JP3945180B2 - 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法 - Google Patents
穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法 Download PDFInfo
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- Coating With Molten Metal (AREA)
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板とそれらの製造方法とに関し、より具体的には、強度490MPa以上、穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板とそれらの製造方法とに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の軽量化を図るため、自動車用鋼板の高強度化が要求されている。しかも、この自動車用鋼板の用途によっては、強度だけでなく耐食性も要求される。鋼板の高強度化に関しては従来から研究が行われており、例えば、固溶強化元素や析出強化元素を添加したり、組織をベイナイト、デュアルフェイズとすることにより組織を強化することが通常用いられる。一方、鋼板の耐食性を改善するには、合金化溶融亜鉛めっきを施すことが知られている。しかし、前述した各種の組織強化法を適用すると、以下に示すような様々な問題がある。
【０００３】
すなわち、固溶強化元素として一般的にSiを用いるが、Siを多量に添加するとファイアライトと呼ばれる赤色のスケールを生じ、外観や塗装性が低下するという問題がある。さらに、Si添加鋼は溶融めっきライン中の前酸化工程において酸化層が形成され難い。そのため、その後の合金化処理が困難になり、めっき密着性が劣化してしまう。
【０００４】
さらに、熱延鋼板に、酸洗後に冷間圧延を行わずに合金化溶融亜鉛めっきを行うと、穴広げ性が極端に低下してしまう。これは、酸洗を行われた熱延鋼板の表面は、結晶粒界が優先してエッチングされた結晶粒界エッチング形態を呈するため、結晶粒界がエッチングされた熱延鋼板にめっきを行うと、自動車用鋼板の中でもサスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板では、穴の打ち抜き加工によりZn脆化した層が結晶粒ごと欠落し、ノッチ効果が生じるために、穴広げ性が極端に低下してしまう。
【０００５】
一方、析出強化元素としては一般的に、炭化物形成元素であるTiやNb等を用いるが、この方法も特性的には、汎用鋼とされるレベルであり、優れた伸びフランジ性は得られないという問題がある。さらに、Ti、Nb添加鋼は、合金化溶融亜鉛めっきの際の炭化物の粗大化によって、軟化を生じ易い。
【０００６】
そこで、穴広げ性やめっき密着性の劣化を防止しながら、合金化溶融亜鉛めっき鋼板または鋼板を高強度化するために、様々な提案が行われている。
例えば、特許第2553413 号には、円相当半径が0.1 μｍ以上のセメンタイトの組織率を0.1 ％以下と限定することによる、穴広げ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。
【０００７】
また、特開平４−346645号公報には、Cuを0.5 〜2.0 ％（本明細書においては特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味する）添加することにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の穴広げ性を確保することが、提案されている。
【０００８】
また、特開平５−263145号公報には、Cu添加鋼にMnを添加することにより、合金化溶融亜鉛めっき工程のような短時間の熱処理工程 (たとえば750 ℃で１分程度) では熱処理時間が短すぎるために析出が不十分なCuの析出を促進して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化を図ることが、提案されている。
【０００９】
また、特許第2820819 号には、SiやMn等の強化元素とともにＶやNbを主体とした特殊元素を添加することにより、伸びフランジ成形性が優れる高強度薄鋼板が提案されている。
【００１０】
また、特開平５−311244号公報には、めっきラインにおいてMs点以下に急冷して、鋼板の一部または全部にマルテンサイトを生成させた後、再加熱して一部または全部に焼戻しマルテンサイトを生成させることにより、伸びフランジ成形性が優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが提案されている。
【００１１】
また、特許第2792434 号には、溶融亜鉛めっき設備の露点および空燃比を限定し、さらに鋼板中のSi含有量によって前酸化炉内の最高到達温度を最適値に制御することにより、高Si鋼に溶融亜鉛めっきを施すことが提案されている。
【００１２】
また、特開平６−293910号公報には、主体であるフェライトとベイナイトとの二相組織からなる穴広げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【００１３】
また、特開平７−48648 号公報には、ベイニティックなフェライト組織と円相当径0.5 μｍ以上の粗大なセメンタイトとを占積率で0.1 ％以下含むベイニティックなフェライト組織との両方もしくは、それらのうち一方のみからなる、780N/mm２以上の引張強度を有し、耐食性、張り出し性、すなわち強度延性バランスおよびバーリング性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法とが開示されている。
【００１４】
また、特開平７−11382 号公報には、アシキュラー・フェライト組織からなり、686N/mm２以上の高強度であり、優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板とその製造方法とが開示されている。
【００１５】
さらに、特開平６−172924号公報には、引張強度500N/mm２級以上の高強度であっても伸びフランジ加工性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、これらの従来の発明には、いずれも、以下に列記する課題がある。
特許第2553413 号により提案された発明は、Ｃを炭化物として固定する元素がなく、熱処理条件でセメンタイトの生成を抑制する。このため、組織変態を利用するために組織のバラツキが大きく、優れた性能を安定して得ることは難しい。また、SiやMn等の強化元素を添加した高強度鋼板で問題となるめっき処理性に対する対策が十分開示されておらず、良好なめっき性が得られない。
【００１７】
特開平４−346645号公報により提案された発明では、高価なCuを用いるためにコスト高となる。また、めっき性確保のために溶融めっき前の工程でNiプレめっきも行うため、さらにコスト高となり、経済的に実用化は難しい。
【００１８】
特開平５−263145号公報により提案された発明では、Cuを用いるためにコストが嵩み、やはり経済的に実用化は難しい。
特許第2820819 号により提案された発明では、種々の強化元素を添加した場合に問題となるめっき処理性に対する対策が加味されておらず、良好なめっき性が得られない。
【００１９】
特開平５−311244号公報により提案された発明では、組織変態を利用するため組織のバラツキが大きく、優れた性能を安定して得ることは難しい。
特許第2792434 号により提案された発明では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、穴の打ち抜き加工でZn脆化した層が結晶粒ごと欠落してノッチ効果が生じることに起因して、穴広げ性がめっきを施さない熱延鋼板や冷延鋼板に比較して極端に低下することの対策が何ら開示されておらず、鋼板の加工性への考慮が不十分である。
【００２０】
特開平６−293910号公報により提案された発明では、複合組織からなるために、硬質な第二相がプレス加工における割れの起点になり易いことや、第二相の分率の変動により特性が安定しない。
【００２１】
特開平７−48648 号公報により提案された発明では、その実施例にも記載されているように、Tiを0.1 〜0.15％程度と多量に添加する必要があり、材料疵による鋼板表面の外観不良が発生する。さらに、耐食性確保のためにCu、ＰさらにはNiを多量に添加する必要もあり、コストが嵩む。
【００２２】
特開平７−11382 号公報により提案された発明では、その実施例にも記載されているように、Tiを0.1 〜0.25％程度と多量に添加する必要があり、材料疵による鋼板表面の外観不良が発生し、またコストが嵩む。
【００２３】
さらに、特開平６−172924号公報により提案された発明では、その実施例にも記載されているように、真空溶解にて溶解した鋼を550 〜250 ℃ (主には400 ℃) の温度範囲で巻取処理相当の熱処理を実験室的に行っているが、実際の製造では、このような低い巻取温度は水冷が非常に不安定となり巻取温度がコイル内で急変するため、現在の冷却技術では、狙い通りの巻取温度に制御することが不可能であり、現実には実施できない。
【００２４】
このように、従来の技術では、穴広げ性および延性が優れた高強度鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで安定して製造することは、できなかった。
【００２５】
ここに、本発明の目的は、穴広げ性および延性が優れた高強度鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで安定して製造することである。より具体的には、強度490MPa以上、穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、低コストで安定して製造する技術を提供することである。
【００２６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記目的を達成すべく、鋭意実験および研究を重ねた結果、以下に列記する新規な知見（１）〜（４）を得た。
【００２７】
（１）良好な穴広げ性と延性を得るためには、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分であり、各元素それぞれの含有量を相互関係づけて制御し、さらに熱間圧延の温度条件を実生産を考慮した上で制御することにより、得られる鋼板の組織を、20μｍ以下の結晶粒が80％以上を占めるようにすることが有効である。
【００２８】
（２）上記の鋼板を母材としてめっきを行う際のめっき条件を特定することにより、さらに良好なめっき性を確保できる。すなわち、合金化溶融亜鉛めっきラインでは、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加熱) のプロセスを辿るが、このプロセスのうちで、加熱工程の炉である前酸化炉の雰囲気（露点および温度）をコントロールすることにより、鋼板表面のスケール生成量が制御される。この前酸化炉で形成された鋼板表面のスケールは、還元雰囲気である均熱帯で還元鉄層となる。Si添加鋼では、酸化スケールが形成され難いため、鋼板表面にSiが濃化し、めっきのぬれ性が低下し、合金化が遅延する。そこで、前酸化炉の雰囲気 (露点および温度) を制御することにより、酸化スケール量を適正化してSiの濃化を抑制し、これにより、合金化の遅延を抑制できる。
【００２９】
（３）穴広げ性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が、幅2.0 μｍ以下でエッチングされている。
【００３０】
（４）結晶粒界を制御するためには、前酸化を強化すると粒界の選択酸化が生じるため好ましくない。しかしながら、Si添加鋼を合金化溶融亜鉛めっきするためには前酸化を行う必要があり、このための前酸化の適正な雰囲気として、前酸化炉の露点を30℃以下、空燃比を0.8 〜1.25とすることが有効である。
【００３１】
本発明者らは、これらの新規な知見（１）〜（４）に基づいてさらに検討を重ねた結果、低Ｃ鋼へのSi、TiやNb等の添加バランス、さらにはめっき条件を特定することにより、強度490MPa以上で穴広げ率80％以上かつ延性の優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、実際の製造工程でも安定して低コストで製造できることを知見して、本発明を完成した。
【００３２】
本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じてTi：0.003〜0.1％およびNb：0.003〜0.1％のうちの１種または２種、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００３３】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、(1) 式において、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００３４】
この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【００３５】
また、上記の本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることが、例示される。
【００３６】
別の観点からは、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じてTi：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、上記(1) 式および上記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００３７】
この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、さらに、溶融亜鉛めっきが、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われることが、望ましい。
【００３８】
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
を示し、符号[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (％) を示す。
【００３９】
これらの本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片が、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【００４０】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じて、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板である。
【００４１】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００４２】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４３】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００４４】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４５】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００４６】
これらの本発明にかかる、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、さらに、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有することが例示される。
【００４７】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じてTi：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取ることにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板の製造方法である。
【００４８】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００４９】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、連続式溶融亜鉛めっき設備で前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25とし、かつ前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たす溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００５０】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００５１】
これらの本発明にかかる、高強度鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片が、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが望ましい。
【００５２】
別の観点からは、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００５３】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００５４】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００５５】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００５６】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００５７】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００５８】
この本発明にかかる、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、さらに、鋼片は、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有することが望ましい。
【００５９】
この本発明にかかる、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、さらに、溶融亜鉛めっきは、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前記前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われることが望ましい。
【００６０】
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃) を示し、[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示す。
【００６１】
さらに、これらの本発明にかかる、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片が、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが望ましい。
【００６２】
【発明の実施の形態】
(第１の実施の形態)
以下、本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法の実施の形態を、添付図面を参照しながら詳細に説明する。
【００６３】
まず、本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において用いる鋼片の組成を限定する理由を、説明する。
（Ｃ：0.02〜0.10％）
高い穴広げ性を得るには、鋼板組織をベイニティックフェライトとすることが有効である。Ｃ含有量が0.10％を超えると、多くの炭化物が形成され穴広げ性および延性が劣化する。一方、Ｃ含有量が0.02％未満であると、十分な強度を得られなくなる。そこで、本発明では、鋼板の組織をベイニティックフェライトとするために、Ｃ含有量は0.02％以上0.10％以下と限定する。
【００６４】
（Si：0.1 〜1.0 ％）
Siは、鋼の強化に有効であり、しかも延性に悪影響を及ぼすことが少ないため、機械的性質の面からは多量に添加したい成分であるが、過剰に添加すると、めっき性を著しく阻害する。
【００６５】
すなわち、Si含有量が0.1 ％未満であると、強度などの機械的性質に優れた鋼板が得られないばかりでなく、前酸化炉の雰囲気では鋼板表面に非常に厚い酸化スケールが形成され、この酸化スケールが還元炉で還元されて生成する還元鉄層が合金化反応を著しく促進するために合金化度の適正範囲を超え、加工時に、パウダリング等のめっき皮膜の剥離が引き起こされる。さらに、前酸化工程の後の還元工程において、ハースロール (搬送ロール) にスケールが付着し、鋼板表面に押し疵等が発生する原因にもなる。
【００６６】
一方、Si含有量が1.0 ％を超えると、酸化層を形成させるために高温にしなければならなくなるため前酸化の際の温度が上昇し過ぎ、再結晶温度を超えて鋼板が軟化して、機械的性質の向上が期待できなくなる。
【００６７】
そこで、本発明では、Si含有量は0.1 ％以上1.0 ％以下と限定する。
（Mn：0.8 〜2.5 ％）
Mnは、ＣやSi等には及ばないものの、有効な強化元素である。しかも、Mnには、パーライトの過剰な生成を抑え、結晶粒を微細にする作用がある。これらの作用を発揮させるために、Mnを0.8 ％以上添加することが必要である。しかし、2.5 ％を超えてMnを添加しても、強化能の向上効果が飽和するとともに、めっき性が劣化する。そこで、本発明では、Mn含有量は0.8 ％以上2.5 ％以下と限定する。
【００６８】
（Ｐ：0.001 〜0.025 ％）
Ｐは、鋼の強化に有効であり、多量に添加したい成分であるが、Ｐ含有量が0.025 ％を超えると、脆化し易いとともにめっき層のパウダリング性を劣化させる。一方、Ｐ含有量が0.001 ％未満に低減するには相応のコスト上昇を伴う。そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.001 ％以上0.025 ％以下と限定する。
【００６９】
（Ｓ：0.010 ％以下）
Ｓは、0.010 ％を超えて含有すると、MnとＡ系介在物を作って伸びフランジ性を低下させる不純物元素であるので、極力低減することが望ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量は0.010 ％以下と限定する。
【００７０】
（Al：0.003 〜0.1 ％）
Alは、脱酸成分としてまた鋼の清浄化のためにも添加が不可欠である。このためにはAlは少なくとも0.003 ％添加する。一方、Al含有量が0.1 ％を超えると、鋼の清浄化効果は飽和し、コスト上昇を伴うだけとなる。そこで、本発明では、Al含有量は0.003 ％以上0.1 ％以下と限定する。
【００７１】
（Ｎ：0.008 ％以下）
Ｎは、伸びフランジ性を劣化させる不純物である。そこで、本発明では、Ｎ含有量は0.008 ％以下と限定する。
【００７２】
（Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種）
TiおよびNbは、いずれも、本発明では必要に応じて添加される任意添加元素であって、上記の範囲の量を含有することにより、鋼板の加工性を劣化させる固溶炭素および固溶窒素を固定し、穴広げ性を向上するとともに、大幅な強度上昇を付与する好ましい元素である。
【００７３】
さらに、TiおよびNbの少なくとも一方を、適正量だけ添加することにより、実際の製造ラインでは冷却温度の制御が困難な比較的低温域での巻取りなどの複雑な冷却パターンを採用せずとも、穴広げ性の改善に有効な低温生成相のベイニティックフェライトが容易に得られる。
【００７４】
一方、TiおよびNbそれぞれの含有量が0.1 ％を超えると、かかる効果が飽和する。
そこで、本発明では、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有することと、限定することが望ましい。
【００７５】
（Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらは、本発明では、いずれも、高強度とした上で、穴広げ性および伸びを向上させるための任意添加元素として添加される。すなわち、Cr、Mo、ＶおよびＢの含有量が上記範囲の下限を下回ると、所要の高強度かつ優れた穴広げ性および伸びが得られ難くなり、一方、上限を上回ると、コスト高となるのに加えて、特性の向上効果が飽和する。そこで、Cr、Mo、ＶおよびＢのうちの少なくとも１種を添加する場合には、Cr：0.005 ％以上0.44％以下、Mo：0.005 ％以上0.10％以下、Ｖ：0.005 ％以上0.10％以下、Ｂ：0.0001％以上0.0100％以下と限定することが望ましい。
【００７６】
（ (1)式)
本発明では、Ｃ、Ti、Ｎ、ＳおよびNbそれぞれの含有量を、下記(1) 式で規定する関係に限定する。すなわち、
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
である。ただし、(1) 式において、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００７７】
この理由は、穴広げ性の低下原因となるセメンタイトを生成させないためである。望ましくは、鋼中のＣをTiまたはNbの１種または２種で炭化物として固定することにより、穴広げ性が良好でかつ延性も良好なベイニティックフェライトの単相組織に制御することができる。
【００７８】
（ (2)式)
また、本発明では、Ｃ、Si、Mn、Ti、NbおよびＮそれぞれの含有量を、下記(2) 式で規定する関係に限定する。すなわち、
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
である。
【００７９】
この理由は、良好な穴広げ性を確保するためには、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分であり、各元素を相互関係づけて制御することが必要であり、(2) 式を満足することにより、目標とする80％以上の穴広げ性を満足できるためである。
【００８０】
なお、TiおよびNbは、いずれも、本発明では任意添加元素であるためTi、Nbを含有しない場合もあるが、この場合には（１）式および（２）式ではTi＝０、Nb＝０として算出される。
【００８１】
上記以外は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、かかる組成を有する鋼片に、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行う。以下、これらの工程について説明する。
【００８２】
（熱間圧延）
本発明では、上記の鋼組成を有する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行う。なお、鋼片の溶製から熱間圧延前の加熱までの工程では、周知慣用の工程にしたがえばよい。例えば鋼片の加熱温度は、1200〜1290℃を例示することができる。
【００８３】
熱間圧延を終了した後の組織をベイニティックフェライト組織とするためには、オーステナイト相の粗大化を図る必要がある。そのためには、880 ℃以上970
℃以下の温度範囲で仕上圧延を行う必要がある。仕上圧延温度が880 ℃を下回るとオーステナイト粒が微細となりセメンタイトが生成し、ベイニティックフェライト組織が得られなくなって穴広げ性が低下する。一方、仕上圧延温度が970 ℃を超えると、酸化スケールが過度に生成するため表面傷が増加する。そこで、本発明では、熱間圧延の仕上温度は880 ℃以上970 ℃以下と限定する。
【００８４】
（冷却）
熱間圧延を終了した後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で第１の冷却を行う。
【００８５】
熱間圧延終了後の第１の冷却の冷却速度が35℃／秒に満たないと、仕上げ圧延で生じたオーステナイト相から生成するフェライト相がベイニティックフェライト組織にならないため、穴広げ性が低下する。一方、この第１の冷却の冷却速度が55℃／秒を超えると、次の中間保持温度の制御性が悪化して特性値のバラツキが大きくなる。そこで、本発明では、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の冷却速度を35℃／秒以上55℃／秒以下に限定する。
【００８６】
また、適量のベイニティックフェライト組織を生成させるためには、600 ℃以上700 ℃以下の温度域での保持または空冷が有効である。600 ℃未満の温度域で保持してもベイニティックフェライト組織の成長が望めず、一方、700 ℃超の温度域で保持すると、結晶粒の成長が活発になるためにベイニティックフェライト組織が得られなくなる。そこで、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の後、600 ℃以上700 ℃以下の温度域に保持する。
【００８７】
この後、結晶粒の成長を抑制するために、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で第２の冷却を行われる。つまり、この第２の冷却の冷却速度が５℃／秒未満であると、結晶粒の成長が進みベイニティックフェライト組織とならないために優れた伸びフランジ性が得られない。一方、この第２の冷却の冷却速度が40℃／秒を超えると、この第２の冷却に後続して行われる巻取の温度の制御性が低下し、特性値のバラツキが大きくなる。そこで、本発明では、この第２の冷却の冷却速度は、５℃／秒以上40℃／秒以下と限定する。
【００８８】
（巻取り）
巻取温度が600 ℃を超えるとセメンタイト相が生成し、穴広げ性が低下する。一方、巻取温度が400 ℃を下回るとマルテンサイト相が生成し、鋼板の形状制御性が悪化する。また、巻取温度が600 ℃を超えると、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化が促進するため、穴広げ加工時にノッチ効果を生じ割れの起点となる。さらに、めっき鋼板においても穴広げ加工を行うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落し、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後に極端に穴広げ性が劣化する。そこで、本発明では、ベイニティックフェライト組織を得るために、巻取温度は400 ℃以上600 ℃以下と限定する。
【００８９】
（酸洗）
冷却後に、合金化溶融亜鉛めっき処理の前処理として、酸洗を行う。酸洗は、周知慣用の条件により行えばよい。
【００９０】
（合金化溶融亜鉛めっき）
酸洗後に、合金化溶融亜鉛めっきを行う。本発明では、鋼板の組成を管理するだけでは良好なめっき性を確保することが困難であり、鋼板の組成とともにめっき条件も適正に管理する必要がある。
【００９１】
すなわち、合金化溶融亜鉛めっきラインは、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、この焼鈍工程は、加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加熱) のプロセスからなる。このうち、加熱工程の炉が前酸化炉であり、その雰囲気および温度をコントロールすることによって、鋼板表面のスケール生成量を制御することができる。さらに、この前酸化炉で形成された鋼板表面のスケールは、還元雰囲気である均熱帯により還元鉄層となる。
【００９２】
Si添加鋼では、酸化スケールが形成され難く、この結果、鋼板表面にSiが濃化してめっきのぬれ性が低下し、合金化が遅延してしまう。そこで、形成される酸化スケールの量を適正化するために、前酸化炉の雰囲気 (露点および温度) を管理することが有効である。
【００９３】
この合金化溶融亜鉛めっきが、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われることが、望ましい。
【００９４】
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
を示し、符号[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示す。
【００９５】
すなわち、前酸化炉で処理する際の空燃比は望ましくは0.8 〜1.25、さらに望ましくは0.9 〜1.2 とする。空燃比が0.8 よりも小さいと、酸化ポテンシャルが小さく、鋼板温度 (最高到達鋼板温度を意味する。以下においても同じ) を上げても、適正な合金化に必要な酸化スケールが生成しない。一方、空燃比が1.25を超えると、燃焼ガスが安定化しないため、鋼板上にすすが付着してめっき欠陥が発生したり、前酸化炉内の温度分布が不均一になって鋼板表面に均一な酸化スケールが生成せず、合金化処理を施すと、部分的な合金化のムラが発生する。そこで、本発明では、前酸化炉の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25と限定することが望ましい。
【００９６】
また、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、高いほど酸化スケールを生成させるために有利である。しかし、露点が30℃を超えると酸化スケールの生成促進効果が小さくなるとともに、酸化スケールが還元され難くなるので好ましくない。そこで、本発明では、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、30℃以下であることが望ましく、同様の観点から、−40℃以上０℃以下であることがさらに望ましい。
【００９７】
さらに、前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定するのは、前酸化時のスケールの生成量および母材からめっき層中へのFeの拡散速度が鋼板のSi含有量により異なるからである。
【００９８】
すなわち、鋼板温度が 700＋100 ×ｌn[Si](℃) よりも低ければ、前酸化時に、ラインスピードを低下させずに適正な合金化度とするのに必要なスケール量を得ることが困難となり、一方、鋼板温度が 830＋50×ｌn[Si](℃) よりも高ければ、酸化スケール量が多過ぎて、均熱時に生成する還元Fe層が多く生じ合金化を進めるため合金化度が14％を超え、パウダリング等の加工時のめっき剥離が多くなる。また、前酸化炉によるスケール量が増大すると、ハースロールにスケールが付着し、押し疵発生の原因にもなる。そこで、本発明では、前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定することが望ましい。
【００９９】
なお、前酸化時の加熱方式は、鋼板を挟んで側面からバーナーの燃焼フレームを放出させ、その輻射熱により炉内を急速加熱する無酸化炉方式、あるいは鋼板にバーナーの燃焼フレームを直接当てる直火バーナー方式のいずれでもよいが、炉内の雰囲気の安定性を保つ上から輻射熱を用いる無酸化炉方式が好ましい。
【０１００】
これにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。
【０１０１】
すなわち、良加工性、とりわけ穴広げ性および延性が優れている高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、種々の成分系および種々の条件で製造した鋼板についてその材質および組織を総合的に調査した結果、組織がベイニティックフェライト組織であり、かつその組織を20μｍ以下の結晶粒が80％以上存在する組織とすることにより、高張力鋼であるにもかかわらず極めて優れた加工性 (穴広げ性および延性) が確実に得られることが判明した。
【０１０２】
このためには、セメンタイト組織が生成していると不利であり、また結晶粒が粗大であると不利となり望ましくない。そこで、本発明では、組織を、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織と限定することが望ましい。
【０１０３】
また、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることは、めっきの密着性確保のために、有効である。すなわち、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍより大きくエッチングされていると、穴広げ加工を行うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落して、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後の極端に穴広げ性が劣化する。一方、結晶粒界が幅2.0 μｍ以下、好ましくは幅1.5 μｍ以下のエッチングであれば、凹部がめっき処理時にアンカー効果をもたらし、鋼板とめっき相の密着性を高める。
【０１０４】
しかしながら、Si添加鋼では、酸素ポテンシャルを上げて前酸化条件を強化して、酸化スケールを多く形成しないと合金化溶融亜鉛めっき化が困難になる。
そのため、本発明では、熱間圧延時の巻取温度を 400〜600 ℃にすることと、めっき工程での前酸化炉の露点を30℃以下、空燃比を 0.8〜1.25として、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化を抑制することによって上記目的を確実に達成することができる。
【０１０５】
なお、本発明で規定するエッチングは、合金化溶融亜鉛めっき後インヒビターを添加した塩酸液で鋼板表面のエッチングを抑制し、めっき皮膜のみを溶解した後の鋼板表面をＳＥＭにて観察することで確認できる。
【０１０６】
このようにして、本発明にかかる製造方法により、本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。この本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、Ti：0.003〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、必要に応じてさらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【０１０７】
この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなっている。
また、この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている。
【０１０８】
このように、本発明によれば、めっき後の合金化処理が困難なSi含有鋼に対して、従来使用している連続式溶融亜鉛めっき設備を用い、その操業条件を大幅に変動させずに溶融亜鉛めっきおよびその後の合金化処理を確実かつ低コストで行うことができる。
【０１０９】
(第２の実施の形態)
次に、本発明にかかる高強度鋼板およびその製造方法の実施の形態を、添付図面を参照しながら詳細に説明する。
【０１１０】
まず、本発明にかかる高強度鋼板の製造方法において用いる鋼片の組成を限定する理由を、説明する。
（Ｃ：0.02〜0.10％）
高い穴広げ性を得るには、鋼板組織をグラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上とすることが有効である。Ｃ含有量が0.10％を超えると、多くの炭化物が形成され穴広げ性および延性が劣化する。一方、Ｃ含有量が0.02％未満であると、十分な強度を得られなくなる。そこで、本発明では、鋼板の組織をグラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上とするために、Ｃ含有量は0.02％以上0.10％以下と限定する。
【０１１１】
（Si：0.1 〜1.0 ％）
Siは、鋼の強化に有効であり、しかも延性に悪影響を及ぼすことが少ないため、機械的性質の面からは多量に添加したい成分であるが、過剰に添加すると、赤スケールの生成による外観や塗装性を著しく阻害するという欠点がある。さらに、めっき性を著しく阻害する。
【０１１２】
すなわち、Si含有量が0.1 ％未満であると、強度などの機械的性質に優れた鋼板が得られないばかりでなく、めっき時、前酸化炉の雰囲気では鋼板表面に非常に厚い酸化スケールが形成され、この酸化スケールが還元炉で還元されて生成する還元鉄層が合金化反応を著しく促進するために合金化度の適正範囲を超え、加工時に、パウダリング等のめっき皮膜の剥離が引き起こされる。さらに、前酸化工程の後の還元工程において、ハースロール (搬送ロール) にスケールが付着し、鋼板表面に押し疵等が発生する原因にもなる。
【０１１３】
一方、Si含有量が1.0 ％を超えると、外観や塗装性を著しく阻害する。めっき時、酸化層を形成させるために高温にしなければならなくなるため前酸化の際の温度が上昇し過ぎ、再結晶温度を超えて鋼板が軟化して、機械的性質の向上が期待できなくなる。
【０１１４】
そこで、本発明では、Si含有量は0.1 ％以上1.0 ％以下と限定する。
（Mn：0.8 〜2.5 ％）
Mnは、ＣやSi等には及ばないものの、有効な強化元素である。しかも、Mnには、パーライトの過剰な生成を抑え、結晶粒を微細にする作用がある。これらの作用を発揮させるために、Mnを0.8 ％以上添加することが必要である。しかし、2.5 ％を超えてMnを添加しても、強化能の向上効果が飽和するとともに、めっき性が劣化する。そこで、本発明では、Mn含有量は0.8 ％以上2.5 ％以下と限定する。
【０１１５】
（Ｐ：0.001 〜0.025 ％）
Ｐは、鋼の強化に有効であり、多量に添加したい成分であるが、Ｐ含有量が0.025 ％を超えると、脆化し易いとともにめっき層のパウダリング性を劣化させる。一方、Ｐ含有量が0.001 ％未満に低減するには相応のコスト上昇を伴う。そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.001 ％以上0.025 ％以下と限定する。
【０１１６】
（Ｓ：0.010 ％以下）
Ｓは、0.010 ％を超えて含有すると、MnとＡ系介在物を作って伸びフランジ性を低下させる不純物元素であるので、極力低減することが望ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量は0.010 ％以下と限定する。
【０１１７】
（Al：0.003 〜1.0 ％）
Alは、脱酸成分としてまた鋼の清浄化のためにも添加が不可欠である。このためにはAlは少なくとも0.003 ％添加する。一方、Al含有量が1.0 ％を超えると、鋼の清浄化効果は飽和し、コスト上昇を伴うだけとなる。そこで、本発明では、Al含有量は0.003 ％以上1.0 ％以下と限定する。
【０１１８】
（Ｎ：0.008 ％以下）
Ｎは、伸びフランジ性を劣化させる不純物である。そこで、本発明では、Ｎ含有量は0.008 ％以下と限定する。
【０１１９】
（Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種）
TiおよびNbは、いずれも、本発明では必要に応じて添加される任意添加元素であって、上記の範囲の量を含有することにより、鋼板の加工性を劣化させる固溶炭素および固溶窒素を固定し、穴広げ性を向上するとともに、大幅な強度上昇を付与する好ましい元素である。
【０１２０】
さらに、本発明の最も重要な点として、TiやNbを所要の微量添加することにより実製造上冷却温度の制御が困難な比較的低温域での巻取りなどの複雑な冷却パターンをとらなくても穴広げ性の改善に有効なグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトが得られる。
【０１２１】
一方、TiおよびNbそれぞれの含有量が0.1 ％を超えると、かかる効果が飽和する。
そこで、本発明では、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有することと、限定することが望ましい。
【０１２２】
（Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらは、本発明では、いずれも、高強度とした上で、穴広げ性および伸びを向上させるための任意添加元素として添加される。すなわち、Cr、Mo、ＶおよびＢの含有量が上記範囲の下限を下回ると、所要の高強度かつ優れた穴広げ性および伸びが得られ難くなり、一方、上限を上回ると、コスト高となるのに加えて、特性の向上効果が飽和する。そこで、Cr、Mo、ＶおよびＢのうちの少なくとも１種を添加する場合には、Cr：0.005 ％以上0.44％以下、Mo：0.005 ％以上0.10％以下、Ｖ：0.005 ％以上0.10％以下、Ｂ：0.0001％以上0.0100％以下と限定することが望ましい。
【０１２３】
（ (1)式)
本発明では、Ｃ、Ti、Ｎ、ＳおよびNbそれぞれの含有量を、下記(1) 式で規定する関係に限定する。すなわち、
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
である。ただし、(1) 式において、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【０１２４】
この理由は、穴広げ性の低下原因となるセメンタイトを生成させないためである。望ましくは、鋼中のＣをTiまたはNbの１種または２種で炭化物として固定することにより、穴広げ性が良好でかつ延性も良好なグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトの組織に制御することができる。
【０１２５】
（ (2)式)
また、本発明では、Ｃ、Si、Mn、Ti、NbおよびＮそれぞれの含有量を、下記(2) 式で規定する関係に限定する。すなわち、
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
である。
【０１２６】
この理由は、良好な穴広げ性を確保するためには、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分であり、各元素を相互関係づけて制御することが必要であり、(2) 式を満足することにより、目標とする80％以上の穴広げ性を満足できるためである。
【０１２７】
なお、TiおよびNbは、いずれも、本発明では任意添加元素であるためTi、Nbを含有しない場合もあるが、この場合には（１）式および（２）式ではTi＝０、Nb＝０として算出される。
【０１２８】
上記以外は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明にかかる高強度鋼板の製造方法では、かかる組成を有する鋼片に、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行う。以下、これらの工程について説明する。
【０１２９】
（熱間圧延）
本発明では、上記の鋼組成を有する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行う。なお、鋼片の溶製から熱間圧延前の加熱までの工程では、周知慣用の工程にしたがえばよい。例えば鋼片の加熱温度は、1200〜1290℃を例示することができる。
【０１３０】
熱間圧延を終了した後の組織をグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトとするためには、オーステナイト相の粗大化を図る必要がある。そのためには、880 ℃以上970 ℃以下の温度範囲で仕上圧延を行う必要がある。仕上圧延温度が880 ℃を下回るとオーステナイト粒が微細となりセメンタイトが生成し、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトが得られなくなって穴広げ性が低下する。一方、仕上圧延温度が970 ℃を超えると、酸化スケールが過度に生成するため表面傷が増加する。そこで、本発明では、熱間圧延の仕上温度は880 ℃以上970 ℃以下と限定する。
【０１３１】
（冷却）
熱間圧延を終了した後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で第１の冷却を行う。
【０１３２】
熱間圧延終了後の第１の冷却の冷却速度が35℃／秒に満たないと、仕上げ圧延で生じたオーステナイト相から生成するフェライト相がグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトにならないため、穴広げ性が低下する。一方、この第１の冷却の冷却速度が55℃／秒を超えると、次の中間保持温度の制御性が悪化して特性値のバラツキが大きくなる。そこで、本発明では、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の冷却速度を35℃／秒以上55℃／秒以下に限定する。
【０１３３】
また、適量のグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトを生成させるためには、600 ℃以上700 ℃以下の温度域での保持または空冷が有効である。600 ℃未満の温度域で保持してもグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトの成長が望めず、一方、700 ℃超の温度域で保持すると、結晶粒の成長が活発になるためにグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトが得られなくなる。そこで、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の後、600 ℃以上700 ℃以下の温度域に保持する。
【０１３４】
この後、結晶粒の成長を抑制するために、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で第２の冷却を行われる。つまり、この第２の冷却の冷却速度が５℃／秒未満であると、結晶粒の成長が進みグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトとならないために優れた伸びフランジ性が得られない。一方、この第２の冷却の冷却速度が40℃／秒を超えると、この第２の冷却に後続して行われる巻取の温度の制御性が低下し、特性値のバラツキが大きくなる。そこで、本発明では、この第２の冷却の冷却速度は、５℃／秒以上40℃／秒以下と限定する。
【０１３５】
（巻取り）
巻取温度が600 ℃を超えるとセメンタイト相が生成し、穴広げ性が低下する。一方、巻取温度が400 ℃を下回るとマルテンサイト相が生成し、鋼板の形状制御性が悪化する。また、巻取温度が600 ℃を超えると、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化が促進するため、穴広げ加工時にノッチ効果を生じ割れの起点となる。さらに、めっき鋼板においても穴広げ加工を行うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落し、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後に極端に穴広げ性が劣化する。そこで、本発明では、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライト組織を得るために、巻取温度は400 ℃以上600 ℃以下と限定する。
【０１３６】
（酸洗）
冷却後に、酸洗を行う。酸洗は、周知慣用の条件により行えばよい。
（合金化溶融亜鉛めっき）
酸洗後に、合金化溶融亜鉛めっきを行う場合、本発明では、鋼板の組成を管理するだけでは良好なめっき性を確保することが困難であり、鋼板の組成とともにめっき条件も適正に管理する必要がある。
【０１３７】
すなわち、合金化溶融亜鉛めっきラインは、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、この焼鈍工程は、加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加熱) のプロセスからなる。このうち、加熱工程の炉が前酸化炉であり、その雰囲気および温度をコントロールすることによって、鋼板表面のスケール生成量を制御することができる。さらに、この前酸化炉で形成された鋼板表面のスケールは、還元雰囲気である均熱帯により還元鉄層となる。
【０１３８】
Si添加鋼では、酸化スケールが形成され難く、この結果、鋼板表面にSiが濃化してめっきのぬれ性が低下し、合金化が遅延してしまう。そこで、形成される酸化スケールの量を適正化するために、前酸化炉の雰囲気 (露点および温度) を管理することが有効である。
【０１３９】
この合金化溶融亜鉛めっきが、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われることが、望ましい。
【０１４０】
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
を示し、符号[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示す。
【０１４１】
すなわち、前酸化炉で処理する際の空燃比は望ましくは0.8 〜1.25、さらに望ましくは0.9 〜1.2 とする。空燃比が0.8 よりも小さいと、酸化ポテンシャルが小さく、鋼板温度 (最高到達鋼板温度を意味する。以下においても同じ) を上げても、適正な合金化に必要な酸化スケールが生成しない。一方、空燃比が1.25を超えると、燃焼ガスが安定化しないため、鋼板上にすすが付着してめっき欠陥が発生したり、前酸化炉内の温度分布が不均一になって鋼板表面に均一な酸化スケールが生成せず、合金化処理を施すと、部分的な合金化のムラが発生する。そこで、本発明では、前酸化炉の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25と限定することが望ましい。
【０１４２】
また、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、高いほど酸化スケールを生成させるために有利である。しかし、露点が30℃を超えると酸化スケールの生成促進効果が小さくなるとともに、酸化スケールが還元され難くなるので好ましくない。そこで、本発明では、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、30℃以下であることが望ましく、同様の観点から、−40℃以上０℃以下であることがさらに望ましい。
【０１４３】
さらに、前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定するのは、前酸化時のスケールの生成量および母材からめっき層中へのFeの拡散速度が鋼板のSi含有量により異なるからである。
【０１４４】
すなわち、鋼板温度が 700＋100 ×ｌn[Si](℃) よりも低ければ、前酸化時に、ラインスピードを低下させずに適正な合金化度とするのに必要なスケール量を得ることが困難となり、一方、鋼板温度が 830＋50×ｌn[Si](℃) よりも高ければ、酸化スケール量が多過ぎて、均熱時に生成する還元Fe層が多く生じ合金化を進めるため合金化度が14％を超え、パウダリング等の加工時のめっき剥離が多くなる。また、前酸化炉によるスケール量が増大すると、ハースロールにスケールが付着し、押し疵発生の原因にもなる。そこで、本発明では、前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定することが望ましい。
【０１４５】
なお、前酸化時の加熱方式は、鋼板を挟んで側面からバーナーの燃焼フレームを放出させ、その輻射熱により炉内を急速加熱する無酸化炉方式、あるいは鋼板にバーナーの燃焼フレームを直接当てる直火バーナー方式のいずれでもよいが、炉内の雰囲気の安定性を保つ上から輻射熱を用いる無酸化炉方式が好ましい。
【０１４６】
これにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。
【０１４７】
すなわち、良加工性、とりわけ穴広げ性および延性が優れている高強度鋼板を得るために、種々の成分系および種々の条件で製造した鋼板についてその材質および組織を総合的に調査した結果、組織がグラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上であり、かつその組織を20μｍ以下の結晶粒が80％以上存在する組織とすることにより、高張力鋼であるにもかかわらず極めて優れた加工性 (穴広げ性および延性) が確実に得られることが判明した。
【０１４８】
このためには、セメンタイト組織が生成していると不利であり、また結晶粒が粗大であると不利となり望ましくない。そこで、本発明では、組織を、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上と限定することが望ましい。
【０１４９】
また、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることは、めっきの密着性確保のために、有効である。すなわち、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍより大きくエッチングされていると、穴広げ加工を行うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落して、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後の極端に穴広げ性が劣化する。一方、結晶粒界が幅2.0 μｍ以下、好ましくは幅1.5 μｍ以下のエッチングであれば、凹部がめっき処理時にアンカー効果をもたらし、鋼板とめっき相の密着性を高める。
【０１５０】
しかしながら、Si添加鋼では、酸素ポテンシャルを上げて前酸化条件を強化して、酸化スケールを多く形成しないと合金化溶融亜鉛めっき化が困難になる。
そのため、本発明では、熱間圧延時の巻取温度を 400〜600 ℃にすることと、めっき工程での前酸化炉の露点を30℃以下、空燃比を 0.8〜1.25として、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化を抑制することによって上記目的を確実に達成することができる。
【０１５１】
なお、本発明で規定するエッチングは、合金化溶融亜鉛めっき後インヒビターを添加した塩酸液で鋼板表面のエッチングを抑制し、めっき皮膜のみを溶解した後の鋼板表面をＳＥＭにて観察することで確認できる。
【０１５２】
このようにして、本発明にかかる製造方法により、本発明にかかる高強度鋼板が提供される。この本発明にかかる高強度鋼板は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、必要に応じてさらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【０１５３】
この本発明にかかる高強度鋼板は、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなっている。図１は、この本発明にかかる高強度鋼板の組織を電子顕微鏡で観察した金属組織の写真である。図１から、本発明にかかる高強度鋼板は、粒界が角張ったグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなっていることがわかる。
【０１５４】
本実施の形態の高強度熱延鋼板の組織について説明する。この組織は、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上である。グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上のみが最も好ましいが、実質的にグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上であればよい。すなわち、製造上、不可避的組織としてそれ以外の組織であるセメンタイトやポリゴナル・フェライト等も生成することもあるが、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトの特性が損なわれない範囲まで、具体的には、少なくともグラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライト以外の組織が面積率で10％以下、好ましくは数％程度以下の範囲までは、許容される。
【０１５５】
次に、本実施の形態の高強度熱延鋼板の組織の観察方法とその特徴を説明する。
組織を出現させるために、例えばナイタールエッチング等のエッチング処理を行う。そして、個々の結晶粒が見えるように、光学顕微鏡 (×500 倍程度) やSEM(500 倍から3000倍程度) 等により観察する。
【０１５６】
グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトは、通常のフェライト組織に比較すると、多角形からなる結晶粒界の個々の辺に細かい凹凸が存在するのが特徴である。一方、通常のフェライト組織では結晶粒界の個々の辺はほぼ直線になっている。
【０１５７】
なお、鋼のベイナイト写真集−１ (発行者 日本鉄鋼協会、発行日 平成４年６月29日、４頁、表１) によれば、グラニュラーベイニティックフェライト( Granular bainitic α) の特徴は、Granular bainitic ferritic intermediate stage structure; dislocated substructure but fairly recovered like“lath-less". 一方、クワシーポリゴナルフェライト (Quasi-polygonalα) の特徴は、irregular changeful shape, formed at lower temperature crossing over γ-grain boundary; mostly recovered.と記載されている。この文献には、組成は本発明とは若干異なるものの組織例が数多く載せられており、これら組織は、いずれも形態が本実施の形態の高強度鋼板の組織と類似しており、本発明が意図している組織である。
【０１５８】
また、本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている。
【０１５９】
このように、本発明によれば、めっき後の合金化処理が困難なSi含有鋼に対して、従来使用している連続式溶融亜鉛めっき設備を用い、その操業条件を大幅に変動させずに溶融亜鉛めっきおよびその後の合金化処理を確実かつ低コストで行うことができる。
【０１６０】
【実施例】
（実施例１）
表１および表２に示す成分組成を有する43種の鋼Ａ〜１Ｑを溶製した。このうち、鋼Ａ〜１Ｅ、１Ｏおよび１Ｐが本発明の範囲を満足する鋼であり、鋼１Ｆ〜１Ｎ、１Ｑが本発明の範囲を満足しない比較鋼である。この鋼Ａ〜１Ｑを、表３および表４に示す条件で、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行って、板厚2.6 mmの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０１６１】
【表１】
【０１６２】
【表２】
【０１６３】
【表３】
【０１６４】
【表４】
【０１６５】
合金化溶融亜鉛めっきの条件は、前酸化炉として無酸化炉を用い、空燃比：0.95、露点：０℃とした。一方、還元炉での処理条件は以下に列記する通りとした。
【０１６６】
雰囲気：N２ 75 体積％＋H２ 25 体積％ (露点＝−40℃)
鋼板温度：790 〜900 ℃
処理時間：120 秒
また、めっき浴は、下記の浴温および浴組成とし、めっき後、目付量が片面当たり40〜55g/m２になるよう調節した。めっき浴中への侵入材の温度は470 ℃とした。
【０１６７】
浴温：460 ℃
浴組成：Al＝0.11〜0.14％ (残部は亜鉛)
また、めっき後の合金化処理は、合金化度を調節するために、鋼板温度を500〜630 ℃の範囲で変化させた。
【０１６８】
これらの鋼板の機械的性質を調べるため、引張試験および穴広げ試験を行い、その結果を表５に示した。なお、同表では穴広げ試験により伸びフランジ性を評価した。
【０１６９】
【表５】
【０１７０】
なお、穴広げ率 (λ) とは、日本鉄鋼連盟規格JFS T1001 穴広げ試験法に基づいて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に直径10mmの円形の穴を打抜き、この穴に60°円錐ポンチを押し当て穴広げ加工を行い、穴縁に亀裂を生じた時点での穴の拡大率を意味しており、λ(%) ＝｛(ｄb −ｄi)／ｄi｝×100 として算出される。ただし、符号ｄi は初期穴径(mm)を、符号ｄb は亀裂発生時穴径(mm)を、それぞれ表す。
【０１７１】
また、引張試験は、JIS ５号試験片により行った。
さらに、合金化度の評価は、目視観察およびパウダリング試験により行った。すなわち、目視観察では、合金化後の試験片の外観を目視で観察して合金化が表面まで均一に行われているか否かを判定し、また、パウダリング試験では、パウダリング試験を行ってパウダリング量を求め、実用上問題ないレベルかどうかを判定した。なお、パウダリング試験は、合金化処理を施した後の鋼板から切り出した試験片 (円板) を下記の条件で円筒絞り加工し、加工後の試験片の外側壁部にテープを貼着した後に剥がすことによって加工に伴い剥離しためっき皮膜を試験片面から完全に取り除き、加工前の試験片の重量とテープ剥離後の試験片の重量との差から剥離量 (これを、「パウダリング量」という。すなわち、試験片１個あたりのパウダリング量である) を求めることによって、行った。パウダリング量が20mg／個以下では実用上問題がなく、パウダリング性が良好とした。
【０１７２】
表５の合金化度評価の項目で、○印はパウダリング量が20mg／個以下の場合、* 印はパウダリングが20mg／個を超える場合である。
[円筒絞り加工条件]
ブランク径：90mmφ
ポンチ径 ：50mmφ (肩径＝５mm)
ダイス径 ：54mmφ (肩径＝５mm)
しわ抑え圧：1.0 トン
潤滑 ：防錆油を使用
めっきと鋼板界面における鋼板表面の結晶粒界の幅 (エッチング状態) は、３％インヒビターを添加した10％塩酸溶液でめっき皮膜のみを除去した後、ＳＥＭにより1000倍で観察し、最大幅を測定した。
【０１７３】
表１、表３および表５に示すように、本発明例である試験番号１〜31により、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。
【０１７４】
一方、表２、表４および表５に示すように、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して強度が低下し、機械特性が不芳となった。
【０１７５】
試験番号33は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を上回って(1) 式を満足できないため、穴広げ性等の加工性が不芳となった。
試験番号34は、Si含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴広げ性が低下した。
【０１７６】
試験番号35は、Mn含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、強度が不芳となった。
試験番号36は、Mn含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴広げ性が低下した。また、めっき密着性も不芳となった。
【０１７７】
試験番号37はTi含有量が、試験番号38はNb含有量が、それぞれ本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに、伸びおよび穴広げ性がいずれも低下した。
【０１７８】
試験番号39および試験番号40は、いずれも、式(2) を満足しないため、所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号41は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が(3) 式を満足しないため、合金化が困難となり、めっき密着性が不芳であった。
【０１７９】
試験番号42は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が(3) 式を満足しないため、合金化度が過剰となり、加工時にめっき剥離が多発した。
さらに、試験番号43は、Si含有量は本発明の範囲の下限を下回るため、強度が低下した。また、前酸化炉で鋼板表面に形成された非常に厚い酸化スケールが還元炉で還元されて、還元鉄層が合金化反応を著しく促進したため、加工時のパウダリング性が不芳となり、合金化度評価が低下した。
【０１８０】
（実施例２）
表１における鋼Ａ、Ｆ、Ｎ、１Ａからなる鋼板をめっき母材として、連続式溶融亜鉛めっき設備で溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。無酸化炉内での鋼板温度は、750 ℃とした。還元炉での処理条件およびめっき条件は実施例１と同じとし、また、合金化処理では、鋼板板温を560 ℃に固定した。これらの鋼板の製造条件を、表６にまとめて示す。
【０１８１】
【表６】
【０１８２】
そして、これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、合金化度に対する前酸化時の空燃比および雰囲気ガスの露点の影響を調査した。
合金化度の調査では、目視観察により合金化状態を調べるととともに、めっき皮膜の合金化度を求めた。なお、合金化度 (合金層中のFeの含有量) は、めっき皮膜を溶解し、原子吸光法によりFe、ZnおよびAlの濃度を測定することにより、求めた。また、めっき皮膜における欠陥の発生等、異常の有無についても目視で観察した。鋼板の評価結果を表７にまとめて示す。
【０１８３】
【表７】
【０１８４】
なお、表７の評価の欄の○印は、合金化度が７〜11％ (特に厚目付で好ましいとされる範囲) 、△印は合金化度が６％以上７％未満または11％超え14％以下、×印は合金化度が６％未満または14％超えであることを示し、６〜14％を適正な合金化度とした。
【０１８５】
表６および表７に示すように、本発明例である試験番号１、７、８、10、13、１６、18により、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。
【０１８６】
これに対し、試験番号２は巻取温度が本発明の範囲の下限を下回るため、所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０１８７】
試験番号４は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の上限を上回るため、熱延鋼板のスケール疵が発生した。
試験番号５は、第１の冷却後の保持温度が本発明の範囲を下回るために仕上圧延から中間温度までの冷却速度が大きくなり過ぎ、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０１８８】
試験番号11は、第１の冷却後の保持温度が本発明の範囲を上回るために所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号15は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の下限を下回るとともに第１の冷却の冷却速度が小さ過ぎるため、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０１８９】
試験番号17は、巻取温度が本発明の範囲の上限を上回るために所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号９および試験番号12は、ともに、表６に示すように、露点が30℃を超えるため、合金化が進み過ぎて合金化度が適切な範囲を超え、めっき密着性が劣化した。
【０１９０】
試験番号７は、露点が30℃であるため、合金化度の評価は△となった。この評価を○にするには、露点を０℃以下に抑えることが望ましい。
試験番号３および試験番号６は、表６に示すように、空燃比が0.8 未満であるために合金化処理が不十分となった。
【０１９１】
試験番号14は、空燃比が1.25よりも大きいため、不完全燃焼に起因するすすの付着によるめっき欠陥が発生するとともに、合金化度が適正な範囲を超え不良となった。
【０１９２】
さらに、試験番号１、７、11、15、16では、空燃比がそれぞれ下限および上限の場合であるため、めっき皮膜の外観が良好であったものの、合金化度の評価は△となった。合金化度の評価を○印とするには、このため、空燃比を0.9 〜1.2
とするのが好ましいことがわかる。
【０１９３】
(実施例３)
表８および表９に示す成分組成を有するＡ〜１Ｏを溶製した。このうち、鋼Ａ〜１Ｅおよび１Ｏは、いずれも、本発明で規定する組成を満足する鋼であり、鋼１Ｆ〜１Ｎは、いずれも、本発明で規定する組成を満足しない比較鋼である。このうち、鋼Ａ〜１Ｅ、１Ｏの鋼に、表10に示す条件 (いずれも本発明で規定する条件を満足する条件) で、熱間圧延、冷却、巻取りおよび酸洗を行って、板厚2.6 mmの熱延鋼板を製造した。そして、得られた熱延鋼板のそれぞれについて、20μｍ以下の結晶粒の面積率と、ミクロ組織と、降伏点と、強度と、伸びと、穴広げ率とを測定した。測定結果を表11にまとめて示す。
【０１９４】
【表８】
【０１９５】
【表９】
【０１９６】
【表１０】
【０１９７】
【表１１】
【０１９８】
表８、表10および表11に示すように、本発明の範囲を満足する試験番号１〜31により、強度490Mpa以上および穴広げ率80％以上であって延性に優れた高強度熱延鋼板が得られたことがわかる。このため、これら高強度熱延鋼板は、自動車用鋼板、特にサスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に好適に用いることができる。
【０１９９】
一方、表９、表10および表11に示すように、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して強度が低下し、機械特性が不芳となった。
【０２００】
また、試験番号33は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、式(1) が本発明で規定する範囲を外れてしまい、穴広げ性などの加工性が不芳となった。
【０２０１】
また、試験番号34は、Si含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、強度および穴広げ性がともに不芳となった。
試験番号35は、Mn含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、強度が不芳となった。
【０２０２】
また、試験番号36は、Mn含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回っているため、強度および穴広げ性がともに不芳となった。
また、試験番号37および38は、いずれも、Ti含有量およびNb含有量が高過ぎるため、強度、伸びおよび穴広げ性がいずれも不芳であった。
【０２０３】
また、試験番号39および40は、いずれも、式(1) または式(2) を満足しないため、所要の組織とならず、穴広げ性が不芳であった。
さらに、試験番号41は、Si含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回っているため、強度が不芳であった。
【０２０４】
（実施例４）
表12および表13に示す成分組成を有する43種の鋼Ａ〜１Ｑを溶製したこのうち、鋼Ａ〜１Ｅ、１Ｏおよび１Ｐが本発明の範囲を満足する鋼であり、鋼１Ｆ〜１Ｎと１Ｑが本発明の範囲を満足しない比較鋼である。
【０２０５】
この鋼Ａ〜１Ｑを表14および表15に示す条件で熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行って、板厚2.6 mmの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０２０６】
【表１２】
【０２０７】
【表１３】
【０２０８】
【表１４】
【０２０９】
【表１５】
【０２１０】
合金化溶融亜鉛めっきの条件は、前酸化炉として無酸化炉を用い、空燃比：0.95、露点：０℃とした。一方、還元炉での処理条件は以下に列記する通りとした。
【０２１１】
雰囲気 ：N２ 75 体積％＋H２ 25 体積％ (露点＝−40℃)
鋼板温度：790 〜900 ℃
処理時間：120 秒
また、めっき浴は、下記の浴温および浴組成とし、めっき後、目付量が片面当たり40〜55g/m２になるよう調節した。めっき浴中への侵入材の温度は470 ℃とした。
【０２１２】
浴温：460 ℃
浴組成：Al＝0.11〜0.14％ (残部は亜鉛)
また、めっき後の合金化処理は、合金化度を調節するために、鋼板温度を500 〜630 ℃の範囲で変化させた。
【０２１３】
これらの鋼板の機械的性質を調べるため、引張試験および穴広げ試験を行い、その結果を表16に示した。なお、同表では穴広げ試験により伸びフランジ性を評価した。
【０２１４】
【表１６】
【０２１５】
なお、穴広げ率 (λ) とは、日本鉄鋼連盟規格JFS T1001 穴広げ試験法に基づいて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に直径10mmの円形の穴を打抜き、この穴に60°円錐ポンチを押し当て穴広げ加工を行い、穴縁に亀裂を生じた時点での穴の拡大率を意味しており、λ(%) ＝｛(ｄb −ｄi)／ｄi｝×100 として算出される。ただし、符号ｄi は初期穴径(mm)を、符号ｄb は亀裂発生時穴径(mm)を、それぞれ表す。
【０２１６】
また、引張試験は、JIS ５号試験片により行った。
さらに、合金化度の評価は、目視観察およびパウダリング試験により行った。すなわち、目視観察では、合金化後の試験片の外観を目視で観察して合金化が表面まで均一に行われているか否かを判定し、また、パウダリング試験では、パウダリング試験を行ってパウダリング量を求め、実用上問題ないレベルかどうかを判定した。なお、パウダリング試験は、合金化処理を施した後の鋼板から切り出した試験片 (円板) に下記の条件で円筒絞り加工を行い、加工後の試験片の外側壁部にテープを貼着した後に剥がすことによって加工に伴い剥離しためっき皮膜を試験片面から完全に取り除き、加工前の試験片の重量とテープ剥離後の試験片の重量との差から剥離量 (これを、「パウダリング量」という。すなわち、試験片１個あたりのパウダリング量である) を求めることによって、行った。パウダリング量が20mg／個以下では実用上問題がなく、パウダリング性が良好とした。
【０２１７】
表16における合金化度評価の項目において、○印はパウダリング量が20mg／個以下である場合を示し、＊印はパウダリングが20mg／個を超える場合を示す。
[円筒絞り加工条件]
ブランク径：90mm
ポンチ径 ：50mm (肩径＝５mm)
ダイス径 ：54mm (肩径＝５mm)
しわ抑え圧：1.0 トン
潤滑 ：防錆油を使用
めっきと鋼板界面における鋼板表面の結晶粒界の幅 (エッチング状態) は、３％インヒビターを添加した10％塩酸溶液により、めっき皮膜のみを除去した後、ＳＥＭにより1000倍で観察し、最大幅を測定した。
【０２１８】
表12、表14および表16に示すように、本発明例である試験番号１〜31により、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。
【０２１９】
一方、表13、表15および表16に示すように、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して強度が低下し、機械特性が不芳となった。
【０２２０】
試験番号33は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を上回って(1) 式を満足できないため、穴広げ性等の加工性が不芳となった。
試験番号34は、Si含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴広げ性が低下した。
【０２２１】
試験番号35は、Mn含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、強度が不芳となった。
試験番号36は、Mn含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴広げ性が低下した。また、めっき密着性も不芳となった。
【０２２２】
試験番号37はTi含有量が、試験番号38はNb含有量が、それぞれ本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに、伸びおよび穴広げ性がいずれも低下した。
【０２２３】
試験番号39および試験番号40は、いずれも、式(2) を満足しないため、所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号41は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が(3) 式を満足しないために合金化が困難となり、めっき密着性が不芳であった。
【０２２４】
試験番号42は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が(3) 式を満足しないため、合金化度が過剰となり、加工時にめっき剥離が多発した。
さらに、試験番号43は、Si含有量は本発明の範囲の下限を下回るため、強度が低下した。また、前酸化炉で鋼板表面に形成された非常に厚い酸化スケールが還元炉で還元されて、還元鉄層が合金化反応を著しく促進したため、加工時のパウダリング性が不芳となり、合金化度評価が低下した。
【０２２５】
（実施例５）
表12における鋼Ａ、Ｆ、Ｎ、１Ａからなる鋼板をめっき母材として、連続式溶融亜鉛めっき設備で溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。無酸化炉内での鋼板温度は、750 ℃とした。還元炉での処理条件およびめっき条件は実施例２と同じとし、また、合金化処理では、鋼板板温を560 ℃とした。これらの鋼板の製造条件を、表17にまとめて示す。
【０２２６】
【表１７】
【０２２７】
そして、これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、合金化度に対する前酸化時の空燃比および雰囲気ガスの露点の影響を調査した。
合金化度の調査では、目視観察により合金化状態を調べるととともに、めっき皮膜の合金化度を求めた。なお、合金化度 (合金層中のFeの含有量) は、めっき皮膜を溶解し、原子吸光法によりFe、ZnおよびAlの濃度を測定することにより、求めた。また、めっき皮膜における欠陥の発生等、異常の有無についても目視で観察した。鋼板の評価結果を表18にまとめて示す。
【０２２８】
【表１８】
【０２２９】
なお、表18の評価の欄の○印は、合金化度が７〜11％ (特に厚目付で好ましいとされる範囲) 、△印は合金化度が６％以上７％未満または11％超え14％以下、×印は合金化度が６％未満または14％超えであることを示し、６〜14％を適正な合金化度とした。
【０２３０】
表17および表18に示すように、本発明例である試験番号１、７、８、10、13、１６、18により、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。
【０２３１】
これに対し、試験番号２は巻取温度が本発明の範囲の下限を下回るため、所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０２３２】
試験番号４は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の上限を上回るため、熱延鋼板のスケール疵が発生した。
試験番号５は、第１の冷却後の保持温度が本発明の範囲を下回るために仕上圧延から中間温度までの冷却速度が大きくなり過ぎ、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０２３３】
試験番号11は、第１の冷却後の保持温度が本発明の範囲を上回るために所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号15は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の下限を下回るとともに第１の冷却の冷却速度が小さ過ぎるため、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０２３４】
試験番号17は、巻取温度が本発明の範囲の上限を上回るために所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号９および試験番号12は、ともに、表１７に示すように、露点が30℃を超えるため、合金化が進み過ぎて合金化度が適切な範囲を超え、めっき密着性が劣化した。
【０２３５】
試験番号７は、露点が30℃であるため、合金化度の評価は△となった。この評価を○にするには、露点を０℃以下に抑えることが望ましい。
試験番号３および試験番号６は、表１７に示すように、空燃比が0.8 未満であるために合金化処理が不十分となった。
【０２３６】
試験番号14は、空燃比が1.25よりも大きいため、不完全燃焼に起因するすすの付着によるめっき欠陥が発生するとともに、合金化度が適正な範囲を超え不良となった。
【０２３７】
さらに、試験番号１、７、11、15および16では、空燃比がそれぞれ下限および上限の場合であるため、めっき皮膜の外観は良好であったものの、合金化度の評価は△となった。合金化度の評価を○印とするには、このため、空燃比を0.9 〜1.2 とするのが好ましいことがわかる。
【０２３８】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明により、穴広げ性および延性が優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで製造することができた。より具体的には、強度490MPa以上、穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することができた。
【０２３９】
かかる効果を有する本発明の意義は、極めて著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明による鋼の組織を電子顕微鏡で観察した金属組織の写真である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板とそれらの製造方法とに関し、より具体的には、強度490MPa以上、穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板とそれらの製造方法とに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の軽量化を図るため、自動車用鋼板の高強度化が要求されている。しかも、この自動車用鋼板の用途によっては、強度だけでなく耐食性も要求される。鋼板の高強度化に関しては従来から研究が行われており、例えば、固溶強化元素や析出強化元素を添加したり、組織をベイナイト、デュアルフェイズとすることにより組織を強化することが通常用いられる。一方、鋼板の耐食性を改善するには、合金化溶融亜鉛めっきを施すことが知られている。しかし、前述した各種の組織強化法を適用すると、以下に示すような様々な問題がある。
【０００３】
すなわち、固溶強化元素として一般的にSiを用いるが、Siを多量に添加するとファイアライトと呼ばれる赤色のスケールを生じ、外観や塗装性が低下するという問題がある。さらに、Si添加鋼は溶融めっきライン中の前酸化工程において酸化層が形成され難い。そのため、その後の合金化処理が困難になり、めっき密着性が劣化してしまう。
【０００４】
さらに、熱延鋼板に、酸洗後に冷間圧延を行わずに合金化溶融亜鉛めっきを行うと、穴広げ性が極端に低下してしまう。これは、酸洗を行われた熱延鋼板の表面は、結晶粒界が優先してエッチングされた結晶粒界エッチング形態を呈するため、結晶粒界がエッチングされた熱延鋼板にめっきを行うと、自動車用鋼板の中でもサスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板では、穴の打ち抜き加工によりZn脆化した層が結晶粒ごと欠落し、ノッチ効果が生じるために、穴広げ性が極端に低下してしまう。
【０００５】
一方、析出強化元素としては一般的に、炭化物形成元素であるTiやNb等を用いるが、この方法も特性的には、汎用鋼とされるレベルであり、優れた伸びフランジ性は得られないという問題がある。さらに、Ti、Nb添加鋼は、合金化溶融亜鉛めっきの際の炭化物の粗大化によって、軟化を生じ易い。
【０００６】
そこで、穴広げ性やめっき密着性の劣化を防止しながら、合金化溶融亜鉛めっき鋼板または鋼板を高強度化するために、様々な提案が行われている。
例えば、特許第2553413 号には、円相当半径が0.1 μｍ以上のセメンタイトの組織率を0.1 ％以下と限定することによる、穴広げ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。
【０００７】
また、特開平４−346645号公報には、Cuを0.5 〜2.0 ％（本明細書においては特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味する）添加することにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の穴広げ性を確保することが、提案されている。
【０００８】
また、特開平５−263145号公報には、Cu添加鋼にMnを添加することにより、合金化溶融亜鉛めっき工程のような短時間の熱処理工程 (たとえば750 ℃で１分程度) では熱処理時間が短すぎるために析出が不十分なCuの析出を促進して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化を図ることが、提案されている。
【０００９】
また、特許第2820819 号には、SiやMn等の強化元素とともにＶやNbを主体とした特殊元素を添加することにより、伸びフランジ成形性が優れる高強度薄鋼板が提案されている。
【００１０】
また、特開平５−311244号公報には、めっきラインにおいてMs点以下に急冷して、鋼板の一部または全部にマルテンサイトを生成させた後、再加熱して一部または全部に焼戻しマルテンサイトを生成させることにより、伸びフランジ成形性が優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが提案されている。
【００１１】
また、特許第2792434 号には、溶融亜鉛めっき設備の露点および空燃比を限定し、さらに鋼板中のSi含有量によって前酸化炉内の最高到達温度を最適値に制御することにより、高Si鋼に溶融亜鉛めっきを施すことが提案されている。
【００１２】
また、特開平６−293910号公報には、主体であるフェライトとベイナイトとの二相組織からなる穴広げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【００１３】
また、特開平７−48648 号公報には、ベイニティックなフェライト組織と円相当径0.5 μｍ以上の粗大なセメンタイトとを占積率で0.1 ％以下含むベイニティックなフェライト組織との両方もしくは、それらのうち一方のみからなる、780N/mm２以上の引張強度を有し、耐食性、張り出し性、すなわち強度延性バランスおよびバーリング性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法とが開示されている。
【００１４】
また、特開平７−11382 号公報には、アシキュラー・フェライト組織からなり、686N/mm２以上の高強度であり、優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板とその製造方法とが開示されている。
【００１５】
さらに、特開平６−172924号公報には、引張強度500N/mm２級以上の高強度であっても伸びフランジ加工性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、これらの従来の発明には、いずれも、以下に列記する課題がある。
特許第2553413 号により提案された発明は、Ｃを炭化物として固定する元素がなく、熱処理条件でセメンタイトの生成を抑制する。このため、組織変態を利用するために組織のバラツキが大きく、優れた性能を安定して得ることは難しい。また、SiやMn等の強化元素を添加した高強度鋼板で問題となるめっき処理性に対する対策が十分開示されておらず、良好なめっき性が得られない。
【００１７】
特開平４−346645号公報により提案された発明では、高価なCuを用いるためにコスト高となる。また、めっき性確保のために溶融めっき前の工程でNiプレめっきも行うため、さらにコスト高となり、経済的に実用化は難しい。
【００１８】
特開平５−263145号公報により提案された発明では、Cuを用いるためにコストが嵩み、やはり経済的に実用化は難しい。
特許第2820819 号により提案された発明では、種々の強化元素を添加した場合に問題となるめっき処理性に対する対策が加味されておらず、良好なめっき性が得られない。
【００１９】
特開平５−311244号公報により提案された発明では、組織変態を利用するため組織のバラツキが大きく、優れた性能を安定して得ることは難しい。
特許第2792434 号により提案された発明では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、穴の打ち抜き加工でZn脆化した層が結晶粒ごと欠落してノッチ効果が生じることに起因して、穴広げ性がめっきを施さない熱延鋼板や冷延鋼板に比較して極端に低下することの対策が何ら開示されておらず、鋼板の加工性への考慮が不十分である。
【００２０】
特開平６−293910号公報により提案された発明では、複合組織からなるために、硬質な第二相がプレス加工における割れの起点になり易いことや、第二相の分率の変動により特性が安定しない。
【００２１】
特開平７−48648 号公報により提案された発明では、その実施例にも記載されているように、Tiを0.1 〜0.15％程度と多量に添加する必要があり、材料疵による鋼板表面の外観不良が発生する。さらに、耐食性確保のためにCu、ＰさらにはNiを多量に添加する必要もあり、コストが嵩む。
【００２２】
特開平７−11382 号公報により提案された発明では、その実施例にも記載されているように、Tiを0.1 〜0.25％程度と多量に添加する必要があり、材料疵による鋼板表面の外観不良が発生し、またコストが嵩む。
【００２３】
さらに、特開平６−172924号公報により提案された発明では、その実施例にも記載されているように、真空溶解にて溶解した鋼を550 〜250 ℃ (主には400 ℃) の温度範囲で巻取処理相当の熱処理を実験室的に行っているが、実際の製造では、このような低い巻取温度は水冷が非常に不安定となり巻取温度がコイル内で急変するため、現在の冷却技術では、狙い通りの巻取温度に制御することが不可能であり、現実には実施できない。
【００２４】
このように、従来の技術では、穴広げ性および延性が優れた高強度鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで安定して製造することは、できなかった。
【００２５】
ここに、本発明の目的は、穴広げ性および延性が優れた高強度鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで安定して製造することである。より具体的には、強度490MPa以上、穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、低コストで安定して製造する技術を提供することである。
【００２６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記目的を達成すべく、鋭意実験および研究を重ねた結果、以下に列記する新規な知見（１）〜（４）を得た。
【００２７】
（１）良好な穴広げ性と延性を得るためには、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分であり、各元素それぞれの含有量を相互関係づけて制御し、さらに熱間圧延の温度条件を実生産を考慮した上で制御することにより、得られる鋼板の組織を、20μｍ以下の結晶粒が80％以上を占めるようにすることが有効である。
【００２８】
（２）上記の鋼板を母材としてめっきを行う際のめっき条件を特定することにより、さらに良好なめっき性を確保できる。すなわち、合金化溶融亜鉛めっきラインでは、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加熱) のプロセスを辿るが、このプロセスのうちで、加熱工程の炉である前酸化炉の雰囲気（露点および温度）をコントロールすることにより、鋼板表面のスケール生成量が制御される。この前酸化炉で形成された鋼板表面のスケールは、還元雰囲気である均熱帯で還元鉄層となる。Si添加鋼では、酸化スケールが形成され難いため、鋼板表面にSiが濃化し、めっきのぬれ性が低下し、合金化が遅延する。そこで、前酸化炉の雰囲気 (露点および温度) を制御することにより、酸化スケール量を適正化してSiの濃化を抑制し、これにより、合金化の遅延を抑制できる。
【００２９】
（３）穴広げ性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が、幅2.0 μｍ以下でエッチングされている。
【００３０】
（４）結晶粒界を制御するためには、前酸化を強化すると粒界の選択酸化が生じるため好ましくない。しかしながら、Si添加鋼を合金化溶融亜鉛めっきするためには前酸化を行う必要があり、このための前酸化の適正な雰囲気として、前酸化炉の露点を30℃以下、空燃比を0.8 〜1.25とすることが有効である。
【００３１】
本発明者らは、これらの新規な知見（１）〜（４）に基づいてさらに検討を重ねた結果、低Ｃ鋼へのSi、TiやNb等の添加バランス、さらにはめっき条件を特定することにより、強度490MPa以上で穴広げ率80％以上かつ延性の優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、実際の製造工程でも安定して低コストで製造できることを知見して、本発明を完成した。
【００３２】
本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じてTi：0.003〜0.1％およびNb：0.003〜0.1％のうちの１種または２種、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００３３】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、(1) 式において、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００３４】
この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【００３５】
また、上記の本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることが、例示される。
【００３６】
別の観点からは、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じてTi：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、上記(1) 式および上記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００３７】
この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、さらに、溶融亜鉛めっきが、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われることが、望ましい。
【００３８】
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
を示し、符号[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (％) を示す。
【００３９】
これらの本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片が、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【００４０】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じて、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板である。
【００４１】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００４２】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４３】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００４４】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４５】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００４６】
これらの本発明にかかる、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、さらに、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有することが例示される。
【００４７】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じてTi：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取ることにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板の製造方法である。
【００４８】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００４９】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、連続式溶融亜鉛めっき設備で前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25とし、かつ前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たす溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００５０】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００５１】
これらの本発明にかかる、高強度鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片が、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが望ましい。
【００５２】
別の観点からは、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００５３】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００５４】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００５５】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００５６】
また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００５７】
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００５８】
この本発明にかかる、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、さらに、鋼片は、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有することが望ましい。
【００５９】
この本発明にかかる、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、さらに、溶融亜鉛めっきは、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前記前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われることが望ましい。
【００６０】
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃) を示し、[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示す。
【００６１】
さらに、これらの本発明にかかる、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片が、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが望ましい。
【００６２】
【発明の実施の形態】
(第１の実施の形態)
以下、本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法の実施の形態を、添付図面を参照しながら詳細に説明する。
【００６３】
まず、本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において用いる鋼片の組成を限定する理由を、説明する。
（Ｃ：0.02〜0.10％）
高い穴広げ性を得るには、鋼板組織をベイニティックフェライトとすることが有効である。Ｃ含有量が0.10％を超えると、多くの炭化物が形成され穴広げ性および延性が劣化する。一方、Ｃ含有量が0.02％未満であると、十分な強度を得られなくなる。そこで、本発明では、鋼板の組織をベイニティックフェライトとするために、Ｃ含有量は0.02％以上0.10％以下と限定する。
【００６４】
（Si：0.1 〜1.0 ％）
Siは、鋼の強化に有効であり、しかも延性に悪影響を及ぼすことが少ないため、機械的性質の面からは多量に添加したい成分であるが、過剰に添加すると、めっき性を著しく阻害する。
【００６５】
すなわち、Si含有量が0.1 ％未満であると、強度などの機械的性質に優れた鋼板が得られないばかりでなく、前酸化炉の雰囲気では鋼板表面に非常に厚い酸化スケールが形成され、この酸化スケールが還元炉で還元されて生成する還元鉄層が合金化反応を著しく促進するために合金化度の適正範囲を超え、加工時に、パウダリング等のめっき皮膜の剥離が引き起こされる。さらに、前酸化工程の後の還元工程において、ハースロール (搬送ロール) にスケールが付着し、鋼板表面に押し疵等が発生する原因にもなる。
【００６６】
一方、Si含有量が1.0 ％を超えると、酸化層を形成させるために高温にしなければならなくなるため前酸化の際の温度が上昇し過ぎ、再結晶温度を超えて鋼板が軟化して、機械的性質の向上が期待できなくなる。
【００６７】
そこで、本発明では、Si含有量は0.1 ％以上1.0 ％以下と限定する。
（Mn：0.8 〜2.5 ％）
Mnは、ＣやSi等には及ばないものの、有効な強化元素である。しかも、Mnには、パーライトの過剰な生成を抑え、結晶粒を微細にする作用がある。これらの作用を発揮させるために、Mnを0.8 ％以上添加することが必要である。しかし、2.5 ％を超えてMnを添加しても、強化能の向上効果が飽和するとともに、めっき性が劣化する。そこで、本発明では、Mn含有量は0.8 ％以上2.5 ％以下と限定する。
【００６８】
（Ｐ：0.001 〜0.025 ％）
Ｐは、鋼の強化に有効であり、多量に添加したい成分であるが、Ｐ含有量が0.025 ％を超えると、脆化し易いとともにめっき層のパウダリング性を劣化させる。一方、Ｐ含有量が0.001 ％未満に低減するには相応のコスト上昇を伴う。そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.001 ％以上0.025 ％以下と限定する。
【００６９】
（Ｓ：0.010 ％以下）
Ｓは、0.010 ％を超えて含有すると、MnとＡ系介在物を作って伸びフランジ性を低下させる不純物元素であるので、極力低減することが望ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量は0.010 ％以下と限定する。
【００７０】
（Al：0.003 〜0.1 ％）
Alは、脱酸成分としてまた鋼の清浄化のためにも添加が不可欠である。このためにはAlは少なくとも0.003 ％添加する。一方、Al含有量が0.1 ％を超えると、鋼の清浄化効果は飽和し、コスト上昇を伴うだけとなる。そこで、本発明では、Al含有量は0.003 ％以上0.1 ％以下と限定する。
【００７１】
（Ｎ：0.008 ％以下）
Ｎは、伸びフランジ性を劣化させる不純物である。そこで、本発明では、Ｎ含有量は0.008 ％以下と限定する。
【００７２】
（Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種）
TiおよびNbは、いずれも、本発明では必要に応じて添加される任意添加元素であって、上記の範囲の量を含有することにより、鋼板の加工性を劣化させる固溶炭素および固溶窒素を固定し、穴広げ性を向上するとともに、大幅な強度上昇を付与する好ましい元素である。
【００７３】
さらに、TiおよびNbの少なくとも一方を、適正量だけ添加することにより、実際の製造ラインでは冷却温度の制御が困難な比較的低温域での巻取りなどの複雑な冷却パターンを採用せずとも、穴広げ性の改善に有効な低温生成相のベイニティックフェライトが容易に得られる。
【００７４】
一方、TiおよびNbそれぞれの含有量が0.1 ％を超えると、かかる効果が飽和する。
そこで、本発明では、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有することと、限定することが望ましい。
【００７５】
（Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらは、本発明では、いずれも、高強度とした上で、穴広げ性および伸びを向上させるための任意添加元素として添加される。すなわち、Cr、Mo、ＶおよびＢの含有量が上記範囲の下限を下回ると、所要の高強度かつ優れた穴広げ性および伸びが得られ難くなり、一方、上限を上回ると、コスト高となるのに加えて、特性の向上効果が飽和する。そこで、Cr、Mo、ＶおよびＢのうちの少なくとも１種を添加する場合には、Cr：0.005 ％以上0.44％以下、Mo：0.005 ％以上0.10％以下、Ｖ：0.005 ％以上0.10％以下、Ｂ：0.0001％以上0.0100％以下と限定することが望ましい。
【００７６】
（ (1)式)
本発明では、Ｃ、Ti、Ｎ、ＳおよびNbそれぞれの含有量を、下記(1) 式で規定する関係に限定する。すなわち、
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
である。ただし、(1) 式において、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【００７７】
この理由は、穴広げ性の低下原因となるセメンタイトを生成させないためである。望ましくは、鋼中のＣをTiまたはNbの１種または２種で炭化物として固定することにより、穴広げ性が良好でかつ延性も良好なベイニティックフェライトの単相組織に制御することができる。
【００７８】
（ (2)式)
また、本発明では、Ｃ、Si、Mn、Ti、NbおよびＮそれぞれの含有量を、下記(2) 式で規定する関係に限定する。すなわち、
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
である。
【００７９】
この理由は、良好な穴広げ性を確保するためには、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分であり、各元素を相互関係づけて制御することが必要であり、(2) 式を満足することにより、目標とする80％以上の穴広げ性を満足できるためである。
【００８０】
なお、TiおよびNbは、いずれも、本発明では任意添加元素であるためTi、Nbを含有しない場合もあるが、この場合には（１）式および（２）式ではTi＝０、Nb＝０として算出される。
【００８１】
上記以外は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、かかる組成を有する鋼片に、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行う。以下、これらの工程について説明する。
【００８２】
（熱間圧延）
本発明では、上記の鋼組成を有する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行う。なお、鋼片の溶製から熱間圧延前の加熱までの工程では、周知慣用の工程にしたがえばよい。例えば鋼片の加熱温度は、1200〜1290℃を例示することができる。
【００８３】
熱間圧延を終了した後の組織をベイニティックフェライト組織とするためには、オーステナイト相の粗大化を図る必要がある。そのためには、880 ℃以上970
℃以下の温度範囲で仕上圧延を行う必要がある。仕上圧延温度が880 ℃を下回るとオーステナイト粒が微細となりセメンタイトが生成し、ベイニティックフェライト組織が得られなくなって穴広げ性が低下する。一方、仕上圧延温度が970 ℃を超えると、酸化スケールが過度に生成するため表面傷が増加する。そこで、本発明では、熱間圧延の仕上温度は880 ℃以上970 ℃以下と限定する。
【００８４】
（冷却）
熱間圧延を終了した後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で第１の冷却を行う。
【００８５】
熱間圧延終了後の第１の冷却の冷却速度が35℃／秒に満たないと、仕上げ圧延で生じたオーステナイト相から生成するフェライト相がベイニティックフェライト組織にならないため、穴広げ性が低下する。一方、この第１の冷却の冷却速度が55℃／秒を超えると、次の中間保持温度の制御性が悪化して特性値のバラツキが大きくなる。そこで、本発明では、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の冷却速度を35℃／秒以上55℃／秒以下に限定する。
【００８６】
また、適量のベイニティックフェライト組織を生成させるためには、600 ℃以上700 ℃以下の温度域での保持または空冷が有効である。600 ℃未満の温度域で保持してもベイニティックフェライト組織の成長が望めず、一方、700 ℃超の温度域で保持すると、結晶粒の成長が活発になるためにベイニティックフェライト組織が得られなくなる。そこで、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の後、600 ℃以上700 ℃以下の温度域に保持する。
【００８７】
この後、結晶粒の成長を抑制するために、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で第２の冷却を行われる。つまり、この第２の冷却の冷却速度が５℃／秒未満であると、結晶粒の成長が進みベイニティックフェライト組織とならないために優れた伸びフランジ性が得られない。一方、この第２の冷却の冷却速度が40℃／秒を超えると、この第２の冷却に後続して行われる巻取の温度の制御性が低下し、特性値のバラツキが大きくなる。そこで、本発明では、この第２の冷却の冷却速度は、５℃／秒以上40℃／秒以下と限定する。
【００８８】
（巻取り）
巻取温度が600 ℃を超えるとセメンタイト相が生成し、穴広げ性が低下する。一方、巻取温度が400 ℃を下回るとマルテンサイト相が生成し、鋼板の形状制御性が悪化する。また、巻取温度が600 ℃を超えると、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化が促進するため、穴広げ加工時にノッチ効果を生じ割れの起点となる。さらに、めっき鋼板においても穴広げ加工を行うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落し、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後に極端に穴広げ性が劣化する。そこで、本発明では、ベイニティックフェライト組織を得るために、巻取温度は400 ℃以上600 ℃以下と限定する。
【００８９】
（酸洗）
冷却後に、合金化溶融亜鉛めっき処理の前処理として、酸洗を行う。酸洗は、周知慣用の条件により行えばよい。
【００９０】
（合金化溶融亜鉛めっき）
酸洗後に、合金化溶融亜鉛めっきを行う。本発明では、鋼板の組成を管理するだけでは良好なめっき性を確保することが困難であり、鋼板の組成とともにめっき条件も適正に管理する必要がある。
【００９１】
すなわち、合金化溶融亜鉛めっきラインは、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、この焼鈍工程は、加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加熱) のプロセスからなる。このうち、加熱工程の炉が前酸化炉であり、その雰囲気および温度をコントロールすることによって、鋼板表面のスケール生成量を制御することができる。さらに、この前酸化炉で形成された鋼板表面のスケールは、還元雰囲気である均熱帯により還元鉄層となる。
【００９２】
Si添加鋼では、酸化スケールが形成され難く、この結果、鋼板表面にSiが濃化してめっきのぬれ性が低下し、合金化が遅延してしまう。そこで、形成される酸化スケールの量を適正化するために、前酸化炉の雰囲気 (露点および温度) を管理することが有効である。
【００９３】
この合金化溶融亜鉛めっきが、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われることが、望ましい。
【００９４】
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
を示し、符号[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示す。
【００９５】
すなわち、前酸化炉で処理する際の空燃比は望ましくは0.8 〜1.25、さらに望ましくは0.9 〜1.2 とする。空燃比が0.8 よりも小さいと、酸化ポテンシャルが小さく、鋼板温度 (最高到達鋼板温度を意味する。以下においても同じ) を上げても、適正な合金化に必要な酸化スケールが生成しない。一方、空燃比が1.25を超えると、燃焼ガスが安定化しないため、鋼板上にすすが付着してめっき欠陥が発生したり、前酸化炉内の温度分布が不均一になって鋼板表面に均一な酸化スケールが生成せず、合金化処理を施すと、部分的な合金化のムラが発生する。そこで、本発明では、前酸化炉の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25と限定することが望ましい。
【００９６】
また、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、高いほど酸化スケールを生成させるために有利である。しかし、露点が30℃を超えると酸化スケールの生成促進効果が小さくなるとともに、酸化スケールが還元され難くなるので好ましくない。そこで、本発明では、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、30℃以下であることが望ましく、同様の観点から、−40℃以上０℃以下であることがさらに望ましい。
【００９７】
さらに、前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定するのは、前酸化時のスケールの生成量および母材からめっき層中へのFeの拡散速度が鋼板のSi含有量により異なるからである。
【００９８】
すなわち、鋼板温度が 700＋100 ×ｌn[Si](℃) よりも低ければ、前酸化時に、ラインスピードを低下させずに適正な合金化度とするのに必要なスケール量を得ることが困難となり、一方、鋼板温度が 830＋50×ｌn[Si](℃) よりも高ければ、酸化スケール量が多過ぎて、均熱時に生成する還元Fe層が多く生じ合金化を進めるため合金化度が14％を超え、パウダリング等の加工時のめっき剥離が多くなる。また、前酸化炉によるスケール量が増大すると、ハースロールにスケールが付着し、押し疵発生の原因にもなる。そこで、本発明では、前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定することが望ましい。
【００９９】
なお、前酸化時の加熱方式は、鋼板を挟んで側面からバーナーの燃焼フレームを放出させ、その輻射熱により炉内を急速加熱する無酸化炉方式、あるいは鋼板にバーナーの燃焼フレームを直接当てる直火バーナー方式のいずれでもよいが、炉内の雰囲気の安定性を保つ上から輻射熱を用いる無酸化炉方式が好ましい。
【０１００】
これにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。
【０１０１】
すなわち、良加工性、とりわけ穴広げ性および延性が優れている高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、種々の成分系および種々の条件で製造した鋼板についてその材質および組織を総合的に調査した結果、組織がベイニティックフェライト組織であり、かつその組織を20μｍ以下の結晶粒が80％以上存在する組織とすることにより、高張力鋼であるにもかかわらず極めて優れた加工性 (穴広げ性および延性) が確実に得られることが判明した。
【０１０２】
このためには、セメンタイト組織が生成していると不利であり、また結晶粒が粗大であると不利となり望ましくない。そこで、本発明では、組織を、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織と限定することが望ましい。
【０１０３】
また、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることは、めっきの密着性確保のために、有効である。すなわち、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍより大きくエッチングされていると、穴広げ加工を行うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落して、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後の極端に穴広げ性が劣化する。一方、結晶粒界が幅2.0 μｍ以下、好ましくは幅1.5 μｍ以下のエッチングであれば、凹部がめっき処理時にアンカー効果をもたらし、鋼板とめっき相の密着性を高める。
【０１０４】
しかしながら、Si添加鋼では、酸素ポテンシャルを上げて前酸化条件を強化して、酸化スケールを多く形成しないと合金化溶融亜鉛めっき化が困難になる。
そのため、本発明では、熱間圧延時の巻取温度を 400〜600 ℃にすることと、めっき工程での前酸化炉の露点を30℃以下、空燃比を 0.8〜1.25として、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化を抑制することによって上記目的を確実に達成することができる。
【０１０５】
なお、本発明で規定するエッチングは、合金化溶融亜鉛めっき後インヒビターを添加した塩酸液で鋼板表面のエッチングを抑制し、めっき皮膜のみを溶解した後の鋼板表面をＳＥＭにて観察することで確認できる。
【０１０６】
このようにして、本発明にかかる製造方法により、本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。この本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、Ti：0.003〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、必要に応じてさらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【０１０７】
この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなっている。
また、この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている。
【０１０８】
このように、本発明によれば、めっき後の合金化処理が困難なSi含有鋼に対して、従来使用している連続式溶融亜鉛めっき設備を用い、その操業条件を大幅に変動させずに溶融亜鉛めっきおよびその後の合金化処理を確実かつ低コストで行うことができる。
【０１０９】
(第２の実施の形態)
次に、本発明にかかる高強度鋼板およびその製造方法の実施の形態を、添付図面を参照しながら詳細に説明する。
【０１１０】
まず、本発明にかかる高強度鋼板の製造方法において用いる鋼片の組成を限定する理由を、説明する。
（Ｃ：0.02〜0.10％）
高い穴広げ性を得るには、鋼板組織をグラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上とすることが有効である。Ｃ含有量が0.10％を超えると、多くの炭化物が形成され穴広げ性および延性が劣化する。一方、Ｃ含有量が0.02％未満であると、十分な強度を得られなくなる。そこで、本発明では、鋼板の組織をグラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上とするために、Ｃ含有量は0.02％以上0.10％以下と限定する。
【０１１１】
（Si：0.1 〜1.0 ％）
Siは、鋼の強化に有効であり、しかも延性に悪影響を及ぼすことが少ないため、機械的性質の面からは多量に添加したい成分であるが、過剰に添加すると、赤スケールの生成による外観や塗装性を著しく阻害するという欠点がある。さらに、めっき性を著しく阻害する。
【０１１２】
すなわち、Si含有量が0.1 ％未満であると、強度などの機械的性質に優れた鋼板が得られないばかりでなく、めっき時、前酸化炉の雰囲気では鋼板表面に非常に厚い酸化スケールが形成され、この酸化スケールが還元炉で還元されて生成する還元鉄層が合金化反応を著しく促進するために合金化度の適正範囲を超え、加工時に、パウダリング等のめっき皮膜の剥離が引き起こされる。さらに、前酸化工程の後の還元工程において、ハースロール (搬送ロール) にスケールが付着し、鋼板表面に押し疵等が発生する原因にもなる。
【０１１３】
一方、Si含有量が1.0 ％を超えると、外観や塗装性を著しく阻害する。めっき時、酸化層を形成させるために高温にしなければならなくなるため前酸化の際の温度が上昇し過ぎ、再結晶温度を超えて鋼板が軟化して、機械的性質の向上が期待できなくなる。
【０１１４】
そこで、本発明では、Si含有量は0.1 ％以上1.0 ％以下と限定する。
（Mn：0.8 〜2.5 ％）
Mnは、ＣやSi等には及ばないものの、有効な強化元素である。しかも、Mnには、パーライトの過剰な生成を抑え、結晶粒を微細にする作用がある。これらの作用を発揮させるために、Mnを0.8 ％以上添加することが必要である。しかし、2.5 ％を超えてMnを添加しても、強化能の向上効果が飽和するとともに、めっき性が劣化する。そこで、本発明では、Mn含有量は0.8 ％以上2.5 ％以下と限定する。
【０１１５】
（Ｐ：0.001 〜0.025 ％）
Ｐは、鋼の強化に有効であり、多量に添加したい成分であるが、Ｐ含有量が0.025 ％を超えると、脆化し易いとともにめっき層のパウダリング性を劣化させる。一方、Ｐ含有量が0.001 ％未満に低減するには相応のコスト上昇を伴う。そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.001 ％以上0.025 ％以下と限定する。
【０１１６】
（Ｓ：0.010 ％以下）
Ｓは、0.010 ％を超えて含有すると、MnとＡ系介在物を作って伸びフランジ性を低下させる不純物元素であるので、極力低減することが望ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量は0.010 ％以下と限定する。
【０１１７】
（Al：0.003 〜1.0 ％）
Alは、脱酸成分としてまた鋼の清浄化のためにも添加が不可欠である。このためにはAlは少なくとも0.003 ％添加する。一方、Al含有量が1.0 ％を超えると、鋼の清浄化効果は飽和し、コスト上昇を伴うだけとなる。そこで、本発明では、Al含有量は0.003 ％以上1.0 ％以下と限定する。
【０１１８】
（Ｎ：0.008 ％以下）
Ｎは、伸びフランジ性を劣化させる不純物である。そこで、本発明では、Ｎ含有量は0.008 ％以下と限定する。
【０１１９】
（Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種）
TiおよびNbは、いずれも、本発明では必要に応じて添加される任意添加元素であって、上記の範囲の量を含有することにより、鋼板の加工性を劣化させる固溶炭素および固溶窒素を固定し、穴広げ性を向上するとともに、大幅な強度上昇を付与する好ましい元素である。
【０１２０】
さらに、本発明の最も重要な点として、TiやNbを所要の微量添加することにより実製造上冷却温度の制御が困難な比較的低温域での巻取りなどの複雑な冷却パターンをとらなくても穴広げ性の改善に有効なグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトが得られる。
【０１２１】
一方、TiおよびNbそれぞれの含有量が0.1 ％を超えると、かかる効果が飽和する。
そこで、本発明では、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有することと、限定することが望ましい。
【０１２２】
（Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらは、本発明では、いずれも、高強度とした上で、穴広げ性および伸びを向上させるための任意添加元素として添加される。すなわち、Cr、Mo、ＶおよびＢの含有量が上記範囲の下限を下回ると、所要の高強度かつ優れた穴広げ性および伸びが得られ難くなり、一方、上限を上回ると、コスト高となるのに加えて、特性の向上効果が飽和する。そこで、Cr、Mo、ＶおよびＢのうちの少なくとも１種を添加する場合には、Cr：0.005 ％以上0.44％以下、Mo：0.005 ％以上0.10％以下、Ｖ：0.005 ％以上0.10％以下、Ｂ：0.0001％以上0.0100％以下と限定することが望ましい。
【０１２３】
（ (1)式)
本発明では、Ｃ、Ti、Ｎ、ＳおよびNbそれぞれの含有量を、下記(1) 式で規定する関係に限定する。すなわち、
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
である。ただし、(1) 式において、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。
【０１２４】
この理由は、穴広げ性の低下原因となるセメンタイトを生成させないためである。望ましくは、鋼中のＣをTiまたはNbの１種または２種で炭化物として固定することにより、穴広げ性が良好でかつ延性も良好なグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトの組織に制御することができる。
【０１２５】
（ (2)式)
また、本発明では、Ｃ、Si、Mn、Ti、NbおよびＮそれぞれの含有量を、下記(2) 式で規定する関係に限定する。すなわち、
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
である。
【０１２６】
この理由は、良好な穴広げ性を確保するためには、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分であり、各元素を相互関係づけて制御することが必要であり、(2) 式を満足することにより、目標とする80％以上の穴広げ性を満足できるためである。
【０１２７】
なお、TiおよびNbは、いずれも、本発明では任意添加元素であるためTi、Nbを含有しない場合もあるが、この場合には（１）式および（２）式ではTi＝０、Nb＝０として算出される。
【０１２８】
上記以外は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明にかかる高強度鋼板の製造方法では、かかる組成を有する鋼片に、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行う。以下、これらの工程について説明する。
【０１２９】
（熱間圧延）
本発明では、上記の鋼組成を有する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行う。なお、鋼片の溶製から熱間圧延前の加熱までの工程では、周知慣用の工程にしたがえばよい。例えば鋼片の加熱温度は、1200〜1290℃を例示することができる。
【０１３０】
熱間圧延を終了した後の組織をグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトとするためには、オーステナイト相の粗大化を図る必要がある。そのためには、880 ℃以上970 ℃以下の温度範囲で仕上圧延を行う必要がある。仕上圧延温度が880 ℃を下回るとオーステナイト粒が微細となりセメンタイトが生成し、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトが得られなくなって穴広げ性が低下する。一方、仕上圧延温度が970 ℃を超えると、酸化スケールが過度に生成するため表面傷が増加する。そこで、本発明では、熱間圧延の仕上温度は880 ℃以上970 ℃以下と限定する。
【０１３１】
（冷却）
熱間圧延を終了した後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で第１の冷却を行う。
【０１３２】
熱間圧延終了後の第１の冷却の冷却速度が35℃／秒に満たないと、仕上げ圧延で生じたオーステナイト相から生成するフェライト相がグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトにならないため、穴広げ性が低下する。一方、この第１の冷却の冷却速度が55℃／秒を超えると、次の中間保持温度の制御性が悪化して特性値のバラツキが大きくなる。そこで、本発明では、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の冷却速度を35℃／秒以上55℃／秒以下に限定する。
【０１３３】
また、適量のグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトを生成させるためには、600 ℃以上700 ℃以下の温度域での保持または空冷が有効である。600 ℃未満の温度域で保持してもグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトの成長が望めず、一方、700 ℃超の温度域で保持すると、結晶粒の成長が活発になるためにグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトが得られなくなる。そこで、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の後、600 ℃以上700 ℃以下の温度域に保持する。
【０１３４】
この後、結晶粒の成長を抑制するために、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で第２の冷却を行われる。つまり、この第２の冷却の冷却速度が５℃／秒未満であると、結晶粒の成長が進みグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトとならないために優れた伸びフランジ性が得られない。一方、この第２の冷却の冷却速度が40℃／秒を超えると、この第２の冷却に後続して行われる巻取の温度の制御性が低下し、特性値のバラツキが大きくなる。そこで、本発明では、この第２の冷却の冷却速度は、５℃／秒以上40℃／秒以下と限定する。
【０１３５】
（巻取り）
巻取温度が600 ℃を超えるとセメンタイト相が生成し、穴広げ性が低下する。一方、巻取温度が400 ℃を下回るとマルテンサイト相が生成し、鋼板の形状制御性が悪化する。また、巻取温度が600 ℃を超えると、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化が促進するため、穴広げ加工時にノッチ効果を生じ割れの起点となる。さらに、めっき鋼板においても穴広げ加工を行うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落し、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後に極端に穴広げ性が劣化する。そこで、本発明では、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライト組織を得るために、巻取温度は400 ℃以上600 ℃以下と限定する。
【０１３６】
（酸洗）
冷却後に、酸洗を行う。酸洗は、周知慣用の条件により行えばよい。
（合金化溶融亜鉛めっき）
酸洗後に、合金化溶融亜鉛めっきを行う場合、本発明では、鋼板の組成を管理するだけでは良好なめっき性を確保することが困難であり、鋼板の組成とともにめっき条件も適正に管理する必要がある。
【０１３７】
すなわち、合金化溶融亜鉛めっきラインは、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、この焼鈍工程は、加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加熱) のプロセスからなる。このうち、加熱工程の炉が前酸化炉であり、その雰囲気および温度をコントロールすることによって、鋼板表面のスケール生成量を制御することができる。さらに、この前酸化炉で形成された鋼板表面のスケールは、還元雰囲気である均熱帯により還元鉄層となる。
【０１３８】
Si添加鋼では、酸化スケールが形成され難く、この結果、鋼板表面にSiが濃化してめっきのぬれ性が低下し、合金化が遅延してしまう。そこで、形成される酸化スケールの量を適正化するために、前酸化炉の雰囲気 (露点および温度) を管理することが有効である。
【０１３９】
この合金化溶融亜鉛めっきが、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われることが、望ましい。
【０１４０】
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
を示し、符号[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示す。
【０１４１】
すなわち、前酸化炉で処理する際の空燃比は望ましくは0.8 〜1.25、さらに望ましくは0.9 〜1.2 とする。空燃比が0.8 よりも小さいと、酸化ポテンシャルが小さく、鋼板温度 (最高到達鋼板温度を意味する。以下においても同じ) を上げても、適正な合金化に必要な酸化スケールが生成しない。一方、空燃比が1.25を超えると、燃焼ガスが安定化しないため、鋼板上にすすが付着してめっき欠陥が発生したり、前酸化炉内の温度分布が不均一になって鋼板表面に均一な酸化スケールが生成せず、合金化処理を施すと、部分的な合金化のムラが発生する。そこで、本発明では、前酸化炉の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25と限定することが望ましい。
【０１４２】
また、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、高いほど酸化スケールを生成させるために有利である。しかし、露点が30℃を超えると酸化スケールの生成促進効果が小さくなるとともに、酸化スケールが還元され難くなるので好ましくない。そこで、本発明では、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、30℃以下であることが望ましく、同様の観点から、−40℃以上０℃以下であることがさらに望ましい。
【０１４３】
さらに、前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定するのは、前酸化時のスケールの生成量および母材からめっき層中へのFeの拡散速度が鋼板のSi含有量により異なるからである。
【０１４４】
すなわち、鋼板温度が 700＋100 ×ｌn[Si](℃) よりも低ければ、前酸化時に、ラインスピードを低下させずに適正な合金化度とするのに必要なスケール量を得ることが困難となり、一方、鋼板温度が 830＋50×ｌn[Si](℃) よりも高ければ、酸化スケール量が多過ぎて、均熱時に生成する還元Fe層が多く生じ合金化を進めるため合金化度が14％を超え、パウダリング等の加工時のめっき剥離が多くなる。また、前酸化炉によるスケール量が増大すると、ハースロールにスケールが付着し、押し疵発生の原因にもなる。そこで、本発明では、前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定することが望ましい。
【０１４５】
なお、前酸化時の加熱方式は、鋼板を挟んで側面からバーナーの燃焼フレームを放出させ、その輻射熱により炉内を急速加熱する無酸化炉方式、あるいは鋼板にバーナーの燃焼フレームを直接当てる直火バーナー方式のいずれでもよいが、炉内の雰囲気の安定性を保つ上から輻射熱を用いる無酸化炉方式が好ましい。
【０１４６】
これにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。
【０１４７】
すなわち、良加工性、とりわけ穴広げ性および延性が優れている高強度鋼板を得るために、種々の成分系および種々の条件で製造した鋼板についてその材質および組織を総合的に調査した結果、組織がグラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上であり、かつその組織を20μｍ以下の結晶粒が80％以上存在する組織とすることにより、高張力鋼であるにもかかわらず極めて優れた加工性 (穴広げ性および延性) が確実に得られることが判明した。
【０１４８】
このためには、セメンタイト組織が生成していると不利であり、また結晶粒が粗大であると不利となり望ましくない。そこで、本発明では、組織を、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上と限定することが望ましい。
【０１４９】
また、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることは、めっきの密着性確保のために、有効である。すなわち、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍより大きくエッチングされていると、穴広げ加工を行うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落して、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後の極端に穴広げ性が劣化する。一方、結晶粒界が幅2.0 μｍ以下、好ましくは幅1.5 μｍ以下のエッチングであれば、凹部がめっき処理時にアンカー効果をもたらし、鋼板とめっき相の密着性を高める。
【０１５０】
しかしながら、Si添加鋼では、酸素ポテンシャルを上げて前酸化条件を強化して、酸化スケールを多く形成しないと合金化溶融亜鉛めっき化が困難になる。
そのため、本発明では、熱間圧延時の巻取温度を 400〜600 ℃にすることと、めっき工程での前酸化炉の露点を30℃以下、空燃比を 0.8〜1.25として、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化を抑制することによって上記目的を確実に達成することができる。
【０１５１】
なお、本発明で規定するエッチングは、合金化溶融亜鉛めっき後インヒビターを添加した塩酸液で鋼板表面のエッチングを抑制し、めっき皮膜のみを溶解した後の鋼板表面をＳＥＭにて観察することで確認できる。
【０１５２】
このようにして、本発明にかかる製造方法により、本発明にかかる高強度鋼板が提供される。この本発明にかかる高強度鋼板は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、必要に応じてさらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【０１５３】
この本発明にかかる高強度鋼板は、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなっている。図１は、この本発明にかかる高強度鋼板の組織を電子顕微鏡で観察した金属組織の写真である。図１から、本発明にかかる高強度鋼板は、粒界が角張ったグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなっていることがわかる。
【０１５４】
本実施の形態の高強度熱延鋼板の組織について説明する。この組織は、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上である。グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上のみが最も好ましいが、実質的にグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上であればよい。すなわち、製造上、不可避的組織としてそれ以外の組織であるセメンタイトやポリゴナル・フェライト等も生成することもあるが、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトの特性が損なわれない範囲まで、具体的には、少なくともグラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライト以外の組織が面積率で10％以下、好ましくは数％程度以下の範囲までは、許容される。
【０１５５】
次に、本実施の形態の高強度熱延鋼板の組織の観察方法とその特徴を説明する。
組織を出現させるために、例えばナイタールエッチング等のエッチング処理を行う。そして、個々の結晶粒が見えるように、光学顕微鏡 (×500 倍程度) やSEM(500 倍から3000倍程度) 等により観察する。
【０１５６】
グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトは、通常のフェライト組織に比較すると、多角形からなる結晶粒界の個々の辺に細かい凹凸が存在するのが特徴である。一方、通常のフェライト組織では結晶粒界の個々の辺はほぼ直線になっている。
【０１５７】
なお、鋼のベイナイト写真集−１ (発行者 日本鉄鋼協会、発行日 平成４年６月29日、４頁、表１) によれば、グラニュラーベイニティックフェライト( Granular bainitic α) の特徴は、Granular bainitic ferritic intermediate stage structure; dislocated substructure but fairly recovered like“lath-less". 一方、クワシーポリゴナルフェライト (Quasi-polygonalα) の特徴は、irregular changeful shape, formed at lower temperature crossing over γ-grain boundary; mostly recovered.と記載されている。この文献には、組成は本発明とは若干異なるものの組織例が数多く載せられており、これら組織は、いずれも形態が本実施の形態の高強度鋼板の組織と類似しており、本発明が意図している組織である。
【０１５８】
また、本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている。
【０１５９】
このように、本発明によれば、めっき後の合金化処理が困難なSi含有鋼に対して、従来使用している連続式溶融亜鉛めっき設備を用い、その操業条件を大幅に変動させずに溶融亜鉛めっきおよびその後の合金化処理を確実かつ低コストで行うことができる。
【０１６０】
【実施例】
（実施例１）
表１および表２に示す成分組成を有する43種の鋼Ａ〜１Ｑを溶製した。このうち、鋼Ａ〜１Ｅ、１Ｏおよび１Ｐが本発明の範囲を満足する鋼であり、鋼１Ｆ〜１Ｎ、１Ｑが本発明の範囲を満足しない比較鋼である。この鋼Ａ〜１Ｑを、表３および表４に示す条件で、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行って、板厚2.6 mmの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０１６１】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
合金化溶融亜鉛めっきの条件は、前酸化炉として無酸化炉を用い、空燃比：0.95、露点：０℃とした。一方、還元炉での処理条件は以下に列記する通りとした。
【０１６６】
雰囲気：N２ 75 体積％＋H２ 25 体積％ (露点＝−40℃)
鋼板温度：790 〜900 ℃
処理時間：120 秒
また、めっき浴は、下記の浴温および浴組成とし、めっき後、目付量が片面当たり40〜55g/m２になるよう調節した。めっき浴中への侵入材の温度は470 ℃とした。
【０１６７】
浴温：460 ℃
浴組成：Al＝0.11〜0.14％ (残部は亜鉛)
また、めっき後の合金化処理は、合金化度を調節するために、鋼板温度を500〜630 ℃の範囲で変化させた。
【０１６８】
これらの鋼板の機械的性質を調べるため、引張試験および穴広げ試験を行い、その結果を表５に示した。なお、同表では穴広げ試験により伸びフランジ性を評価した。
【０１６９】
【表５】
なお、穴広げ率 (λ) とは、日本鉄鋼連盟規格JFS T1001 穴広げ試験法に基づいて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に直径10mmの円形の穴を打抜き、この穴に60°円錐ポンチを押し当て穴広げ加工を行い、穴縁に亀裂を生じた時点での穴の拡大率を意味しており、λ(%) ＝｛(ｄb −ｄi)／ｄi｝×100 として算出される。ただし、符号ｄi は初期穴径(mm)を、符号ｄb は亀裂発生時穴径(mm)を、それぞれ表す。
【０１７１】
また、引張試験は、JIS ５号試験片により行った。
さらに、合金化度の評価は、目視観察およびパウダリング試験により行った。すなわち、目視観察では、合金化後の試験片の外観を目視で観察して合金化が表面まで均一に行われているか否かを判定し、また、パウダリング試験では、パウダリング試験を行ってパウダリング量を求め、実用上問題ないレベルかどうかを判定した。なお、パウダリング試験は、合金化処理を施した後の鋼板から切り出した試験片 (円板) を下記の条件で円筒絞り加工し、加工後の試験片の外側壁部にテープを貼着した後に剥がすことによって加工に伴い剥離しためっき皮膜を試験片面から完全に取り除き、加工前の試験片の重量とテープ剥離後の試験片の重量との差から剥離量 (これを、「パウダリング量」という。すなわち、試験片１個あたりのパウダリング量である) を求めることによって、行った。パウダリング量が20mg／個以下では実用上問題がなく、パウダリング性が良好とした。
【０１７２】
表５の合金化度評価の項目で、○印はパウダリング量が20mg／個以下の場合、* 印はパウダリングが20mg／個を超える場合である。
[円筒絞り加工条件]
ブランク径：90mmφ
ポンチ径 ：50mmφ (肩径＝５mm)
ダイス径 ：54mmφ (肩径＝５mm)
しわ抑え圧：1.0 トン
潤滑 ：防錆油を使用
めっきと鋼板界面における鋼板表面の結晶粒界の幅 (エッチング状態) は、３％インヒビターを添加した10％塩酸溶液でめっき皮膜のみを除去した後、ＳＥＭにより1000倍で観察し、最大幅を測定した。
【０１７３】
表１、表３および表５に示すように、本発明例である試験番号１〜31により、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。
【０１７４】
一方、表２、表４および表５に示すように、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して強度が低下し、機械特性が不芳となった。
【０１７５】
試験番号33は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を上回って(1) 式を満足できないため、穴広げ性等の加工性が不芳となった。
試験番号34は、Si含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴広げ性が低下した。
【０１７６】
試験番号35は、Mn含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、強度が不芳となった。
試験番号36は、Mn含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴広げ性が低下した。また、めっき密着性も不芳となった。
【０１７７】
試験番号37はTi含有量が、試験番号38はNb含有量が、それぞれ本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに、伸びおよび穴広げ性がいずれも低下した。
【０１７８】
試験番号39および試験番号40は、いずれも、式(2) を満足しないため、所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号41は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が(3) 式を満足しないため、合金化が困難となり、めっき密着性が不芳であった。
【０１７９】
試験番号42は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が(3) 式を満足しないため、合金化度が過剰となり、加工時にめっき剥離が多発した。
さらに、試験番号43は、Si含有量は本発明の範囲の下限を下回るため、強度が低下した。また、前酸化炉で鋼板表面に形成された非常に厚い酸化スケールが還元炉で還元されて、還元鉄層が合金化反応を著しく促進したため、加工時のパウダリング性が不芳となり、合金化度評価が低下した。
【０１８０】
（実施例２）
表１における鋼Ａ、Ｆ、Ｎ、１Ａからなる鋼板をめっき母材として、連続式溶融亜鉛めっき設備で溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。無酸化炉内での鋼板温度は、750 ℃とした。還元炉での処理条件およびめっき条件は実施例１と同じとし、また、合金化処理では、鋼板板温を560 ℃に固定した。これらの鋼板の製造条件を、表６にまとめて示す。
【０１８１】
【表６】
そして、これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、合金化度に対する前酸化時の空燃比および雰囲気ガスの露点の影響を調査した。
合金化度の調査では、目視観察により合金化状態を調べるととともに、めっき皮膜の合金化度を求めた。なお、合金化度 (合金層中のFeの含有量) は、めっき皮膜を溶解し、原子吸光法によりFe、ZnおよびAlの濃度を測定することにより、求めた。また、めっき皮膜における欠陥の発生等、異常の有無についても目視で観察した。鋼板の評価結果を表７にまとめて示す。
【０１８３】
【表７】
なお、表７の評価の欄の○印は、合金化度が７〜11％ (特に厚目付で好ましいとされる範囲) 、△印は合金化度が６％以上７％未満または11％超え14％以下、×印は合金化度が６％未満または14％超えであることを示し、６〜14％を適正な合金化度とした。
【０１８５】
表６および表７に示すように、本発明例である試験番号１、７、８、10、13、１６、18により、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。
【０１８６】
これに対し、試験番号２は巻取温度が本発明の範囲の下限を下回るため、所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０１８７】
試験番号４は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の上限を上回るため、熱延鋼板のスケール疵が発生した。
試験番号５は、第１の冷却後の保持温度が本発明の範囲を下回るために仕上圧延から中間温度までの冷却速度が大きくなり過ぎ、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０１８８】
試験番号11は、第１の冷却後の保持温度が本発明の範囲を上回るために所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号15は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の下限を下回るとともに第１の冷却の冷却速度が小さ過ぎるため、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０１８９】
試験番号17は、巻取温度が本発明の範囲の上限を上回るために所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号９および試験番号12は、ともに、表６に示すように、露点が30℃を超えるため、合金化が進み過ぎて合金化度が適切な範囲を超え、めっき密着性が劣化した。
【０１９０】
試験番号７は、露点が30℃であるため、合金化度の評価は△となった。この評価を○にするには、露点を０℃以下に抑えることが望ましい。
試験番号３および試験番号６は、表６に示すように、空燃比が0.8 未満であるために合金化処理が不十分となった。
【０１９１】
試験番号14は、空燃比が1.25よりも大きいため、不完全燃焼に起因するすすの付着によるめっき欠陥が発生するとともに、合金化度が適正な範囲を超え不良となった。
【０１９２】
さらに、試験番号１、７、11、15、16では、空燃比がそれぞれ下限および上限の場合であるため、めっき皮膜の外観が良好であったものの、合金化度の評価は△となった。合金化度の評価を○印とするには、このため、空燃比を0.9 〜1.2
とするのが好ましいことがわかる。
【０１９３】
(実施例３)
表８および表９に示す成分組成を有するＡ〜１Ｏを溶製した。このうち、鋼Ａ〜１Ｅおよび１Ｏは、いずれも、本発明で規定する組成を満足する鋼であり、鋼１Ｆ〜１Ｎは、いずれも、本発明で規定する組成を満足しない比較鋼である。このうち、鋼Ａ〜１Ｅ、１Ｏの鋼に、表10に示す条件 (いずれも本発明で規定する条件を満足する条件) で、熱間圧延、冷却、巻取りおよび酸洗を行って、板厚2.6 mmの熱延鋼板を製造した。そして、得られた熱延鋼板のそれぞれについて、20μｍ以下の結晶粒の面積率と、ミクロ組織と、降伏点と、強度と、伸びと、穴広げ率とを測定した。測定結果を表11にまとめて示す。
【０１９４】
【表８】
【表９】
【表１０】
【表１１】
表８、表10および表11に示すように、本発明の範囲を満足する試験番号１〜31により、強度490Mpa以上および穴広げ率80％以上であって延性に優れた高強度熱延鋼板が得られたことがわかる。このため、これら高強度熱延鋼板は、自動車用鋼板、特にサスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に好適に用いることができる。
【０１９９】
一方、表９、表10および表11に示すように、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して強度が低下し、機械特性が不芳となった。
【０２００】
また、試験番号33は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、式(1) が本発明で規定する範囲を外れてしまい、穴広げ性などの加工性が不芳となった。
【０２０１】
また、試験番号34は、Si含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、強度および穴広げ性がともに不芳となった。
試験番号35は、Mn含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、強度が不芳となった。
【０２０２】
また、試験番号36は、Mn含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回っているため、強度および穴広げ性がともに不芳となった。
また、試験番号37および38は、いずれも、Ti含有量およびNb含有量が高過ぎるため、強度、伸びおよび穴広げ性がいずれも不芳であった。
【０２０３】
また、試験番号39および40は、いずれも、式(1) または式(2) を満足しないため、所要の組織とならず、穴広げ性が不芳であった。
さらに、試験番号41は、Si含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回っているため、強度が不芳であった。
【０２０４】
（実施例４）
表12および表13に示す成分組成を有する43種の鋼Ａ〜１Ｑを溶製したこのうち、鋼Ａ〜１Ｅ、１Ｏおよび１Ｐが本発明の範囲を満足する鋼であり、鋼１Ｆ〜１Ｎと１Ｑが本発明の範囲を満足しない比較鋼である。
【０２０５】
この鋼Ａ〜１Ｑを表14および表15に示す条件で熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行って、板厚2.6 mmの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【０２０６】
【表１２】
【表１３】
【表１４】
【表１５】
合金化溶融亜鉛めっきの条件は、前酸化炉として無酸化炉を用い、空燃比：0.95、露点：０℃とした。一方、還元炉での処理条件は以下に列記する通りとした。
【０２１１】
雰囲気 ：N２ 75 体積％＋H２ 25 体積％ (露点＝−40℃)
鋼板温度：790 〜900 ℃
処理時間：120 秒
また、めっき浴は、下記の浴温および浴組成とし、めっき後、目付量が片面当たり40〜55g/m２になるよう調節した。めっき浴中への侵入材の温度は470 ℃とした。
【０２１２】
浴温：460 ℃
浴組成：Al＝0.11〜0.14％ (残部は亜鉛)
また、めっき後の合金化処理は、合金化度を調節するために、鋼板温度を500 〜630 ℃の範囲で変化させた。
【０２１３】
これらの鋼板の機械的性質を調べるため、引張試験および穴広げ試験を行い、その結果を表16に示した。なお、同表では穴広げ試験により伸びフランジ性を評価した。
【０２１４】
【表１６】
なお、穴広げ率 (λ) とは、日本鉄鋼連盟規格JFS T1001 穴広げ試験法に基づいて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に直径10mmの円形の穴を打抜き、この穴に60°円錐ポンチを押し当て穴広げ加工を行い、穴縁に亀裂を生じた時点での穴の拡大率を意味しており、λ(%) ＝｛(ｄb −ｄi)／ｄi｝×100 として算出される。ただし、符号ｄi は初期穴径(mm)を、符号ｄb は亀裂発生時穴径(mm)を、それぞれ表す。
【０２１６】
また、引張試験は、JIS ５号試験片により行った。
さらに、合金化度の評価は、目視観察およびパウダリング試験により行った。すなわち、目視観察では、合金化後の試験片の外観を目視で観察して合金化が表面まで均一に行われているか否かを判定し、また、パウダリング試験では、パウダリング試験を行ってパウダリング量を求め、実用上問題ないレベルかどうかを判定した。なお、パウダリング試験は、合金化処理を施した後の鋼板から切り出した試験片 (円板) に下記の条件で円筒絞り加工を行い、加工後の試験片の外側壁部にテープを貼着した後に剥がすことによって加工に伴い剥離しためっき皮膜を試験片面から完全に取り除き、加工前の試験片の重量とテープ剥離後の試験片の重量との差から剥離量 (これを、「パウダリング量」という。すなわち、試験片１個あたりのパウダリング量である) を求めることによって、行った。パウダリング量が20mg／個以下では実用上問題がなく、パウダリング性が良好とした。
【０２１７】
表16における合金化度評価の項目において、○印はパウダリング量が20mg／個以下である場合を示し、＊印はパウダリングが20mg／個を超える場合を示す。
[円筒絞り加工条件]
ブランク径：90mm
ポンチ径 ：50mm (肩径＝５mm)
ダイス径 ：54mm (肩径＝５mm)
しわ抑え圧：1.0 トン
潤滑 ：防錆油を使用
めっきと鋼板界面における鋼板表面の結晶粒界の幅 (エッチング状態) は、３％インヒビターを添加した10％塩酸溶液により、めっき皮膜のみを除去した後、ＳＥＭにより1000倍で観察し、最大幅を測定した。
【０２１８】
表12、表14および表16に示すように、本発明例である試験番号１〜31により、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。
【０２１９】
一方、表13、表15および表16に示すように、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して強度が低下し、機械特性が不芳となった。
【０２２０】
試験番号33は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を上回って(1) 式を満足できないため、穴広げ性等の加工性が不芳となった。
試験番号34は、Si含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴広げ性が低下した。
【０２２１】
試験番号35は、Mn含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、強度が不芳となった。
試験番号36は、Mn含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴広げ性が低下した。また、めっき密着性も不芳となった。
【０２２２】
試験番号37はTi含有量が、試験番号38はNb含有量が、それぞれ本発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに、伸びおよび穴広げ性がいずれも低下した。
【０２２３】
試験番号39および試験番号40は、いずれも、式(2) を満足しないため、所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号41は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が(3) 式を満足しないために合金化が困難となり、めっき密着性が不芳であった。
【０２２４】
試験番号42は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が(3) 式を満足しないため、合金化度が過剰となり、加工時にめっき剥離が多発した。
さらに、試験番号43は、Si含有量は本発明の範囲の下限を下回るため、強度が低下した。また、前酸化炉で鋼板表面に形成された非常に厚い酸化スケールが還元炉で還元されて、還元鉄層が合金化反応を著しく促進したため、加工時のパウダリング性が不芳となり、合金化度評価が低下した。
【０２２５】
（実施例５）
表12における鋼Ａ、Ｆ、Ｎ、１Ａからなる鋼板をめっき母材として、連続式溶融亜鉛めっき設備で溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。無酸化炉内での鋼板温度は、750 ℃とした。還元炉での処理条件およびめっき条件は実施例２と同じとし、また、合金化処理では、鋼板板温を560 ℃とした。これらの鋼板の製造条件を、表17にまとめて示す。
【０２２６】
【表１７】
そして、これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、合金化度に対する前酸化時の空燃比および雰囲気ガスの露点の影響を調査した。
合金化度の調査では、目視観察により合金化状態を調べるととともに、めっき皮膜の合金化度を求めた。なお、合金化度 (合金層中のFeの含有量) は、めっき皮膜を溶解し、原子吸光法によりFe、ZnおよびAlの濃度を測定することにより、求めた。また、めっき皮膜における欠陥の発生等、異常の有無についても目視で観察した。鋼板の評価結果を表18にまとめて示す。
【０２２８】
【表１８】
なお、表18の評価の欄の○印は、合金化度が７〜11％ (特に厚目付で好ましいとされる範囲) 、△印は合金化度が６％以上７％未満または11％超え14％以下、×印は合金化度が６％未満または14％超えであることを示し、６〜14％を適正な合金化度とした。
【０２３０】
表17および表18に示すように、本発明例である試験番号１、７、８、10、13、１６、18により、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。
【０２３１】
これに対し、試験番号２は巻取温度が本発明の範囲の下限を下回るため、所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０２３２】
試験番号４は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の上限を上回るため、熱延鋼板のスケール疵が発生した。
試験番号５は、第１の冷却後の保持温度が本発明の範囲を下回るために仕上圧延から中間温度までの冷却速度が大きくなり過ぎ、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０２３３】
試験番号11は、第１の冷却後の保持温度が本発明の範囲を上回るために所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号15は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の下限を下回るとともに第１の冷却の冷却速度が小さ過ぎるため、穴広げ性および伸びがいずれも低下した。
【０２３４】
試験番号17は、巻取温度が本発明の範囲の上限を上回るために所望のベイニティックフェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。
試験番号９および試験番号12は、ともに、表１７に示すように、露点が30℃を超えるため、合金化が進み過ぎて合金化度が適切な範囲を超え、めっき密着性が劣化した。
【０２３５】
試験番号７は、露点が30℃であるため、合金化度の評価は△となった。この評価を○にするには、露点を０℃以下に抑えることが望ましい。
試験番号３および試験番号６は、表１７に示すように、空燃比が0.8 未満であるために合金化処理が不十分となった。
【０２３６】
試験番号14は、空燃比が1.25よりも大きいため、不完全燃焼に起因するすすの付着によるめっき欠陥が発生するとともに、合金化度が適正な範囲を超え不良となった。
【０２３７】
さらに、試験番号１、７、11、15および16では、空燃比がそれぞれ下限および上限の場合であるため、めっき皮膜の外観は良好であったものの、合金化度の評価は△となった。合金化度の評価を○印とするには、このため、空燃比を0.9 〜1.2 とするのが好ましいことがわかる。
【０２３８】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明により、穴広げ性および延性が優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで製造することができた。より具体的には、強度490MPa以上、穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することができた。
【０２３９】
かかる効果を有する本発明の意義は、極めて著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明による鋼の組織を電子顕微鏡で観察した金属組織の写真である。
Claims (24)
- 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - さらに、質量％で、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有する請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - さらに、前記鋼片は、質量％で、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有する請求項６に記載された、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- さらに、前記溶融亜鉛めっきは、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前記前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われる請求項６または請求項７に記載された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃) を示し、[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示す。 - 前記鋼片が、さらに、質量％で、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項６から請求項８までのいずれか１項に記載された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - さらに、質量％で、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有する請求項１０から請求項１３までのいずれか１項に記載された、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取ることにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - さらに、前記鋼片は、質量％で、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有する請求項１５に記載された、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、連続式溶融亜鉛めっき設備で前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25とし、かつ前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たす溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 前記鋼片は、さらに、質量％で、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１５から請求項１７までのいずれか１項に記載された高強度鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ−(12/48) ×Ti＊ −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1)
−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2)
ただし、Ti＊ ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 - さらに、前記鋼片は、質量％で、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含有する請求項２１に記載された、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- さらに、前記溶融亜鉛めっきは、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるとともに、前記前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われる請求項２１または請求項２２に記載された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3)
ただし、Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃) を示し、[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示す。 - 前記鋼片が、さらに、質量％で、Cr：0.005 〜0.44％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項２１から請求項２３までのいずれか１項に記載された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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