JP3587126B2 - 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係り、とくに連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板の延性の向上に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。そのため、自動車部品用高張力鋼板には、高い延性を有することが強く求められている。
延性に優れる高張力鋼板としては、フェライトと低温変態相との複合組織からなる組織強化型鋼板が提案されている。この組織強化型鋼板では、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。また最近では、残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。
【０００４】
一方、自動車部品には、適用部位によっては高い耐食性も要求される。このような部位に適用される部品素材には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を主体とする溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００５】
しかし、現在、溶融亜鉛めっき鋼板の多くは、連続溶融亜鉛めっきラインで製造されている。これら連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備とを連続化して設置していることが多く、焼鈍後のめっき処理により、焼鈍後の冷却がめっき温度で中断されている。このため、工程全体での平均冷却速度を大きくすることが困難となる。
【０００６】
したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、一般に冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトや残留オーステナイトをめっき処理後の鋼板中に含有させることは難しい。
連続溶融亜鉛めっきラインで、組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、ＣｒやＭｏといった焼入性を高める合金元素を多量に添加し、マルテンサイト等の低温変態相の生成を容易にする方法がある。しかし、合金元素の多量添加は、製造コストの上昇を招くという問題がある。
【０００７】
また、例えば、特公昭６２−４０４０５ 号公報には、Ｃ：０．００５ 〜０．１５％、Ｍｎ：０．３ 〜２．０ ％、Ｃｒ：０．０３〜０．８ ％を含有する薄鋼板をＡｃ１変態点〜Ａｃ３変態点間に加熱したのち、冷却途中に溶融亜鉛めっき処理を行い、さらに５００ ℃〜Ａｃ１変態点間の温度に加熱する合金化処理を施し、その後３００ ℃まで冷却する連続溶融亜鉛めっきラインを用いた組織強化型合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法が提案されている。この合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法においては、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点間に加熱後の冷却、および合金化処理後３００ ℃までの冷却を、ＣｒとＭｎ量と関連づけられた式で規定される臨界冷却速度以上の冷却速度で行うことを特徴としており、フェライト素地中に主としてマルテンサイトからなる低温変態組織を含む二相組織鋼板とし、その鋼板上に合金化亜鉛めっき層を有する鋼板としている。
【０００８】
しかしながら、特公昭６２−４０４０５ 号公報に記載された技術では、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍後やめっき処理後の冷却条件を、各鋼板の組成に合致して調整する必要がある。このような冷却条件の調整は、連続亜鉛めっきラインの設備上の制約から問題があった。また、特公昭６２−４０４０５ 号公報に記載された技術で製造された鋼板の延性も十分なものとは言えなかった。
【０００９】
一方、特公昭６２−４０４０５ 号公報に記載された組織強化型溶融亜鉛めっき高張力鋼板とは異なり、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼戻マルテンサイトを利用して、成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が提示されている。
例えば、特開平６−９３３４０ 号公報には、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、再結晶温度以上かつＡｃ１変態点以上に加熱保持し、その後ＭＳ 点以下に急冷し、ついでＭＳ 点以上の温度であって少なくとも溶融亜鉛浴温度および合金化炉温度に加熱したのち、溶融亜鉛槽に浸漬する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１０】
また、特開平６−１０８１５２号公報には、（Ａｃ３変態点−５０℃）〜９００ ℃の温度にて少なくとも１ｓｅｃ 以上保持することを含む再結晶焼鈍工程と、亜鉛めっきを施す工程と、これらの工程の後にＡｃ１変態点以下２５０ ℃以上の温度にて再加熱処理を施す工程を有し、再結晶焼鈍工程の後でかつ再加熱処理工程前に、ＭＳ 点より高い温度から、合金元素量に依存する臨界冷却速度以上の冷却速度で、ＭＳ 点以下まで冷却する曲げ加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１１】
特開平６−９３３４０ 号公報、特開平６−１０８１５２号公報に記載された技術は、いずれも、鋼板をめっき前あるいは合金化処理前にオーステナイト温度域からＭＳ 点以下の温度に焼入れてマルテンサイト組織の鋼板とし、これを再加熱して焼戻マルテンサイトとする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
しかしながら、特開平６−９３３４０ 号公報、特開平６−１０８１５２号公報に記載された技術で製造された鋼板は、いずれも、自動車部品等の素材用として現在要求される延性を十分満足できず、更なる延性の向上が望まれていた。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、自動車部品用素材として十分な延性を有し、強度−伸びバランスに優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して製造されるのが望ましい。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて高延性高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造するため、鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、溶融亜鉛めっき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の組織を焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトを含み、残部をフェライトと低温変態相とからなる複合組織とすることにより、鋼板に優れた延性を発現せしめることが可能であることを知見した。
【００１４】
さらに、鋼板の組織を焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトを含み、残部をフェライトと低温変態相とからなる複合組織とするには、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板の組織を、まずラス状マルテンサイトを含む組織を有する組織とし、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめっき処理を施すことにより、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトを含み、残部をフェライトと低温変態相とからなる上記複合組織とすることができ、極めて延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能であるという知見を得た。
【００１５】
本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化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、
前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、Ｍｎ：１．０ 〜 ３．０ ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ前記焼戻マルテンサイトを体積率で２０％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含むことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、また、第１の本発明では、前記組成に加え、さらに、次の（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ 質量％、
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ 質量％以下、
（ｃ群）：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．１ 質量％
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１質量％以下
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００１６】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａｃ３変態点−５０℃）以上の温度で、５ｓｅｃ 以上保持する一次熱処理を施した後、１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度でＭＳ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、ついで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）の間の温度域で５〜１２０ｓｅｃ間保持する二次熱処理を施した後、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、ついで溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成したのち、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また、第２の本発明では、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成したのち、４５０ ℃〜５５０ ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき皮膜の合金化処理を施し、該合金化処理後に５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する工程であることが好ましい。
【００１７】
また、第２の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ 質量％、
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ 質量％以下、
（ｃ群）：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．１ 質量％、
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１質量％以下
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００１８】
また、第２の本発明では、前記鋼板を、最終熱間圧延が（Ａｒ３変態点−５０℃）以上の温度で行われた熱延鋼板とし、前記一次工程に代えて、最終熱間圧延後の冷却をＭＳ 点以下の温度まで１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で急冷する熱延鋼板組織調整工程とすることが可能である。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。
まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお、本発明では、組成における％は質量％を意味する。
【００２０】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼板の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成に効果があり、不可欠の元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５％未満では所望の高強度化が得られず、一方、０．２０％を超えると、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは０．０５〜０．２０％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｍｎ含有量が１．０ ％以上で認められる。一方、３．０ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。このため、Ｍｎは１．０ 〜３．０ ％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％
Ｓｉ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し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｓｉ含有量が０．３ ％以上で認められる。一方、１．８ ％を超えて含有すると、めっき性が顕著に劣化する。このため、Ｓｉは０．３ 〜１．８ ％の範囲に限定した。
【００２３】
さらに、本発明の鋼板では、必要に応じて、上記した化学成分に加え、下記に示す（ａ群）〜（ｄ群）のうちの１種または２種以上をさらに添加することが可能である。
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ ％
ＣｒおよびＭｏは、鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、ＣｒおよびＭｏのうちの１種または２種を合計で０．０５％以上含有して認められる。一方、合計で１．０ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で０．０５〜１．０ ％の範囲に限定するのが望ましい。
【００２４】
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ ％以下、
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が０．００３ ％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは０．００３ ％以下に限定するのが望ましい。なお、０．００１ 〜０．００２ ％が一層好ましい。
（ｃ群）：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．１ ％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有しており、必要に応じて添加できる。このような作用は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１％以上で認められる。一方、合計で０．１ ％を超えて含有しても、過度に高強度化し、延性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で、０．０１〜０．１ ％の範囲に限定するのが好ましい。
【００２５】
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１％以下 Ｃａ、ＲＥＭ は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより、鋼板の伸びフランジ特性を向上させる効果を有する。このような効果はＣａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、０．０１％を超えると飽和する。このため、Ｃａ、ＲＥＭ のうちの１種または２種の含有量は合計で、０．０１％以下に限定するのが好ましい。
【００２６】
本発明に用いる鋼板は、上記した化学成分以外は、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ａｌ：０．１ ％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下が許容できる。
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。なお、本発明における焼戻マルテンサイトとは、ラス状のマルテンサイトを（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）の温度域に短時間加熱保持した際に生成する相を指す。
【００２７】
焼戻マルテンサイトは、焼戻前のラス状マルテンサイトの形態を引継いだ微細な内部構造を有する相である。焼戻マルテンサイトは、焼戻しによって軟質化しており十分な塑性変形能を有するため、高張力鋼板の延性向上に有効な相である。本発明の鋼板では、このような焼戻マルテンサイト相を、体積率で２０％以上含有する。焼戻マルテンサイト量が２０％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中の焼戻マルテンサイト量は２０％以上に限定した。なお、焼戻マルテンサイト量が、８０％を超えると、鋼板の高強度化が困難となるため、８０％以下とするのが好ましい。
【００２８】
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上する作用を有する。本発明鋼板では、このような残留オーステナイトを体積率で２％以上含有する。残留オーステナイト量が２％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量は２％以上に限定した。また、残留オーステナイト量は、好ましくは５％以上である。なお、残留オーステナイト量は多いほどよいが、連続溶融亜鉛めっきラインの熱履歴を経て製造される本発明鋼板では、実際的には１０％以下となる。
【００２９】
本発明の鋼板における複合組織では、上記した焼戻マルテンサイトと残留オーステナイト以外は、フェライトおよび低温変態相である。
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明鋼板では、フェライトを体積率で３０％以上含有するのが好ましい。３０％未満では延性の向上が少ない。一方、７０％を超えると鋼板の高強度化が困難となるため、７０％以下とするのが好ましい。
【００３０】
一方、本発明でいう低温変態相とは、焼戻しされていないマルテンサイトあるいはベイナイトを指す。これらの低温変態相は、本発明の製造方法における二次工程以降の冷却過程中に生成する。マルテンサイト、ベイナイトとも硬質相であり、鋼板強度を増加させる。低温変態相量は、本発明では特に限定しない。鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。また、強度の増加を十分図るためには、低温変態相は、硬質なマルテンサイトとするのが好適である。
【００３１】
軟質相であるフェライトと硬質相である低温変態相とが、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトとともに複合組織を構成することにより、軟質相から硬質相までが混在する微細組織となって、鋼板の高延性化や低降伏比化が実現し鋼板の成形性が著しく向上する。
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成および上記した複合組織を有する鋼板の表層に、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。めっき層の目付量は、使用部位による耐食性要求により適宜決定すればよく、とくに規定されない。自動車の構造部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の厚さ（目付量）は３０〜６０ｇ／ｍ２ とするのが好ましい。
【００３２】
次に、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する溶鋼を溶製し、通常の公知の方法で鋳造し、通常の公知の方法で熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延して、鋼板とする。また、必要に応じて、酸洗あるいは焼鈍等の工程を加えることができる。
本発明では、上記した組成を有する鋼板に、一次熱処理後冷却しマルテンサイトを含有する組織とする一次工程（▲１▼）と、ついで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次熱処理を施し、一次工程で形成されたマルテンサイトの焼戻しと、冷却後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかるのち亜鉛めっき処理する三次工程（▲３▼）を施し、延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【００３３】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（Ａｃ３変態点−５０℃）以上の温度で少なくとも５ｓｅｃ 以上保持する一次熱処理を施した後、ＭＳ 点以下の温度まで１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で急冷する。この一次工程により、鋼板中にラス状マルテンサイトが２０％（体積率）以上生成される。本発明でいう焼戻マルテンサイトを得るためには、前組織としてラス状マルテンサイトを含む組織とすることが必要である。
【００３４】
一次熱処理の加熱保持温度が（Ａｃ３変態点−５０℃）未満、あるいは保持時間が５ｓｅｃ 未満では、加熱保持中に生成するオーステナイト量が少なく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が不足する。また、一次熱処理後の冷却速度が１０℃／ｓｅｃ 未満では、冷却後の鋼板組織をラス状マルテンサイトを含む組織とすることができない。なお、一次熱処理後の冷却速度の上限は、鋼板の形状を良好に保つためには１００ ℃／ｓｅｃ 以下とするのが好ましい。また、保持時間は５ｓｅｃ 以上１２０ｓｅｃ以下とするのが好ましい。
【００３５】
なお、めっき母板として、最終熱間圧延が（Ａｒ３変態点−５０℃）以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、この一次工程は、最終圧延後の冷却を、ＭＳ 点以下の温度まで１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で急冷することにより、この一次工程の代わりとすることができる。ただし、冷却後の鋼板組織の均質化を図るためには、一次工程は熱間圧延後に独立した工程として行うのが好ましい。
【００３６】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程により２０％以上のラス状マルテンサイトを生成させた鋼板に、さらに（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）の間の温度域で５〜１２０ｓｅｃ間保持する二次熱処理を施した後、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する。この二次工程により、一次工程により生成したラス状マルテンサイトを焼戻マルテンサイトとするとともに、最終的に残留オーステナイト、低温変態相を生成させるための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る。なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。
【００３７】
二次熱処理における加熱保持温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイトが再生成せず、冷却後に残留オーステナイトや低温変態相が得られない。また、保持温度がＡｃ３変態点を超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化を招く。
また、二次熱処理における加熱保持時間が５ｓｅｃ 未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、冷却後に十分な量の残留オーステナイトが得られない。また、１２０ｓｅｃを超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化が進行し、必要量の焼戻マルテンサイトを得ることが困難となる。
【００３８】
また、二次熱処理後の５００ ℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ 未満では、冷却速度が遅く二次熱処理で生成したオーステナイトがフェライト、パーライト等に変態し、残留オーステナイトや低温変態相とならない。なお、二次熱処理後の冷却速度は５℃／ｓｅｃ 以上５０℃／ｓｅｃ 以下とするのが好ましい。
なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。連続溶融亜鉛めっきラインで行うことにより二次工程後直ちに三次工程に移行でき、生産性が向上する。
【００３９】
▲３▼三次工程
三次工程では、二次工程を施された鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施し、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端な高温でのめっき処理は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、５００ ℃以下でのめっき処理とするのが好ましい。また、めっき後の冷却速度が極端に小さいときは、残留オーステナイトの確保が困難となる。このため、めっき処理後から ３００℃までの温度範囲における冷却速度は５℃／ｓｅｃ 以上に限定するのが好ましい。なお、好ましくは５０℃／ｓｅｃ 以下である。また、めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００４０】
また、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施してもよい。合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、４５０ ℃〜５５０ ℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき皮膜の合金化を行う。合金化処理後は、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却するのが好ましい。高温での合金化は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下する。このため、合金化温度の上限は ５５０℃に限定するのが好ましい。また、合金化温度が４５０ ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。また、合金化処理後の冷却速度が極端に低い場合には、必要な残留オーステナイトの確保が困難になる。このため、合金化処理後から ３００℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓｅｃ 以上に限定するのが好ましい。
【００４１】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。
本発明は、焼鈍設備とめっき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛めっきラインにおいて鋼板の二次加熱と溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行うことを前提としているが、各工程を独立した設備あるいは工程において実施することも可能である。
【００４２】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片とした。得られた鋳片を板厚２．６ｍｍ まで熱間圧延し、次いで酸洗したのち、冷間圧延により板厚１．０ｍｍ の鋼板を得た。
【００４３】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインで、表２に示す一次工程条件で加熱保持後冷却する一次工程を施した。一次工程後、組織調査を行い、ラス状マルテンサイト量を測定した。さらに、一次工程済のこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施したのち、引続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき皮膜の合金化処理を行い、冷却する三次工程を施した。得られた鋼板について、ミクロ組織および機械的特性を調査し表３に示す。
【００４４】
溶融亜鉛めっき処理は、浴温 ４７５℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、引き上げて片面当たりの目付量が５０ｇ／ｍ２ となるようにガスワイピングにより目付量を調整した。なお、めっき皮膜の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、１０℃／ｓｅｃ の加熱速度で ５００℃まで昇温し、合金化処理した。合金化処理時の保持時間はめっき皮膜中の鉄含有率が９〜１１％となるように調整した。
【００４５】
鋼板のミクロ組織観察は、鋼板断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で行った。ミクロ組織中のラス状マルテンサイト量および焼戻マルテンサイト量は、倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した １００ｍｍ四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板より採取した試片を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線には ＭｏＫα線を使用し、試片中の残留オーステナイト相の｛１１１ ｝、｛２００ ｝、｛２２０ ｝、｛３１１ ｝各面の回折Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００４６】
また、機械的特性は、鋼板から圧延直角方向に採取したＪＩＳ ５ 号引張試験片を用いて、降伏強さ（降伏点）ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
これらの結果を表３に示す。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】
表３から、本発明例は、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上、伸びＥｌが３０％以上、かつ強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２１０００ＭＰａ％以上と、強度−伸びバランスに優れた高延性高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、延性が十分でなく、強度−伸びバランスが低下している。
【００５１】
鋼板No.5は、一次熱処理での保持時間が短く、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が少なくなり、めっき処理後の焼戻マルテンサイト量が低下し、強度−伸びバランスが低下している。また、鋼板No.6は、二次熱処理の保持温度が高すぎたため、めっき処理後の焼戻マルテンサイト量が少なく、強度−伸びバランスが低下している。また、鋼板No.7は、二次熱処理の保持温度が低すぎたため、めっき処理後に残留オーステナイトが生成せず、強度−伸びバランスが低下している。また、鋼板No.8は、二次熱処理での保持時間が短すぎたため、めっき処理後に残留オーステナイト量が少なくなり、強度−伸びバランスが低下している。また、鋼板No.9 は逆に二次熱処理での保持時間が長すぎたため、めっき処理後の焼戻マルテンサイト量が少なくなり、強度−伸びバランスが低下している。鋼板No.10 は、二次熱処理後の冷却速度が小さく、また、鋼板No.11 は合金化処理後 300℃までの冷却速度が小さく、めっき処理後の残留オーステナイト量が少なくなり、強度−伸びバランスが低下している。鋼板No.13 は、一次熱処理後の冷却速度が小さく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が少なくなり、めっき処理後の焼戻マルテンサイト量が少なく、強度−伸びバランスが低下している。
【００５２】
鋼板Ｎｏ．１８ 〜２０は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、焼戻マルテンサイト、あるいは残留オーステナイトの生成量が少なくなり、強度−伸びバランスが低下ししている。
（実施例２）
表１に示す組成の鋼Ｂを転炉で溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片に板厚２．３ｍｍ まで熱間圧延する熱延工程と、熱間圧延後、直ちに表４に示す条件で急冷し、コイル状に巻き取る熱延鋼板組織調整工程とを施した。この熱延鋼板組織調整工程を、本発明の製造方法における一次工程の代替とした。熱延鋼板組織調整工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。
【００５３】
次いで、この熱延鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表４に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引続き溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに溶融亜鉛めっき皮膜の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
溶融亜鉛めっき処理は、実施例１と同様に行った。得られた鋼板について、実施例１と同様にミクロ組織および機械的特性を調査し表５に示す。
【００５４】
【表４】
【００５５】
【表５】
【００５６】
表５から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、５９０ＭＰａ以上の引張強さＴＳを有し、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２３０００ＭＰａ％以上であり、延性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
【００５７】
【発明の効果】
本発明によれば、かかる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は非常に優れた延性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力溶融亜鉛めっき鋼板が、安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係り、とくに連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板の延性の向上に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。そのため、自動車部品用高張力鋼板には、高い延性を有することが強く求められている。
延性に優れる高張力鋼板としては、フェライトと低温変態相との複合組織からなる組織強化型鋼板が提案されている。この組織強化型鋼板では、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。また最近では、残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。
【０００４】
一方、自動車部品には、適用部位によっては高い耐食性も要求される。このような部位に適用される部品素材には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を主体とする溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００５】
しかし、現在、溶融亜鉛めっき鋼板の多くは、連続溶融亜鉛めっきラインで製造されている。これら連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備とを連続化して設置していることが多く、焼鈍後のめっき処理により、焼鈍後の冷却がめっき温度で中断されている。このため、工程全体での平均冷却速度を大きくすることが困難となる。
【０００６】
したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、一般に冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトや残留オーステナイトをめっき処理後の鋼板中に含有させることは難しい。
連続溶融亜鉛めっきラインで、組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、ＣｒやＭｏといった焼入性を高める合金元素を多量に添加し、マルテンサイト等の低温変態相の生成を容易にする方法がある。しかし、合金元素の多量添加は、製造コストの上昇を招くという問題がある。
【０００７】
また、例えば、特公昭６２−４０４０５ 号公報には、Ｃ：０．００５ 〜０．１５％、Ｍｎ：０．３ 〜２．０ ％、Ｃｒ：０．０３〜０．８ ％を含有する薄鋼板をＡｃ１変態点〜Ａｃ３変態点間に加熱したのち、冷却途中に溶融亜鉛めっき処理を行い、さらに５００ ℃〜Ａｃ１変態点間の温度に加熱する合金化処理を施し、その後３００ ℃まで冷却する連続溶融亜鉛めっきラインを用いた組織強化型合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法が提案されている。この合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法においては、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点間に加熱後の冷却、および合金化処理後３００ ℃までの冷却を、ＣｒとＭｎ量と関連づけられた式で規定される臨界冷却速度以上の冷却速度で行うことを特徴としており、フェライト素地中に主としてマルテンサイトからなる低温変態組織を含む二相組織鋼板とし、その鋼板上に合金化亜鉛めっき層を有する鋼板としている。
【０００８】
しかしながら、特公昭６２−４０４０５ 号公報に記載された技術では、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍後やめっき処理後の冷却条件を、各鋼板の組成に合致して調整する必要がある。このような冷却条件の調整は、連続亜鉛めっきラインの設備上の制約から問題があった。また、特公昭６２−４０４０５ 号公報に記載された技術で製造された鋼板の延性も十分なものとは言えなかった。
【０００９】
一方、特公昭６２−４０４０５ 号公報に記載された組織強化型溶融亜鉛めっき高張力鋼板とは異なり、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼戻マルテンサイトを利用して、成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が提示されている。
例えば、特開平６−９３３４０ 号公報には、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、再結晶温度以上かつＡｃ１変態点以上に加熱保持し、その後ＭＳ 点以下に急冷し、ついでＭＳ 点以上の温度であって少なくとも溶融亜鉛浴温度および合金化炉温度に加熱したのち、溶融亜鉛槽に浸漬する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１０】
また、特開平６−１０８１５２号公報には、（Ａｃ３変態点−５０℃）〜９００ ℃の温度にて少なくとも１ｓｅｃ 以上保持することを含む再結晶焼鈍工程と、亜鉛めっきを施す工程と、これらの工程の後にＡｃ１変態点以下２５０ ℃以上の温度にて再加熱処理を施す工程を有し、再結晶焼鈍工程の後でかつ再加熱処理工程前に、ＭＳ 点より高い温度から、合金元素量に依存する臨界冷却速度以上の冷却速度で、ＭＳ 点以下まで冷却する曲げ加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１１】
特開平６−９３３４０ 号公報、特開平６−１０８１５２号公報に記載された技術は、いずれも、鋼板をめっき前あるいは合金化処理前にオーステナイト温度域からＭＳ 点以下の温度に焼入れてマルテンサイト組織の鋼板とし、これを再加熱して焼戻マルテンサイトとする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
しかしながら、特開平６−９３３４０ 号公報、特開平６−１０８１５２号公報に記載された技術で製造された鋼板は、いずれも、自動車部品等の素材用として現在要求される延性を十分満足できず、更なる延性の向上が望まれていた。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、自動車部品用素材として十分な延性を有し、強度−伸びバランスに優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して製造されるのが望ましい。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて高延性高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造するため、鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、溶融亜鉛めっき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の組織を焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトを含み、残部をフェライトと低温変態相とからなる複合組織とすることにより、鋼板に優れた延性を発現せしめることが可能であることを知見した。
【００１４】
さらに、鋼板の組織を焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトを含み、残部をフェライトと低温変態相とからなる複合組織とするには、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板の組織を、まずラス状マルテンサイトを含む組織を有する組織とし、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめっき処理を施すことにより、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトを含み、残部をフェライトと低温変態相とからなる上記複合組織とすることができ、極めて延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能であるという知見を得た。
【００１５】
本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化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、
前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、Ｍｎ：１．０ 〜 ３．０ ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ前記焼戻マルテンサイトを体積率で２０％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含むことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、また、第１の本発明では、前記組成に加え、さらに、次の（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ 質量％、
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ 質量％以下、
（ｃ群）：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．１ 質量％
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１質量％以下
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００１６】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａｃ３変態点−５０℃）以上の温度で、５ｓｅｃ 以上保持する一次熱処理を施した後、１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度でＭＳ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、ついで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）の間の温度域で５〜１２０ｓｅｃ間保持する二次熱処理を施した後、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、ついで溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成したのち、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また、第２の本発明では、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成したのち、４５０ ℃〜５５０ ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき皮膜の合金化処理を施し、該合金化処理後に５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する工程であることが好ましい。
【００１７】
また、第２の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ 質量％、
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ 質量％以下、
（ｃ群）：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．１ 質量％、
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１質量％以下
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００１８】
また、第２の本発明では、前記鋼板を、最終熱間圧延が（Ａｒ３変態点−５０℃）以上の温度で行われた熱延鋼板とし、前記一次工程に代えて、最終熱間圧延後の冷却をＭＳ 点以下の温度まで１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で急冷する熱延鋼板組織調整工程とすることが可能である。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。
まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお、本発明では、組成における％は質量％を意味する。
【００２０】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼板の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成に効果があり、不可欠の元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５％未満では所望の高強度化が得られず、一方、０．２０％を超えると、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは０．０５〜０．２０％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｍｎ含有量が１．０ ％以上で認められる。一方、３．０ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。このため、Ｍｎは１．０ 〜３．０ ％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％
Ｓｉ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し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｓｉ含有量が０．３ ％以上で認められる。一方、１．８ ％を超えて含有すると、めっき性が顕著に劣化する。このため、Ｓｉは０．３ 〜１．８ ％の範囲に限定した。
【００２３】
さらに、本発明の鋼板では、必要に応じて、上記した化学成分に加え、下記に示す（ａ群）〜（ｄ群）のうちの１種または２種以上をさらに添加することが可能である。
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ ％
ＣｒおよびＭｏは、鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、ＣｒおよびＭｏのうちの１種または２種を合計で０．０５％以上含有して認められる。一方、合計で１．０ ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で０．０５〜１．０ ％の範囲に限定するのが望ましい。
【００２４】
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ ％以下、
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が０．００３ ％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは０．００３ ％以下に限定するのが望ましい。なお、０．００１ 〜０．００２ ％が一層好ましい。
（ｃ群）：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．１ ％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有しており、必要に応じて添加できる。このような作用は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１％以上で認められる。一方、合計で０．１ ％を超えて含有しても、過度に高強度化し、延性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で、０．０１〜０．１ ％の範囲に限定するのが好ましい。
【００２５】
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１％以下 Ｃａ、ＲＥＭ は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより、鋼板の伸びフランジ特性を向上させる効果を有する。このような効果はＣａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、０．０１％を超えると飽和する。このため、Ｃａ、ＲＥＭ のうちの１種または２種の含有量は合計で、０．０１％以下に限定するのが好ましい。
【００２６】
本発明に用いる鋼板は、上記した化学成分以外は、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ａｌ：０．１ ％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下が許容できる。
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。なお、本発明における焼戻マルテンサイトとは、ラス状のマルテンサイトを（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）の温度域に短時間加熱保持した際に生成する相を指す。
【００２７】
焼戻マルテンサイトは、焼戻前のラス状マルテンサイトの形態を引継いだ微細な内部構造を有する相である。焼戻マルテンサイトは、焼戻しによって軟質化しており十分な塑性変形能を有するため、高張力鋼板の延性向上に有効な相である。本発明の鋼板では、このような焼戻マルテンサイト相を、体積率で２０％以上含有する。焼戻マルテンサイト量が２０％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中の焼戻マルテンサイト量は２０％以上に限定した。なお、焼戻マルテンサイト量が、８０％を超えると、鋼板の高強度化が困難となるため、８０％以下とするのが好ましい。
【００２８】
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上する作用を有する。本発明鋼板では、このような残留オーステナイトを体積率で２％以上含有する。残留オーステナイト量が２％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量は２％以上に限定した。また、残留オーステナイト量は、好ましくは５％以上である。なお、残留オーステナイト量は多いほどよいが、連続溶融亜鉛めっきラインの熱履歴を経て製造される本発明鋼板では、実際的には１０％以下となる。
【００２９】
本発明の鋼板における複合組織では、上記した焼戻マルテンサイトと残留オーステナイト以外は、フェライトおよび低温変態相である。
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明鋼板では、フェライトを体積率で３０％以上含有するのが好ましい。３０％未満では延性の向上が少ない。一方、７０％を超えると鋼板の高強度化が困難となるため、７０％以下とするのが好ましい。
【００３０】
一方、本発明でいう低温変態相とは、焼戻しされていないマルテンサイトあるいはベイナイトを指す。これらの低温変態相は、本発明の製造方法における二次工程以降の冷却過程中に生成する。マルテンサイト、ベイナイトとも硬質相であり、鋼板強度を増加させる。低温変態相量は、本発明では特に限定しない。鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。また、強度の増加を十分図るためには、低温変態相は、硬質なマルテンサイトとするのが好適である。
【００３１】
軟質相であるフェライトと硬質相である低温変態相とが、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトとともに複合組織を構成することにより、軟質相から硬質相までが混在する微細組織となって、鋼板の高延性化や低降伏比化が実現し鋼板の成形性が著しく向上する。
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成および上記した複合組織を有する鋼板の表層に、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。めっき層の目付量は、使用部位による耐食性要求により適宜決定すればよく、とくに規定されない。自動車の構造部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の厚さ（目付量）は３０〜６０ｇ／ｍ２ とするのが好ましい。
【００３２】
次に、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する溶鋼を溶製し、通常の公知の方法で鋳造し、通常の公知の方法で熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延して、鋼板とする。また、必要に応じて、酸洗あるいは焼鈍等の工程を加えることができる。
本発明では、上記した組成を有する鋼板に、一次熱処理後冷却しマルテンサイトを含有する組織とする一次工程（▲１▼）と、ついで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次熱処理を施し、一次工程で形成されたマルテンサイトの焼戻しと、冷却後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかるのち亜鉛めっき処理する三次工程（▲３▼）を施し、延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【００３３】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（Ａｃ３変態点−５０℃）以上の温度で少なくとも５ｓｅｃ 以上保持する一次熱処理を施した後、ＭＳ 点以下の温度まで１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で急冷する。この一次工程により、鋼板中にラス状マルテンサイトが２０％（体積率）以上生成される。本発明でいう焼戻マルテンサイトを得るためには、前組織としてラス状マルテンサイトを含む組織とすることが必要である。
【００３４】
一次熱処理の加熱保持温度が（Ａｃ３変態点−５０℃）未満、あるいは保持時間が５ｓｅｃ 未満では、加熱保持中に生成するオーステナイト量が少なく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が不足する。また、一次熱処理後の冷却速度が１０℃／ｓｅｃ 未満では、冷却後の鋼板組織をラス状マルテンサイトを含む組織とすることができない。なお、一次熱処理後の冷却速度の上限は、鋼板の形状を良好に保つためには１００ ℃／ｓｅｃ 以下とするのが好ましい。また、保持時間は５ｓｅｃ 以上１２０ｓｅｃ以下とするのが好ましい。
【００３５】
なお、めっき母板として、最終熱間圧延が（Ａｒ３変態点−５０℃）以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、この一次工程は、最終圧延後の冷却を、ＭＳ 点以下の温度まで１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で急冷することにより、この一次工程の代わりとすることができる。ただし、冷却後の鋼板組織の均質化を図るためには、一次工程は熱間圧延後に独立した工程として行うのが好ましい。
【００３６】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程により２０％以上のラス状マルテンサイトを生成させた鋼板に、さらに（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）の間の温度域で５〜１２０ｓｅｃ間保持する二次熱処理を施した後、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する。この二次工程により、一次工程により生成したラス状マルテンサイトを焼戻マルテンサイトとするとともに、最終的に残留オーステナイト、低温変態相を生成させるための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る。なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。
【００３７】
二次熱処理における加熱保持温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイトが再生成せず、冷却後に残留オーステナイトや低温変態相が得られない。また、保持温度がＡｃ３変態点を超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化を招く。
また、二次熱処理における加熱保持時間が５ｓｅｃ 未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、冷却後に十分な量の残留オーステナイトが得られない。また、１２０ｓｅｃを超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化が進行し、必要量の焼戻マルテンサイトを得ることが困難となる。
【００３８】
また、二次熱処理後の５００ ℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ 未満では、冷却速度が遅く二次熱処理で生成したオーステナイトがフェライト、パーライト等に変態し、残留オーステナイトや低温変態相とならない。なお、二次熱処理後の冷却速度は５℃／ｓｅｃ 以上５０℃／ｓｅｃ 以下とするのが好ましい。
なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。連続溶融亜鉛めっきラインで行うことにより二次工程後直ちに三次工程に移行でき、生産性が向上する。
【００３９】
▲３▼三次工程
三次工程では、二次工程を施された鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施し、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端な高温でのめっき処理は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、５００ ℃以下でのめっき処理とするのが好ましい。また、めっき後の冷却速度が極端に小さいときは、残留オーステナイトの確保が困難となる。このため、めっき処理後から ３００℃までの温度範囲における冷却速度は５℃／ｓｅｃ 以上に限定するのが好ましい。なお、好ましくは５０℃／ｓｅｃ 以下である。また、めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００４０】
また、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施してもよい。合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、４５０ ℃〜５５０ ℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき皮膜の合金化を行う。合金化処理後は、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却するのが好ましい。高温での合金化は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下する。このため、合金化温度の上限は ５５０℃に限定するのが好ましい。また、合金化温度が４５０ ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。また、合金化処理後の冷却速度が極端に低い場合には、必要な残留オーステナイトの確保が困難になる。このため、合金化処理後から ３００℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓｅｃ 以上に限定するのが好ましい。
【００４１】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。
本発明は、焼鈍設備とめっき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛めっきラインにおいて鋼板の二次加熱と溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行うことを前提としているが、各工程を独立した設備あるいは工程において実施することも可能である。
【００４２】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片とした。得られた鋳片を板厚２．６ｍｍ まで熱間圧延し、次いで酸洗したのち、冷間圧延により板厚１．０ｍｍ の鋼板を得た。
【００４３】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインで、表２に示す一次工程条件で加熱保持後冷却する一次工程を施した。一次工程後、組織調査を行い、ラス状マルテンサイト量を測定した。さらに、一次工程済のこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施したのち、引続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき皮膜の合金化処理を行い、冷却する三次工程を施した。得られた鋼板について、ミクロ組織および機械的特性を調査し表３に示す。
【００４４】
溶融亜鉛めっき処理は、浴温 ４７５℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、引き上げて片面当たりの目付量が５０ｇ／ｍ２ となるようにガスワイピングにより目付量を調整した。なお、めっき皮膜の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、１０℃／ｓｅｃ の加熱速度で ５００℃まで昇温し、合金化処理した。合金化処理時の保持時間はめっき皮膜中の鉄含有率が９〜１１％となるように調整した。
【００４５】
鋼板のミクロ組織観察は、鋼板断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で行った。ミクロ組織中のラス状マルテンサイト量および焼戻マルテンサイト量は、倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した １００ｍｍ四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板より採取した試片を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線には ＭｏＫα線を使用し、試片中の残留オーステナイト相の｛１１１ ｝、｛２００ ｝、｛２２０ ｝、｛３１１ ｝各面の回折Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００４６】
また、機械的特性は、鋼板から圧延直角方向に採取したＪＩＳ ５ 号引張試験片を用いて、降伏強さ（降伏点）ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
これらの結果を表３に示す。
【００４７】
【表１】
【表２】
【表３】
表３から、本発明例は、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上、伸びＥｌが３０％以上、かつ強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２１０００ＭＰａ％以上と、強度−伸びバランスに優れた高延性高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、延性が十分でなく、強度−伸びバランスが低下している。
【００５１】
鋼板No.5は、一次熱処理での保持時間が短く、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が少なくなり、めっき処理後の焼戻マルテンサイト量が低下し、強度−伸びバランスが低下している。また、鋼板No.6は、二次熱処理の保持温度が高すぎたため、めっき処理後の焼戻マルテンサイト量が少なく、強度−伸びバランスが低下している。また、鋼板No.7は、二次熱処理の保持温度が低すぎたため、めっき処理後に残留オーステナイトが生成せず、強度−伸びバランスが低下している。また、鋼板No.8は、二次熱処理での保持時間が短すぎたため、めっき処理後に残留オーステナイト量が少なくなり、強度−伸びバランスが低下している。また、鋼板No.9 は逆に二次熱処理での保持時間が長すぎたため、めっき処理後の焼戻マルテンサイト量が少なくなり、強度−伸びバランスが低下している。鋼板No.10 は、二次熱処理後の冷却速度が小さく、また、鋼板No.11 は合金化処理後 300℃までの冷却速度が小さく、めっき処理後の残留オーステナイト量が少なくなり、強度−伸びバランスが低下している。鋼板No.13 は、一次熱処理後の冷却速度が小さく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が少なくなり、めっき処理後の焼戻マルテンサイト量が少なく、強度−伸びバランスが低下している。
【００５２】
鋼板Ｎｏ．１８ 〜２０は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、焼戻マルテンサイト、あるいは残留オーステナイトの生成量が少なくなり、強度−伸びバランスが低下ししている。
（実施例２）
表１に示す組成の鋼Ｂを転炉で溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片に板厚２．３ｍｍ まで熱間圧延する熱延工程と、熱間圧延後、直ちに表４に示す条件で急冷し、コイル状に巻き取る熱延鋼板組織調整工程とを施した。この熱延鋼板組織調整工程を、本発明の製造方法における一次工程の代替とした。熱延鋼板組織調整工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。
【００５３】
次いで、この熱延鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表４に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引続き溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに溶融亜鉛めっき皮膜の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
溶融亜鉛めっき処理は、実施例１と同様に行った。得られた鋼板について、実施例１と同様にミクロ組織および機械的特性を調査し表５に示す。
【００５４】
【表４】
【表５】
表５から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、５９０ＭＰａ以上の引張強さＴＳを有し、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２３０００ＭＰａ％以上であり、延性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
【００５７】
【発明の効果】
本発明によれば、かかる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は非常に優れた延性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力溶融亜鉛めっき鋼板が、安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
Claims (6)
- 鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化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、
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ前記焼戻マルテンサイトを体積率で２０％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含むことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記組成に加え、さらに、下記（ａ群）〜（ｄ群）のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ 質量％、
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ 質量％以下、
（ｃ群）：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．１ 質量％、
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１質量％以下 - 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．３ 〜１．８ ％、
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａｃ３変態点−５０℃）以上の温度で、５ｓｅｃ 以上保持する一次熱処理を施した後、１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度でＭＳ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、ついで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）の間の温度域で５〜１２０ｓｅｃ間保持する二次熱処理を施した後、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で５００ ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、ついで溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成したのち、５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成したのち、４５０ ℃〜５５０ ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき皮膜の合金化処理を施し、該合金化処理後に５℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で３００ ℃まで冷却する工程であることを特徴とする請求項３に記載の延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成に加え、さらに、下記（ａ群）〜（ｄ群）のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項３または４に記載の延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
（ａ群）：Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ 質量％、
（ｂ群）：Ｂ：０．００３ 質量％以下、
（ｃ群）：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．１ 質量％、
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１質量％以下 - 前記鋼板を、最終熱間圧延が（Ａｒ３変態点−５０℃）以上の温度で行われた熱延鋼板とし、前記一次工程に代えて、最終熱間圧延後の冷却をＭＳ 点以下の温度まで１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で急冷する熱延鋼板組織調整工程とすることを特徴とする請求項３ないし５のいずれかに記載の延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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