(57)【要約】【課題】熱延鋼帯をめっき原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板において高強度化，低降伏比化，強度のバラツキ低減化を図る。【解決手段】質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｓi：１.５％以下，Ｍn：１.６〜３.０％，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ａl：０.０６％以下であり、必要に応じてＣr，Ｍo，Ｔi，Ｎb，Ｖの１種以上を合計で０.０１〜１.０％含有し、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる鋼を特定条件下で仕上熱延して粒径１５μｍ以下の初析フェライト相＋粒径１５μｍ以下のパーライトから実質的になる金属組織の熱延鋼帯を製造し、次いで、この鋼帯を特定条件下で連続溶融亜鉛めっきラインに通板することにより、引張強さ５９０ＭＰa以上，降伏比６５％以下で且つ材質安定性に優れた合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯を得る。【選択図】図１
2005206917.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｓi：１.５％以下，Ｍn：１.６〜３.０％，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ａl：０.０６％以下であり、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、平均結晶粒径が１５μｍ以下の初析フェライト相と平均コロニー粒径が１５μｍ以下のパーライトから実質的になる金属組織を有する溶融亜鉛めっき原板用熱延鋼帯。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｓi：１.５％以下，Ｍn：１.６〜３.０％，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ａl：０.０６％以下であり、Ｃr，Ｍo，Ｔi，ＮbおよびＶの１種または２種以上を合計で０.０１〜１.０％含有し、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、平均結晶粒径が１５μｍ以下の初析フェライト相と平均コロニー粒径が１５μｍ以下のパーライトから実質的になる金属組織を有する連続溶融亜鉛めっき原板用熱延鋼帯。
【請求項３】
金属組織はパーライトが１０〜４０体積％を占めるものである請求項１または２に記載の熱延鋼帯。
【請求項４】
鋼帯幅方向のビッカース硬さ変動ΔＨvが２０以下である請求項１〜３に記載の熱延鋼帯。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｓi：１.５％以下，Ｍn：１.６〜３.０％，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ａl：０.０６％以下であり、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する熱延鋼帯（板幅８００ｍｍ以上）をめっき原板とした連続溶融亜鉛めっき鋼帯であって、母材部が実質的にフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織を呈し、鋼帯の幅方向において、各エッジから１００ｍｍ位置，各エッジから板幅の１／４位置および板幅中央位置の５箇所についての圧延方向に直角方向の室温での引張強さがいずれも５９０ＭＰa以上であり、上記５箇所の最大値と最小値の差ΔＴＳが３０ＭＰa以下であり、且つ前記板幅中央位置での降伏比が６５％以下，伸びが２３％以上である合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｓi：１.５％以下，Ｍn：１.６〜３.０％，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ａl：０.０６％以下であり、Ｃr，Ｍo，Ｔi，ＮbおよびＶの１種または２種以上を合計で０.０１〜１.０％含有し、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する熱延鋼帯（板幅８００ｍｍ以上）をめっき原板とした連続溶融亜鉛めっき鋼帯であって、母材部が実質的にフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織を呈し、鋼帯の幅方向において、各エッジから１００ｍｍ位置，各エッジから板幅の１／４位置および板幅中央位置の５箇所についての圧延方向に直角方向の室温での引張強さがいずれも５９０ＭＰa以上であり、上記５箇所の最大値と最小値の差ΔＴＳが３０ＭＰa以下であり、且つ前記板幅中央位置での降伏比が６５％以下，伸びが２３％以上である合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯。
【請求項７】
母材部が実質的にフェライト相＋１０〜４０体積％のマルテンサイト相の複相組織を呈するものである請求項５または６に記載の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯。
【請求項８】
質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｓi：１.５％以下，Ｍn：１.６〜３.０％，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ａl：０.０６％以下であり、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる鋳片を粗圧延した後、最終圧延パスの圧下率が２５％以上、且つ仕上圧延温度がＡr3点〜（Ａr3点＋５０℃）となる条件で仕上圧延を行い、仕上圧延後２秒以内に強制冷却を開始し、少なくとも７５０℃から７００℃までの間を平均冷却速度５０℃／秒以上で冷却した後、当該強制冷却を巻取り前に終了し、６００〜７００℃で巻取ることにより平均結晶粒径が１５μｍ以下の初析フェライト相と平均コロニー粒径が１５μｍ以下のパーライトから実質的になる金属組織の熱延鋼帯を製造し、次いで、この鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインに通板してＡc1点〜Ａc3点の温度に加熱したのち合金化溶融亜鉛めっきを施す工程により母材部の金属組織を実質的にフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織とする、圧延方向に直角方向の引張強さが５９０ＭＰa以上の材質安定性に優れた合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯の製造法。
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｓi：１.５％以下，Ｍn：１.６〜３.０％，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ａl：０.０６％以下であり、Ｃr，Ｍo，Ｔi，ＮbおよびＶの１種または２種以上を合計で０.０１〜１.０％含有し、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる鋳片を粗圧延した後、最終圧延パスの圧下率が２５％以上、且つ仕上圧延温度がＡr3点〜（Ａr3点＋５０℃）となる条件で仕上圧延を行い、仕上圧延後２秒以内に強制冷却を開始し、少なくとも７５０℃から７００℃までの間を平均冷却速度５０℃／秒以上で冷却した後、当該強制冷却を巻取り前に終了し、６００〜７００℃で巻取ることにより平均結晶粒径が１５μｍ以下の初析フェライト相と平均コロニー粒径が１５μｍ以下のパーライトから実質的になる金属組織の熱延鋼帯を製造し、次いで、この鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインに通板してＡc1点〜Ａc3点の温度に加熱したのち合金化溶融亜鉛めっきを施す工程により母材部の金属組織を実質的にフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織とする、圧延方向に直角方向の引張強さが５９０ＭＰa以上の材質安定性に優れた合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯の製造法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の構造部材や足廻り部材等、高強度かつ過酷なプレス成形に耐えうる高延性が要求される用途に適した、材質のバラツキが少ない合金化溶融亜鉛めっき鋼帯、およびそのめっき原板用熱延鋼帯、並びに前記合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の燃費向上や衝突安全性向上を目的として、近年、自動車用部材には高強度鋼板が積極的に使用されている。これらの高強度鋼板には優れたプレス成形性が要求されるため、降伏比が低く延性の良好な複相組織鋼（ＤＰ鋼）が多く使用されている。また、耐食性の観点から溶融亜鉛めっきを施して使用されることが多い。
【０００３】
高強度化と低降伏比化を実現するには、加工と熱処理による組織制御を行うことが有利である。その意味で、一般に熱延鋼板よりも冷延鋼板を用いる方が高強度化と低降伏比化を容易に実現できる。しかし、自動車用部材には板厚が１.６ｍｍ前後の厚肉材も使用されるため、熱延鋼板を使用して高強度化・低降伏比化を達成することが望まれる。また、コスト面からも熱延鋼板を使用する方が有利である。
【０００４】
下記特許文献１には、引張強さが６００Ｎ／ｍｍ2を上回り、伸びも３０％以上と良好な合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板が示されている（表４，表５）。
また、下記特許文献２には、伸びが４０％を超えるような高延性を呈する溶融亜鉛めっき熱延鋼板が示されている（表３）。
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−１０９９６４号公報
【特許文献２】特開２００３−８９８４７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１の発明では降伏比を低減することも課題としているが、その表４，表５に示されるように、めっき仕上外観が良好とされるものにおいて降伏比は６５％を超えいる。過酷なプレス成形性に供される用途では降伏比の更なる低下が望まれるところである。一方、特許文献２の溶融亜鉛めっき熱延鋼板は引張強さが５４０ＭＰa以下の中程度の強度を対象としており、これをそのまま高強度部材に適用することは難しい。
【０００７】
このように、熱延鋼板をめっき原板とする溶融亜鉛めっき鋼板において、例えば引張強さ５９０ＭＰa以上の強度レベルを有しながら、６５％以下の低降伏比を安定して実現する手法は未だ確立されていない。厳しいプレス加工に供する用途ではそのような高強度・低降伏比を具備する材料の要求が強い。ところが、昨今ではこの要求に加えて、鋼帯の、特に幅方向における強度のバラツキをできるだけ低減した材質安定性の高い合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯の出現が強く望まれるようになってきた。
そこで本発明は、このような要求に応えるべく、熱延鋼帯をめっき原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、高強度化，低降伏比化，および材質安定性の向上を一挙に実現する技術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】
発明者らの詳細な検討によると、高強度化と低降伏比化を図るためには、めっき後の鋼板母材部の金属組織をフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織とすることが最も有利であると考えられた。ただし、単に複相組織とするだけでは、鋼帯幅方向の強度のバラツキを安定して小さくすることはできない。
【０００９】
バラツキが生じる主たる原因は組織の不均一さにある。種々検討の結果、めっき後の鋼帯母材部の金属組織を均一化するには、めっきラインの加熱工程に供する前の組織状態、すなわち熱延・巻取り後の組織状態を適正化しておくことが極めて有効であることがわかった。具体的には、熱延・巻取り工程で、微細なフェライト相＋パーライトの組織としておくことによって、めっき後の母材部を均質なフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織にすることが可能となるのである。このとき、鋼帯幅方向の強度のバラツキは小さくなり、かつ、高強度化・低降伏比化を損なうこともない。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。
【００１０】
上記目的を達成するため、請求項１〜４の発明は、めっき原板用熱延鋼帯を特定したものである。すなわち、質量％で、Ｃ：０.０５〜０.２０％，Ｓi：１.５％以下，Ｍn：１.６〜３.０％，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ａl：０.０６％以下であり、場合によっては更にＣr，Ｍo，Ｔi，ＮbおよびＶの１種または２種以上を合計で０.０１〜１.０％含有し、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、平均結晶粒径が１５μｍ以下の初析フェライト相と平均コロニー粒径が１５μｍ以下のパーライトから実質的になる金属組織、好ましくは前記パーライトが１０〜４０体積％を占める金属組織を有する溶融亜鉛めっき原板用熱延鋼帯が提供される。また、特に鋼帯幅方向のビッカース硬さ変動ΔＨvが２０以下である上記溶融亜鉛めっき原板用熱延鋼帯が提供される。
【００１１】
ここで、パーライトのコロニーとは、１つの核から成長したフェライトラメラとセメンタイトラメラからなるパーライトの領域であり、他のコロニーとはラメラの配向が異なることにより金属組織観察において境界をもって区別される。初析フェライト相は、パーライト以外の部分を構成するフェライト相として観察されるものである。「・・から実質的になる金属組織」とは初析フェライト相とパーライト以外に析出物その他の相や介在物が概ね５体積％以下の範囲で混在していても構わないことを意味す。
【００１２】
請求項５〜７の発明は、前記めっき原板に溶融亜鉛めっきを施した、合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯を特定したものである。すなわち、上記と同様の化学組成を有する熱延鋼帯（板幅８００ｍｍ以上）をめっき原板とした連続溶融亜鉛めっき鋼帯であって、母材部が実質的にフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織、好ましくは実質的にフェライト相＋１０〜４０体積％のマルテンサイト相の複相組織を呈し、鋼帯の幅方向において、各エッジから１００ｍｍ位置，各エッジから板幅の１／４位置および板幅中央位置の５箇所についての圧延方向に直角方向の室温での引張強さがいずれも５９０ＭＰa以上であり、上記５箇所の最大値と最小値の差ΔＴＳが３０ＭＰa以下であり、且つ前記板幅中央位置での降伏比が６５％以下，伸びが２３％以上である合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯が提供される。
【００１３】
ここで、母材部とは、めっき鋼板を構成するめっき層（合金層を含む）以外の部分をいう。降伏比は「降伏応力ＹＳ（ＭＰa）／引張強さＴＳ（ＭＰa）×１００」で表される。「実質的に」とはフェライト相とマルテンサイト相以外に析出物その他の相や介在物が概ね５体積％以下の範囲で混在していても構わないことを意味す。
【００１４】
請求項８，９の発明は、前記合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯の製造方法を特定したものである。すなわち、上記と同様の化学組成を有する鋳片を粗圧延した後、最終圧延パスの圧下率が２０％以上、且つ仕上圧延温度がＡr3点〜（Ａr3点＋５０℃）となる条件で仕上圧延を行い、仕上圧延後２秒以内に強制冷却を開始し、少なくとも７５０℃から７００℃までの間を平均冷却速度５０℃／秒以上で冷却した後、当該強制冷却を巻取り前に終了し、６００〜７００℃で巻取ることにより平均結晶粒径が１５μｍ以下の初析フェライト相と平均コロニー粒径が１５μｍ以下のパーライトから実質的になる金属組織の熱延鋼帯を製造し、次いで、この鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインに通板してＡc1点〜Ａc3点の温度に加熱したのち合金化溶融亜鉛めっきを施す工程により母材部の金属組織を実質的にフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織とする、圧延方向に直角方向の引張強さが５９０ＭＰa以上の材質安定性に優れた合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯の製造法が提供される。
【００１５】
ここで、仕上圧延温度とは巻取り前の最終圧延パスにおける鋼材温度である。「仕上圧延後２秒以内」とは鋼材が最終圧延パスを出てから２秒以内という意味である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、熱延鋼帯をめっき原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、高強度を維持し、６５％以下の低降伏比を実現し、且つ鋼帯幅方向における材質のバラツキを安定的に低減することが可能になった。その手法は、特殊な元素を添加しない一般的成分の鋼を用いて、既存の大量生産設備において十分製造可能な「解」を提供したものであり、本発明の実施化は比較的容易である。したがって本発明は、厳しいプレス加工に供する高強度部材の用途において、製品の品質向上とコストダウンに大きく寄与しうる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
〔鋼の化学組成〕
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要不可欠な元素であり、そのために０.０５質量％以上の含有が必要である。ただし、過剰なＣ含有は溶接性や延性を低下させるので０.２０質量％以下に制限される。好ましいＣ含有量は０.０８〜０.１５質量％である。
【００１８】
Ｓiは、固溶強化により鋼の強化に寄与する。その効果を十分に得るには０.０２質量％以上のＳi含有が望ましい。一方、１.５質量％を超えると溶融亜鉛めっき性が顕著に劣化するため、Ｓiは１.５質量％以下の範囲で含有させる。より好ましいＳi含有量は０.０３〜０.５質量％である。
【００１９】
Ｍnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、オーステナイトを安定化させ、マルテンサイト等の低温変態相の生成を促進する。こうした作用はＭn含有量１.０質量％以上で認められるが、本発明において十分な効果を得るには１.６質量％以上のＭn含有が望ましい。ただし、３.０質量％を超えると加工性の劣化が顕著になるので、Ｍnは３.０質量％以下の範囲で含有させる。より好ましいＭn含有量の上限は２.５質量％である。
【００２０】
Ｐは、固溶強化により鋼の強化に寄与するので、ある程度含有することが望ましい。ただし、０.０５質量％を超えると偏析による加工性の劣化が問題となるため、Ｐ含有量は０.０５質量％以下に抑える。好ましいＰ含有量は０.００５〜０.０２５質量％である。
【００２１】
Ｓは、硫化物を生成し加工性を損なうので、可能な限り少ない方がよい。本発明では０.０１質量％まで許容される。
【００２２】
Ａlは、脱酸剤として添加することが望ましいが、過剰のＡl添加はプレス成形性の劣化を招くため、本発明ではＡl含有量を０.０６質量％以下とする。好ましいＡl含有量は０.０１〜０.０５質量％である。
【００２３】
本発明では以上を基本成分とするが、更にＣr，Ｍo，Ｔi，ＮbおよびＶの１種または２種以上を合計で０.０１〜１.０％含有させることが可能である。Ｃr，Ｍoはオーステナイトの安定性を高め、パーライトやベイナイト変態を抑制するため、特にめっき後の冷却時においてマルテンサイト相の生成に寄与する。また、Ｍo，Ｔi，Ｎb，Ｖは炭化物による析出強化により鋼板の高強度化に寄与する。
【００２４】
〔めっき原板用熱延鋼帯の金属組織および特性〕
発明者らは、熱延鋼帯をめっき原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の「高強度化」と「材質安定性の向上」を両立させるために、熱延板の組織状態に着目して研究を行ってきた。その結果、熱延板の金属組織を微細な「初析フェライト相＋パーライト」の複合組織としたとき、めっき後において高強度化を図ることができ、且つ鋼帯幅方向の強度のバラツキが著しく軽減されることを見出した。
【００２５】
具体的には、めっき原板の組織状態を「平均結晶粒径が１５μｍ以下の初析フェライト相と平均コロニー粒径が１５μｍ以下のパーライト」の複合組織とすることが非常に有効であることが判明した。特にパーライトが１０〜４０体積％を占める組織状態が好ましい。パーライトが１５〜３５体積％を占める組織状態が一層好ましい。
【００２６】
図１に、そのようなめっき原板の金属組織写真を例示する。これは後述の実施例のＮｏ.１の例（発明例）である。
図２には比較例として、フェライト＋パーライト組織でないめっき原板の金属組織写真を例示する。これは後述の実施例のＮｏ.１１の例（比較例）である。この場合、めっき後の鋼板において鋼帯幅方向の引張強さのバラツキを十分低減することができなかった。
【００２７】
めっき後の材質には、めっきラインの条件だけでなく、めっき原板の材質も大きく影響することがわかった。つまり、めっき原板における鋼帯幅方向の硬さの変動が小さいものほど、めっき後の材質安定性の向上に有利となるのである。
具体的には、上記のような微細な複合組織を呈するめっき原板において、鋼帯幅方向のビッカース硬さ変動ΔＨvが２０以下に収まっている場合に、特に優れた材質安定性向上効果が得られる。
【００２８】
なお、初析フェライト相とパーライト以外には概ね５体積％以下の範囲でその他の相（析出物，ベイナイトを構成する相，マルテンサイト相など）や介在物の混在が許容される。
【００２９】
〔合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯の金属組織および特性〕
上記めっき原板を連続めっきラインに通板して得た合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯は、高強度化と低降伏比化を図るために、母材部が実質的に「フェライト相＋マルテンサイト相」からなる組織を呈することが必要がある。この場合、マルテンサイト相が１０〜４０体積％好ましくは１５〜３５体積％を占める組織とすることが望ましい。
図３に、そのような複相組織の金属組織写真を例示する。これは後述の実施例のＮｏ.１の例（発明例）である。白っぽく見える部分がフェライト相、黒っぽく見える部分がマルテンサイト相である。
【００３０】
特性値としては、まず、鋼帯の任意の位置で圧延方向に直角方向の室温での引張強さが５９０ＭＰaであることが望まれる。これを下回るものは自動車用部材をはじめとする種々の用途において強度面での制約を受けることが多く、昨今の幅広いニーズに適用するための汎用性に欠ける。本発明では、引張強さの評価位置を、後述の材質安定性の評価に合わせて、鋼帯の幅方向５箇所に規定している。すなわち、連続めっきラインに通板したときの鋼帯の板幅をＷとしたとき、各エッジ（板幅方向端部）から１００ｍｍ位置，各エッジからＷ／４位置，板幅中央位置（Ｗ／２位置）の計５箇所を評価位置とする。その５箇所は鋼帯長手方向においてはほぼ同じ位置（例えば０.５ｍ以内）とする。その５箇所すべてにおいて５９０ＭＰa以上の引張強さを示すことが要求される。
【００３１】
次に、鋼帯幅方向の上記５箇所における引張強さの最大値と最小値の差ΔＴＳが３０ＭＰa以下に収まっていることを要件とする。この場合、板幅方向の強度特性のバラツキは概ね５％以内となり、鋼帯素材の特性バラツキに起因する問題はほとんど生じなくなる。
【００３２】
なお、鋼帯長手方向の特性バラツキもできるだけ小さい方が望ましいが、連続ラインでの生産において、鋼帯長手方向の単位長さ当たりの材質変動（すなわち、短い距離内の変動）は通常、鋼帯幅方向のそれよりも非常に小さい。このため、本発明では、鋼帯長手方向における特性値のバラツキは特に考慮する必要はない。
【００３３】
次に、前記引張強さの測定において求まる降伏比が６５％以下、且つ伸びが２３％以上であることが望まれる。この特性を具備するとき、熱延鋼板をめっき原板とする従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が使用できなかった厳しいプレス加工用途にも適用できるようになり、用途拡大の効果が大きい。
種々検討の結果、降伏比と伸びは、鋼帯の板幅中央位置の特性値において評価すれば十分であることがわかった。したがって本発明では、前記板幅中央位置での降伏比が６５％以下，伸びが２３％以上であることを要件とする。なお、降伏比は６４％以下とすることが一層好ましい。
【００３４】
〔熱延条件〕
熱延鋼帯における前述した「初析フェライト相＋パーライト」の微細な複合組織は、熱間圧延工程の仕上圧延から巻取りまでの条件をコントロールすることによって工業的に安定して得られることが確認された。
通常の条件にて粗圧延を行い、次いで仕上圧延に供するが、その際、最終圧延パスの圧下率（連続熱延ラインにおいては仕上圧延最終スタンドでの圧下率）を２５％以上とし、且つ仕上圧延温度すなわち仕上圧延の最終圧延パスにおける鋼材温度が「Ａr3点〜（Ａr3点＋５０℃）」の温度範囲になるようにコントロールする必要がある。Ａr3点未満では未再結晶粒が残存するため好ましくない。（Ａr3点＋５０℃）を超える場合や、最終圧延パスの圧下率が２５％未満の場合は、その後の冷却速度を大きくしても十分の組織を微細化することが困難になる。
なお、仕上圧延後の板厚は１.４〜２.６ｍｍとすることが望ましい。
【００３５】
仕上圧延後には直ちに水冷等の強制冷却を行う。この急冷により過冷度が大きくなり、生成した初析フェライト相およびパーライトが微細化する。種々検討の結果、仕上圧延後、遅くとも２秒以内に強制冷却を開始することが重要であることがわかった。急冷開始がそれより遅れると、上記所望の微細組織を安定して得ることが難しい。強制冷却により、少なくとも７５０℃から７００℃までの間の平均冷却速度が５０℃／秒以上となるようにコントロールする必要がある。強制冷却中の冷却速度は常に４０℃／秒以上を維持することが望まれ、常に５０℃／秒以上を維持することが一層好ましい。この強制冷却は巻取り前に終了する。
【００３６】
巻取り温度は６００〜７００℃とする。巻取り温度が６００℃を下回ると、ベイナイトやマルテンサイト相の生成を招き、鋼帯内での材質変動が大きくなる。一方、７００℃を超える高温で巻き取ると組織の微細化が不十分になるとともに、酸洗性が劣化する。
【００３７】
以上のような条件で熱間圧延を行い、平均結晶粒径が１５μｍ以下の初析フェライト相と平均コロニー粒径が１５μｍ以下のパーライトから実質的になる金属組織の熱延鋼帯を製造する。その後、酸洗等を行って表面酸化スケールを除去する。
【００３８】
〔めっきラインにおける加熱条件〕
上記の工程を経て得られた熱延鋼帯をめっき原板として、非酸化性雰囲気の加熱炉と、加熱炉からめっき浴まで鋼帯を大気に触れずに導くスナウトと、溶融亜鉛めっき浴を備えた連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。当該ラインの加熱炉において、前記鋼帯をＡc1点〜Ａc3点の温度に加熱する。加熱時間は前記温度域に６０〜１５０秒保持するのが望ましい。この温度域に加熱することでパーライトはオーステナイト相に逆変態し、フェライト相＋オーステナイト相の高温組織となる。
【００３９】
その後、通常の合金化溶融亜鉛めっき条件でめっきを行う。めっき付着量は片面当たり４０〜６０ｇ／ｍ2とすることが望ましい。
【実施例】
【００４０】
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、連続熱延ラインで熱間圧延し、酸洗し、連続溶融亜鉛めっきラインでめっきを行って、合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯を製造した。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
熱間圧延は、板厚約５０ｍｍまで粗圧延を行った後、合計７パスの連続仕上圧延を行って板厚１.６ｍｍとし、その後、巻取りまでの間で鋼帯の表面および裏面に水を吹き付けることによる強制冷却を行った。仕上圧延での最終圧延パスの圧下率，仕上圧延温度，強制冷却による冷却速度，および巻取り温度は表２に示す条件とした。このうち仕上圧延温度は、いずれもＡr3点〜（Ａr3点＋５０℃）の適正範囲とした。冷却速度は、ライン上の複数箇所に設けた放射温度計で測温したデータに基づき、鋼帯温度が７５０℃から７００℃までの区間を含む部分の平均冷却速度を示してある。７５０℃から７００℃までの間の平均冷却速度は表２に示した冷却速度の値とほぼ同じであると見てよい。強制冷却は、最終圧延スタンドを出た直後に開始した。時間にして仕上圧延後約１秒後に強制冷却を開始したことになり、一部の比較例を除き、強制冷却開始時から７００℃までは少なくとも４０℃／秒以上の冷却能力が常に維持される条件で水を吹き付けた。巻取り温度を調整するために、鋼帯温度が７００℃を下回る適当な位置で強制冷却を終了した。
【００４３】
得られた熱延鋼帯を酸洗した後、サンプルを採取し、圧延方向に垂直な断面の金属組織観察を行い、初析フェライト相の平均粒径およびパーライトコロニーの平均粒径、並びにパーライト量を画像処理装置を用いて求めた。また、鋼帯幅方向の硬さ分布を求めた。これは、圧延方向に垂直な断面について幅方向に約５０ｍｍ間隔でビッカース硬さ（荷重１０ｋｇ）を測定し、その最大値と最小値の差ΔＨvを求めることで評価した。これらの結果を表２に示す。
【００４４】
【表２】
2005206917.tif 000004
【００４５】
表２から判るように、化学組成および熱延条件が適正な本発明例の熱延鋼帯（めっき原板）は、微細な「初析フェライト相＋パーライト」から実質的になる複合組織を呈しており、板幅方向の硬さ変動も十分に小さかった。
【００４６】
これに対し、比較例Ｎｏ.９は熱延最終圧延パスの圧下率が小さく、またＮｏ.１０は仕上圧延後の冷却速度が小さかったため、いずれも組織の微細化が不十分であった。Ｎｏ.１１は巻取り温度が低かったため、パーライトがほとんど生成せずにベイナイトやマルテンサイト相が生成した。
【００４７】
次に、上記各熱延鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインに通板して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。表３に示すように、非酸化性雰囲気下での加熱は一部の比較例を除き８００℃×均熱１２０秒とした。本発明対象鋼種のＡc1点とＡc3点は、化学組成により多少変動するが、Ａc1点が概ね７３０℃前後、Ａc3点が概ね８４０℃前後であるから、８００℃はＡc1点とＡc3点の間にある。
溶融めっきは通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件で行い、鋼板片面当たり約５０ｇ／ｍ2のめっき付着量とした。強制冷却終了温度は４８０℃とし、めっき後、めっき層の凝固完了までの鋼板冷却速度は約１０℃／秒であった。
【００４８】
めっき後の鋼帯からサンプルを採取し、鋼帯の幅方向において、各エッジから１００ｍｍ位置，各エッジから板幅の１／４位置および板幅中央位置の５箇所についての圧延方向に直角方向の室温での引張試験を行った。試験片はＪＩＳ５号試験片とし、平行部のほぼ中央が上記各評価位置になるようにした。結果を表３に示す。表３中の降伏応力ＹＳ，引張強さＴＳ，降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００），伸びＴ.Ｅlはいずれも板幅中央位置のデータである。ΔＴＳは上記５箇所の引張強さの最大値と最小値の差である。
なお、鋼板母材部の金属組織は、一部の比較例を除き、実質的にフェライト相＋マルテンサイト相の複相組織であった。また、表３に示すＴＳ値が５９０ＭＰa以上のものは、幅方向５箇所のＴＳ値がすべて５９０ＭＰa以上であった。
【００４９】
【表３】
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【００５０】
表３から判るように、十分に微細化した「初析フェライト相＋パーライト」の複合組織を呈するめっき原板を使用した本発明例のものはいずれも、引張強さ５９０ＭＰa以上，降伏比６５％以下，伸び２３％以上の優れた特性を達成した上で、鋼帯幅方向の強度のバラツキ（ΔＴＳ）も３０ＭＰa以内に収まり、材質安定性の改善も達成された。
【００５１】
これに対し、比較例Ｎｏ.８はＣ含有量が低かったため、引張強さが不足した。Ｎｏ.９およびＮｏ.１０はめっき原板の組織の微細化が不十分であったため、５９０ＭＰa以上の高強度化が達成できなかった。Ｎｏ.１１はめっき原板にパーライトがほとんど生成しなかったために、材質安定性の改善ができなかった。Ｎｏ.１２はめっきラインでの加熱温度が低かったため、フェライト相＋マルテンサイト相主体の複相組織とならず、高強度化と低降伏比化が達成できなかった。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】本発明例のめっき原板の金属組織を示す光学顕微鏡写真。
【図２】比較例のめっき原板の金属組織を示す光学顕微鏡写真。
【図３】本発明例の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼帯母材部の金属組織を示す光学顕微鏡写真。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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