(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．２〜１．９％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．４％、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、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、焼戻しベイナイトのうち１種以上が合計で面積率９０％以上であり、
粒子径が２０ｎｍ以下であるＴｉ炭化物の体積率が０．０５ｖｏｌ％以上である組織を有し、
鋼板表面にめっき層又は合金化めっき層を有し、
引張強さが５７０ＭＰａ以上であり、打抜き加工端面に現れる破断面部分の算術平均粗さＲａが１５μｍ以下であり、限界穴広げ率が６０％以上である高強度熱延めっき鋼板。
【請求項２】
前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆの１種以上を合計で０．１％以下含有する請求項１に記載の高強度熱延めっき鋼板。
【請求項３】
前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．００５％以下のうち１種以上を、合計で下記式（１）を満足するように含有する請求項１または２に記載の高強度熱延めっき鋼板。
０．５≦［％Ｘ］＊／１．２５［％Ｓ］≦５．０・・・（１）
ここで、［％Ｘ］＊＝［％Ｘ］―（０．１８＋１３０［％Ｘ］）×［％Ｏ］、［％Ｘ］＝［％Ｃａ］＋［％Ｍｇ］＋［％ＲＥＭ］、［％Ｏ］≦０．００５％。
［％Ｓ］、［％Ｏ］、［％Ｃａ］、［％Ｍｇ］、［％ＲＥＭ］は各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や輸送機材、建築機器などの構造部材の素材として用いるのに好適な、成形性に優れた高強度熱延めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、世界的な枠組みでＣＯ２削減が求められており、自動車業界では、車体強度を低下させることなく軽量化を図り、燃費を向上させることが常に求められている。車体強度を低下させることなく軽量化を図るためには、部材の素材となる鋼板の強度を高めて薄肉化することが有効な手段のひとつである。そのため、近年では自動車用部材として、引張強さが５７０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が適用されるようになった。また特に足回り部品などへ熱延鋼板を適用する際は、腐食減肉を小さくする目的で鋼板表面にめっきを施して使用する場合も多い。【０００３】
しかし、鋼板の高強度化に伴い、自動車の足回り部品の成形に重要な打抜き加工性や伸びフランジ性は一般的に悪化する。そのため、高強度熱延鋼板や熱延めっき鋼板の打抜き加工性や伸びフランジ性を向上させるために種々の検討がなされている。【０００４】
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．３％以上４．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０５％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物とし、熱間圧延における再結晶制御とランナウトテーブル冷却または熱延後に行なう再加熱を用いることで、マルテンサイト相によるフェライト粒の被覆率が３０％超である金属組織を有し、延性と伸びフランジ性に優れた引張強さ５００ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を得る方法が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．０７５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上０．２％以下、Ｍｎ：２．０％以上４．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、ＴｉおよびＮｂの添加量が０．１４≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０．３を満足する成分組成とし、従来の鋼板に比べて多量のＭｎを添加することにより溶融亜鉛めっき処理工程における粗大なセメンタイト、マルテンサイトやオーステナイト相の生成を抑制し、伸びフランジ性に優れた、引張強さ５９０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。  特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．４％以上５．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下およびＮ：０．０２０％以下を含有する化学組成の熱延鋼板に、６５０℃以上９５０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上９０秒間以下保持する熱処理を施すことで、体積率３０％以上９４％以下のフェライトと、５％以上６９％以下のベイナイトならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合計で１．０％以上１０％以下の金属組織を有する、延性と伸びフランジ性に優れた引張強さ５００ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板を得る方法が開示されている。
特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．４％以上２．５％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２％以下、Ｎ：０．００８％以下およびＴｉ：０．１５％以下を含有し、さらにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有するとともに、下記式（３）〜（５）を満足する化学組成を有するとともに、面積％で、フェライト：５０〜９４％、ベイナイト：５〜４９％ならびにマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１〜２０％を含有する鋼組織を有する、延性と伸びフランジ性に優れた引張強さ：４９０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。
Ｃ−（１２／４８）×Ｔｉ＊−（１２／９３）×Ｎｂ≦０．０９０         ・・・（３）
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］   ・・・（４）
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ＜０．１５  ・・・（５）
ここで、式（３）〜（５）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（４）におけるｍａｘ［  ］は［  ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。【０００５】
特許文献５には、Ｃ：０．０２５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０４〜０．１０％、及びＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、質量％で、Ｍｎ／Ｔｉ比：１５以上である組成を有し、粗圧延から仕上圧延の待機時間を４５秒以上設け、仕上圧延の最終３段の圧下率を２５％以上とすることで、結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下であり、フェライト粒界面上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均分布密度が１０個／μｍ以下となる金属組織と、引張強さ５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板における打抜き破断面割れや凹凸面発生を抑制する方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１４−１７３１５１号公報
【特許文献２】特開２０１１−２４１４２９号公報
【特許文献３】特開２０１１−２４１４５６号公報
【特許文献４】特開２０１３−４４０２２号公報
【特許文献５】特許第４９１７１８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、ランナウトテーブル冷却において中間放冷を設ける必要があり、鋼板全長に亘り特性が安定しないという課題がある。またマルテンサイトなどの硬質第二相は、打抜き加工時の打抜き端面割れの起点となり易いが、この点については何ら検討されていない。【０００８】
特許文献２に記載の技術では、Ｍｎ含有量が従来鋼板に比べて多量であり、めっき処理における焼鈍工程で鋼板表面にＭｎ酸化物が生成しやすく、鋼板全長に亘り鋼板表面に安定してめっき層を形成させることが容易ではないという課題がある。【０００９】
特許文献３、４に記載の技術では、マルテンサイトや残留オーステナイトといった硬質相を少なくとも１％以上含む金属組織となっており打抜き端面われが生じ易いという課題がある。加えて、特許文献４では、穴広げ性を向上させる目的でＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加しているが、これらは鋼板中に含有されるＯとＳとの添加量バランスが適切でないと、粗大な酸化物を形成し、これがき裂の起点となり逆に穴広げ性や打抜き端面性状を悪化させる原因となる。【００１０】
特許文献５に記載の技術では、金属組織の最適化が十分に検討されておらず、伸展粒の発生やＴｉＣ析出量を適正範囲に制御してもなお、打抜き加工後に実施する穴広げ試験においては、所望の穴広げ率を得ることが困難である。さらに、熱延鋼板を再加熱してめっきを施すにあたり、特許文献５に記載の条件であってもＴｉＣが粗大化し所望の高強度を得られない場合がある。【００１１】
本発明はかかる課題を解決し、成形性に優れた高強度熱延めっき鋼板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】
【００１２】
発明者らは、上記課題を解決するために、引張強さ５７０ＭＰａ以上を確保しつつ、熱延めっき鋼板の成形性（打抜き加工性と伸びフランジ性）を向上させるべく鋭意検討した。
その結果、比較的結晶粒内の転位密度が低いフェライト相や焼戻しベイナイト相を主相とすることで、成形性（打抜き加工性と伸びフランジ性）を向上させることができることを知見した。これは、転位密度が低いことによる母材の靭性向上と、き裂発生の起点となる上記の主相以外の第二相を低減したことによる靭性向上の効果によるものと考えられる。
さらに、Ｔｉ炭化物などの金属炭化物の粒子径を２０ｎｍ以下に制御し、鋼中に微細に分散させることにより、転位密度の低いフェライト相や焼戻しベイナイト相を主相とした場合でも、引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度を安定して得られることが分かった。
加えて、フェライト相や焼戻しベイナイト相を微細な金属炭化物で分散強化することで、主相と第二相の硬度差が小さくなり、伸びフランジ性がさらに向上することも分かった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、さらに最適な成分組成と金属組織について検討を重ねた結果なされたものである。【００１３】
本発明は以下を要旨とする。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．２〜１．９％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．４％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、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、焼戻しベイナイトのうち１種以上が合計で面積率９０％以上であり、粒子径が２０ｎｍ以下であるＴｉ炭化物の体積率が０．０５ｖｏｌ％以上である組織を有し、鋼板表面にめっき層又は合金化めっき層を有する高強度熱延めっき鋼板。
［２］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆの１種以上を合計で０．１％以下含有する上記［１］に記載の高強度熱延めっき鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下のうち１種以上を、合計で下記式（１）を満足するように含有する上記［１］または［２］に記載の高強度熱延めっき鋼板。
０．５≦［％Ｘ］＊／１．２５［％Ｓ］≦５．０・・・（１）
ここで、［％Ｘ］＊＝［％Ｘ］―（０．１８＋１３０［％Ｘ］）×［％Ｏ］、［％Ｘ］＝［％Ｃａ］＋［％Ｍｇ］＋［％ＲＥＭ］、［％Ｏ］≦０．００５％。
［％Ｓ］、［％Ｏ］、［％Ｃａ］、［％Ｍｇ］、［％ＲＥＭ］は各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。【００１４】
なお、本発明において、「高強度」とは、引張強さ（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上である。「成形性に優れた」とは、打抜き加工性と伸びフランジ性に優れることであり、「打抜き加工性に優れる」とは、打抜き加工端面に現れる破断面部分の算術平均粗さＲａが１５μｍ以下であり、「伸びフランジ性に優れる」とは限界穴広げ率（λ）（単に、穴広げ率と称することもある）が６０％以上である。また、「鋼板」には鋼板および鋼帯を含むものとする。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、上記した従来技術の問題を有利に解決し、成形性に優れた高強度熱延めっき鋼板が得られる。引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ良好な打抜き加工性と高い伸びフランジ性ならびに良好なめっき性を具備するので、自動車や輸送機材、建築機器などの構造部材の素材として好適である。
以上のように、本発明は、産業上極めて有用な発明である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の高強度熱延めっき鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００１７】
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは鋼板中で金属炭化物を形成して強度向上に寄与する元素である。Ｃの含有量が０．０３％未満では所望の強度が得られない。一方、Ｃの含有量が０．１５％を超えると、鋼板中に生成するベイナイト、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの量が増加し、打抜き加工性と伸びフランジ性を悪化させる。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．１５％とする。好ましくは０．０５〜０．１３％、より好ましくは０．０６〜０．１３％、さらに好ましくは０．０７〜０．１１％である。
【００１８】
Ｓｉ：０．４％以下
Ｓｉは、延性を低下させること無く強度を向上させる元素として有効な元素である。しかし、めっき鋼板においては、めっき層の付着を阻害し鋼板の耐食性を劣化させる。このため、Ｓｉ含有量の上限を０．４％とする。好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．０５％以下である。なお、Ｓｉ含有量はゼロであっても問題ない。
【００１９】
Ｍｎ：１．２〜１．９％
Ｍｎは、固溶強化と結晶粒微細化強化を通じて鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｍｎの含有量が１．２％未満では所望の強度が得られない。一方で、Ｍｎの含有量が１．９％を超えると、焼入れ性が過度に上昇し、粗大なマルテンサイトや残留オーステナイトが生成し、打抜き加工性と伸びフランジ性を悪化させる。このため、Ｍｎ含有量は１．２〜１．９％とする。好ましくは１．４０〜１．８５％、より好ましくは１．４１〜１．８０％である。
【００２０】
Ｔｉ：０．０５〜０．２５％
Ｔｉは、めっき処理前に行なう焼鈍処理中に微細なＴｉ炭化物として析出し、鋼板の高強度化に寄与する本発明において重要な元素である。Ｔｉの含有量が０．０５％未満では、析出するＴｉ炭化物量が不十分となり、所望の強度が得られない。Ｔｉの含有量が０．２５％を超えると、き裂発生の起点となる粗大なＴｉ炭窒化物が増加し、打抜き加工性と伸びフランジ性を悪化させる。このため、Ｔｉ含有量は０．０５〜０．２５％とする。好ましくは、０．０５〜０．２０％、より好ましくは０．０５〜０．１５％である。
【００２１】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト、パーライト、セメンタイトの過度な生成を抑制するために添加する。このような効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００５％以上とする必要がある。一方で、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると、過度に焼入れ性が向上し、粗大なマルテンサイトや残留オーステナイトが生成し、打抜き加工性と伸びフランジ性を悪化させる。このため、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％とする。好ましくは、０．０００５〜０．００４０％、より好ましくは０．０００５〜０．００３０％である。
【００２２】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは不純物として含有される元素であり、旧オーステナイト粒界に偏析して靭性を低下させるため、打抜き性と伸びフランジ性を高めるためには、極力低減することが好ましいが、０．０３％までの含有は許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。なお、Ｐ含有量はゼロであっても問題ない。
【００２３】
Ｓ：０．００５％以下
ＳはＴｉ硫化物を形成し、Ｔｉ添加による強度向上効果を阻害する。またＭｎ硫化物を形成し、打抜き性と伸びフランジ性を悪化させる。このため、Ｓ含有量を極力低減することが好ましいが、０．００５％以下までの含有は許容できる。このため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓ含有量はゼロであっても問題ない。
【００２４】
Ａｌ：０．００５〜０．４％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度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ためにはＡｌの含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ａｌの含有量が０．４％を超えると、Ａｌ酸化物系介在物の増加を招き、打抜き加工性と伸びフランジ性を悪化させる。このため、Ａｌ含有量は０．００５〜０．４％とする。好ましくは、０．００５〜０．１％、より好ましくは０．０１〜０．０６％である。
【００２５】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物を形成し易く、打抜き加工性と伸びフランジ性を悪化させる。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。より好ましくは０．００６％以下である。なお、Ｎ含有量はゼロであっても問題ない。
【００２６】
以上が本発明における基本の成分組成である。
【００２７】
上記した基本成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆの１種以上を合計で０．１％以下を含有してもよい。これらの元素はそれぞれ単体もしくはＴｉと複合して炭化物を形成し、高強度化に寄与する。しかし、合計で０．１％を超えて含有すると、微細なＴｉ炭化物の形成を阻害し強度低下を招く恐れがある。
【００２８】
さらなる打抜き性と伸びフランジ性向上の観点から、Ｍｎ硫化物の無害化を目的として、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下のうち１種以上を、合計で、下記式（１）を満足するように含有することができる。
０．５≦［％Ｘ］＊／１．２５［％Ｓ］≦５．０・・・（１）
ここで、［％Ｘ］＊＝［％Ｘ］―（０．１８＋１３０［％Ｘ］）×［％Ｏ］、
[％Ｘ]＝[％Ｃａ]＋[％Ｍｇ]＋[％ＲＥＭ]、［％Ｏ］≦０．００５％
［％Ｓ］、［％Ｏ］、［％Ｃａ］、［％Ｍｇ］、［％ＲＥＭ］は各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
［％Ｘ］＊／１．２５［％Ｓ］が０．５を下回ると、Ｍｎ硫化物を無害化する効果が無くなる。［％Ｘ］＊／１．２５［％Ｓ］が５．０を超えるとＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ酸化物系介在物が増加し、打抜き加工性と伸びフランジ特性を悪化させる場合がある。上記式（１）を満足するように含有すれば、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加しても、鋼板中に含有されるＯとＳとの添加量バランスが適切であるため、粗大な酸化物を形成しこれがき裂の起点となり穴広げ性や打抜き端面性状を悪化させることはない。上記式（１）は、好ましくは０．８以上４．５以下、より好ましくは１．０以上４．０以下である。
【００２９】
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。例えば鉱石やスクラップなどから混入する元素（Cu、Ni、Sb、As、Sn、Pb等）はその添加量の合計が1%以下であれば本発明の効果に影響を及ぼさない。
【００３０】
本発明の鋼板は、厳しい腐食環境に晒される自動車部品の素材として好適な熱延鋼板とするため、耐食性を高める目的で表面にめっき層を有する。このめっき層の種類は特に限定されず、電気めっきでも溶融めっきでも構わない。溶融めっきであれば、好適な例として、溶融亜鉛めっきが挙げられる。めっき層は、合金化処理を施した合金化めっきとしても良い。
【００３１】
次に、本発明の高強度熱延めっき鋼板の組織および炭化物の限定理由について説明する。
本発明の高強度熱延めっき鋼板は、フェライト、焼戻しベイナイトのうち１種以上を主相とし、主相の面積率が合計で９０％以上である。また、粒子径が２０ｎｍ以下であるＴｉ炭化物が微細に分散し粒子径が２０ｎｍ以下であるＴｉ炭化物の体積率が０．０５ｖｏｌ％以上である。
【００３２】
フェライト、焼戻しベイナイトのうち１種以上を主相、主相の面積率が合計で９０％以上
本発明の高強度熱延めっき鋼板は、打抜き加工性および伸びフランジ性を向上させるために、実質的に鋼板の金属組織を転位密度の低い組織のみで構成することが有効である。ゆえに、本発明では、転位密度の低い組織を主相とする。すなわち、本発明において主相とは、フェライトを主相とする場合、焼戻しベイナイトを主相とする場合、フェライトおよび焼戻しベイナイトを主相とする場合のいずれかである。主相（フェライト、焼戻しベイナイトのうち１種以上）の面積率が合計で９０％以上であれば、打抜き性や伸びフランジ性を向上させる。好ましくは９２％以上である。
本発明において、具体的には、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法により求まるＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄが４°以下となる組織を、転位密度の低い組織と定義する。このＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄは一つの結晶粒内のある測定点と同結晶粒内のその他の測定点との方位差を算術平均し、さらに同結晶粒内の全ての測定点について同様の計算を行ない、それらを算術平均することにより求める値である。また、結晶粒内の平均的なひずみ情報、すなわち転位密度と相関する値と考えられる。このようなＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄが４°以下となる組織、すなわち、転位密度の低い組織として、熱延工程での相変態により生じるフェライト、ベイナイトを主相とする熱延鋼板をＡｃ３点以下に再加熱した際に生じる焼戻しベイナイト、又は熱延鋼板をＡｃ３点以下に再加熱した際に逆変態オーステナイトから相変態することで生じるフェライト相がある。
本発明では、鋼板に含まれる組織として、上記フェライト、焼戻しベイナイト以外の組織として、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイト等が挙げられ、これらの組織は合計の面積率で１０％以下である。このうち、マルテンサイトと残留オーステナイトに関しては打抜き加工性、伸びフランジ性に及ぼす影響が大きいため、面積率を合計で１％未満、特に長径１μｍ以上の粗大な形態のものについては、その面積率を合計で１％未満とすることが好ましい。
【００３３】
粒子径が２０ｎｍ以下であるＴｉ炭化物の体積率が０．０５ｖｏｌ％以上
転位密度の低いフェライトや焼戻しベイナイトを主相とする金属組織において、引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度を得るためには、粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ炭化物を鋼中に分散させ強化を図る必要がある。このようなＴｉ炭化物の微細分散強化にとって、その粒子径は極めて重要であり、粒子径が２０ｎｍを超えるＴｉ炭化物が増えると所望の強化量が得られない恐れがある。
ここで、Ｔｉ炭化物の粒子径は、透過型電子顕微鏡（TEM）で観察したTi炭化物を、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ Ｊ）により円相当径に換算して評価する。
微細分散強化にとって、Ｔｉ炭化物の量もまた重要である。粒子径が２０ｎｍ以下であるＴｉ炭化物の体積率が０．０５ｖｏｌ％未満となると、所望の強化量が得られない。ここで、Ｔｉ炭化物の体積率ｆは、式（２）により求められる。
ｆ＝（ＡＭＣ×ρＦｅ×［％ＭＰ］）／（ＡＭ×ρＭＣ）・・・（２）
ここで、ＡＭＣは、Ｔｉ炭化物の原子量（ｇ／ｍｏｌ）、ＡＭは、Ｔｉの原子量（ｇ／ｍｏｌ）、ρＦｅは、α鉄の密度（ｇ／ｃｍ３）、ρＭＣは、Ｔｉ炭化物の密度（ｇ／ｃｍ３）、［％ＭＰ］は粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ炭化物中に存在するＴｉの全添加元素に対する質量濃度を表す。［％ＭＰ］は、電解抽出残渣法により２０ｎｍ以下のＴｉ炭化物を分別し、誘導結合プラズマ発光分析法により求める。
【００３４】
Ｔｉ炭化物中に、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆが含まれても構わない。Ti炭化物に他の元素が含まれる場合やＴｉ炭化物以外の金属炭化物が存在する場合においても、式（２）の体積率ｆの計算に用いる物性値と質量濃度は、ＴｉとＴｉ炭化物値を使用する。なお、Ｔｉ炭化物とともに、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆからなる単独の金属炭化物が存在しても構わない。また、Ｔｉと、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ等の金属との炭化物も本発明においてはＴｉ炭化物とする。また、本発明では、これら炭化物の体積率は金属組織分率には組み込まないこととする。
【００３５】
次に、本発明の成形性に優れた高強度熱延めっき鋼板を得るための製造方法について説明する。
本発明の高強度熱延めっき鋼板は、前記した成分組成からなる鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、冷却し、巻取り、熱延鋼板とし、次いで熱延鋼板を焼鈍し、めっき層を付着させることにより製造することができる。
本発明において、鋼素材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、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊―分塊圧延法、薄スラブ連続鋳造法等の公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、鋳造後のスラブを熱間圧延するにあたっては、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延しても良いし、スラブが所定温度以上の温度を保持している場合は、再加熱することなく直送圧延しても良い。
【００３６】
本発明では、粗圧延前にスラブの炭化物を溶解しておく必要がある。Ｔｉを含有する本発明においては、スラブを加熱する場合、加熱温度を１１５０℃以上とする。ただし、加熱温度が過剰に高くなると、表面が過剰に酸化されＴｉＯ２が生じることでＴｉが消費されてしまい、鋼板とした場合に、表層の強度が低下しやすくなるため、スラブの加熱温度は１３５０℃以下とする。また、前述の通り、粗圧延前のスラブが所定温度以上の温度を保持しており、スラブ中の炭化物が十分に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することができる。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。
【００３７】
本発明では、粒子径２０ｎｍ以下の微細なＴｉ炭化物が分散した金属組織を有する高強度熱延めっき鋼板を得る上で、熱間圧延工程におけるＴｉ炭化物の析出を可能な限り抑制することが重要である。熱間圧延工程においてＴｉ炭化物が多く析出すると、その後の焼鈍工程においてＴｉ炭化物の成長・粗大化が進行し、所望の強度を得られなくなる。さらに、主相と第二相との硬度差が生じ、打抜き加工性と伸びフランジ性が悪化する。また、焼鈍工程における時効析出によりＴｉ炭化物を分散させることで、鋼板全幅・全長に亘って安定して所望のＴｉ炭化物形状と強度、打抜き加工性および伸びフランジ性を得ることができる。このような製造安定性の観点からも、熱間圧延工程におけるＴｉ炭化物の析出を可能な限り抑制することが好ましい。
【００３８】
上記の観点から、仕上圧延、仕上圧延後の冷却、巻取り温度条件を設定する。仕上圧延は、８４０℃以上の温度域で行なう。仕上圧延温度が８４０℃未満となると、圧延中にフェライト変態が進行しやすくなり、フェライト変態と同時にＴｉ炭化物等の金属炭化物が析出する。なお、仕上圧延温度は８５０℃以上の温度域で行なうのが好ましい。
仕上圧延後の冷却では、７８０℃−６８０℃間の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるように冷却する。平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、冷却中にフェライト変態が進行し、Ｔｉ炭化物が析出する。なお、好ましくは６０℃／ｓ以上である。
巻取り温度は３５０℃以上５５０℃以下とする。巻取り温度が３５０℃未満では、金属組織が転位密度が極めて高いマルテンサイト相となり、その後の焼鈍工程を経てもＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄが４°以下となる転位密度が低い組織を９０％以上確保することが困難となる。一方で巻取り温度が５５０℃を超えると、巻取り工程でフェライト変態が進行し、熱延鋼板中にＴｉ炭化物が析出し、めっき層を付着させる際の焼鈍工程においてＴｉ炭化物が成長し、鋼板強度が低下する恐れがある。
【００３９】
上記熱間圧延工程で製造された熱延鋼板に対して、常法に従い調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。
【００４０】
次に、上記熱延鋼板に焼鈍処理を施す。焼鈍温度は７００℃超え９００℃未満とする。焼鈍温度が７００℃以下では、時効析出により生成する粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ炭化物の量を十分に確保できないことに加え、熱延鋼板表面に存在したＦｅ酸化膜が十分に除去されず良好なめっき性を確保できない恐れがある。一方で、焼鈍温度が９００℃以上では、粒子径２０ｎｍを超える粗大なＴｉ炭化物の量が増加する。いずれの場合でも所望の強度と打抜き加工性と伸びフランジ性が得られない。なお、焼鈍温度は７００℃超え８８０℃未満とすることが好ましい。
７００℃超え９００℃未満の焼鈍を施す際の保持時間は５ｓ以上２００ｓ以下とする。保持時間が５ｓ未満であると、焼鈍温度を９００℃とした場合でも、十分なＴｉ炭化物量を得ることが出来なくなる。一方で、保持時間が２００ｓを超えると、焼鈍温度を７００℃とした場合でも、Ｔｉ炭化物の粗大化が抑制できない。なお、保持時間は１０ｓ以上１８０ｓ以下とすることが好ましい。
【００４１】
上記、焼鈍工程を経た熱延鋼板に、めっき処理を施す。めっき処理は、電気めっき、溶融めっきのいずれでも構わない。例えば、めっき処理として溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を施してもよい。この際、めっき浴温度および合金化処理温度は、Ｔｉ炭化物の過度な粗大化を抑制する観点で、上記焼鈍温度を超えない温度とすることが好ましい。
【００４２】
上記、熱延めっき鋼板に対して、常法に従い調質圧延を施してもよい。
【実施例】
【００４３】
以下、さらに実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
表１に示す成分組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で板厚２５０ｍｍのスラブとした。それらスラブ（鋼素材）を、表２に示す条件で加熱したのち、表２に示す条件の熱延工程、冷却工程、巻取り工程を施し、板厚２．６ｍｍ、板幅１０００ｍｍの熱延鋼板を作製した。続いて酸洗と調圧率０．５％の調質圧延を行なった後、表２に示す条件の焼鈍工程を施し、４５０℃の溶融亜鉛浴に浸漬し鋼板表面に亜鉛めっきを形成させた。さらに一部の鋼板では５００℃×１００秒の条件でめっき層の合金化処理を行なった。
以上により得られた熱延めっき鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、打抜き加工試験、穴広げ試験を行なった。また、めっき性を評価した。試験方法は次の通りである。【００４４】
（１）組織観察
得られた熱延めっき鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、コロイダルシリカ溶液を用いて鏡面仕上げ研磨を行ない、走査型電子顕微鏡に備え付けたＣＣＤカメラ（ＥＤＡＸ社製）により、電子線後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＤ）パターンを取得した。ＥＢＳＤの測定は、板厚１／４位置および１／２位置からそれぞれ３００μｍ２以上の領域を任意に２視野ずつ選び、電子線の照射間隔（測定間隔）０．５μｍの条件で行なった。測定したＥＢＳＤパターンをＴＳＬ社製の解析ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、各結晶粒のＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ値が４°以下である結晶粒の個数を求め、測定領域における個数割合を求め、フェライト、焼戻しベイナイトのうち１種以上の合計の面積率とした。この際、隣接するすべての測定点の方位差が５°未満である測定点の集合体を１つの結晶粒として定義した。
更に、熱延めっき鋼板から採取した薄膜試験片を用いて、日本電子社製の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、倍率１０００００倍で１００個以上のＴｉ炭化物の観察を行ない、画像処理ソフト（Ｉｍａｇｅ Ｊ）により、炭化物の円相当粒子径を求めた。
また、熱延めっき鋼板から採取した試験片から、Ｔｉ炭化物を電解抽出し、孔径２０ｎｍのアルミナフィルタを用いてＴｉ炭化物サイズを分別し、それらを酸溶解した。次に、Ｔｉ炭化物として存在するＴｉ濃度（全添加元素に対する質量％）を誘導結合プラズマ発光分析法により求め、粒子径が２０ｎｍ以下であるＴｉ炭化物の体積率を求めた。
また、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率は、先ず、熱延鋼板から採取した組織観察用の試験片を、圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、腐食液（レペラ試薬）でマルテンサイトおよび残留オーステナイトを現出させた。次に、板厚１／４位置および板厚１／２位置（板厚中央位置）を光学顕微鏡（倍率：５００倍）で観察し、画像処理ソフト（Ｉｍａｇｅ Ｊ）による楕円近似を行ない、長径が１μｍ以上のものを選定し、長径が１μｍ以上のマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率を求めた。【００４５】
（２）引張試験
得られた熱延めっき鋼板から引張方向が圧延方向と直角になるようにＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を行ない、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張強さ（ＴＳ）は５７０ＭＰａ以上、全伸び（ＥＬ）は１０％以上を合格の基準とした。【００４６】
（３）打抜き加工試験
得られた熱延めっき鋼板から、３０ｍｍ角の試験片を採取した。試験片中央部に打抜きポンチを１０ｍｍφの平底型として、打抜きクリアランスが１０％、１５％、２０％、２５％、３０％となるようにダイ側の穴径を選定し、上から板押さえで固定してポンチ穴を打ち抜いた。打ち抜き後、断面が圧延方向と垂直になる打ち抜き端面について、レーザー顕微鏡（株式会社キーエンス製）を用いて板厚方向の算術平均粗さＲａを測定した。前記の５個のポンチ穴について、Ｒａが１５μｍ以下であるポンチ穴が５個のものを◎、Ｒａが１５μｍ以下であるポンチ穴が３〜４個のものを○とし、◎と○を合格とした。それ以外のものを×（不合格）として、打抜き加工性を評価した。なお、Ｒａが１５μｍを超えると、打ち抜き端面の化成処理性が悪化しやすくなることから、打ち抜き端面のＲａが１５μｍ以下であることを合格の基準として用いた。【００４７】
（４）穴広げ試験
得られた熱延めっき鋼板から、１００ｍｍ角の試験片を採取し、試験片中央部に打抜きポンチを１０ｍｍφの平底型として、打抜きクリアランスが１２．５％となる条件で打抜き加工し、ポンチ側から頂角６０°の円錐ポンチを押し上げて穴を広げた。板厚を貫通する明瞭なき裂が発生した時点で円錐ポンチを止め、その時点の穴直径を測定した。穴広げ後の穴径と穴広げ前の穴径の差を穴広げ前の値で割り、それに１００を掛けた数字を穴広げ率（λ）とし、伸びフランジ性の指標とした。穴広げ率（λ）が６０％以上を合格とした。【００４８】
（５）めっき性
得られた熱延めっき鋼板のめっき性は、外観検査により目視評価した。熱延めっき鋼板の全長、全幅でめっき層が形成されていたものを○、一部不めっき部が観察されたものを×とした。【００４９】
以上により得られた結果を表３に示す。【００５０】
【表１】
0006610788.tif 000002
【００５１】
【表２】
0006610788.tif 000003
【００５２】
【表３】
0006610788.tif 000004
【００５３】
本発明例はいずれも、ＴＳが５７０ＭＰａ以上、Ｒａが１５μｍ以下、λが６０％以上の成形性に優れた高強度熱延めっき鋼板が得られている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、ＴＳ、Ｒａ、λ、めっき性のうち、いずれかの特性が劣っている。