JP3624772B2 - 延性に優れる低降伏比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わり、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および低降伏比化に関する。
【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。また、成形後の形状凍結性に優れることも必要である。このため、自動車部品用鋼板としては、延性に優れ、降伏比が低い鋼板が望まれている。
【０００４】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。高い耐食性が要求される部位に適用される部品の素材としては、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促進するためには、耐食性に優れ、しかも延性に優れ、低い降伏比を有す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】
また、延性に優れる低降伏比高張力鋼板としては、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。一方、近年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。
【０００６】
しかし、現在の多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度にて中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、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後の鋼板中に含有させることは難しい。このため、これらの相を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて製造することは、一般には困難である。
【０００７】
このような問題に対し、例えば、特開平８−１３４５９１号公報には、Ｃ：０．０２〜０．１４％を含み、Ｍｎ：１．２ 〜３．０ ％とＣｒ：０．３ 〜１．５ ％を、Ｍｎ＋Ｃｒ：２．０ 〜３．５ ％の条件下で含有し、金属組織が面積率でフェライト相：５０％以上とベイナイト相：３ 〜１５％およびマルテンサイト相：５ 〜２０％からなる３相組織であることを特徴とする、降伏比が低く、プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。この技術では、鋼板の化学成分と焼鈍および溶融亜鉛めっき工程の温度条件を規定することにより、上記した所望量のフェライト、べイナイト、マルテンサイトの３相からなる金属組織を有する鋼板が得られるとしている。
【０００８】
しかしながら、特開平８−１３４５９１号公報に記載された技術で製造された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、現状の鋼板要求特性に十分に対応できる延性を保持していないという問題があった。
【０００９】
また、特開平１１−２２２６４４号公報には、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５ ％、Ｎ：０．０１％以下を含み、かつＳｉ：０．５ 〜２．５ ％、Ｃｒ：１．０ 〜５．０ ％、Ａｌ：０．８ 〜３．０ ％のうち１種または２種以上を含有する組成と、体積率で１％以上の残留オーステナイトを含む高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。この鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインにて製造可能であるとされ、化学組成を適正に調整して、めっき工程後の鋼板中に残留オーステナイトを多量に含有させ、残留オーステナイトによる変態誘起塑性効果を利用し高延性を得ようとするものである。
【００１０】
また、特開平１１−２３６６２１号公報には、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：１．０ ％以下、Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ％、Ａｌ：０．４ 〜２．５ ％、Ｔｉ：０．００３ 〜０．０８０ ％、Ｎ：０．０１０ ％以下を含み、かつＴｉ含有量をＮ、Ｓ含有量と関連した式にて限定した組成の冷延鋼板、あるいは熱延鋼板に、前酸化処理を行ったのち、ついで２相域温度での焼鈍を行って、焼鈍後３ ℃／ｓ以上の冷却速度で４２０ 〜６００ ℃の温度域まで冷却し、この温度で２０ｓ以上保持する冷却保持を行い、さらに溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施し、あるいはさらに合金化処理を行う、高張力高延性の亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。特開平１１−２３６６２１号公報に記載された技術は、焼鈍条件および焼鈍後の冷却条件を限定してめっき工程後の鋼板中に残留オーステナイトを多量に含有させ、残留オーステナイトによる変態誘起塑性効果を利用し高強度高延性亜鉛めっき鋼板を得ようとすることに特徴がある。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平１１−２２２６４４号公報に記載された技術では、鋼板の製造方法に関する特段の規定もなく、また、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の降伏比が安定して低いという保証もなされていない。また、特開平１１−２３６６２１号公報に記載された技術では、オーステナイトの安定化のためにべイナイト変態を利用するため、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の降伏比が高くなるという問題があった。
【００１２】
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を解決し、自動車部品用素材として好適な、延性に優れ、低い降伏比を有す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ことを目的とする。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ことが望ましい。
【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、延性に優れる低降伏比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、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなる複合組織とし、複合組織中の各相の体積率を所定の比率とすることにより、とくにフェライトの比率を高くすることにより、鋼板に優れた延性を発現せしめたうえ、かつ鋼板の降伏比を十分に低下させ得ることができることを知見した。
【００１４】
さらに、本発明者らは、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板を、まずフェライトと塊状のマルテンサイトを含む一次組織としたうえで、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、鋼板の組織を所定の体積率範囲内のフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの各相を含む複合組織とすることができ、延性に優れ、かつ低い降伏比を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を安定的かつ効率的に製造できることも見出した。
【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。
【００１６】
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、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトを含む複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で６０％以上好ましくは９０％以下、前記マルテンサイトを体積率で５％以上好ましくは３０％以下、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５μｍ 以上であることを特徴とする延性に優れる低降伏比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（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、０．０１〜０．２ 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。
【００１７】
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−８０℃） 以上好ましくは（Ａｃ３変態点＋１００ ℃） 以下の温度で、５ｓ以上好ましくは１２０ ｓ以下保持する一次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の冷却速度でＭｓ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点） の温度域で５ｓ以上好ましくは１２０ ｓ以下保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上好ましくは５０℃／ｓ以下の冷却速度で ５００℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上好ましくは５０℃／ｓ以下の冷却速度で 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、延性に優れる低降伏比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、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、 ４５０〜 ５５０℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５℃／ｓ以上好ましくは５０℃／ｓ以下の冷却速度で ３００℃まで冷却する工程であるのが好ましく、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、０．０１〜０．２ 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】
【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。
【００１９】
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、以下、組成における質量％は単に％と記す。
【００２０】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼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マルテンサイトの生成に効果があり、本発明では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】
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。なお、好ましくは、０．５ 〜１．５ ％である。
【００２２】
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、マルテンサイトや、残留オーステナイト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。
【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群または２群以上を含有することができる。
【００２４】
（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、マルテンサイトや残留オーステナイト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が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｃｒおよび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。なお、より望ましい範囲はＣｒおよびＭｏのうちの１種または２種を合計で０．０５〜０．５ ％である。
【００２５】
（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、必要に応じて含有できる。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好ましい。なお、より好ましい範囲は０．００１ 〜０．００２ ％である。
【００２６】
（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、０．０１〜０．２ ％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋼中に炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有しており、必要に応じて含有できる。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０．２ ％を越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ず、経済的に不利となるうえ、降伏比の上昇も招く。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、０．０１〜０．２ ％の範囲に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は０．０１〜０．１ ％である。
【００２７】
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ 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 のうちの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。なお、より好ましい範囲は０．００１ 〜０．００５ ％である。
【００２８】
本発明に用いる鋼板は、上記した化学成分以外の残部は、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。
【００２９】
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と、（１）フェライト、（２）マルテンサイト、（３）残留オーステナイトからなる複合組織を有する鋼板である。
【００３０】
（１）フェライト
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。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、体積率で６０％以上含有する。フェライト量が６０％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は６０％以上に限定した。なお、フェライト量が９０％を超えると鋼板の強度確保が困難となるため、フェライト量は９０％以下とするのが望ましい。
【００３１】
（２）マルテンサイト
マルテンサイトは硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用を有する。マルテンサイト量が体積率にて５％未満では前記作用が十分に得られない。このため、マルテンサイト量は５％以上に限定した。一方、マルテンサイト量が３０％を超えると鋼板の延性低下を招く。このため、マルテンサイト量は３０％以下とするのが望ましい。なお、マルテンサイト量は所望する鋼板強度に応じて適宜増減することができる。なお、このマルテンサイトは焼戻しを受けていないマルテンサイトを意味する。すなわち二次工程以降の冷却過程で生成されるマルテンサイトである。
【００３２】
（３）残留オーステナイト
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。本発明の鋼板では、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、実際的には１０％以下である。
【００３３】
さらに、本発明の鋼板では、上記した複合組織中のフェライトの結晶粒径を５μｍ 以上、好ましくは３０μｍ 以下とする。
【００３４】
結晶粒径の微細化は鋼板の降伏応力を上昇させる作用がある。本発明の鋼板は、フェライト相が主相であり、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ 未満と微細化すると降伏応力が上昇して鋼板の低降伏比化が妨げられる。このため、フェライトの平均結晶粒径は５μｍ 以上に限定した。また、フェライトの平均結晶粒径が３０μｍ を超えると、強加工を受けた際に鋼板表面が粗くなる現象が生ずるため、３０μｍ 以下とするのが好ましい。
【００３５】
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されればよく、特に規定されない。自動車部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の目付量は３０〜１２０ｇ／ｍ２ とするのが好ましい。
【００３６】
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。
【００３７】
まず、上記した組成を有する溶鋼を溶製し、通常公知の方法で鋳造し、次いで通常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。
【００３８】
本発明では、上記した組成を有し、上記の方法で製造された鋼板に、一次加熱処理後冷却して、フェライトおよび塊状マルテンサイトを生成する一次工程（▲１▼）と、次いで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次加熱処理を施し、三次工程後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成するために一次工程で生成させた塊状マルテンサイトの一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかる後亜鉛めっき処理を施し、冷却してマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成を図る三次工程（▲３▼）を施し、延性に優れ、低降伏比を有する高張力溶融亜鉛メッキ鋼板を得る。
【００３９】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（ＡＣ３変態点−８０℃）以上、好ましくは（ＡＣ３変態点＋１００ ℃）以下の温度域に少なくとも５ｓ以上好ましくは１２０ ｓ以下保持する一次加熱処理を施した後、Ｍｓ 点以下の温度まで５℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の冷却速度で鋼板を冷却する。この一次工程により、鋼板中にはフェライトと塊状のマルテンサイトが生成される。
【００４０】
ここで生成する塊状のマルテンサイトにはフェライトから排出されたＣ等の合金元素が濃縮されて含有されている。この塊状マルテンサイトが二次工程での二相域再加熱処理時に優先的に再オーステナイト化し、三次工程での冷却後にマルテンサイトあるいは残留オーステナイトとなる。三次工程後の鋼板組織中に必要量のマルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成させるためには、一次工程後の鋼板中に塊状のマルテンサイトを体積率にて１０％以上生成させることが好ましい。
【００４１】
また、塊状マルテンサイトにＣ等の合金元素を高度に濃縮することにより、三次工程後のマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成を促進させ、かつ、三次工程後の鋼板組織中に十分な量のフェライトを生成させるためには、一次工程後の鋼板中に体積率にて６０％以上のフェライトを生成させることが望ましい。
【００４２】
一次加熱処理の加熱保持温度が（ＡＣ３変態点−８０）℃未満、あるいは保持時間が５ｓ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、冷却後に得られる塊状マルテンサイト量が不足する。なお、一次加熱処理の加熱保持温度が（ＡＣ３変態点＋１００ ）℃を超えると、加熱保持中にオーステナイトの結晶粒径が過度に粗大化する。このため、三次工程後に得られる組織が不均一となり、鋼板の延性低下を招く。このため、一次加熱処理の加熱保持温度は（ＡＣ３変態点＋１００ ）℃以下とするのが好ましい。また、良好な生産性を確保するためには、保持時間は１２０ ｓ以下とするのが好ましい。
【００４３】
また、一次加熱処理後の冷却速度が５℃／ｓ 未満では、パーライトおるいはベイナイト変態が生じ、冷却後の鋼板組織を十分な量の塊状マルテンサイトを含む組織とすることができない。一方、一次加熱処理後の冷却速度が１０℃／ｓ 以上の場合には、冷却後の鋼板組織を十分な量のフェライトを含む組織とすることができず、マルテンサイトもラス状の形態となる。このため、一次加熱処理後の冷却速度は５℃／ｓ 以上１０℃／ｓ 未満とした。なお、本発明でいう塊状マルテンサイトとは、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡による１０００倍程度の倍率下における観察で、相内部のラス構造が視認できないものを指す。一方、ラス構造が明瞭に認められるものをラス状マルテンサイトと呼ぶ。
【００４４】
また、メッキ母板として、最終圧延がＡｒ３変態点以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、最終圧延後の冷却時に、Ｍｓ 点以下の温度まで５℃／ｓ 以上１０℃／ｓ 未満で冷却することにより、この一次工程を代替することができる。
【００４５】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程によりフェライトと塊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変態点の温度域で５ｓ以上保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ 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、三次工程後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成するために一次工程で生成させた塊状マルテンサイトの一部再オーステナイト化を図る。
【００４６】
二次加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、三次工程後にマルテンサイトや残留オーステナイトが得られない。また、加熱保持温度がＡｃ３変態点を超えると、鋼板組織の全オーステナイト化を招き、三次工程での冷却後に前記複合組織を得ることが困難になる。また、二次加熱処理における加熱保持時間が５ｓ未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、三次工程後に十分な量のマルテンサイトあるいは残留オーステナイトが得られない。なお、良好な生産性を確保するためには、加熱保持時間は １２０ｓ以下とするのが好ましい。
【００４７】
また、二次加熱処理後の ５００℃までの温度範囲での冷却速度が５℃／ｓ 未満では二次加熱処理にて生成したオーステナイトがパーライトやベイナイトに変態し、マルテンサイトや残留オーステナイトとならない。なお、二次加熱処理後の冷却速度は５℃／ｓ 以上５０℃／ｓ 以下とするのが好ましい。
【００４８】
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。このような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。
【００４９】
▲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を施し、５℃／ｓ 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、極端に高温でのめっきはマルテンサイトや残留オーステナイト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、めっき処理後の冷却速度が極端に小さいときも、マルテンサイトや残留オーステナイトの確保が困難になる。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℃／ｓ 以上に限定するのがよい。なお、好ましくは５０℃／ｓ 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よいのはいうまでもない。
【００５０】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。合金化処理は、溶融亜鉛めっき後、 ４５０〜 ５５０℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行う。合金化処理後は、５℃／ｓ 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、必要なマルテンサイトや残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性低下と降伏比の上昇をもたらす。このため、合金化温度の上限は ５５０℃に限定する。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。このため、合金化温度の下限は ４５０℃とするのが好ましい。また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合には必要なマルテンサイトや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℃／ｓ 以上に限定するのがよい。なお、めっき処理後、あるいは合金化処理後の冷却速度は鋼板の形状保持の観点から５０℃／ｓ以下とするのが好ましい。
【００５１】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、化成処理性、摺動性等の調整のためのフラッシュめっきを行ってもよい。さらに、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。
【００５２】
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、二次工程と三次工程を連続して行うことを前提としているが、各工程を独立した設備で実施することも可能である。
【００５３】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚 ２．６ｍｍまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚 １．４ｍｍの冷延鋼板を得た。
【００５４】
【表１】
【００５５】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、フェライトおよび塊状マルテンサイト量を測定した。
【００５６】
さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、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後、引き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層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
【００５７】
なお、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、浸漬した鋼板を引き上げた後、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。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、１０℃／ｓ の加熱温度で ５００℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜１１％となるように調整した。
【００５８】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のフェライトおよびマルテンサイトの量については、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、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比とした。フェライト粒径はＪＩＳ Ｚ０５５２ に規定に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。
【００５９】
鋼板の機械的特性は、引張試験により調査した。
【００６０】
引張試験は、鋼板より圧延直角方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２０４に規定のＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定に準拠して、耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ）を測定し、強度−伸びバランス（ＴＳ × Ｅｌ）および降伏比（ＹＳ／ＴＳ） を算出した。
【００６１】
得られた結果を表３に示す。
【００６２】
【表２】
【００６３】
【表３】
【００６４】
表３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）を有しており、強度−伸びバランス（ＴＳ × Ｅｌ）が２１０００ＭＰａ以上と延性に優れ、かつ、降伏比（ＹＳ／ＴＳ） が６５％以下となっており、形状凍結性にも優れる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、強度−伸びバランスが低いか、降伏比も高い値となっており、高延性と低降伏比を同時に満足するものはない。
【００６５】
鋼板Ｎｏ．２は、一次加熱処理における加熱温度が低く、冷却後に得られる塊状マルテンサイトが少ないため、めっき処理後のマルテンサイト量が少なくなっている。このため、強度−伸びバランスが低い値となっている。
【００６６】
鋼板Ｎｏ．４は、一次加熱処理後の冷却速度が小さく、冷却後に塊状マルテンサイトが生成しないため、めっき処理後に残留オーステナイトが得られず、一部ベイナイトが生成している。このため、強度−伸びバランスが低下し、降伏比が高くなっている。
【００６７】
鋼板Ｎｏ．５は、二次加熱処理における加熱温度が高すぎたため、めっき処理後に残留オーステナイトが得られず、一部ベイナイトが生成している。このため、強度−伸びバランスが低下し、降伏比が高くなっている。
【００６８】
鋼板Ｎｏ．６は、二次加熱処理における加熱温度が低すぎたため、めっき処理後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスが低下し、降伏比が大幅に高くなっている。
【００６９】
鋼板Ｎｏ．１１ 〜１３は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、めっき処理後にマルテンサイトないし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ている。さらに、鋼板Ｎｏ．１２ は、ベイナイトが生成し、降伏比が大幅に高くなっている。
【００７０】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な、非常に優れた延性と十分に低い降伏比を有する高張力亜鉛めっき鋼板が、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わり、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および低降伏比化に関する。
【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。また、成形後の形状凍結性に優れることも必要である。このため、自動車部品用鋼板としては、延性に優れ、降伏比が低い鋼板が望まれている。
【０００４】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。高い耐食性が要求される部位に適用される部品の素材としては、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促進するためには、耐食性に優れ、しかも延性に優れ、低い降伏比を有す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】
また、延性に優れる低降伏比高張力鋼板としては、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。一方、近年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。
【０００６】
しかし、現在の多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度にて中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、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後の鋼板中に含有させることは難しい。このため、これらの相を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて製造することは、一般には困難である。
【０００７】
このような問題に対し、例えば、特開平８−１３４５９１号公報には、Ｃ：０．０２〜０．１４％を含み、Ｍｎ：１．２ 〜３．０ ％とＣｒ：０．３ 〜１．５ ％を、Ｍｎ＋Ｃｒ：２．０ 〜３．５ ％の条件下で含有し、金属組織が面積率でフェライト相：５０％以上とベイナイト相：３ 〜１５％およびマルテンサイト相：５ 〜２０％からなる３相組織であることを特徴とする、降伏比が低く、プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。この技術では、鋼板の化学成分と焼鈍および溶融亜鉛めっき工程の温度条件を規定することにより、上記した所望量のフェライト、べイナイト、マルテンサイトの３相からなる金属組織を有する鋼板が得られるとしている。
【０００８】
しかしながら、特開平８−１３４５９１号公報に記載された技術で製造された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、現状の鋼板要求特性に十分に対応できる延性を保持していないという問題があった。
【０００９】
また、特開平１１−２２２６４４号公報には、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５ ％、Ｎ：０．０１％以下を含み、かつＳｉ：０．５ 〜２．５ ％、Ｃｒ：１．０ 〜５．０ ％、Ａｌ：０．８ 〜３．０ ％のうち１種または２種以上を含有する組成と、体積率で１％以上の残留オーステナイトを含む高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。この鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインにて製造可能であるとされ、化学組成を適正に調整して、めっき工程後の鋼板中に残留オーステナイトを多量に含有させ、残留オーステナイトによる変態誘起塑性効果を利用し高延性を得ようとするものである。
【００１０】
また、特開平１１−２３６６２１号公報には、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：１．０ ％以下、Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ％、Ａｌ：０．４ 〜２．５ ％、Ｔｉ：０．００３ 〜０．０８０ ％、Ｎ：０．０１０ ％以下を含み、かつＴｉ含有量をＮ、Ｓ含有量と関連した式にて限定した組成の冷延鋼板、あるいは熱延鋼板に、前酸化処理を行ったのち、ついで２相域温度での焼鈍を行って、焼鈍後３ ℃／ｓ以上の冷却速度で４２０ 〜６００ ℃の温度域まで冷却し、この温度で２０ｓ以上保持する冷却保持を行い、さらに溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施し、あるいはさらに合金化処理を行う、高張力高延性の亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。特開平１１−２３６６２１号公報に記載された技術は、焼鈍条件および焼鈍後の冷却条件を限定してめっき工程後の鋼板中に残留オーステナイトを多量に含有させ、残留オーステナイトによる変態誘起塑性効果を利用し高強度高延性亜鉛めっき鋼板を得ようとすることに特徴がある。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平１１−２２２６４４号公報に記載された技術では、鋼板の製造方法に関する特段の規定もなく、また、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の降伏比が安定して低いという保証もなされていない。また、特開平１１−２３６６２１号公報に記載された技術では、オーステナイトの安定化のためにべイナイト変態を利用するため、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の降伏比が高くなるという問題があった。
【００１２】
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を解決し、自動車部品用素材として好適な、延性に優れ、低い降伏比を有す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ことを目的とする。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ことが望ましい。
【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、延性に優れる低降伏比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、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなる複合組織とし、複合組織中の各相の体積率を所定の比率とすることにより、とくにフェライトの比率を高くすることにより、鋼板に優れた延性を発現せしめたうえ、かつ鋼板の降伏比を十分に低下させ得ることができることを知見した。
【００１４】
さらに、本発明者らは、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板を、まずフェライトと塊状のマルテンサイトを含む一次組織としたうえで、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、鋼板の組織を所定の体積率範囲内のフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの各相を含む複合組織とすることができ、延性に優れ、かつ低い降伏比を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を安定的かつ効率的に製造できることも見出した。
【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。
【００１６】
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、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトを含む複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で６０％以上好ましくは９０％以下、前記マルテンサイトを体積率で５％以上好ましくは３０％以下、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５μｍ 以上であることを特徴とする延性に優れる低降伏比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（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、０．０１〜０．２ 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。
【００１７】
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−８０℃） 以上好ましくは（Ａｃ３変態点＋１００ ℃） 以下の温度で、５ｓ以上好ましくは１２０ ｓ以下保持する一次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の冷却速度でＭｓ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点） の温度域で５ｓ以上好ましくは１２０ ｓ以下保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上好ましくは５０℃／ｓ以下の冷却速度で ５００℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上好ましくは５０℃／ｓ以下の冷却速度で 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、延性に優れる低降伏比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、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、 ４５０〜 ５５０℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５℃／ｓ以上好ましくは５０℃／ｓ以下の冷却速度で ３００℃まで冷却する工程であるのが好ましく、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、０．０１〜０．２ 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】
【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。
【００１９】
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、以下、組成における質量％は単に％と記す。
【００２０】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼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マルテンサイトの生成に効果があり、本発明では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】
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。なお、好ましくは、０．５ 〜１．５ ％である。
【００２２】
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、マルテンサイトや、残留オーステナイト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。
【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群または２群以上を含有することができる。
【００２４】
（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、マルテンサイトや残留オーステナイト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が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｃｒおよび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。なお、より望ましい範囲はＣｒおよびＭｏのうちの１種または２種を合計で０．０５〜０．５ ％である。
【００２５】
（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、必要に応じて含有できる。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好ましい。なお、より好ましい範囲は０．００１ 〜０．００２ ％である。
【００２６】
（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、０．０１〜０．２ ％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋼中に炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有しており、必要に応じて含有できる。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０．２ ％を越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ず、経済的に不利となるうえ、降伏比の上昇も招く。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、０．０１〜０．２ ％の範囲に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は０．０１〜０．１ ％である。
【００２７】
（ｄ群）：Ｃａ、ＲＥＭ 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 のうちの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。なお、より好ましい範囲は０．００１ 〜０．００５ ％である。
【００２８】
本発明に用いる鋼板は、上記した化学成分以外の残部は、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。
【００２９】
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と、（１）フェライト、（２）マルテンサイト、（３）残留オーステナイトからなる複合組織を有する鋼板である。
【００３０】
（１）フェライト
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。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、体積率で６０％以上含有する。フェライト量が６０％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は６０％以上に限定した。なお、フェライト量が９０％を超えると鋼板の強度確保が困難となるため、フェライト量は９０％以下とするのが望ましい。
【００３１】
（２）マルテンサイト
マルテンサイトは硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用を有する。マルテンサイト量が体積率にて５％未満では前記作用が十分に得られない。このため、マルテンサイト量は５％以上に限定した。一方、マルテンサイト量が３０％を超えると鋼板の延性低下を招く。このため、マルテンサイト量は３０％以下とするのが望ましい。なお、マルテンサイト量は所望する鋼板強度に応じて適宜増減することができる。なお、このマルテンサイトは焼戻しを受けていないマルテンサイトを意味する。すなわち二次工程以降の冷却過程で生成されるマルテンサイトである。
【００３２】
（３）残留オーステナイト
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。本発明の鋼板では、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、実際的には１０％以下である。
【００３３】
さらに、本発明の鋼板では、上記した複合組織中のフェライトの結晶粒径を５μｍ 以上、好ましくは３０μｍ 以下とする。
【００３４】
結晶粒径の微細化は鋼板の降伏応力を上昇させる作用がある。本発明の鋼板は、フェライト相が主相であり、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ 未満と微細化すると降伏応力が上昇して鋼板の低降伏比化が妨げられる。このため、フェライトの平均結晶粒径は５μｍ 以上に限定した。また、フェライトの平均結晶粒径が３０μｍ を超えると、強加工を受けた際に鋼板表面が粗くなる現象が生ずるため、３０μｍ 以下とするのが好ましい。
【００３５】
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されればよく、特に規定されない。自動車部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の目付量は３０〜１２０ｇ／ｍ２ とするのが好ましい。
【００３６】
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。
【００３７】
まず、上記した組成を有する溶鋼を溶製し、通常公知の方法で鋳造し、次いで通常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。
【００３８】
本発明では、上記した組成を有し、上記の方法で製造された鋼板に、一次加熱処理後冷却して、フェライトおよび塊状マルテンサイトを生成する一次工程（▲１▼）と、次いで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次加熱処理を施し、三次工程後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成するために一次工程で生成させた塊状マルテンサイトの一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかる後亜鉛めっき処理を施し、冷却してマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成を図る三次工程（▲３▼）を施し、延性に優れ、低降伏比を有する高張力溶融亜鉛メッキ鋼板を得る。
【００３９】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（ＡＣ３変態点−８０℃）以上、好ましくは（ＡＣ３変態点＋１００ ℃）以下の温度域に少なくとも５ｓ以上好ましくは１２０ ｓ以下保持する一次加熱処理を施した後、Ｍｓ 点以下の温度まで５℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の冷却速度で鋼板を冷却する。この一次工程により、鋼板中にはフェライトと塊状のマルテンサイトが生成される。
【００４０】
ここで生成する塊状のマルテンサイトにはフェライトから排出されたＣ等の合金元素が濃縮されて含有されている。この塊状マルテンサイトが二次工程での二相域再加熱処理時に優先的に再オーステナイト化し、三次工程での冷却後にマルテンサイトあるいは残留オーステナイトとなる。三次工程後の鋼板組織中に必要量のマルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成させるためには、一次工程後の鋼板中に塊状のマルテンサイトを体積率にて１０％以上生成させることが好ましい。
【００４１】
また、塊状マルテンサイトにＣ等の合金元素を高度に濃縮することにより、三次工程後のマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成を促進させ、かつ、三次工程後の鋼板組織中に十分な量のフェライトを生成させるためには、一次工程後の鋼板中に体積率にて６０％以上のフェライトを生成させることが望ましい。
【００４２】
一次加熱処理の加熱保持温度が（ＡＣ３変態点−８０）℃未満、あるいは保持時間が５ｓ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、冷却後に得られる塊状マルテンサイト量が不足する。なお、一次加熱処理の加熱保持温度が（ＡＣ３変態点＋１００ ）℃を超えると、加熱保持中にオーステナイトの結晶粒径が過度に粗大化する。このため、三次工程後に得られる組織が不均一となり、鋼板の延性低下を招く。このため、一次加熱処理の加熱保持温度は（ＡＣ３変態点＋１００ ）℃以下とするのが好ましい。また、良好な生産性を確保するためには、保持時間は１２０ ｓ以下とするのが好ましい。
【００４３】
また、一次加熱処理後の冷却速度が５℃／ｓ 未満では、パーライトおるいはベイナイト変態が生じ、冷却後の鋼板組織を十分な量の塊状マルテンサイトを含む組織とすることができない。一方、一次加熱処理後の冷却速度が１０℃／ｓ 以上の場合には、冷却後の鋼板組織を十分な量のフェライトを含む組織とすることができず、マルテンサイトもラス状の形態となる。このため、一次加熱処理後の冷却速度は５℃／ｓ 以上１０℃／ｓ 未満とした。なお、本発明でいう塊状マルテンサイトとは、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡による１０００倍程度の倍率下における観察で、相内部のラス構造が視認できないものを指す。一方、ラス構造が明瞭に認められるものをラス状マルテンサイトと呼ぶ。
【００４４】
また、メッキ母板として、最終圧延がＡｒ３変態点以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、最終圧延後の冷却時に、Ｍｓ 点以下の温度まで５℃／ｓ 以上１０℃／ｓ 未満で冷却することにより、この一次工程を代替することができる。
【００４５】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程によりフェライトと塊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変態点の温度域で５ｓ以上保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ 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、三次工程後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成するために一次工程で生成させた塊状マルテンサイトの一部再オーステナイト化を図る。
【００４６】
二次加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、三次工程後にマルテンサイトや残留オーステナイトが得られない。また、加熱保持温度がＡｃ３変態点を超えると、鋼板組織の全オーステナイト化を招き、三次工程での冷却後に前記複合組織を得ることが困難になる。また、二次加熱処理における加熱保持時間が５ｓ未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、三次工程後に十分な量のマルテンサイトあるいは残留オーステナイトが得られない。なお、良好な生産性を確保するためには、加熱保持時間は １２０ｓ以下とするのが好ましい。
【００４７】
また、二次加熱処理後の ５００℃までの温度範囲での冷却速度が５℃／ｓ 未満では二次加熱処理にて生成したオーステナイトがパーライトやベイナイトに変態し、マルテンサイトや残留オーステナイトとならない。なお、二次加熱処理後の冷却速度は５℃／ｓ 以上５０℃／ｓ 以下とするのが好ましい。
【００４８】
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。このような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。
【００４９】
▲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を施し、５℃／ｓ 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、極端に高温でのめっきはマルテンサイトや残留オーステナイト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、めっき処理後の冷却速度が極端に小さいときも、マルテンサイトや残留オーステナイトの確保が困難になる。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℃／ｓ 以上に限定するのがよい。なお、好ましくは５０℃／ｓ 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よいのはいうまでもない。
【００５０】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。合金化処理は、溶融亜鉛めっき後、 ４５０〜 ５５０℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行う。合金化処理後は、５℃／ｓ 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、必要なマルテンサイトや残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性低下と降伏比の上昇をもたらす。このため、合金化温度の上限は ５５０℃に限定する。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。このため、合金化温度の下限は ４５０℃とするのが好ましい。また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合には必要なマルテンサイトや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℃／ｓ 以上に限定するのがよい。なお、めっき処理後、あるいは合金化処理後の冷却速度は鋼板の形状保持の観点から５０℃／ｓ以下とするのが好ましい。
【００５１】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、化成処理性、摺動性等の調整のためのフラッシュめっきを行ってもよい。さらに、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。
【００５２】
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、二次工程と三次工程を連続して行うことを前提としているが、各工程を独立した設備で実施することも可能である。
【００５３】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚 ２．６ｍｍまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚 １．４ｍｍの冷延鋼板を得た。
【００５４】
【表１】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、フェライトおよび塊状マルテンサイト量を測定した。
【００５６】
さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、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後、引き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層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
【００５７】
なお、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、浸漬した鋼板を引き上げた後、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。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、１０℃／ｓ の加熱温度で ５００℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜１１％となるように調整した。
【００５８】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のフェライトおよびマルテンサイトの量については、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、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比とした。フェライト粒径はＪＩＳ Ｚ０５５２ に規定に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。
【００５９】
鋼板の機械的特性は、引張試験により調査した。
【００６０】
引張試験は、鋼板より圧延直角方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２０４に規定のＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定に準拠して、耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ）を測定し、強度−伸びバランス（ＴＳ × Ｅｌ）および降伏比（ＹＳ／ＴＳ） を算出した。
【００６１】
得られた結果を表３に示す。
【００６２】
【表２】
【表３】
表３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）を有しており、強度−伸びバランス（ＴＳ × Ｅｌ）が２１０００ＭＰａ以上と延性に優れ、かつ、降伏比（ＹＳ／ＴＳ） が６５％以下となっており、形状凍結性にも優れる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、強度−伸びバランスが低いか、降伏比も高い値となっており、高延性と低降伏比を同時に満足するものはない。
【００６５】
鋼板Ｎｏ．２は、一次加熱処理における加熱温度が低く、冷却後に得られる塊状マルテンサイトが少ないため、めっき処理後のマルテンサイト量が少なくなっている。このため、強度−伸びバランスが低い値となっている。
【００６６】
鋼板Ｎｏ．４は、一次加熱処理後の冷却速度が小さく、冷却後に塊状マルテンサイトが生成しないため、めっき処理後に残留オーステナイトが得られず、一部ベイナイトが生成している。このため、強度−伸びバランスが低下し、降伏比が高くなっている。
【００６７】
鋼板Ｎｏ．５は、二次加熱処理における加熱温度が高すぎたため、めっき処理後に残留オーステナイトが得られず、一部ベイナイトが生成している。このため、強度−伸びバランスが低下し、降伏比が高くなっている。
【００６８】
鋼板Ｎｏ．６は、二次加熱処理における加熱温度が低すぎたため、めっき処理後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスが低下し、降伏比が大幅に高くなっている。
【００６９】
鋼板Ｎｏ．１１ 〜１３は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、めっき処理後にマルテンサイトないし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ている。さらに、鋼板Ｎｏ．１２ は、ベイナイトが生成し、降伏比が大幅に高くなっている。
【００７０】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な、非常に優れた延性と十分に低い降伏比を有する高張力亜鉛めっき鋼板が、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 (5)
- 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、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で６０％以上、前記マルテンサイトを体積率で５％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５μｍ 以上であることを特徴とする延性に優れる低降伏比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低降伏比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、０．０１〜０．２ 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−８０℃） 以上の温度で、５ｓｅｃ 以上保持する一次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の冷却速度でＭｓ 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点） の温度域で５ｓ以上保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ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、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ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、延性に優れる低降伏比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、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、 ４５０〜 ５５０℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５℃／ｓ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低降伏比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低降伏比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、０．０１〜０．２ 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
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