JP6443555B2 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車のロアアームやフレームなどの足回り部材、ピラーやメンバーなどの骨格部材およびそれらの補強部材、ドアインパクトビーム、シート部材、自販機、デスク、家電・OA機器、建材などに使用される構造用部材として最適な高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する。

近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、CO₂排出量低減の要望が増加している。さらに、自動車分野などでは車体を軽くすることで燃費を向上させるとともに、排ガス量を減らしたいとのニーズも益々大きくなっている。また、衝突安全性に対するニーズも高い。自動車の軽量化には、使用部品の薄肉化が最も有効である。すなわち、自動車の強度を維持しつつその軽量化を図るためには、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。そのため、冷延鋼板に比べて比較的板厚の大きい熱延鋼板の分野でも高強度鋼板の適用による鋼板の薄肉化が進んでいる。

一般に、高強度化により加工性は劣化する。また、鋼板を薄肉化することにより、腐食による板厚減少の影響が大きくなる。よって、加工性のよい高強度溶融亜鉛めっき鋼板に対するニーズは大きい。しかし、鋼板の強度が高くなるほど成型様式として容易な曲げ成型を主体とした加工になる。さらに、打ち抜きにより分断されたブランク材に曲げ成型を行う場合は、打ち抜き端部からの割れが鋼板の高強度化により発生しやすく、高強度溶融亜鉛めっき鋼板ではその傾向が顕著になる。

従来、曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板として、以下のものが挙げられる。例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.01〜0.3％、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.5％以下、Ti：0.03〜0.3％を含み、主相のフェライトと第２相とからなる組織を有し、フェライトの平均粒径が3.5μm以下、第２相の平均粒径が3.5μm以下であり、第２相が体積率70％以上のマルテンサイトと体積率2％以上のオーステナイトからなる高張力熱延鋼板の製造技術が開示されている。

また例えば、特許文献２には、質量％で、C：0.03％以上0.12％以下、Si：0.01％以上0.5％以下、Mn：1.4％以上5.0％以下、P：0.05％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.001％以上0.5％以下、N：0.020％以下を含有し、体積率でフェライトを30％以上94％以下、ベイナイトを5％以上69％以下、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合計で1.0％以上10％以下であり、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの長径は7μm以下であり、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの数密度は20個／100μm²以下であり、引張強度が500MPa以上、降伏比が70％以上、引張強度と全伸びとの積であるTS×El値が12000MPa・％以上、引張強度と穴拡げ率との積であるTS×λ値が50000MPa・％以上となる熱延鋼板の製造技術が開示されている。

また例えば、特許文献３には、質量％で、C：0.03％以上0.12％以下、Si：0.005％以上0.5％以下、Mn：2.0％超3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、sol.Al：0.001％以上0.100％以下、N：0.0050％以下を含有し、フェライトが主相であり、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率の合計が5％以下（0％を含む）であり、フェライトの平均粒径が7μm以下であり、引張強度が590MPa以上、降伏比が70％以上、穴拡げ率が90％以上となる熱延鋼板の製造技術が開示されている。

また例えば、特許文献４には、質量％で、C：0.03％以上0.35％以下、Si：0.01％以上2.0％以下、Mn：0.3％以上4.0％以下、P：0.001％以上0.10％以下、S：0.0005％以上0.05％以下、N：0.0005％以上0.010％以下、Al：0.01％以上2.0％以下を含有し、面積分率でベイナイト相が10％超、フェライト相が20％超、パーライト相が10％未満であり、ベイナイト粒によるフェライト粒の被覆率が30％超である熱延鋼板の製造技術が開示されている。

しかしながら、特許文献１〜４に記載の技術では、とくに打ち抜き時のクリアランスが大きい場合、打ち抜き部材の曲げ性が低いという問題があった。

特開２０００−２１２６８６号公報 特開２０１１−２４１４５６号公報 特開２０１２−３６４４１号公報 特開２０１５−６３７３１号公報

本発明はかかる事情に鑑み、打ち抜き部材の曲げ性に優れた高強度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。

課題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、以下のことを見出した。打ち抜き部材の曲げ性が向上するメカニズムは本発明を規定するものではないが、次のように考えられる。すなわち、加工性の良いフェライトを析出強化により高強度化した上で、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種以上を含む第２相を分散させる。この時、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径が3.0μm以下、かつ、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が0.3以下とすることで、打ち抜き時の応力集中を抑制する。これにより、析出強化したフェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種以上を含む第２相の境界からの亀裂発生を抑制する。さらに、曲げ加工時には、微細な第２相により降伏比を下げることで、歪を分散させる。以上により、打ち抜き部材の曲げ性を大きく向上させることができる。

すなわち、本発明は、C、Si、Mn、P、S、Al、N、および、Ti、Nb、V量を制御した鋼スラブを、熱間圧延するに際し、圧延温度および圧下率を制御するとともに、熱延後の冷却において、冷却速度および巻取温度を制御し、さらに熱延コイルを酸洗した後、焼鈍、溶融亜鉛めっきを行うに際し、均熱温度、均熱時間および焼鈍後の鋼板の冷却速度を制御することで、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率および平均粒径を制御することを特徴とする。フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率および平均粒径を制御することで、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の打ち抜き部材の曲げ性を格段に向上させることができる。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.1％以下、Mn：1.0〜2.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下を含有し、Ti、Nb、Vの１種または２種以上を（１）式を満足する範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
組織は、面積率で、フェライトが８０％以上、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計が１〜２０％であり、
フェライトの平均粒径が10.0μm以下、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径が3.0μm以下であり、
フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が0.3以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
0.008％≦12×（Ti/48＋Nb/93＋V/51）≦0.05％ ・・・（１）
但し、Ti、Nb、V：各元素の含有量（質量％）を表す。含まれない元素の場合は、式中の元素の含有量を０として計算する。
［２］前記成分組成に加えて、質量％で、B：0.0005〜0.0030％を含有する［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、質量％で、Mo、Ta、Wの１種または２種以上をそれぞれ0.005〜0.10％含有する［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記成分組成に加えて、質量％で、Cr、Ni、Cuの１種または２種以上をそれぞれ0.01〜0.5％含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］前記成分組成に加えて、質量％で、Ca、REMの１種または２種をそれぞれ0.0005〜0.01％含有する［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［６］前記成分組成に加えて、質量％で、Sb：0.005〜0.030％を含有する［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［７］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、鋳造後、直送圧延し、または1150℃以上に再加熱し、
次いで、粗圧延と、1000℃以下での累積圧下率を0.7以上、最終パスの圧下率を0.10〜0.25、仕上圧延終了温度を820〜950℃とする仕上圧延からなる熱間圧延を行い、
前記仕上圧延終了後2ｓ以内に、650℃まで平均冷却速度30℃/ｓ以上とする冷却を行い、
次いで、巻取温度400〜620℃で巻取って熱延鋼板とした後、
次いで、前記熱延鋼板を酸洗した後、均熱温度を700〜880℃、均熱時間を10〜300ｓとする焼鈍を行い、
次いで、前記均熱温度から500℃までの温度域の平均冷却速度5〜20℃/sとする冷却を行い、
次いで、溶融亜鉛めっき処理を行う高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］さらに、前記溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行う［７］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］前記溶融亜鉛めっき処理、前記合金化処理のいずれかの処理後、板厚減少率0.1〜3.0％の加工を施す［７］または［８］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

なお、本発明において、高強度溶融亜鉛めっき鋼板とは、引張強度（TS）が550MPa以上の鋼板であり、合金化処理を溶融亜鉛めっき熱延鋼板に施した鋼板を含むものである。さらに、鋼板の上にさらに化成処理などにより皮膜を有する鋼板をも含むものである。また、本発明において、曲げ性に優れたとは、打ち抜き後、成形時の曲げ加工性が優れていることである。

本発明によれば、曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度：550MPa以上を有し、かつ打ち抜き部材としての曲げ性を格段に向上させることができるため、自動車の構造部材等の使途に好適に用いることができ、工業上有益な効果がもたらされる。

図１はベイナイトおよびマルテンサイトを合計した面積率に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。 図２はフェライト平均粒径に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。 図３はベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径を、フェライト平均粒径で割った値に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。

以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。

まず、本発明の高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。

C：0.05〜0.15％
CはTi、Nb、Vと微細炭化物を形成し、フェライトの強度を上昇させることで高強度化に寄与する。これとともに、フェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトからなる第２相との硬度差を小さくすることで、打ち抜き時のボイドの発生を抑制することもできる。さらに、Cはベイナイトやマルテンサイトの生成を促進することで、降伏比を小さくし、曲げ加工時の歪の集中を分散させることができる。このような効果を得るためには、C含有量を0.05％以上とする必要がある。好ましくは0.07％以上である。一方、多量のCはベイナイトやマルテンサイトの面積率を大きくしたり、ベイナイトやマルテンサイトの硬度を大きくしたりする。これにより、打ち抜き時のボイドの発生を促進するだけでなく、セメンタイトの増加を招き、靭性を大きく低下させるとともに、溶接性を低下させる。したがって、C含有量を0.15％以下とする必要がある。好ましくは0.13％以下、より好ましくは0.11％以下である。

Si：0.1％以下
Siは鋼板の表面にSiの酸化物を生成するため、不めっきなどの表面不良を発生させてしまう。そのため、Si含有量を0.1％以下とする必要がある。好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下である。下限はとくに規定しないが、不純物として混入する0.005％が好ましい。

Mn：1.0〜2.0％
Mnは、フェライト変態の開始時期を遅らせてフェライトの粒成長を抑制することで、細粒化に効果がある。また、Mnは固溶強化により高強度化に寄与することもできる。さらに、有害な鋼中SをMnSとして無害化する作用も有する。このような効果を得るためには、Mn含有量を1.0％以上とする必要がある。好ましくは1.2％以上である。一方、多量のMnはスラブ割れを引き起こすとともにフェライト変態を抑制し、ベイナイトやマルテンサイトの面積率を過剰に大きくしてしまう。したがって、Mn含有量を2.0％以下とする必要がある。好ましくは1.5％以下である。

P：0.10％以下
Pは溶接性を低下させる作用を有するとともに、粒界に偏析して鋼板の延性、曲げ性および靭性を劣化させる。そのため、P含有量を0.10％以下とする必要がある。好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01％以下である。ただし、必要以上にPを低減させることは製造コストの増大を招くので、Pの下限は0.001％が好ましい。

S：0.030％以下
Sは溶接性を低下させる作用を有するとともに、熱間圧延での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、Sは鋼板の強度向上にほとんど寄与しない。さらに、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、鋼板の延性、曲げ性および伸びフランジ性を低下させる。これらの問題はS含有量が0.030％を超えると顕著となるため、極力低減することが望ましい。したがって、S含有量を0.030％以下とする必要がある。好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。ただし、必要以上にSを低減させることは、製造コストの増大を招くので、Sの下限は0.0001％が好ましい。

Al：0.10％以下
Alを多く添加すると、鋼板の靭性および溶接性が大きく低下してしまう。さらに、鋼板の表面にAlの酸化物が生成しやすくなるため、不めっきなどの不良が生じやすくなる。したがってAl含有量を0.10％以下とする必要がある。好ましくは0.06％以下である。下限は特に規定しないが、Alキルド鋼として0.01％以上含まれても問題ない。

N：0.010％以下
NはTi、Nb、Vと高温で粗大な窒化物を形成する。しかし、粗大な窒化物は鋼板の強度にあまり寄与しないことから、Ti、Nb、V添加による高強度化の効果を小さくするだけでなく、鋼板の靭性の低下も招いてしまう。さらにNを多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れが発生する危険性が高まる。したがって、N含有量を0.010％以下とする必要がある。好ましくは0.005％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.002％以下である。ただし、必要以上にNを低減させることは製造コストの増大に直結するので、Nの下限は0.0001％が好ましい。

Ti、Nb、V：１種または２種以上を（１）式を満足する範囲で含有
0.008％≦12×（Ti/48＋Nb/93＋V/51）≦0.05％ ・・・（１）
但し、Ti、Nb、V：各元素の含有量（質量％）を表す。含まれない元素の場合は、式中の元素の含有量を０として計算する。
Ti、Nb、VはCと微細な炭化物を形成し、結晶粒の細粒化と鋼板の高強度化に寄与するとともに、フェライト相を硬くし、フェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトとの硬度差を小さくする。これにより、打ち抜き時の亀裂の発生を抑制し、曲げ加工時の部材の曲げ性を改善することに寄与する。Ti、Nb、Vの１種または２種以上の含有量が上記（１）式で0.008％未満の場合は、結晶粒微細化の作用は少なく、フェライト粒径が大きくなる。よって、このような作用を得るためには、Ti、Nb、Vの１種または２種以上を上記（１）式が0.008％以上となるように含有させる必要がある。好ましくは0.01％以上である。一方、Ti、Nb、Vの１種または２種以上を上記（１）式が0.05％を超えて多量に含有させても、鋼板の高強度化や打ち抜き部材の曲げ性への効果はあまり大きくならない反面、微細析出物が多量に析出し靭性が低下してしまう。また、フェライトが細粒化するため、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が大きくなってしまう。そのためTi、Nb、Vの含有量は上記（１）式が0.05％以下となるようにする必要がある。好ましくは0.03％以下、より好ましくは0.02％以下である。なお、Ti、Nb、Vの好適な含有量は、それぞれTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.20％、V：0.01〜0.20％である。さらに好ましくは、Ti：0.03〜0.15％、Nb：0.03〜0.15％、V：0.03〜0.15％である。

残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、Oなどが挙げられ、合計で0.1％以下であれば許容できる。

以上の必須元素で、本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、さらに、強度、打ち抜き部材の曲げ性を向上させることを目的として、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。

B：0.0005〜0.0030％
Bは粒界に偏析し、フェライト変態を遅らせることにより強度上昇に寄与することができる。また、Bは組織の細粒化にも作用することで打ち抜き部材の曲げ性向上にも寄与することができる。このような効果を得るため、Bを含有させる場合には0.0005％以上の含有量とする。好ましくは0.0010％以上である。一方、多量のBは熱間圧延時の圧延荷重を上昇させてしまうことから、Bを含有させる場合には0.0030％以下の含有量とすることが好ましい。より好ましくは0.0020％以下である。

Mo、Ta、W：１種または２種以上をそれぞれ0.005〜0.10％
Mo、Ta、Wは微細析出物を形成することで鋼板の高強度化および打ち抜き部材の曲げ性改善に寄与することができる。このような効果を得るため、Mo、Ta、Wを含有させる場合には、Mo、Ta、Wのうちの１種または２種以上の含有量をそれぞれ0.005％以上とする。より好ましくは0.010％以上である。一方、多量にMo、Ta、Wを含有させても効果が飽和するだけでなく、微細析出物が多量に析出し鋼板の靭性、打ち抜き後の曲げ性が低下することから、Mo、Ta、Wを含有させる場合には、Mo、Ta、Wのうちの１種または２種以上の含有量をそれぞれ0.10％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.050％以下である。

Cr、Ni、Cu：１種または２種以上をそれぞれ0.01〜0.5％
Cr、Ni、Cuは鋼板の組織を細粒化するとともに固溶強化元素として作用することで鋼板の高強度化と打ち抜き部材の曲げ性の向上に寄与することができる。このような効果を得るため、Cr、Ni、Cuを含有させる場合には、Cr、Ni、Cuのうちの１種または２種以上の含有量をそれぞれ0.01％以上とする。より好ましくは0.02％以上である。一方、多量にCr、Ni、Cuを含有させても効果が飽和するだけでなく製造コストの上昇を招くことから、Cr、Ni、Cuを含有させる場合には、Cr、Ni、Cuのうちの１種または２種以上をそれぞれ0.5％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.3％以下である。

Ca、REM：１種または２種をそれぞれ0.0005〜0.01％
Ca、REMは硫化物の形態を制御することで鋼板の延性、靭性、曲げ性および伸びフランジ性を向上させることができる。このような効果を得るため、Ca、REMを含有させる場合には、Ca、REMの１種または２種の含有量をそれぞれ0.0005％以上とする。より好ましくは0.0010％以上である。一方、多量に含有させても効果が飽和するだけでなく製造コストの上昇を招くことから、Ca、REMを含有させる場合には、Ca、REMの１種または２種の含有量をそれぞれ0.01％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0050％以下である。

Sb：0.005〜0.030％
Sbは熱間圧延時において鋼板の表面に偏析することから、スラブの窒化を防止することで粗大な窒化物の形成を抑制し、靭性を向上させることができる。このような効果を得るため、Sbを含有させる場合には、Sbを0.005％以上の含有量とする。より好ましくは0.008％以上である。一方、多量にSbを含有させると製造コストの上昇を招くことから、Sbを含有させる場合は、Sbを0.030％以下の含有量とすることが好ましい。より好ましくは0.020％以下である。

次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の重要な要件である組織等について説明する。なお、以下の面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。

フェライト：面積率で80％以上
フェライトは延性、曲げ性に優れることから、本発明では、フェライトを面積率で80％以上とする。好ましくは90％以上、より好ましくは95％以上である。なお、フェライトの面積率は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、製造条件、特に冷却時の冷却速度と巻取温度を制御することにより、フェライトの面積率を80％以上とすることができる。

ベイナイトおよびマルテンサイトの合計：面積率で1〜20％
ベイナイト相およびマルテンサイト相を生成させることで、降伏比を下げることができる。これにより、曲げ加工時には歪を分散させることができ、曲げ性が向上する。そのため、ベイナイト相およびマルテンサイト相の面積率は合計で、1％以上とする。好ましくは3％以上である。一方、ベイナイト相およびマルテンサイト相の面積率が大きくなると、成形性が低下するだけでなく、打ち抜き時の亀裂発生が促進され、打ち抜き部材の曲げ性が低下する。そのため、ベイナイト相およびマルテンサイト相の面積率は合計で、20％以下とする。好ましくは15％以下、より好ましくは10％以下である。なお、本発明において、ベイナイトおよびマルテンサイトはどちらか単独でもいいし、ベイナイトおよびマルテンサイトの複合でもよい。なお、ベイナイトおよびマルテンサイトの各面積率は、それぞれ後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、製造条件、特に冷却時の冷却速度を制御することにより、ベイナイト相およびマルテンサイト相の合計の面積率を1〜20％とすることができる。

ここで、本発明において、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の組織は、パーライト、残留オーステナイトなどであってよい。

フェライトの平均粒径：10.0μm以下
フェライトの粒径が大きいと、打ち抜き時に応力が集中することで亀裂が発生し、部材の曲げ性が低下してしまう。そのため、フェライトの平均粒径は10.0μm以下とする。好ましくは7.0μm以下、より好ましくは5.0μm以下である。なお、フェライトの平均粒径は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、フェライトの平均粒径は、製造条件、特に熱間圧延時の累積圧下率や仕上圧延終了温度等により、制御することができる。

ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径：3.0μm以下
ベイナイトおよびマルテンサイトの粒径が大きいと、打ち抜き時に応力が集中することで亀裂が発生し、部材の曲げ性が低下してしまう。そのため、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径は3.0μm以下とする。好ましくは2.0μm以下、より好ましくは1.0μm以下である。なお、本発明において、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相は、ベイナイトおよびマルテンサイトはどちらか単独でもいいし、ベイナイトおよびマルテンサイトの複合でもよい。なお、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径は、製造条件、特に熱間圧延時の累積圧下率や仕上圧延終了温度等により、制御することができる。

フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比：0.3以下
フェライトの粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の粒径が大きいと、打ち抜き時にベイナイトおよびマルテンサイトのまわりに応力が集中し、そこに亀裂が発生する。これにより、打ち抜き部材の曲げ性が劣化してしまう。そのため、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比は0.3以下とする。好ましくは0.2以下、より好ましくは0.1以下である。なお、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比は、後述する実施例に記載の方法にて求めることができる。また、フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比は、製造条件の制御により制御することができる。

次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブを鋳造後、直送圧延または1150℃以上に再加熱し、次いで、粗圧延と、1000℃以下での累積圧下率を0.7以上、最終パスの圧下率を0.10〜0.25、仕上圧延終了温度を820〜950℃とする仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、前記仕上圧延終了後2ｓ以内に、650℃まで平均冷却速度30℃/ｓ以上とする冷却を行い、次いで、巻取温度400〜620℃で巻取りを行って熱延鋼板を製造した後、前記熱延鋼板を酸洗し、次いで、均熱温度を700〜880℃、均熱時間を10〜300ｓとする焼鈍を行い、次いで、均熱温度から500℃まで平均冷却速度5〜20℃/sとする冷却を行い、次いで、420〜500℃のめっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を行うことで得られる。さらに、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行うことができる。また、以上により得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に対して、板厚減少率0.1〜3.0％の加工を施すことができる。

以下、詳細に説明する。

本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とする。造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。

鋳造後スラブ：鋳造後のスラブを直送圧延、または、温片や冷片となったスラブを1150℃以上に再加熱
Ti、Nb、Vを微細に析出させるためには、熱間圧延開始前にこれらの元素を鋼中に固溶させる必要がある。そのため、鋳造後のスラブは高温のまま熱間圧延機の入り側に搬送して、熱間圧延を行う（直送圧延）ことが好ましい。しかし、一旦、鋳造後のスラブが温片や冷片となり、Ti、Nb、Vが析出物として析出してしまった場合は、Ti、Nb、Vを再固溶させるためにスラブを1150℃以上に再加熱したのち粗圧延を開始する必要がある。スラブ加熱温度が低いとTi、Nb、Vの再固溶が阻害され、粗大な炭化物のまま残るため、微細な炭化物の生成が抑制されてしまう。1150℃以上での保持時間は特に規定しないが、好ましくは10分以上、より好ましくは30分以上である。操業負荷の観点から上限は150分以下が好ましい。また、再加熱温度は好ましくは1200℃以上である。操業負荷の観点から上限は1300℃以下が好ましい。

熱間圧延：粗圧延後、仕上げ圧延での1000℃以下での累積圧下率を0.7以上、最終パスの圧下率を0.10〜0.25、仕上圧延終了温度を820〜950℃とする
仕上げ圧延での1000℃以下の累積圧下率：0.7以上
仕上げ圧延において、低い温度での圧下率を大きくすることで、熱延鋼板の粒径を小さくできる。これにより、焼鈍後の鋼板の粒径も小さくすることができる。そのため、1000℃以下での圧下率は累積で0.7以上とする。好ましくは1.0以上、より好ましくは1.3以上、さらに好ましくは1.6以上である。上限は特に規定しないが、2.0が好ましい。なお、累積圧下率は、仕上げ圧延において、1000℃以下となる各圧延機での圧下率をそれぞれ加算して合計したものとする。圧延機での圧下率とは、以下の（２）式で表せる真歪の値をいう。圧延機での圧下率の合計とは、各圧延機の上記真歪の値をそれぞれ加算して得られる値をいう。
真歪＝-ｌｎ（1-（t₀-t₁）/t₀）・・・・（２）
なお、ここで、t_0：圧延機入側の板厚（ｍｍ）、t_１：圧延機出側の板厚（ｍｍ）を示す。

最終パスの圧下率：0.10〜0.25
最終パスの圧下率が小さくなると、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成が促進されることで、熱延鋼板のフェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が大きくなる。これにより、焼鈍後もその比が大きいままとなってしまう。したがって、最終パスの圧下率は0.10以上とする。好ましくは0.13以上である。一方、最終パスの圧下率が大きくなると、特にフェライト粒径が小さくなることで、熱延鋼板のフェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が大きくなる。これにより、焼鈍後の鋼板でもその比が大きいままとなってしまう。したがって、最終パスの圧下率は0.25以下とする。好ましくは0.22以下である。なお、上記最終パスは、上述の仕上げ圧延での1000℃以下での累積圧下率0.7以上に含まれていてもよい。

仕上圧延終了温度：820〜950℃
仕上圧延の終了温度が低くなると、熱間圧延中にフェライト変態がおこり、熱延板のフェライト粒径が大きくなる。これにより、焼鈍後のフェライト粒径も大きくなってしまう。そのため、仕上圧延の終了温度は820℃以上とする。好ましくは850℃以上、より好ましくは880℃以上である。一方、仕上圧延の終了温度が高くなると、粒成長が促進され、熱延鋼板のフェライト粒径が大きくなる。これにより、焼鈍後の鋼板のフェライト粒径も大きくなってしまう。そのため、仕上圧延の終了温度は950℃以下とする。好ましくは930℃以下である。

仕上圧延終了後2ｓ以内に、650℃まで平均冷却速度30℃/ｓ以上とする冷却
仕上圧延終了後の冷却開始時間：2ｓ以内
仕上圧延終了後から冷却（例えば、水冷）開始までの時間が長いと、熱間圧延中に導入された歪が回復し、熱延鋼板の結晶粒径が大きくなることで、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、仕上げ圧延終了後の水冷開始時間は2s以内とする必要がある。

冷却開始から650℃までの平均冷却速度：30℃/ｓ以上
冷却開始から650℃までの冷却速度が小さいと、フェライト変態が高温で起こり、熱延鋼板の結晶粒径が大きくなることで、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、冷却開始から650℃までの平均冷却速度は30℃/s以上とする。好ましくは50℃/s以上、さらに好ましくは80℃/s以上である。上限は特に規定しないが、温度制御の観点から200℃/sが好ましい。

巻取温度400〜620℃で巻取り
巻取温度：400〜620℃
巻取温度が高いと、フェライト変態が促進することで熱延鋼板のフェライト粒が大きくなり、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、巻取温度は620℃以下とする。好ましくは600℃以下である。一方、巻取温度が低いと、マルテンサイトとなって粒径が大きくなるため、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、巻取温度は400℃以上とする。好ましくは450℃以上、より好ましくは500℃以上である。

巻取り後、酸洗（好適条件）
以上により得られた熱延鋼板に対して、酸洗を行う。酸洗の方法は特に限定しない。塩酸酸洗や硫酸酸洗が挙げられる。酸洗によって、鋼板表面のスケールが除去される。また、溶融亜鉛めっき処理を行った場合のめっき密着性が良好となる。

酸洗後、均熱温度700〜880℃、均熱時間10〜300ｓの焼鈍
均熱温度：700〜880℃
酸洗後に、均熱温度700〜880℃の焼鈍を行う。均熱温度が低いと、熱延鋼板の歪が回復されず、曲げ性が悪くなるだけでなく不めっきが発生してしまう。そのため、均熱温度は700℃以上とする。一方、均熱温度が高いと、均熱中に粒成長が進み、焼鈍後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、均熱温度は880℃以下とする。好ましくは850℃以下である。

均熱時間：10〜300ｓ
均熱時間が短いと、熱延鋼板の歪が回復されず、曲げ性が悪くなるだけでなく操業の安定性が悪くなる。そのため、均熱時間は10ｓ以上とする。好ましくは30s以上である。一方、均熱時間が長いと、均熱中に粒成長が進み、冷却後の鋼板の粒径も大きくなってしまう。そのため、均熱時間は300s以下とする。好ましくは150s以下、より好ましくは100s以下である。なお、ここでの均熱時間とは、均熱温度、すなわち700〜880℃の温度域での鋼板通過時間を意味する。

焼鈍終了後500℃まで平均冷却速度5〜20℃/sとする冷却
焼鈍終了後500℃までの平均冷却速度：5〜20℃/s
焼鈍後の冷却速度が小さいと、粒成長が進むことから、焼鈍終了から500℃まで、すなわち均熱温度から500℃までの温度域の平均冷却速度を5℃/s以上とする。好ましくは10℃/ｓ以上である。一方、焼鈍後の冷却速度が大きいと、ベイナイトやマルテンサイトの変態が促進され、フェライトの面積率が小さくなってしまう。そのため、焼鈍終了後から500℃までの平均冷却速度は20℃/s以下とする。好ましくは16℃/s以下である。

溶融亜鉛めっき処理
めっき浴温度：420〜500℃
焼鈍後、めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を行う。溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴温度は420〜500℃が好ましい。めっき浴温度が420℃未満では亜鉛が溶融しない。一方、500℃超えではめっきの合金化が過剰に進んでしまう。

以上により、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。なお、上記において、仕上圧延終了温度、巻取温度、均熱温度は、鋼板表面の温度とする。仕上圧延終了後650℃までの平均冷却速度、焼鈍終了後500℃までの平均冷却速度は、鋼板表面の温度をもとに規定される。

溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理（好適条件）
溶融亜鉛めっき処理後、460〜600℃で再加熱をおこない、前記再加熱温度で1s以上保持することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることができる。再加熱温度が460℃未満の場合は、合金化が不十分である。一方、600℃超えの場合は合金化が過剰に進んでしまう。また、保持時間が1ｓ未満の場合は合金化が不十分である。なお、再加熱温度とは鋼板表面の温度とする。

板厚減少率0.1〜3.0％の加工
以上により得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に、軽加工を加えることで可動転位を増やし、打ち抜き時の応力集中を抑制することで打ち抜き部材の曲げ性を向上させることができる。この効果を得るためには、0.1％以上の板厚減少率で軽加工を行うことが好ましい。より好ましくは0.5％以上、さらに好ましくは1.0％以上である。一方、板厚減少率が大きくなると、転位の増加により曲げ性が低下することから、軽加工を行う場合には板厚減少率を3.0％以下とすることが好ましい。より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.5％以下である。ここで、軽加工としては、圧延ロールによる圧下を鋼板に加えることでもよいし、鋼板に張力を与える引張りによる加工でもよい。さらに、圧延と引張りの複合加工でもよい。

以下、本発明を実施例により説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。

表１に示す成分組成からなる溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して鋼スラブを製造した。これらのスラブを、表２に示す製造条件にて、熱間圧延、冷却、巻取りを行い、熱延鋼板とした。熱延鋼板を酸洗（塩酸濃度10vol％、温度80℃）し、表２に示す条件で焼鈍、めっき処理を行った。

以上により得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板からそれぞれ試験片を採取し、以下の試験、評価を行った。

フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率
圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡（SEM）にて板厚1/4部を中心とし倍率1000倍として100μm×100μm領域の写真を3枚撮影し、そのSEM写真を画像処理することにより求めた。

フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの平均粒径
圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚1/4部を中心とし100μm×100μm領域を測定ステップ0.1μmでEBSD測定を3箇所おこない、方位差15°以上を粒界として求めた。各々の組織の面積を円換算して直径を求め、それらの直径の平均値を平均粒径とした。

機械特性
引張り試験は圧延直角方向を長手としてJIS5号引張り試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠して引張り試験を行い、降伏強度（YP）、引張強度（TS）、全伸び（El）を求めた。試験は２回行い、それぞれの平均値をその鋼板の機械特性値とした。そして、TS：550MPa以上であれば高強度であると判断した。

曲げ試験
圧延直角方向を長手方向として35mm×100mmの板をクリアランス20％で打ち抜いた後、バリがある面を曲げの内側として、90°のV曲げ試験をおこなった。押し込み時の荷重は5〜10トン、押し込み速度は50mm/minとした。そして、打ち抜き面近傍のV曲げ頂点部に割れが発生しないV曲げポンチ先端の最小半径を求めた。割れの判定は板面頂点部を目視で確認することで行った。3回試験を行い、3回とも割れが認められなかった場合に割れ無しとして、割れが発生しない（割れ無し）ポンチ先端の最小半径を臨界曲げ半径とした。そして、臨界曲げ半径（mm）と表３の板厚（mm）より（臨界曲げ半径／板厚）を求め、この値が2.0以下であれば、曲げ加工性に優れると判断した。
以上により得られた結果を表3に示す。

表３より、本発明例では、曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られているのがわかる。

図１〜図３は、表３に示す結果をもとに整理したものであり、図１はベイナイトおよびマルテンサイトを合計した面積率に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図、図２はフェライト平均粒径に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図、図３はベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径をフェライト平均粒径で割った値に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。

図１より、ベイナイトおよびマルテンサイトを合計した面積率を本発明の範囲内である１〜２０％とすることで、（臨界曲げ半径／板厚）の値を2.0以下にできることがわかる。

図２より、フェライト平均粒径を本発明の範囲内である１０．０μｍ以下とすることで、（臨界曲げ半径／板厚）の値を2.0以下にできることがわかる。

図３より、（ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径）/（フェライト平均粒径）の値を本発明の範囲内である０．３以下とすることで、（臨界曲げ半径／板厚）の値を2.0以下にできることがわかる。

Claims (9)

1. 成分組成は、質量％で、C：0.05〜0.15％、
   Si：0.1％以下、
   Mn：1.0〜2.0％、
   P：0.10％以下、
   S：0.030％以下、
   Al：0.10％以下、
   N：0.010％以下を含有し、
   Ti、Nb、Vの１種または２種以上を（１）´式を満足する範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
   組織は、面積率で、フェライトが８０％以上、
   ベイナイトおよびマルテンサイトの合計が１〜２０％であり、
   フェライトの平均粒径が10.0μm以下、
   ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径が3.0μm以下であり、
   フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が0.3以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
   0.023％≦12×（Ti/48＋Nb/93＋V/51）≦0.05％ ・・・（１）´
   但し、Ti、Nb、V：各元素の含有量（質量％）を表す。含まれない元素の場合は、式中の元素の含有量を０として計算する。
2. 成分組成は、質量％で、C：0.05〜0.15％、
   Si：0.1％以下、
   Mn：1.0〜2.0％、
   P：0.10％以下、
   S：0.030％以下、
   Al：0.10％以下、
   N：0.010％以下、
   B：0.0005〜0.0030％を含有し、
   Ti、Nb、Vの１種または２種以上を（１）式を満足する範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
   組織は、面積率で、フェライトが８０％以上、
   ベイナイトおよびマルテンサイトの合計が１〜２０％であり、
   フェライトの平均粒径が10.0μm以下、
   ベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径が3.0μm以下であり、
   フェライトの平均粒径に対するベイナイトおよびマルテンサイトをあわせた相の平均粒径の比が0.3以下である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
   0.008％≦12×（Ti/48＋Nb/93＋V/51）≦0.05％ ・・・（１）
   但し、Ti、Nb、V：各元素の含有量（質量％）を表す。含まれない元素の場合は、式中の元素の含有量を０として計算する。
3. 前記成分組成に加えて、質量％で、Mo、Ta、Wの１種または２種以上をそれぞれ0.005〜0.10％含有する請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記成分組成に加えて、質量％で、Cr、Ni、Cuの１種または２種以上をそれぞれ0.01〜0.5％含有する請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記成分組成に加えて、質量％で、Ca、REMの１種または２種をそれぞれ0.0005〜0.01％含有する請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記成分組成に加えて、質量％で、Sb：0.005〜0.030％を含有する請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 請求項１〜６のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
   前記成分組成を有する鋼スラブを、鋳造後、直送圧延し、または1150℃以上に再加熱し、
   次いで、粗圧延と、1000℃以下での累積圧下率を0.7以上、最終パスの圧下率を0.10〜0.25、仕上圧延終了温度を820〜950℃とする仕上圧延からなる熱間圧延を行い、
   前記仕上圧延終了後2ｓ以内に、650℃まで平均冷却速度30℃/ｓ以上とする冷却を行い、
   次いで、巻取温度400〜620℃で巻取って熱延鋼板とした後、
   次いで、前記熱延鋼板を酸洗した後、均熱温度を700〜880℃、均熱時間を10〜300ｓとする焼鈍を行い、
   次いで、前記均熱温度から500℃までの温度域の平均冷却速度5〜20℃/sとする冷却を行い、
   次いで、溶融亜鉛めっき処理を行う高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
8. さらに、前記溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行う請求項７に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 前記溶融亜鉛めっき処理、前記合金化処理のいずれかの処理後、板厚減少率0.1〜3.0％の加工を施す請求項７または８に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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