JP2012082499A - 溶融めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】安定した高い強度,高い降伏比,良好な延性および伸びフランジ性を有する溶融めっき鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって,前記鋼板は,質量％で,C:0.01〜0.2%,Mn:2〜5%,sol.Al:0.001〜0.1%,P:0.05%以下,S:0.01%以下,N:0.01%以下及びTi+Nb:0.01〜0.5%を含有し,更に,Si:0.5%以下,Cr:1%以下,Cu:1%以下,Ni:1%以下,V:0.5%以下,Mo:0.5%以下,W:0.5%以下,Zr:0.5%以下,Ta:0.5%以下及びHf:0.5%以下からなる群から選択された1種以上を含有するとともに,特定の式で規定されるC*が0.001〜0.2である化学組成を有する。
【選択図】図１
【解決手段】鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって,前記鋼板は,質量％で,C:0.01〜0.2%,Mn:2〜5%,sol.Al:0.001〜0.1%,P:0.05%以下,S:0.01%以下,N:0.01%以下及びTi+Nb:0.01〜0.5%を含有し,更に,Si:0.5%以下,Cr:1%以下,Cu:1%以下,Ni:1%以下,V:0.5%以下,Mo:0.5%以下,W:0.5%以下,Zr:0.5%以下,Ta:0.5%以下及びHf:0.5%以下からなる群から選択された1種以上を含有するとともに,特定の式で規定されるC*が0.001〜0.2である化学組成を有する。
【選択図】図１
Description
本発明は、溶融めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、主として自動車等の産業分野で、特に足回り部品などに好適な、５９０ＭＰａ以上の引張強さを有する溶融めっき鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車分野においては、環境負荷低減を目的として、車体の素材である鋼材の高強度化を図ることによって、鋼材を薄肉化して車体を軽量化することが推進されている。
しかしながら、強度と成形性とは一般にトレードオフの関係にあるため、単に強度の向上のみを追求したのでは、鋼材の成形加工において様々な不具合が生じる。
しかしながら、強度と成形性とは一般にトレードオフの関係にあるため、単に強度の向上のみを追求したのでは、鋼材の成形加工において様々な不具合が生じる。
例えば、自動車に広く使用されている鋼板においては、鋼板強度の増加に伴ってプレス成形性が低下し、複雑な形状の部材を製造することが困難になってきている。具体的には、鋼板強度の増加に伴って延性や伸びフランジ性が低下し、加工度が高い部位で破断が生じるという問題が発生している。
したがって、高強度、特に５９０ＭＰａ級以上の引張強さ（以下、「ＴＳ」とも表記する。）を有する鋼板を用いて、プレス成形により部材を製造することは容易ではない。
ところで、鋼材の薄肉化を阻む要因としては、鋼材の成形性以外に長期使用による腐食減肉が挙げられる。
ところで、鋼材の薄肉化を阻む要因としては、鋼材の成形性以外に長期使用による腐食減肉が挙げられる。
例えば、ロアアームなどの自動車用足回り部材については、長期使用による腐食減肉を考慮して板厚３．０ｍｍ以上の熱延鋼板が使用されており、これにより車体の軽量化が阻害されている。
この長期使用による腐食減肉に対しては、溶融めっきを施して腐食減肉を抑制することにより板厚を減少させることが考えられる。
以上より、高い強度を有しつつ良好な延性や伸びフランジ性を有する溶融めっき鋼板が望まれている。さらに、衝突安全性の観点からは降伏比が高いことも望まれている。
以上より、高い強度を有しつつ良好な延性や伸びフランジ性を有する溶融めっき鋼板が望まれている。さらに、衝突安全性の観点からは降伏比が高いことも望まれている。
斯かるニーズに関連する技術としては、成形性に優れるとされる溶融亜鉛めっき熱延鋼板が特許文献１や特許文献２に提案されている。
特許文献１や特許文献２に提案されている従来技術について本発明者らが検討したところ、鋼板の強度の変動が大きく製造安定性に欠けるという課題を有することが判明した。
本発明は、上記課題を解決し、安定した高い強度を得ることが可能であり、しかも、高い降伏比と良好な延性および伸びフランジ性とを有する、溶融めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決し、安定した高い強度を得ることが可能であり、しかも、高い降伏比と良好な延性および伸びフランジ性とを有する、溶融めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を克服すべく鋭意検討を行った。
本発明者らは、まず、従来技術における高強度溶融めっき鋼板が、強度の変動が大きく製造安定性に欠ける原因について検討を行った。
本発明者らは、まず、従来技術における高強度溶融めっき鋼板が、強度の変動が大きく製造安定性に欠ける原因について検討を行った。
その結果、従来技術における高強度溶融めっき鋼板は熱延鋼板段階の鋼組織を利用するものであり、このことが強度の変動が大きく製造安定性に欠ける要因であることを突き止めた。
すなわち、溶融めっきは、めっき品質および生産性の観点から連続溶融めっき設備を用いて施されることが好ましいところ、連続溶融めっき設備においては、良好なめっき性を確保するために還元炉において高温の均熱処理が施される。
このため、熱延鋼板段階の鋼組織を利用する場合には、熱延鋼板段階の鋼組織の残存量や影響度が均熱処理温度によって大きく変動してしまい、これにより強度の変動が大きく製造安定性に欠けるという問題を生じるのである。
このように、従来技術における高強度溶融めっき鋼板の強度の変動は、熱延鋼板段階における鋼組織を利用するものであるために、連続溶融めっき設備における均熱処理温度の依存性が大きくなることに起因する。
そこで、本発明者らは、熱延鋼板段階における鋼組織を利用するという従来技術の技術思想から脱却し、熱延鋼板段階における鋼組織の影響を極力排除し、連続溶融めっき設備において目的とする特性を得るための鋼組織を形成させることにより、均熱処理温度の依存性を小さくして、安定した強度を有する溶融めっき鋼板を得ることを新たに着想した。
そして、まず、熱延鋼板段階における鋼組織の影響を排除するために、連続溶融めっき設備における均熱処理をオーステナイト域で行うことを着想し、連続溶融めっき設備における均熱処理をオーステナイト域で行う場合において、均熱処理温度の依存性を小さくし、しかも、高い強度を有しつつ良好な延性および伸びフランジ性を具備させる方法について詳細な検討を行った。
その結果、Ｍｎ含有量を２％以上とするとともに下記式（１）で規定されるＣ＊が０．００１以上０．２以下である化学組成とすることにより、鋼板強度の均熱温度依存性が著しく小さくなり、高い鋼板強度を安定して確保することが可能となり、さらに、高い降伏比と良好な延性および伸びフランジ性とを具備させることが可能となることを新たに知見した。
Ｃ＊＝Ｃ＋（１２／１４）×Ｎ
−（１２／４８）×Ｔｉ−（１２／９３）×Ｎｂ
−（１２／５１）×Ｖ−（１２／９６）×Ｍｏ
−（１２／１８４）×Ｗ−（１２／９１）×Ｚｒ
−（１２／１８１）×Ｔａ−（１２／１７８）×Ｈｆ （１）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
−（１２／４８）×Ｔｉ−（１２／９３）×Ｎｂ
−（１２／５１）×Ｖ−（１２／９６）×Ｍｏ
−（１２／１８４）×Ｗ−（１２／９１）×Ｚｒ
−（１２／１８１）×Ｔａ−（１２／１７８）×Ｈｆ （１）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
また、上記効果は、熱延鋼板を溶融めっきの基材とする場合において特に顕著であることを新たに知見した。
これは、冷延鋼板を溶融めっきの基材とする場合には、冷間圧延により熱延鋼板の鋼組織が破砕・分断されることによってある程度均質化され、熱延鋼板の鋼組織の影響が軽減されるのに対し、熱延鋼板を溶融めっきの基材とする場合には、熱延鋼板の鋼組織が直接的に強く影響することによる。特に板厚が２．３ｍｍ超と厚い場合には、板厚が薄い場合に比して熱延鋼板の鋼組織の影響がより顕著となる。
これは、冷延鋼板を溶融めっきの基材とする場合には、冷間圧延により熱延鋼板の鋼組織が破砕・分断されることによってある程度均質化され、熱延鋼板の鋼組織の影響が軽減されるのに対し、熱延鋼板を溶融めっきの基材とする場合には、熱延鋼板の鋼組織が直接的に強く影響することによる。特に板厚が２．３ｍｍ超と厚い場合には、板厚が薄い場合に比して熱延鋼板の鋼組織の影響がより顕著となる。
したがって、本発明は熱延鋼板を溶融めっきの基材とする場合に、さらには、板厚が２．３ｍｍ超である場合に最も効果を発揮する。
上記新知見に基づいて完成された本発明の要旨は以下のとおりである
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下、Ｍｎ：２％以上５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ＋Ｎｂ：０．０１％以上０．５％以下を含有し、さらに、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下およびＨｆ：０．５％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（１）で規定されるＣ＊が０．００１以上０．２以下である化学組成を有し、前記溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．６５以上、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１００００ＭＰａ・％以上、引張強さ（ＴＳ）と穴拡げ率（λ）との積（ＴＳ×λ値）が４７０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。
上記新知見に基づいて完成された本発明の要旨は以下のとおりである
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下、Ｍｎ：２％以上５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ＋Ｎｂ：０．０１％以上０．５％以下を含有し、さらに、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下およびＨｆ：０．５％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（１）で規定されるＣ＊が０．００１以上０．２以下である化学組成を有し、前記溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．６５以上、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１００００ＭＰａ・％以上、引張強さ（ＴＳ）と穴拡げ率（λ）との積（ＴＳ×λ値）が４７０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき鋼板。
Ｃ＊＝Ｃ＋（１２／１４）×Ｎ
−（１２／４８）×Ｔｉ−（１２／９３）×Ｎｂ
−（１２／５１）×Ｖ−（１２／９６）×Ｍｏ
−（１２／１８４）×Ｗ−（１２／９１）×Ｚｒ
−（１２／１８１）×Ｔａ−（１２／１７８）×Ｈｆ （１）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
−（１２／４８）×Ｔｉ−（１２／９３）×Ｎｂ
−（１２／５１）×Ｖ−（１２／９６）×Ｍｏ
−（１２／１８４）×Ｗ−（１２／９１）×Ｚｒ
−（１２／１８１）×Ｔａ−（１２／１７８）×Ｈｆ （１）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０５％以下、Ａｓ：０．０５％以下およびＳｂ：０．０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）に記載の溶融めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下およびＭｇ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種をさらに含有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の溶融めっき鋼板。
（４）前記鋼板が熱延鋼板であることを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の溶融めっき鋼板。
（５）上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼板に、Ａｃ３点以上に保持する均熱処理を施し、次いで、４６０℃以上５００℃以下の温度域まで１℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、さらに、溶融めっき処理を施すことを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。
（５）上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼板に、Ａｃ３点以上に保持する均熱処理を施し、次いで、４６０℃以上５００℃以下の温度域まで１℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、さらに、溶融めっき処理を施すことを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。
（６）前記鋼板が熱延鋼板であることを特徴とする上記（５）に記載の溶融めっき鋼板の製造方法。
本発明よれば、安定した高い強度を得ることが可能であり、しかも、高い降伏比と良好な延性および伸びフランジ性とを有する、溶融めっき鋼板およびその製造方法が提供される。
次に、本発明において、各範囲に限定した理由について説明する。以後の説明で合金元素についての「％」は「質量％」を表す。
（１）鋼板の化学組成
本発明におけるめっき基材である鋼板の化学組成については、以下のように規定する。
（１）鋼板の化学組成
本発明におけるめっき基材である鋼板の化学組成については、以下のように規定する。
Ｃ：０．０１％以上０．２％以下
Ｃは、鋼板を高強度化する作用を有し、鋼板の強度を決定づける非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると、加工性や溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２％以下とする。好ましくは０．１％以下である。
Ｃは、鋼板を高強度化する作用を有し、鋼板の強度を決定づける非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると、加工性や溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２％以下とする。好ましくは０．１％以下である。
Ｍｎ：２％以上５％以下
Ｍｎは、鋼板の高強度化に非常に有効な元素である。さらに、続溶融めっき設備における均熱処理をオーステナイト域で行う場合において、鋼板強度の均熱温度依存性を著しく小さくし、安定した鋼板強度を確保することが可能とするのに非常に重要な役割を果たす元素である。Ｍｎ含有量が２％未満では、上記作用による効果が十分に得られない。したがって、Ｍｎ含有量は２％以上とする。好ましくは２．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が５％を超えると、加工性や溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は５％以下とする。好ましくは４．０％以下である。
Ｍｎは、鋼板の高強度化に非常に有効な元素である。さらに、続溶融めっき設備における均熱処理をオーステナイト域で行う場合において、鋼板強度の均熱温度依存性を著しく小さくし、安定した鋼板強度を確保することが可能とするのに非常に重要な役割を果たす元素である。Ｍｎ含有量が２％未満では、上記作用による効果が十分に得られない。したがって、Ｍｎ含有量は２％以上とする。好ましくは２．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が５％を超えると、加工性や溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は５％以下とする。好ましくは４．０％以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１％以下
Ａｌは、製鋼時に、溶鋼を脱酸して鋼を健全にする作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％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、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えるようにＡｌを添加しても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
Ａｌは、製鋼時に、溶鋼を脱酸して鋼を健全にする作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％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、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えるようにＡｌを添加しても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
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、固溶強化により鋼板の強度を高める作用も有する。したがって、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が過剰になると溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用も有する。したがって、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が過剰になると溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。
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、鋼中にＭｎＳを形成して、伸びフランジ性を劣化させる作用を有する。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、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定されない。
Ｓは、一般に不純物として含有される元素であり、鋼中にＭｎＳを形成して、伸びフランジ性を劣化させる作用を有する。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、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定されない。
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、鋼中に粗大な窒化物を形成して伸びフランジ性を劣化させる作用を有する。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、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定されない。
Ｎは、一般に不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して伸びフランジ性を劣化させる作用を有する。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、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定されない。
Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１％以上０．５％以下
ＴｉおよびＮｂは、ＣやＮなどと結合あるいはさらに複合化して鋼中に微細析出物を形成することにより、フェライト相を強化する作用を有し、鋼板の高強度化に重要な役割を果たす元素である。さらに、上記式（１）で規定されるＣ＊を０．００１以上０．２以下とすることにより、鋼板強度の均熱温度依存性を著しく小さくして、安定した鋼板強度を確保することを可能とし、さらに、高い降伏比と良好な延性および伸びフランジ性とを具備させることを可能とするのに非常に重要な役割を果たす元素である。ＴｉおよびＮｂの合計含有量（以下、「（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量」ともいう。）が０．０１％未満では、上記作用による効果を十分に得られない場合がある。したがって、（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量が０．５％を超えると、上記効果は飽和していたずらにコスト増を招く。したがって、（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．２％以下である。
ＴｉおよびＮｂは、ＣやＮなどと結合あるいはさらに複合化して鋼中に微細析出物を形成することにより、フェライト相を強化する作用を有し、鋼板の高強度化に重要な役割を果たす元素である。さらに、上記式（１）で規定されるＣ＊を０．００１以上０．２以下とすることにより、鋼板強度の均熱温度依存性を著しく小さくして、安定した鋼板強度を確保することを可能とし、さらに、高い降伏比と良好な延性および伸びフランジ性とを具備させることを可能とするのに非常に重要な役割を果たす元素である。ＴｉおよびＮｂの合計含有量（以下、「（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量」ともいう。）が０．０１％未満では、上記作用による効果を十分に得られない場合がある。したがって、（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量が０．５％を超えると、上記効果は飽和していたずらにコスト増を招く。したがって、（Ｔｉ＋Ｎｂ）含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．２％以下である。
Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下およびＨｆ：０．５％以下からなる群から選択された１種または２種以上
これらの元素は、鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させる。中でも、Ｓｉは、延性を向上させる作用を有し、さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、合金化反応を適度に抑制する作用も有するので、含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、溶融めっき時における濡れ性の低下が著しくなる場合がある。また、Ｓｉ以外の上記元素は、上記範囲を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。なお、Ｓｉ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。また、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆについては、その含有量を０．２％以下とすることが好ましい。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｓｉ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．１％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上、Ｚｒ：０．０１％以上、Ｔａ：０．０１％以上およびＨｆ：０．０１％以上の何れかを満足させることが好ましい。Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆについては、いずれかの元素の含有量を０．０２％以上とすることがさらに好ましい。
これらの元素は、鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させる。中でも、Ｓｉは、延性を向上させる作用を有し、さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、合金化反応を適度に抑制する作用も有するので、含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、溶融めっき時における濡れ性の低下が著しくなる場合がある。また、Ｓｉ以外の上記元素は、上記範囲を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。なお、Ｓｉ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。また、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆについては、その含有量を０．２％以下とすることが好ましい。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｓｉ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．１％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上、Ｚｒ：０．０１％以上、Ｔａ：０．０１％以上およびＨｆ：０．０１％以上の何れかを満足させることが好ましい。Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆについては、いずれかの元素の含有量を０．０２％以上とすることがさらに好ましい。
Ｂｉ：０．０５％以下、Ａｓ：０．０５％以下およびＳｂ：０．０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上
これらの元素は、鋼中におけるＭｎ等の置換型元素のミクロ偏析を軽減し、鋼板の延性および伸びフランジ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種以上を含有させることが好ましい。しかしながら、いずれの元素もその含有量が０．０５％を超えると上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。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０．００１％以上とすることが好ましい。
これらの元素は、鋼中におけるＭｎ等の置換型元素のミクロ偏析を軽減し、鋼板の延性および伸びフランジ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種以上を含有させることが好ましい。しかしながら、いずれの元素もその含有量が０．０５％を超えると上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。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０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５％以下およびＭｇ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種
これらの元素は、鋼中における硫化物の形態を制御することにより、鋼板の伸びフランジ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種を含有させることが好ましい。しかしながら、いずれの元素もその含有量が０．００５％を超えると上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。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０．００１％以上とすることが好ましい。
これらの元素は、鋼中における硫化物の形態を制御することにより、鋼板の伸びフランジ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種を含有させることが好ましい。しかしながら、いずれの元素もその含有量が０．００５％を超えると上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。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０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃ＊：０．００１以上０．２以下
Ｃ＊は、オーステナイトの安定性を高め、鋼板強度の均熱温度依存性を著しく小さくして安定した鋼板強度を確保し、さらに、高い強度を有しつつ良好な延性および伸びフランジ性を確保するうえで非常に重要な指標である。Ｃ＊が０．００１未満では上記効果が十分に得られない場合がある。したがって、Ｃ＊は０．００１以上とする。好ましくは０．００２以上である。一方、Ｃ＊が０．２を超えると延性や伸びフランジ性の劣化が顕著になる場合がある。したがって、Ｃ＊は０．２以下とする。好ましくは０．１０以下である。
Ｃ＊は、オーステナイトの安定性を高め、鋼板強度の均熱温度依存性を著しく小さくして安定した鋼板強度を確保し、さらに、高い強度を有しつつ良好な延性および伸びフランジ性を確保するうえで非常に重要な指標である。Ｃ＊が０．００１未満では上記効果が十分に得られない場合がある。したがって、Ｃ＊は０．００１以上とする。好ましくは０．００２以上である。一方、Ｃ＊が０．２を超えると延性や伸びフランジ性の劣化が顕著になる場合がある。したがって、Ｃ＊は０．２以下とする。好ましくは０．１０以下である。
（２）鋼板の種類
上述したように、本発明の効果が顕著に得られるのは、めっき基材である鋼板が熱延鋼板の場合であり、また、冷延鋼板に比して製造工程数の少ない熱延鋼板はコスト的にも有利あることから、上記鋼板は熱延鋼板であることが好ましい。
上述したように、本発明の効果が顕著に得られるのは、めっき基材である鋼板が熱延鋼板の場合であり、また、冷延鋼板に比して製造工程数の少ない熱延鋼板はコスト的にも有利あることから、上記鋼板は熱延鋼板であることが好ましい。
さらに、上述したように、本発明の効果が一層顕著に得られるのは、板厚が２．３ｍｍ超である熱延鋼板である場合であるので、上記鋼板は板厚が２．３ｍｍ超の熱延鋼板であることが好ましい。板厚の上限は特に規定する必要はないが、本発明に係る鋼板は溶融めっきされているためめっきが施されていない場合に比べて腐食減肉は低下していることおよび本発明に係る溶融めっき鋼板から製造される部品には軽量化の強い要求があることの観点からは、３．０ｍｍ未満とすることが好ましい。
（３）鋼板の組織
鋼板の組織は、体積％で、フェライトが５０％以上、ベイナイトが３０％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計が１０％以下のフェライト主体の組織であることが好ましい。フェライトが５０％未満であったり、ベイナイトが３０％を超えたり、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計が１０％を超えたりすると、特に伸びフランジ性が劣化する。また、高い強度と良好な成形性とを両立するには、フェライトの公称平均粒径は１０μｍ以下とすることが好ましく、８μｍ以下とすることがさらに好ましく、５μｍ以下とすることが特に好ましい。
鋼板の組織は、体積％で、フェライトが５０％以上、ベイナイトが３０％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計が１０％以下のフェライト主体の組織であることが好ましい。フェライトが５０％未満であったり、ベイナイトが３０％を超えたり、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計が１０％を超えたりすると、特に伸びフランジ性が劣化する。また、高い強度と良好な成形性とを両立するには、フェライトの公称平均粒径は１０μｍ以下とすることが好ましく、８μｍ以下とすることがさらに好ましく、５μｍ以下とすることが特に好ましい。
（４）溶融めっき鋼板の機械特性
引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．６５以上、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１００００（ＭＰａ・％）以上、引張強さ（ＴＳ）と穴拡げ率（λ）との積（ＴＳ×λ値）が４７０００（ＭＰａ・％）以上である機械特性を有するものとする。
引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．６５以上、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１００００（ＭＰａ・％）以上、引張強さ（ＴＳ）と穴拡げ率（λ）との積（ＴＳ×λ値）が４７０００（ＭＰａ・％）以上である機械特性を有するものとする。
近年要求される厳しい性能を満たすには、上記のように高い強度および高い降伏比のみならず、良好な強度−延性バランスおよび強度−穴拡げバランスをも有することが必要である。したがって、本発明に係る溶融めっき鋼板の機械特性は上記のとおりとする。
（５）溶融めっき鋼板の製造条件
上記化学組成を有する鋼板に、Ａｃ３点以上に保持する均熱処理を施し、次いで、４６０℃以上５００℃以下の温度域まで１℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、さらに、溶融めっき処理を施すことが好ましい。
上記化学組成を有する鋼板に、Ａｃ３点以上に保持する均熱処理を施し、次いで、４６０℃以上５００℃以下の温度域まで１℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、さらに、溶融めっき処理を施すことが好ましい。
以下、各条件について説明する。
均熱処理
連続溶融めっき設備においては、良好なめっき性を確保するために還元炉において高温の均熱処理が施される。このときの均熱温度をＡｃ３点以上にすることで、オーステナイト相が出現し、その後の冷却によって、高強度の低温変態生成相や微細析出物が形成されることによって、鋼板の高強度化が達成可能となる。また、一旦オーステナイト単相とすることにより、熱延鋼板段階における組織の影響を排除することができ、これにより鋼板強度の変動を抑制して、高い強度を安定して確保することが可能となる。したがって、均熱温度はＡｃ３点以上とする。均熱温度の上限は特に規定しないが、著しい高温における均熱処理は還元炉の損傷を招く虞がある。このため均熱温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
均熱処理
連続溶融めっき設備においては、良好なめっき性を確保するために還元炉において高温の均熱処理が施される。このときの均熱温度をＡｃ３点以上にすることで、オーステナイト相が出現し、その後の冷却によって、高強度の低温変態生成相や微細析出物が形成されることによって、鋼板の高強度化が達成可能となる。また、一旦オーステナイト単相とすることにより、熱延鋼板段階における組織の影響を排除することができ、これにより鋼板強度の変動を抑制して、高い強度を安定して確保することが可能となる。したがって、均熱温度はＡｃ３点以上とする。均熱温度の上限は特に規定しないが、著しい高温における均熱処理は還元炉の損傷を招く虞がある。このため均熱温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
冷却処理
Ａｃ３点以上の温度域で均熱したのち、低温変態生成相や微細析出物の形成を促して鋼板の高強度化を図るとともに溶融めっきを施すために４６０℃以上５００℃以下の温度域まで冷却する。均熱処理後の４６０℃以上５００℃以下の温度域までの平均冷却速度が１℃／秒未満では生産性の低下が著しくなる。したがって、上記平均冷却速度は１℃／秒以上とすることが好ましい。一方、上記冷却速度が２０℃／秒超では、オーステナイトからベイナイトまたはマルテンサイト主体の組織に変態してしまい、鋼板の強度が過剰に高くなって成形性が劣化する。したがって、上記平均冷却速度は２０℃／秒以下とする。好ましくは１０℃／秒以下である。
Ａｃ３点以上の温度域で均熱したのち、低温変態生成相や微細析出物の形成を促して鋼板の高強度化を図るとともに溶融めっきを施すために４６０℃以上５００℃以下の温度域まで冷却する。均熱処理後の４６０℃以上５００℃以下の温度域までの平均冷却速度が１℃／秒未満では生産性の低下が著しくなる。したがって、上記平均冷却速度は１℃／秒以上とすることが好ましい。一方、上記冷却速度が２０℃／秒超では、オーステナイトからベイナイトまたはマルテンサイト主体の組織に変態してしまい、鋼板の強度が過剰に高くなって成形性が劣化する。したがって、上記平均冷却速度は２０℃／秒以下とする。好ましくは１０℃／秒以下である。
溶融めっき処理
上記冷却処理ののち鋼板に溶融めっき処理を施す。溶融めっき処理は常法によればよい。例えば、溶融亜鉛めっきの場合には、溶融した亜鉛および亜鉛合金めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げればよい。めっき付着量の制御は引き上げ速度やノズルより吹き出すワイピングガスの流量調整により行えばよい。また、溶融めっき浴温度は４６０℃以上５００℃以下とする。溶融めっき浴温度が４６０℃未満であったり５００℃超であったりすると、ベイナイトなどの低温変態生成相や微細析出物の形成を十分に進行させることができず、目的とする鋼板強度の確保が困難となる場合があるからである。溶融めっきの組成は任意であり、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。
上記冷却処理ののち鋼板に溶融めっき処理を施す。溶融めっき処理は常法によればよい。例えば、溶融亜鉛めっきの場合には、溶融した亜鉛および亜鉛合金めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げればよい。めっき付着量の制御は引き上げ速度やノズルより吹き出すワイピングガスの流量調整により行えばよい。また、溶融めっき浴温度は４６０℃以上５００℃以下とする。溶融めっき浴温度が４６０℃未満であったり５００℃超であったりすると、ベイナイトなどの低温変態生成相や微細析出物の形成を十分に進行させることができず、目的とする鋼板強度の確保が困難となる場合があるからである。溶融めっきの組成は任意であり、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。
合金化処理
合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、溶融亜鉛めっきを施した後に、ガス炉や誘導加熱炉等で再加熱することにより合金化処理を施してもよい。この合金化処理により溶融亜鉛めっき層とめっき基材である鋼板との間で金属拡散が促進され、合金化が進行する。このときの合金化処理温度は、４６０℃以上Ａｃ１点以下とすることが好ましい。合金化処理温度が４６０℃未満では合金化速度が遅いため、ライン速度を低下させる必要が生じて生産性を阻害したり、合金化炉を長くする等の設備的対応が必要となったりする。一方、合金化温度が高いほど合金化速度は速くなるが、合金化処理温度がＡｃ１点超では、再オーステナイト化が進行してしまい、鋼板強度の変動が大きくなることが懸念される。好ましくは５５０℃以下である。
合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、溶融亜鉛めっきを施した後に、ガス炉や誘導加熱炉等で再加熱することにより合金化処理を施してもよい。この合金化処理により溶融亜鉛めっき層とめっき基材である鋼板との間で金属拡散が促進され、合金化が進行する。このときの合金化処理温度は、４６０℃以上Ａｃ１点以下とすることが好ましい。合金化処理温度が４６０℃未満では合金化速度が遅いため、ライン速度を低下させる必要が生じて生産性を阻害したり、合金化炉を長くする等の設備的対応が必要となったりする。一方、合金化温度が高いほど合金化速度は速くなるが、合金化処理温度がＡｃ１点超では、再オーステナイト化が進行してしまい、鋼板強度の変動が大きくなることが懸念される。好ましくは５５０℃以下である。
調質圧延
鋼板の平坦矯正、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、伸び率を２％以下とすることが好ましい。
鋼板の平坦矯正、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、伸び率を２％以下とすることが好ましい。
（６）鋼板強度の安定性の指標：
鋼板強度の安定性の指標としては、均熱温度に対する鋼板強度の変動量である、以下のΔＴＳを用いることが好ましい。
鋼板強度の安定性の指標としては、均熱温度に対する鋼板強度の変動量である、以下のΔＴＳを用いることが好ましい。
△ＴＳ（ＭＰａ／℃）：連続溶融めっき設備における均熱温度が１℃変化した場合に
おける最終製品の引張強さの変化量
上記ΔＴＳが０．５ＭＰａ／℃超では、最終製品である溶融めっき鋼板の強度の変動が大きいため、最終製品の強度変動を抑制するために均熱温度の狭幅管理が必須となる。しかしながら、連続溶融めっき設備において製造される鋼板は多様であり、製造条件も鋼種毎に決められているのが通常である。したがって、熱慣性の大きな連続溶融めっき設備の温度を狭幅管理にすると、通板速度の低下や歩留まり低下により著しいコストの増加を招く場合がある。したがって、ΔＴＳは０．５ＭＰａ／℃以下であることが好ましい。さらに好ましくは０．３ＭＰａ／℃以下である。
おける最終製品の引張強さの変化量
上記ΔＴＳが０．５ＭＰａ／℃超では、最終製品である溶融めっき鋼板の強度の変動が大きいため、最終製品の強度変動を抑制するために均熱温度の狭幅管理が必須となる。しかしながら、連続溶融めっき設備において製造される鋼板は多様であり、製造条件も鋼種毎に決められているのが通常である。したがって、熱慣性の大きな連続溶融めっき設備の温度を狭幅管理にすると、通板速度の低下や歩留まり低下により著しいコストの増加を招く場合がある。したがって、ΔＴＳは０．５ＭＰａ／℃以下であることが好ましい。さらに好ましくは０．３ＭＰａ／℃以下である。
（７）連続溶融めっき処理に供する鋼板
連続溶融めっき処理に供する鋼板の製造履歴は特に規定する必要はなく、常法により製造すればよいが、より一層良好な特性を具備させるには、以下のように製造することが好ましい。
連続溶融めっき処理に供する鋼板の製造履歴は特に規定する必要はなく、常法により製造すればよいが、より一層良好な特性を具備させるには、以下のように製造することが好ましい。
すなわち、連続溶融めっき処理においてＴｉやＮｂ等の微細析出物の析出をより容易にするには、熱間圧延に供する段階においてＴｉやＮｂ等の炭窒化物を固溶状態としておくことが好ましい。
このような観点から、熱間圧延に供するスラブの温度は１２２０℃以上とすることが好ましい。ＴｉおよびＮｂ等はスラブの中心部に偏析する傾向があるため、ＴｉおよびＮｂ等の炭窒化物の固溶をより効果的に促進するには、１２５０℃以上とすることがさらに好ましい。一方、１３８０℃を超える温度まで加熱しても、ＴｉおよびＮｂ等の炭窒化物の固溶促進効果が飽和してコスト的に不利になるため、１３８０℃以下とすることが好ましい。
また、熱間圧延の仕上温度は（Ａｒ３点＋８０℃）以上９５０℃以下とすることが好ましい。本発明においては多量のＴｉやＮｂ等を含有するために、（Ａｒ３点＋８０℃）未満の温度で熱間圧延を完了すると、微細で異方性の大きい組織になりやすく、これに連続溶融めっき処理を施して得られる溶融めっき鋼板、あるいは冷間圧延の後に連続溶融めっき処理を施して得られる溶融めっき鋼板は異方性が大きくなりやすい。熱間圧延の仕上温度を（Ａｒ３点＋８０℃）以上とすることにより、プレス成形等の加工時にイヤリングの発生がさらに抑制され、延性の異方性も低減される。このため、特定方向の伸び不足に起因する割れの発生がさらに抑制される。また、熱間圧延の仕上温度を９５０℃以下とすることにより、スケール疵の発生をより確実に抑制できる。
また、熱間圧延の巻取温度は、コイル内の鋼組織の変動を抑制する観点から、４００℃以上７００℃以下とすることが望ましい。
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のちにスケール除去のための酸洗を施し、あるいはさらに冷間圧延を施して、溶融めっきラインに通板する。冷間圧延を施す場合は、設備への負担や操業性の観点から、冷間圧延の圧下率を３０％以上７０％以下とすることが好ましい。
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のちにスケール除去のための酸洗を施し、あるいはさらに冷間圧延を施して、溶融めっきラインに通板する。冷間圧延を施す場合は、設備への負担や操業性の観点から、冷間圧延の圧下率を３０％以上７０％以下とすることが好ましい。
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製してスラブとなした。
なお、表１および２における下線が付された数値は、その数値が本発明の範囲外であることを示している。また、表１における空欄は、その欄に対応する含有量が分析下限未満であったことを示している。
得られたスラブを１２００℃にて３０分間加熱した後、９００℃以上で熱間圧延を施し、所定の板厚の熱延鋼板とした。熱間圧延完了後は、６００℃まで水スプレー冷却した後に炉に装入し、６００℃で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。その後、熱延鋼板に酸洗を施してスケールを除去し溶融めっきの基材とした。この初期鋼板の切板に、連続溶融めっきシミュレーターを用いて、表２に示す条件にて、熱処理および溶融亜鉛めっきを施し、その後、合金化処理を施した。なお、図１にヒートパターンの典型例を示しておく。
このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板から各種試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ５号試験片）、切断法によるフェライト平均粒径測定を実施した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１穴拡げ試験方法」に従い、穴拡げ率を測定した。また、均熱温度でＡｃ３点直上または８５０℃で得られたＴＳと９５０℃で得られたＴＳの差を温度範囲で除すことにより△ＴＳを求めた。
評価結果を表２に示す。
本発明例である試験Ｎｏ．１〜９は、本発明の範囲を満たし、良好な特性を有することがわかる。一方、比較例である試験Ｎｏ．１０は、Ｃ含有量が過剰であったために、強度−延性バランスおよび強度−穴拡げバランスに劣っていた。試験Ｎｏ．１１は、Ｃ含有量が過少であったため、ＴＳが低く５９０ＭＰａ未満であった。試験Ｎｏ．１２は、Ｍｎ含有量が過少であったため、△ＴＳが０．５ＭＰａ／℃を大きく超えており、製造安定性に欠けていた。試験Ｎｏ．１３は、Ｔｉ＋Ｎｂ含有量が過少であったため、ＴＳが低く５９０ＭＰａ未満であり、ＹＲも低く０．６５未満であった。
本発明例である試験Ｎｏ．１〜９は、本発明の範囲を満たし、良好な特性を有することがわかる。一方、比較例である試験Ｎｏ．１０は、Ｃ含有量が過剰であったために、強度−延性バランスおよび強度−穴拡げバランスに劣っていた。試験Ｎｏ．１１は、Ｃ含有量が過少であったため、ＴＳが低く５９０ＭＰａ未満であった。試験Ｎｏ．１２は、Ｍｎ含有量が過少であったため、△ＴＳが０．５ＭＰａ／℃を大きく超えており、製造安定性に欠けていた。試験Ｎｏ．１３は、Ｔｉ＋Ｎｂ含有量が過少であったため、ＴＳが低く５９０ＭＰａ未満であり、ＹＲも低く０．６５未満であった。
Claims (6)
- 鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下、Ｍｎ：２％以上５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ＋Ｎｂ：０．０１％以上０．５％以下を含有し、さらに、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下およびＨｆ：０．５％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（１）で規定されるＣ＊が０．００１以上０．２以下である化学組成を有し、
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．６５以上、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）が１００００ＭＰａ・％以上、引張強さ（ＴＳ）と穴拡げ率（λ）との積（ＴＳ×λ値）が４７０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有する
ことを特徴とする溶融めっき鋼板。
Ｃ＊＝Ｃ＋（１２／１４）×Ｎ
−（１２／４８）×Ｔｉ−（１２／９３）×Ｎｂ
−（１２／５１）×Ｖ−（１２／９６）×Ｍｏ
−（１２／１８４）×Ｗ−（１２／９１）×Ｚｒ
−（１２／１８１）×Ｔａ−（１２／１７８）×Ｈｆ （１）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（単位：質量％）を表す。 - 前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０５％以下、Ａｓ：０．０５％以下およびＳｂ：０．０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の溶融めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下およびＭｇ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶融めっき鋼板。
- 前記鋼板が熱延鋼板であることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の溶融めっき鋼板。
- 請求項１〜請求項３のいずれかに記載の化学組成を有する鋼板に、Ａｃ３点以上に保持する均熱処理を施し、次いで、４６０℃以上５００℃以下の温度域まで１℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、さらに、溶融めっき処理を施すことを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。
- 前記鋼板が熱延鋼板であることを特徴とする請求項５に記載の溶融めっき鋼板の製造方法。
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014019894A (ja) * | 2012-07-17 | 2014-02-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法 |
| JP2014040628A (ja) * | 2012-08-21 | 2014-03-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 熱間プレス用鋼板および表面処理鋼板とそれらの製造方法 |
| WO2015102048A1 (ja) * | 2014-01-06 | 2015-07-09 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形部材およびその製造方法 |
| WO2016113781A1 (ja) * | 2015-01-16 | 2016-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN108531832A (zh) * | 2018-03-30 | 2018-09-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种800MPa级高屈强比冷轧钢板及其制造方法 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05179402A (ja) * | 1992-01-08 | 1993-07-20 | Nkk Corp | 加工性及び材質安定性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼材およびその製造方法 |
| JP2000119831A (ja) * | 1998-10-08 | 2000-04-25 | Nippon Steel Corp | 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2001335892A (ja) * | 2000-05-25 | 2001-12-04 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2002088447A (ja) * | 1999-10-22 | 2002-03-27 | Kawasaki Steel Corp | 加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 |
| JP2004323951A (ja) * | 2003-04-28 | 2004-11-18 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2006161064A (ja) * | 2004-12-02 | 2006-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2009215616A (ja) * | 2008-03-11 | 2009-09-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
2010
- 2010-10-14 JP JP2010231696A patent/JP2012082499A/ja active Pending
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05179402A (ja) * | 1992-01-08 | 1993-07-20 | Nkk Corp | 加工性及び材質安定性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼材およびその製造方法 |
| JP2000119831A (ja) * | 1998-10-08 | 2000-04-25 | Nippon Steel Corp | 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2002088447A (ja) * | 1999-10-22 | 2002-03-27 | Kawasaki Steel Corp | 加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 |
| JP2001335892A (ja) * | 2000-05-25 | 2001-12-04 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2004323951A (ja) * | 2003-04-28 | 2004-11-18 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2006161064A (ja) * | 2004-12-02 | 2006-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2009215616A (ja) * | 2008-03-11 | 2009-09-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014019894A (ja) * | 2012-07-17 | 2014-02-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法 |
| JP2014040628A (ja) * | 2012-08-21 | 2014-03-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 熱間プレス用鋼板および表面処理鋼板とそれらの製造方法 |
| WO2015102048A1 (ja) * | 2014-01-06 | 2015-07-09 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形部材およびその製造方法 |
| CN105899700A (zh) * | 2014-01-06 | 2016-08-24 | 新日铁住金株式会社 | 热成形构件及其制造方法 |
| JPWO2015102048A1 (ja) * | 2014-01-06 | 2017-03-23 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形部材およびその製造方法 |
| KR101849031B1 (ko) | 2014-01-06 | 2018-04-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열간 성형 부재 및 그 제조 방법 |
| CN105899700B (zh) * | 2014-01-06 | 2019-01-15 | 新日铁住金株式会社 | 热成形构件及其制造方法 |
| WO2016113781A1 (ja) * | 2015-01-16 | 2016-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5958669B1 (ja) * | 2015-01-16 | 2016-08-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| US10697039B2 (en) | 2015-01-16 | 2020-06-30 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same |
| CN108531832A (zh) * | 2018-03-30 | 2018-09-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种800MPa级高屈强比冷轧钢板及其制造方法 |
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