JP6119655B2

JP6119655B2 - 鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法

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Publication number: JP6119655B2
Application number: JP2014073708A
Authority: JP
Inventors: 玲子水野; 藤田　耕一郎; 耕一郎藤田; 櫻井　理孝; 理孝櫻井; 鈴木　克一; 克一鈴木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-03-31
Filing date: 2014-03-31
Publication date: 2017-04-26
Anticipated expiration: 2034-03-31
Also published as: JP2015196843A

Description

本発明は、主に自動車の構造部材に好適な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯であって、鋼帯内における材質のバラツキが小さく、低降伏比で成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯と、その製造方法に関するものである。

近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費向上を目的として、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の伸び特性、穴拡げ性、曲げ性などの低下を招き、成形性の低下につながることから、高強度と優れた成形性を併せ持ち、さらに耐食性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が望まれている。
このような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。

例えば、特許文献１には、フェライトおよびマルテンサイトの複合組織中に中間硬さであるパーライトを共存させることにより、硬質なマルテンサイトによる穴拡げ性の低下を抑制し、かつ優れた延性を有する鋼板が提案されている。この提案において、パーライトを生成させる合金化処理中の温度範囲は５４０℃〜６００℃であり、未変態オーステナイトの分解が非常に起こりやすい温度域である。また、生成されるパーライト量は合金化時の温度変化に対して非常に敏感であり、強度や延性のバラツキが非常に大きく、鋼帯内での特性バラツキが問題となる。また、パーライトを多量に含有する場合、降伏比が高いことも成形に不利となることがある。

特許文献２には、合金化温度に応じて最大級の強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板をバラツキなく製造可能とする方法が提案されている。しかしながら、この方法は、合金化処理温度に応じて合金化前の残留オーステナイト中の炭素量を規定値以下にすることが求められ、その規定値は鋼成分、前工程での熱履歴により様々に変化するため、多量のデータベースが必要であり、実操業への適用には多くの問題がある。

特許文献３には、熱延時の巻取温度をTct℃未満（ただし、Tct＝810−300×［C］−60×［Si］−60×［Mn］−70×［Cr］−80×［Mo］−40×［Ni］−70×［Cu］であり、［Ｍ］は元素Ｍの含有量を表す）とする、鋼帯内における材質バラツキの小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法が提案されている。しかしながら、この特許文献に開示されている強度レベルは９８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌバランスは２００００ＭＰａ・％未満であり、優れた延性と穴拡げ特性を両立できていない。

特許第４７３７３１９号公報特許第４７３２９６２号公報特開２０１１−３２５４９号公報

したがって本発明の目的は、以上のような従来技術の課題を解決し、７８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた伸び特性および穴拡げ性を有するとともに、低降伏比であり、しかも鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのような優れた性能を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を安定してかつ安価に製造することができる製造方法を提供することにある。

本発明者らは、本発明を成す当たり以下のような試験を行った。
・試験１
質量％で、Ｃ：０．１０％、Ｓｉ：１．１％、Ｍｎ：１．７％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．００２４％、Ａｌ：０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を実験室的に真空溶解炉にて溶製してスラブとした。このスラブを１２５０℃に加熱し、９００℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行い、熱間圧延を終了してから０．５秒後に１０〜２５０℃／秒の平均冷却速度で６５０℃まで水冷却した後、４７０℃〜６５０℃の範囲の種々の温度で巻取り相当熱処理を行って熱延鋼板とした。この熱延鋼板を、酸洗によりスケール除去後、圧下率５０％で冷間圧延し、溶融亜鉛めっきラインを模して、５℃／秒以上の平均加熱速度で７００℃に加熱し、引き続き８１０℃で１２０秒均熱し、１０℃／秒の平均冷却速度で５００℃まで冷却した後、０．１３％のＡｌを含む４７５℃の溶融亜鉛めっき浴中に３秒浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼板表面に付着量４５ｇ／ｍ^２の溶融亜鉛めっきを施した。引き続き、５４０℃で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行った後、１５℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。

そして、熱延鋼板のミクロ組織の解析と、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度の測定を次のように行った。
熱延鋼板のミクロ組織の解析：鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、３％ナイタール溶液（３％硝酸＋エタノール）による腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて深さ方向板厚１／４位置を観察・撮影した組織写真を用いて、画像解析処理を行ない、フェライトの面積率を定量化した。なお、画像解析処理は市販の画像処理ソフトを用いることができる。パーライト面積率、ベイナイトおよびマルテンサイト面積率は、組織の細かさに応じて１０００〜５０００倍の適切な倍率のＳＥＭ写真を撮影し、画像処理ソフトで定量化した。
図１に、熱延巻取温度と熱延板の組織分率との関係を示す。巻取温度が５５０℃未満では、熱延板はベイナイト主体の組織であり、５５０℃以上ではフェライトとパーライトの複合組織であった。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度の測定：圧延方向と直角方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して１０ｍｍ／ｍｉｎのクロスヘッド速度で引張試験を行って引張強度を測定した。
図２に、熱延巻取温度と合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度（ＴＳ）との関係を示す。引張強度は巻取温度が５５０℃未満では巻取温度の上昇に対して変動幅が大きく、増加傾向を示す。巻取温度が５５０℃未満では熱延鋼板のパーライト面積率は１５％未満であった。また、巻取温度が５５０℃以上では温度に対して安定な引張強度を得ることができる。このときの熱延鋼板のパーライト面積率は１５％以上であった。実操業での巻取温度は条件固定しても変動が生じるため、巻取温度に対する材質変動が小さな温度域で製造することはバラツキ軽減には有効である。

・試験２
質量％で、Ｃ：０．１１％、Ｓｉ：１．２％、Ｍｎ：１．９％、Ｐ：０．０１８％、Ｓ：０．００３０％、Ａｌ：０．０４％、Ｍｏ：０．１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。この鋼スラブを１２５０℃に加熱し、９００℃の仕上圧延温度で熱間圧延した後、１００℃／秒の平均冷却速度で水冷却し、５９０℃の巻取温度で巻き取ったものと、４８０℃の巻取温度で巻き取ったものの２水準の熱延鋼帯を製造した。これら熱延鋼帯を酸洗によりスケール除去後、圧延率５０％で冷間圧延し、溶融亜鉛めっきラインにおいて、１５℃／秒の平均加熱速度で８００℃に加熱し、７０秒均熱した後、１３℃／秒の平均冷却速度で４９０℃まで冷却する焼鈍を実施した後、０．１３％のＡｌを含む４７５℃の溶融亜鉛めっき浴中に３秒浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼板表面に付着量４５ｇ／ｍ^２の溶融亜鉛めっきを施した。引き続き、５４０℃で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を製造した。

このようにして製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の長手方向に沿って上記の方法で引張強度を測定した。その結果、長手方向における最大引張強度と最小引張強度の差は、巻取温度が５９０℃の場合は約２０ＭＰａであり、巻取温度が４８０℃の場合は約６０ＭＰａであった。図２で示したように、巻取温度が５５０℃以上では巻取温度に対し安定な引張強度を得ることができるが、巻取温度が５５０℃以上で鋼帯内における引張強度のバラツキが小さくなった。

また、以下のような点も明らかとなった。
（1）成分組成を適正化し、組織全体に占めるフェライトの面積率を５０％以上、マルテンサイトの面積率を５〜３０％、パーライトの面積率を０〜８％、残留オーステナイトの面積率を２〜１５％としたミクロ組織を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼帯とすることにより、７８０ＭＰａ以上の引張強度で低降伏比であり、かつ優れた伸び特性と穴拡げ性が得られる。
（2）こうした合金化溶融亜鉛めっき鋼帯のミクロ組織は、組織全体に占めるフェライトの面積率が６０％以上、パーライトの面積率が１５％以上であるミクロ組織を有する熱延鋼帯を、冷間圧延後、５００℃〜Ａ_１変態点における平均加熱速度を８℃／秒以上として７５０〜９００℃まで加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として４６０〜５５０℃の温度域まで冷却し、４６０〜５５０℃の温度域に２０〜９００秒保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに５００〜５６０℃の温度域で５〜６０秒のめっき合金化処理を行うことによって得られる。

本発明は、以上のような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．０５％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板のミクロ組織が、面積率で、フェライトを５０％以上、マルテンサイトを５〜３０％、パーライトを０〜８％、残留オーステナイトを２〜１５％含み、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
［2］上記［1］の合金化亜鉛めっき鋼帯において、鋼板がさらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｍｏ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。

［3］上記［１］または［2］の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯において、鋼板がさらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの合金化溶融亜鉛めっき鋼帯において、鋼板がさらに、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５％を含有することを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
［5］上記［1］〜［4］のいずれかの合金化溶融亜鉛めっき鋼帯において、鋼板がさらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。

［6］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を製造する方法であって、上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有するとともに、フェライトの面積率が６０％以上、パーライトの面積率が１５％以上であるミクロ組織を有する熱延鋼帯を、冷間圧延後、５００℃〜Ａ_１変態点における平均加熱速度を８℃／秒以上として７５０〜９００℃まで加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として４６０〜５５０℃の温度域まで冷却し、４６０〜５５０℃の温度域に２０〜９００秒保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに５００〜５６０℃の温度域で５〜６０秒のめっき合金化処理を行うことを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法。

［7］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を製造する方法であって、上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、Ａ_３変態点以上の仕上圧延温度で熱間圧延し、熱間圧延終了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して５５０〜６５０℃の温度で巻取り、この熱延鋼板を冷間圧延後、５００℃〜Ａ_１変態点における平均加熱速度を８℃／秒以上として７５０〜９００℃まで加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として４６０〜５５０℃の温度域まで冷却し、４６０〜５５０℃の温度域に２０〜９００秒保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに５００〜５６０℃の温度域で５〜６０秒のめっき合金化処理を行うことを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法。

なお、本発明において、鋼帯内における材質のバラツキの小さい合金化溶融亜鉛めっき鋼帯とは、重量が５ｔ以上、幅が５００ｍｍ以上のコイル状に巻かれた状態で製品となる合金化溶融亜鉛めっき鋼帯が主たる対象となるが、これに限定されるものではない。また、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差とは、鋼帯の長手方向の先端部と後端部に対応するコイルの最内周目と最外周目および鋼帯の幅方向の両端より１０ｍｍの領域を除いて、長手方向に少なくとも１０分割、幅方向に少なくとも５分割して、各分割部の任意の箇所から採取した試料の引張強度を測定して求めたものとする。

本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、７８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた伸び特性および穴拡げ性を有するとともに、低降伏比であり、しかも鋼帯内における材質のバラツキが小さく、また、安価に製造することができる。このため、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を自動車構造部材に適用することにより、より一層の衝突安全性の確保と大幅な車体軽量化が可能となる。
また、本発明の製造方法によれば、このような優れた性能を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を安定してかつ安価に製造することができる。

本発明を成すに当たり行った試験の結果に基づき、熱延巻取温度と熱延鋼板の組織分率との関係を示すグラフ本発明を成すに当たり行った試験の結果に基づき、熱延巻取温度と合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度との関係を示すグラフ

以下、本発明の詳細を具体的に説明する。なお、以下の説明において、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。また、引張強度をＴＳと、伸びをＥｌと、強度と伸びの積で表される強度−伸びバランスをＴＳ×Ｅｌと、それぞれ略称する場合がある。
まず、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯について説明する。
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、鋼板の成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．０５％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１％を含有し、さらに、所望の特性に応じて、他の元素を含有することができる。また、鋼板のミクロ組織として、面積率で、フェライトを５０％以上、マルテンサイトを５〜３０％、パーライトを０〜８％、残留オーステナイトを２〜１５％含む。さらに、鋼帯内における材質のバラツキの程度として、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差が５０ＭＰａ以下であることを条件とする。

（1）鋼板の成分組成
・Ｃ：０．０５〜０．２％
Ｃは鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、０．０５％未満では、必要な面積率のマルテンサイトを得ることが困難であるとともに、マルテンサイトの硬質化が難しく、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．２％を超えると溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。このため、Ｃ量は０．０５％〜０．２％とする。

・Ｓｉ：０．５〜２．５％
Ｓｉは鋼の強化に有効な元素であり、特に固溶強化によりフェライトの強化に有効に働く。複合組織鋼の疲労亀裂は軟質なフェライトで発生することから、Ｓｉ添加によるフェライトの強化は疲労亀裂発生の抑制に有効となる。また、Ｓｉはフェライト生成元素であり、フェライトと第２相との複合組織化を容易にする。Ｓｉ量が０．５％未満では、その添加効果に乏しく、一方、過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、Ｓｉ量は０．５〜２．５％とする。

・Ｍｎ：１．０〜３．５％
Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、低温変態組織の生成を促進する。このような作用はＭｎ量が１．０％以上で認められる。ただし、Ｍｎを３．５％を超えて過剰に添加すると、低温変態組織の過剰な生成やフェライトの延性劣化が生じる。このため、Ｍｎ量は１．０〜３．５％とする。
・Ｐ：０．００３〜０．０５％
Ｐは鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．００３％以上で得られる。しかし、０．０５％を超えて過剰に添加すると粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また、０．０５％を超えるＰ量は、合金化速度を大幅に遅延させる。このため、Ｐ量は０．００３％〜０．０５％とする。

・Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので、極力極力低減することが望まれるが、製造コストの面から０．０２％以下とする。
・Ａｌ：０．０１０〜０．１％
Ａｌは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌ量が０．０１０％未満では、その添加効果に乏しいので、下限を０．０１０％とする。一方、Ａｌの過剰な添加は製鋼時におけるスラブ品質の劣化による表面品質の劣化につながるので、Ａｌ量の上限は０．１％とする。

本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、上記の成分組成を基本成分とし、残部は鉄および不可避的不純物からなるが、所望の特性に応じて、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
・Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｍｏ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％の中から選ばれる１種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、低温変態相の生成を促進し、鋼の強化に有効に働く。このような効果は、それぞれ０．００５％以上で得られる。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕを、それぞれ２．００％を超えて含有させてもその効果は飽和し、コストアップの要因となる。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ量はそれぞれ０．００５〜２．００％とする。

・Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％の中から選ばれる１種以上
Ｔｉ、Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有する。このような効果は、それぞれ０．０１％以上で認められる。一方、Ｔｉ、Ｎｂをそれぞれ０．２０％を超えて含有させると、過度に高強度化し、延性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂ量はそれぞれ０．０１〜０．２０％とする。
・Ｂ：０．０００２〜０．００５％
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し、強度を上昇させる作用を有しており、このような効果は０．０００２％以上で得られる。しかし、Ｂを０．００５％を超えて含有させてもその効果は飽和し、コストアップの要因となる。このため、Ｂ量は０．０００２〜０．００５％とする。
・Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％の中から選ばれる１種以上
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有しており、このような効果は、それぞれ０．００１％以上で得られる。しかし、過剰な添加は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがあるため、それぞれ０．００５％以下とする。

（2）鋼板のミクロ組織
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、鋼板のミクロ組織が、面積率でフェライトを５０％以上、マルテンサイトを５〜３０％、パーライトを０〜８％、残留オーステナイトを２〜１５％含む。なお、鋼帯のミクロ組織の各相の面積率は、いずれも組織全体に占める面積率である。
・フェライトの面積率：５０％以上
フェライト面積率が５０％未満では、ＴＳとＥｌのバランスが低下する。このため、フェライト面積率は５０％以上とする。
・マルテンサイトの面積率：５〜３０％
マルテンサイトは鋼の高強度化に有効に働く。また、フェライトとの複合組織化により、降伏比を低下させ変形時の加工硬化率を上昇させ、ＴＳ×Ｅｌの向上にも有効に働く。マルテンサイトの面積率が５％未満では、上記の効果に乏しい。一方、３０％を超えて過剰に存在すると、パーライトと共存させたとしても伸び、穴拡げ性が顕著に低下する。このため、マルテンサイトの面積率は５〜３０％とする。

・パーライトの面積率：０〜８％
パーライトの面積率が８％を超えると必要な残留オーステナイト量を確保できず、伸びが低下し、降伏比が上昇する。そのため、良好なＴＳ×Ｅｌと低降伏比を得るために、パーライトの面積率は０〜８％とする必要がある。また、パーライトは、マルテンサイトと共存させることにより、マルテンサイトによる穴拡げ性の低下を抑制する効果を有する。したがって、より好ましいパーライトの面積率は２％以上である。

・残留オーステナイトの面積率：２〜１５％
残留オーステナイトは鋼の強化に寄与するだけでなく、ＴＲＩＰ効果によりＴＳ×Ｅｌの向上に有効に働く。このような効果は、残留オーステナイトの面積率が２％以上で得られる。一方、残留オーステナイトの面積率が１５％を超えると穴拡げ性が顕著に低下する。このため、残留オーステナイトの面積率は２〜１５％とする。
なお、本発明のミクロ組織には、フェライト、マルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイト以外に、ベイナイトが面積率で２０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。

（3）鋼帯内における材質のバラツキの程度
鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差が５０ＭＰａ以下である。鋼帯内における引張強度のバラツキは、様々な製造因子の変動によって生じる。鋼帯内の最大引張強度と最小引張強度の差は小さいほうが好ましいが、製造バラツキを考慮し、５０ＭＰａ以下とする。
また、溶融亜鉛めっきには、Ａｌ量を０．１０〜０．２０質量％含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。

次に、以上述べた本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法について説明する。なお、以下の説明において、熱延鋼帯のミクロ組織の各相の面積率は、いずれも組織全体に占める面積率である。
上述したように、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯内における材質のバラツキを小さくするためには、冷間圧延前の熱延鋼帯が、フェライトの面積率が６０％以上、パーライトの面積率が１５％以上であるミクロ組織を有する必要がある。これは、熱間圧延後の鋼帯のミクロ組織にバラツキが生じたとしても、フェライトの面積率を６０％以上、パーライトの面積率を１５％以上に収めれば、冷間圧延後の焼鈍工程の均熱時に、炭素濃度の高いパーライト位置からのオーステナイトへの変態が促進され、より安定な未変態オーステナイトが得られ、過剰なパーライトへの分解が抑制され、最終製品の鋼帯内における材質の均質化が図れるためであると考えられる。なお、フェライトとパーライト以外の残部としては、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトが含まれていてもよく、本発明の効果が損なわれることはない。

このような熱延鋼帯は、例えば、上記の成分組成を有するスラブに、Ａ_３変態点以上の仕上圧延温度で熱間圧延し、熱間圧延終了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して５５０〜６５０℃の温度で巻取ることにより製造することができる。以下にその限定理由を説明する。
・仕上圧延温度：Ａ_３変態点以上、熱間圧延終了後の平均冷却速度：５０℃／秒以上
熱間圧延の仕上圧延温度がＡ_３点未満、或いは熱間圧延終了後の平均冷却速度が５０℃／秒未満では、圧延中或いは冷却中に過度にフェライトが生成して、熱延鋼帯の組織でパーライトの面積率が１５％以上とすることが困難となる。このため、仕上圧延温度はＡ_３変態点以上、熱間圧延終了後の平均冷却速度は５０℃／秒以上とする。
・巻取温度：５５０〜６５０℃
上述したように、巻取温度が５５０℃未満では、本発明にとって好適なフェライトとパーライトを主体とした熱延鋼帯のミクロ組織とすることができない。また、巻取温度が６５０℃超では、鋼板表面のスケールが厚くなり、酸洗性が劣化する。このため、巻取温度は５５０〜６５０℃とする。

熱延鋼帯は、冷間圧延後、５００℃〜Ａ_１変態点における平均加熱速度を８℃／秒以上として７５０〜９００℃まで加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として４６０〜５５０℃の温度域まで冷却し、４６０〜５５０℃の温度域に２０〜９００秒保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに５００〜５６０℃の温度域で５〜６０ｓのめっき合金化処理が施される。以下に、その限定理由を説明する。

・５００℃〜Ａ_１変態点における平均加熱速度：８℃／秒以上
本発明の鋼における再結晶温度域である５００℃からＡ_１変態点における平均加熱速度を８℃／秒以上とすることで、加熱昇温時の再結晶が抑制され、Ａ_１変態点以上で生成するオーステナイトの微細化に有効に働く。平均加熱速度が８℃／秒未満では、加熱昇温時にフェライトの再結晶が起こり、フェライト中に導入された歪が開放され、十分な微細化が達成できなくなる。このため、５００℃〜Ａ_１変態点における平均加熱速度を８℃／秒以上とする。

・加熱（焼鈍）条件：７５０〜９００℃まで加熱し、１０秒以上保持
加熱温度が７５０℃未満或いは保持時間が１０秒未満では、焼鈍時のオーステナイトの生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の低温変態相が確保できなくなる。また、加熱温度が９００℃を超えると最終組織で５０％以上のフェライトを確保することが困難となる。このため、加熱温度を７５０〜９００℃、保持時間を１０秒以上とする。保持時間の上限は特に規定しないが、６００秒以上の保持は効果が飽和する上、コストアップにつながるので、保持時間は６００秒未満が好ましい。

・７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：３℃／秒以上
７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が３℃／秒未満では、パーライトが過度に生成し、ＴＳ×Ｅｌが低下する。このため、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度は３℃／秒以上とする。冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度が速すぎると鋼板形状が悪化したり、冷却到達温度の制御が困難となるため、好ましくは２００℃／秒以下とする。
・冷却停止温度：４６０〜５５０℃
冷却停止温度が４６０℃未満ではオーステナイトがマルテンサイトに変態し、十分な残留オーステナイトやパーライトが得られなくなる。また、冷却停止温度が５５０℃を超えるとパーライトが過度に生成し、ＴＳ×Ｅｌが低下する。このため、冷却停止温度は４６０〜５５０℃とする。

・冷却停止後の保持条件：４６０〜５５０℃の温度域で２０〜９００秒
４６０〜５５０℃の温度域で保持することによりベイナイト変態が進行する。またベイナイト変態に伴い未変態オーステナイトへのＣの濃化が起こり残留オーステナイトの確保が可能となる。したがって、残留オーステナイトを含む組織とするには、冷却後、４６０〜５５０℃の温度域で２０〜９００秒の保持を行う。保持温度が４６０℃未満、あるいは保持時間が２０秒未満では残留オーステナイトの生成が不十分となり、保持温度が５５０℃を超えたり、保持時間が９００秒を超えると、過度にパーライト変態およびベイナイト変態が進行し、所望の量のマルテンサイトが確保できなくなる。このため、冷却後の保持は４６０〜５５０℃の温度域で２０〜９００秒の範囲とする。

・めっき合金化処理条件：５００〜５６０℃で５〜６０秒
合金化処理温度が５００℃未満または合金化処理時間が５秒未満では、合金化の進行が遅い。一方、合金化処理温度が５６０℃超または合金化処理時間が６０秒超では、パーライトが過度に生成し、ＴＳ×Ｅｌが低下したり、降伏比が上昇する。このため、合金化処理条件は５００〜５６０℃で５〜６０秒とする。
めっき槽に侵入するときの板温が４３０℃を下回ると、鋼帯に付着した亜鉛が凝固する可能性があるので、上記冷却停止温度および冷却停止後の保持温度がめっき浴温を下回る場合は、めっき槽に鋼帯が入る前に加熱処理を行うことが好ましい。めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよいことは言うまでもない。
なお、合金化溶融亜鉛めっき処理後の鋼帯には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。

その他の製造方法は、特に限定するものではないが、好ましい条件について、以下に示す。
熱間圧延でのスラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましいが、加熱温度が１１００℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。このため、熱間圧延でのスラブ加熱温度は１１００℃以上が好ましい。一方、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。
なお、スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。

熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバーどうしを接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
冷間圧延を施す際には、好ましくは熱延鋼帯表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼帯とする。酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものではなく、常法に従えばよい。冷間圧延の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。

表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚２．８ｍｍまで熱間圧延し、この熱延鋼帯を酸洗後、板厚１．４ｍｍに冷間圧延し、冷延鋼帯とした。次いで、この冷延鋼帯を、連続溶融亜鉛めっきラインにて、焼鈍した後、４６０℃で溶融亜鉛めっきを施し、引き続き合金化処理を行い、平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。めっき付着量は片面あたり３５〜４５ｇ／ｍ^２とした。以上の熱延条件と連続溶融亜鉛めっきラインにおける連続溶融亜鉛めっき条件（焼鈍条件、合金化処理条件）を表２および表３に示す。

熱延鋼帯と合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の長手方向および幅方向中央部から採取した試料について、さきに述べた「試験１」に記載の方法でミクロ組織の解析を行い、フェライト、マルテンサイト、パーライトの各面積率を求めた。また、残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの面積率とした。

また、合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の長手方向および幅方向中央部から採取した試験片について、さきに述べた「試験１」に記載の方法で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、伸び（Ｅｌ）、降伏比（ＹＲ）を測定し、引張強度と伸びの積（ＴＳ×Ｅｌ）で表される強度−伸びバランスの値を求めた。穴拡げ性は、上記と同様の位置から採取した１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片について、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準じた穴拡げ試験を３回行って平均の穴拡げ率（λ）とした。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を長手方向に２０分割、幅方向に８分割して、全分割部の最大ＴＳと最小ＴＳの差ΔＴＳを求めた。これらの結果を、表４および表５に示す。

本発明例の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、ＴＳ×Ｅｌが２００００ＭＰａ・％以上、λが３５％以上、降伏比（ＹＲ）が６０％以下、鋼帯の長手方向および幅方向における最大ＴＳと最小ＴＳの差（ΔＴＳ）が５０ＭＰａ以下の優れた強度−延性バランス、穴拡げ性および低降伏比を示している。これに対して比較例の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、ＴＳ×Ｅｌが２００００ＭＰａ・％未満、λが３５％未満、ＹＲが６０％超、ΔＴＳが５０ＭＰａ超の１つ以上に該当し、本発明例の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯のような優れた性能が得られていない。

Claims

鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．０５％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板のミクロ組織が、面積率で、フェライトを５０％以上、マルテンサイトを５〜３０％、パーライトを２〜８％、残留オーステナイトを２〜１５％含み、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２００００ＭＰａ・％以上、穴広げ率（λ）が３５％以上、降伏比（ＹＲ）が６０％以下であり、鋼帯内における最大引張強度と最小引張強度の差が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
鋼板がさらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｍｏ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
鋼板がさらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
鋼板がさらに、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５％を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
鋼板がさらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
請求項１〜５のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を製造する方法であって、
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有するとともに、フェライトの面積率が６０％以上、パーライトの面積率が１５％以上であるミクロ組織を有する熱延鋼帯を、冷間圧延後、５００℃〜Ａ_１変態点における平均加熱速度を８℃／秒以上として７５０〜９００℃まで加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として４６０〜５５０℃の温度域まで冷却し、４６０〜５５０℃の温度域に２０〜９００秒保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに５００〜５６０℃の温度域で５〜６０秒のめっき合金化処理を行うことを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法。
請求項１〜５のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯を製造する方法であって、
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、Ａ_３変態点以上の仕上圧延温度で熱間圧延し、熱間圧延終了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して５５０〜６５０℃の温度で巻取り、この熱延鋼板を冷間圧延後、５００℃〜Ａ_１変態点における平均加熱速度を８℃／秒以上として７５０〜９００℃まで加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として４６０〜５５０℃の温度域まで冷却し、４６０〜５５０℃の温度域に２０〜９００秒保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに５００〜５６０℃の温度域で５〜６０秒のめっき合金化処理を行うことを特徴とする、鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法。