
熱間圧延の巻取温度は７００℃以下とすることが好ましい。巻取温度を７００℃以下とすることにより、析出物の粗大化が抑制され、最終製品における強度および穴広げ性の確保が容易になる。
【００６０】
熱間圧延後は、必要に応じて平坦矯正のためのスキンパス圧延を施した後、スケール除去のための酸洗を施し、溶融亜鉛めっきラインに通板する。
溶融亜鉛めっきラインの通板後は、得られた合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板に対して、平坦矯正、表面粗度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。この場合、延性の劣化を避けるため、圧延での伸び率を２％以下とすることが好ましい。
【００６１】
こうして得られた合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、所望により、耐食性をさらに改善するために、周知の化成処理、好ましくはクロムフリー化成処理を施してもよく、さらに塗装を施してプレコート鋼板とすることも可能である。
【実施例】
【００６２】
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製して鋼塊を鋳造し、これに鍛造を施して鋼片とした。得られた鋼片を、試験用熱間圧延設備において、１２５０℃に３０分間加熱した後、表２に示す仕上圧延温度で多パス熱間圧延を施し、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延完了後の熱延鋼板を、表２に示す巻取温度まで水スプレー冷却した。その後、直ちに熱延鋼板を炉に装入してこの巻取温度に３０分間保持した後、２０℃／時で室温まで徐冷することにより、熱間圧延後の巻取工程を模擬した。
【００６３】
その後、上で得た熱延鋼板に、市販の塩酸酸洗液を用いた酸洗により脱スケール処理を施した後、冷間圧延を施すことなく、連続熱処理シミュレーターを用いて、表２に示す条件にて、溶融亜鉛めっきラインにおける合金化溶融亜鉛めっき処理を模擬した、図１に示すヒートパターンでの熱処理を施した。
【００６４】
表２において、「焼鈍温度」は最高加熱温度を意味し、「焼鈍時間」は、この最高加熱温度における保持時間を意味する。「冷却速度」は、最高加熱温度から冷却停止温度である５００℃までの冷却速度である。
【００６５】
なお、オーステナイト化完了温度を示すＡｃ３点は、以下の化学組成に関する回帰式を用いて求め、表１に併記した。
【００６６】
【数１】
0005870825.tif 000002
【００６７】
こうして得た合金化溶融亜鉛めっきに相当する熱履歴を受けた熱間圧延から、圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ  Ｔ  １００１穴拡げ試験方法」を行い、穴広げ率（ＨＥＲ）を測定した。これらの試験結果を、下記の鋼組織の結果とともに表２に併記する。
【００６８】
鋼組織の観察は、Ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ，  １２  （１９７９），  ２６３−２６８  に開示されている試薬を用いて鋼板の圧延方向断面を腐食することにより、マルテンサイトおよびオーステナイトを現出させ、倍率１０００倍の光学顕微鏡にて行った。得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によってマルテンサイトおよびオーステナイトの体積率の合計ＶＭＡを測定した。残部組織の確認は、ナイタールエッチングした鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて観察することにより行った。
【００６９】
Ｔｉ系析出物については、電解抽出残渣分析法により、析出物として存在するＴｉ、Ｎｂ、Ｖの質量％を測定し、以下に示す式を用いて、ＴｉおよびＮｂおよびＶの１種又は２種以上を含む析出物の体積率の合計ＶＭＣを算出した。
【００７０】
【数２】
0005870825.tif 000003
【００７１】
【表１】
0005870825.tif 000004
【００７２】
【表２】
0005870825.tif 000005
【００７３】
表２からわかるように、鋼板Ｎｏ．１〜１５は、いずれも所望の化学組成および製造条件を満たしているため、マルテンサイトおよびオーステナイトの体積率の合計ＶＭＡが１〜８％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれかを含む析出物であるＴｉ系析出物の合計体積率ＶＭＣが０．２％以上である。そして、ＴＳが７５０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬが１３０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×ＨＥＲが６００００ＭＰａ・％以上を有し、所望の機械特性を満足していた。
【００７４】
これに対し、鋼板Ｎｏ．１６、１７および２２は、Ｃ＊およびＡのうち少なくとも一方が本発明における下限値に満たないことからＶＭＡが過少となり、結果としてＴＳおよびＴＳ×ＥＬ値が低くなった。鋼板Ｎｏ．１８および１９は、Ｔｉが本発明における下限値に満たないことからＶＭＣが過少となり、結果としてＴＳが低く、ＴＳ×ＥＬ値またはＴＳ×ＨＥＲ値が低くなった。鋼板Ｎｏ．２０および２１は、Ｃ＊が本発明における上限値を超えることからＶＭＡが過剰となり、結果としてＴＳ×ＨＥＲ値が低くなった。鋼板Ｎｏ．２３，２４はＡが本発明における上限値を超えることからＶＭＡが過剰となり、結果としてＴＳ×ＨＥＲが低くなった。
【００７５】
図３は、表２に示した試験結果を、横軸をＶＭＡ、縦軸をＴＳ×ＥＬまたはＴＳ×ＨＥＲとしてプロットしたグラフである。●はＶＭＣ（Ｔｉ系析出物）の量が０．２体積％以上である場合を、○はＶＭＣの量が０．２体積％未満である場合を示す。
【００７６】
この図からわかるように、ＶＭＣの量が０．２体積％以上であって、かつ硬質相であるマルテンサイトおよびオーステナイトの合計体積率ＶＭＡが１〜８体積％の範囲内であると、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×ＨＥＲがいずれも高いレベルになることがわかる。ＶＭＡが１体積％より少ないとＴＳ×ＥＬが著しく低下し、８体積％より多くなるとＴＳ×ＨＥＲが著しく低下する。しかし、ＶＭＣの量が０．２体積％未満になると、ＶＭＡが１〜８体積％の範囲内にあっても、上記の結果は得られない。
【図１】
0005870825.tif 000006
【図２】
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【図３】
0005870825.tif 000008