(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：１．７〜３％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を鋳造後、熱延仕上げ温度ＦＴを（１）式で定まる温度ＦＴｍｉｎ以上に制御して熱間圧延し、４５０〜６５０℃で巻取って熱延鋼帯とし、酸洗後、冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、８００〜９００℃で均熱した後、３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度域まで冷却し、溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ＦＴｍｉｎ（℃）＝５００×Ｎｂ＋２０×Ｓｉ＋５０×Ｃ＋８６０  （１）
（ただし、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｃは各成分の質量％を表す）
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．５％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建設部材、機械構造用部品、自動車の構造用部品などに適した伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
引張強度が４４０ＭＰａを超える高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、その優れた防錆性と高い耐力を利点とし、建設部材、機械構造用部品、自動車の構造用部品などに広く適用されている。特に、自動車産業においては、ＣＯ２削減を目的とした燃費向上および乗員の安全性確保の観点より、高強度鋼板の積極的な活用による車体剛性の向上と軽量化の両立を推進している。
【０００３】
このような産業のニーズに対して、素材メーカーでは、より高強度でより高加工性のある材料開発に取組んでいる。この中でも、引張強度が５９０ＭＰａを超える高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、軽量化効果が大きく、延性面でも有利なＤＰ（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ）鋼をベースとする溶融亜鉛めっき鋼板に関して多数の提案がなされている。
【０００４】
一方で、自動車部品では、部品組立て上、フランジ成形は省略することが不可能であるため、いかに材料を高強度化しても、伸びフランジ成形性は自動車用材料として必須である。
【０００５】
ところが、ＤＰ鋼は、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの複合組織で形成されているため、一般的に伸びフランジ成形性に乏しいことが課題である。
このような課題を解決して、伸びフランジ成形性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術として、例えば特許文献１や特許文献２などが提案されている。
【０００６】
特許文献１に開示された技術は、ＤＰ鋼において成分組成を制御して、伸びフランジ成形性を向上させようとするものであるが、引張張力、伸びフランジ成形性の指標である穴広げ率などにおいて、至近のニーズに対して必ずしも十分なレベルの特性が得られていない。
【０００７】
また、特許文献２に開示された技術では、鋼板組織中第２相をベイナイト主体としているため、伸びフランジ成形性は良好なものの、延性が犠牲になっており、汎用性の高い鋼板は得られない。
【特許文献１】特開平４−２３６７４１号公報
【特許文献２】特開平４−１７３９４５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、延性には有利ではあるが通常は伸びフランジ成形性が劣るＤＰ組織を有しながら、伸びフランジ成形性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板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】
【０００９】
本発明者らは、上記課題を解決すべく連続溶融亜鉛めっきラインでめっきが施されるＤＰ鋼について鋼の成分組成および熱延条件、さらにこれらによって得られる鋼組織が及ぼす伸びフランジ成形性への影響について鋭意検討した結果、伸びフランジ割れの起点であるサルファイドの体積率およびその形態を制御しつつ、組織を微細化し、かつ層状組織を低減することにより、ＤＰ鋼においても極めて伸びフランジ成形性に優れた鋼板が得られることを見出した。
具体的には、これまでも種々提案されているように、Ｓレベルを低減させることにより伸びフランジ性をある程度向上させることができるが、詳細に検討した結果、５９０ＭＰａ級を超えるＤＰ鋼においては、単純にＳ含有率を低減するだけでは、十分な伸びフランジ成形性の向上を達成することは困難であり、Ｓの低減に加えて組織を微細化することが必須である。組織を微細化するためにはＮｂを添加することが有効であるが、単にＮｂを添加して組織を微細化しても熱延条件が不適切な場合には板厚方向に層状に分布した不均一組織が発達して、やはり所望の伸びフランジ性が得られず、熱延条件を適切に規定する必要がある。
【００１０】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（３）を提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：１．７〜３％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を鋳造後、熱延仕上げ温度ＦＴを（１）式で定まる温度ＦＴｍｉｎ以上に制御して熱間圧延し、４５０〜６５０℃で巻取って熱延鋼帯とし、酸洗後、冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、８００〜９００℃で均熱した後、３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度域まで冷却し、溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ＦＴｍｉｎ（℃）＝５００×Ｎｂ＋２０×Ｓｉ＋５０×Ｃ＋８６０  （１）
（ただし、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｃは各成分の質量％を表す）
（２）質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．５％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、鋼の成分組成を適切な範囲に規定し、鋼成分中のＮｂ、Ｓｉ、Ｃの含有量により定まる特定の温度以上で熱延することにより、ＤＰ鋼でありながら優れた伸びフランジ成形性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができ、工業的価値は極めて高い。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下、本発明について、化学成分、製造方法に分けて具体的に説明する。
【００１３】
［化学成分］
まず、化学成分について説明する。以下の説明において％は質量％である。
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃはマルテンサイト体積率を確保して所望の強度を確保するために必須の元素であり、その効果を得るためには０．０３％以上必要である。しかし、Ｃを０．１５％を超えて過剰に含有するとマルテンサイト相の硬度が上昇し、フェライト相との硬度差が増大しすぎて伸びフランジ成形性が劣化してしまう。このため、Ｃ含有量を０．０３〜０．１５％とする。
【００１４】
Ｓｉ：２％以下
Ｓｉはフェライト＋マルテンサイト２相組織を安定して得るために有効な元素であり、また含有量が増加すると延性が向上する。しかし、２％を超えて多量に含有されるとフェライトの高温域での析出が促進され組織が粗大になるため好ましくない。このため、Ｓｉ含有量を２％以下とする。
【００１５】
Ｍｎ：１．７〜３％
ＭｎもＣと同様、強度確保に必須の元素であり、高張力鋼を得るためには不可欠である。加えて、本発明では、Ｓ含有量を下げてＭｎＳの体積率を低減させるとともに、ＭｎＳをできるだけ高温で析出させて比較的粗大化させることにより伸びフランジ成形におけるクラック起点を抑制させるため、Ｍｎは１．７％以上必要である。しかし、Ｍｎを３％を超えて過剰に含有すると鋳造時の偏析に起因した板厚方向の層状組織が発達して伸びフランジ成形性が劣化し、望ましくない。このため、Ｍｎの含有量を１．７〜３％とする。
【００１６】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、Ｓｉと同様、フェライト＋マルテンサイト２相組織を安定して得るためには必須の元素である。しかし、その含有量が０．０５％を超えると溶接性が劣化する。このため、Ｐの含有量を０．０５％以下とする。
【００１７】
Ｓ：０．００１％以下
本発明では、Ｓを低減することが伸びフランジ成形性を向上させる上で極めて重要となる。Ｓの含有量が高いと、上述のように伸びフランジ成形において起点となるＭｎＳの体積率が増大して所望の伸びフランジ成形性が得られない。このため、Ｓの含有量を０．００１％以下とする。
【００１８】
なお、ＡｌとＮは、不可避的に含有されるが、通常の鋼に含有されている量であれば本発明の効果を損なわず、Ａｌはｓｏｌ．Ａｌとして０．０５％以下、Ｎは０．００７％以下であれば問題がない。
【００１９】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは組織を微細化させる点において、本発明では必須の含有元素である。十分な微細効果を得るためには０．００５％以上必要である。一方、０．１％を超えるとＮｂＣの析出が不均一となり、逆に層状組織の発達を助長して伸びフランジ成形性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．１％とする。
【００２０】
Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．５％から選択される１種または２種以上
本発明では、Ｍｎのほかに焼入れ性を高めてマルテンサイトを安定的に得るために必要に応じてＣｒ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上の元素を添加してもよい。上記効果を得るためには、いずれの元素も０．０２％以上とすることが必要である。また、０．５％を超えると、上述の効果が飽和するばかりか、鋳造時の偏析に起因した板厚方向の層状組織が発達して伸びフランジ成形性が劣化し、好ましくない。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを添加する場合には、これらの含有量をそれぞれ０．０２〜０．５％とする。
【００２１】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％
本発明では、固溶Ｂを鋼中に含有させることによりマルテンサイトの体積率を高めて高強度化する目的、あるいは、フェライトの析出温度を低下させて組織を微細化する目的で、必要に応じてＴｉとＢを複合して添加してもよい。ＴｉとＢを複合で添加する理由は、ＮをＴｉで固着してＢＮの生成を抑制し、固溶Ｂを確保するためである。したがって、Ｔｉ含有量の下限はＮを固着するため必要な最低限である０．００５％とし、上限はこれ以上含有しても効果が飽和する０．０５％とする。また、Ｂ含有量が０．０００２％より少ない値では高強度化あるいは組織微細化効果が得られず、Ｂ含有量が０．００２％を超えると効果が飽和する。このため、ＴｉおよびＢを添加する場合には、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０５％、Ｂ含有量を０．０００２〜０．００２％とする。
【００２２】
［製造方法］
本発明では、鋳造後、熱延仕上げ温度ＦＴを（１）式で定まる温度ＦＴｍｉｎ以上に制御して熱間圧延を行う。
ＦＴｍｉｎ（℃）＝５００×Ｎｂ＋２０×Ｓｉ＋５０×Ｃ＋８６０  （１）
（ただし、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｃは各成分の質量％を表す）
ＦＴｍｉｎは層状組織形成に及ぼす熱延条件の影響について本発明者らが鋭意検討した結果得られた仕上げ温度の下限値である。このような下限値が存在するのは、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｃといった熱間での変形抵抗を増大させる元素が存在すると、ある臨界の温度以下になると熱間圧延中に圧延方向と平行にＮｂＣの不均一析出が生じやすくなり、焼鈍後の板厚方向の層状組織が顕著になってＳ含有量の低減あるいは組織微細化による効果が得られなくなり、伸びフランジ成形性が劣化するためと考えられる。そして、このＦＴｍｉｎは、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｃ含有量の増加とともに上昇する。これは、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｃが増加すると、より熱間での変形抵抗が増大して、上記層状組織が形成されやすくなり、熱延仕上げ温度を上昇させる必要があるからである。この場合に、ＮｂＣの不均一が生じるのは、変形抵抗の増大とともに熱間圧延中にオーステナイトの変形帯や粒界近傍など歪みの蓄積が大きい部分に優先的にＮｂＣが析出するためと考えられる。すなわち、ＦＴｍｉｎは、熱延仕上げ温度がこれ以下になると上述の不均一組織が発達しやすくなることを意味し、熱延仕上げ温度をＦＴｍｉｎ以上にすることにより、このような不均一組織の発達を抑制して良好な伸びフランジ成形性を得ることが可能となる。なお、加熱温度はＮｂＣが完全に溶解する温度であればよいため、１１００〜１３００℃の範囲で加熱すれば良い。
【００２３】
・巻取り温度：４５０〜６５０℃
以上のような条件で、熱間圧延し、冷却した後、４５０〜６５０℃で巻取る。これは、巻取り温度が６５０℃を超えると、鋳造偏析に起因した層状組織が発達しやすくなり、４５０℃未満ではＮｂＣの析出が不均一になりやはり焼鈍後の層状組織が発達しやすくなるためである。また、熱間圧延後の冷却速度は特に規定しないが、５℃／ｓｅｃ未満の緩冷却では、層状組織が発達しやすいため５℃／ｓｅｃ以上で冷却することが望ましい。
【００２４】
なお、熱延終了後、１秒以内に１００〜３００℃／ｓｅｃの高速冷却を活用することや、これに大圧下の仕上げ熱延を組み合わせるなどの熱延板粒径を小さくする工程については、巻取り温度が上記の４５０〜６５０℃である限り本発明の効果を阻害せず、許容される。
【００２５】
上述のようにして得られた熱延鋼帯を、酸洗後、冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、８００〜９００℃で均熱した後、３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度域まで冷却し、亜鉛めっきあるいはさらに合金化処理を行う。
【００２６】
・均熱温度：８００〜９００℃
連続溶融亜鉛めっきラインの均熱温度は上記のように８００℃〜９００℃とする。これは、８００℃未満では圧延組織に起因した層状組織が残留して伸びフランジ成形性が劣化し、９００℃を超えると組織が粗大化して所望の伸びフランジ成形性が得られないためである。
【００２７】
・冷却速度：３℃／ｓｅｃ以上
均熱後の冷却速度は、３℃／ｓｅｃ未満ではマルテンサイトが得られなくなるため、３℃／ｓｅｃ以上とする。
【００２８】
・冷却温度：６００℃以下
また、均熱後の冷却温度が、６００℃を超えるとパーライトが析出する。このため、均熱後の冷却温度は６００℃以下とする。
【００２９】
なお、本発明においては、スラブの製造方法は、造塊、連続鋳造のいずれでも本発明の効果が得られる。また、熱延での粗熱延バー接続による連続熱延、熱延過程でのインダクションヒーターを利用した２００℃以内の昇温などは、本発明の効果に影響を及ぼさず、許容される。
【実施例】
【００３０】
以下、本発明の実施例について具体的に説明する。
まず、本発明にいたる基本的検討を行った結果について示す。ここでは、Ｓ含有量および熱延条件と伸びフランジ成形性との関係を把握した。表１に成分を示す本発明成分鋼１Ａ〜１Ｃと比較成分鋼１Ｄ〜２Ｅを転炉で出鋼し、連続鋳造によりスラブとした。これらのスラブを表２に示す仕上げ温度（ＦＤＴ）で熱間圧延し、表２に示す巻取り温度（ＣＴ）で巻取って３ｍｍ厚の熱延鋼帯とした後、酸洗して１．４ｍｍ厚に冷延し、続いて、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す条件で焼鈍（均熱）し、冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。また、機械的性質についても、表２に併せて記載した。伸びフランジ成形性は、鉄鋼連盟規格で定められている試験方法にて測定した穴広げ率λで評価した。
【００３１】
図１に、表２の鋼板について、穴広げ率に及ぼすＳ含有量の影響を示す。図１より、穴広げ率はＳ含有量を低減することにより上昇するが、特に、本発明の範囲に熱延条件を限定し、かつＳ含有量を０．００１％以下に低減することにより、穴広げ率が著しく向上することが認められる。これに対して、表２のＮｏ．２，５，７では、鋼成分が全て本発明の範囲内であるにもかかわらず、熱延仕上げ温度がＦＴｍｉｎ未満と低すぎるため、Ｓ含有量が低いにもかかわらず穴広げ率の顕著な上昇が認められない。また、Ｎｏ．１３，１４は、Ｓ含有量と熱延条件が本発明の範囲内であるものの、Ｎｂが本発明範囲をはずれているため、やはり高い穴広げ率が得られていない。
【００３２】
次に、表３に成分を示す本発明成分鋼Ｎｏ．５、７、１１（Ｎｏ．４，６，８〜１０は参考成分鋼）と比較成分鋼Ｎｏ．１２〜１５を転炉で出鋼し、連続鋳造によりスラブとした。これらのスラブを表４に示す仕上げ温度（ＦＤＴ）で熱間圧延し、表４に示す巻取り温度（ＣＴ）で巻取って３ｍｍ厚の熱延鋼帯とした後、酸洗して１．４ｍｍ厚に冷延し、続いて、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表４に示す条件で焼鈍（均熱）し、冷却して溶融亜鉛めっきもしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。また、機械的性質についても、表４に併せて記載した。
【００３３】
図２は、表２および表４に記載の鋼について、引張強度と穴広げ率の関係を示したものである。この図より、本発明例では６００〜１２００ＭＰａという幅広い強度範囲において、比較例に比べて極めて高い穴広げ率を有していることがわかる。
【００３４】
【表１】
0004788291.tif 000002
【００３５】
【表２】
0004788291.tif 000003
【００３６】
【表３】
0004788291.tif 000004
【００３７】
【表４】
0004788291.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】鋼板のＳ含有率と穴広げ率の関係を示す図。
【図２】鋼板の引張強度と穴広げ率の関係を示す図。
【図１】
0004788291.tif 000006
【図２】
0004788291.tif 000007