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JP6669319B1 - 高強度熱延めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度熱延めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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JP6669319B1 JP2019551479A JP2019551479A JP6669319B1 JP 6669319 B1 JP6669319 B1 JP 6669319B1 JP 2019551479 A JP2019551479 A JP 2019551479A JP 2019551479 A JP2019551479 A JP 2019551479A JP 6669319 B1 JP6669319 B1 JP 6669319B1
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ティーフィン ドアン
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義彦 小野
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Abstract

９８０ＭＰａ以上のＴＳとし、優れた張出し成形性と伸びフランジ成形性を有し、優れためっき性を有する高強度熱延めっき鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜１．６０％、Ｍｎ：２．２０〜３．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．１８％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．４０％及びＮ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、３３．８［％Ｃ］[％Ｍｎ]＋１２．４[％Ｓｉ]／［％Ｍｎ］で表されるＣＳＭ値が３．３〜１２．０を満足する成分組成と、面積率で８５％以上のベイナイトと、面積率で２．０％以上１５．０％以下のマルテンサイトとを含む鋼組織と、を有する鋼板と、鋼板の表面にめっき層又は合金化めっき層と、を備える高強度熱延めっき鋼板とする。

Description

本発明は、自動車や輸送機材、建築機器などの構造部材の素材として用いるのに好適な、プレス成形性に優れた引張強さ９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、５０％以上の穴広げ率を有する、高強度熱延めっき鋼板に関するものである。
世界的な枠組みでＣＯ２排出量削減が求められているなか、自動車業界では、車体強度を低下させることなく軽量化を図り、燃費を向上させることが常に求められている。車体強度を低下させることなく車体軽量化を図るためには、部材の素材となる鋼板の強度を高めて薄肉化することが有効な手段のひとつである。特に引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板は、軽量化を通じて自動車燃費を大幅に向上させる素材として期待されている。
しかしながら、自動車の足回り部品の成形に特に重要な張出し成形性や伸びフランジ成形性は、鋼板の高強度化に伴って一般的に悪化する。さらに、特に足回り部品などでは、実用中に腐食が進行して部品板厚が減少する部分が生じると、疲労破壊の危険性が高まる。このため、鋼板表面にめっきを施して耐食性を向上させ腐食減肉を小さくすることが有効な手段である。しかし、高強度化のために添加する合金元素が増加すると、鋼板表面にめっき層が形成されない部分（不めっき部）が生じる場合がある。
伸びフランジ加工に適しためっき鋼板として、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．１〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物とし、Ｔｉ／Ｃ当量比＝(Ｔｉ／４８)／（Ｃ／１２）を満足するようにＴｉとＣを含み、ミクロ組織がベイニティックフェライト単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む主相と、３％以下の硬質第２相およびセメンタイトからなり、かつ、結晶方位の相違が２〜１５°の小角粒界の割合が３０％〜７５％であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出している、引張強度４００ＭＰａ以上の高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ＋Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｎ：０を超え０．０１％以下、Ｏ：０を超え０．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物であり、ミクロ組織が、ベイナイトを主体とし、面積率で、マルテンサイトおよび／またはオーステナイトで構成される硬質相が３％以上２０％未満であり、板厚中央部に存在する硬質相のうちアスペクト比が３以上のものが６０％以上を占め、板厚中央部に存在する硬質相の圧延方向の長さが２０μｍ未満であり、圧延方向から見た＜０１１＞方位および＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が３．５以上であり、かつ圧延方向から見た＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比が１．０以下である、引張強さ（ＭＰａ）と穴広げ率（％）の積が３５０００である高強度熱延鋼板が開示されている。
また、特許文献３には、成分組成として、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂを特定量とし、面積率で８５％以上のベイナイト相を主相とし、面積率で１５％以下のマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相を第２相とし、残部がフェライト相からなり、第２相の平均粒径が３．０μｍ以下であり、さらに旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．３以上５．０以下、未再結晶旧オーステナイト粒に対する再結晶旧オーステナイト粒の面積率が１５％以下である組織を有し、直径２０ｎｍ未満の析出物が質量％で０．１０％以下とすることで、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、穴広げ率６０％以上の優れた伸びフランジ特性を示す高強度熱延鋼板が開示されている。
特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．００５〜２．５％、Ｍｎ：１．９〜３．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．００１〜１．５％およびＮ：０．０２％以下を含有する熱延鋼板を、７２０℃以上に加熱し、２〜２００℃／秒の速度で４５０〜６００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっき後の合金化処理温度から５℃／秒以上で２００℃以下まで冷却し、さらに２００〜６００℃の温度域で１秒以上１０分間以下の焼き戻し処理を行うことで、体積％で焼戻しマルテンサイトを３％以上および残留オーステナイトを１％以上含有するミクロ組織を有する、引張強さ７８０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許文献５には、化学成分を、質量％で、Ｃ：０．０５０％超０．１０％以下、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０６％、Ｂ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００５％、残部はＦｅ及び不純物とし、平均結晶粒径が７．０μｍ以下であり、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５以下である、引張強さ９００ＭＰａ以上の熱延鋼板が開示されている。特許文献５では、めっき鋼板とする製造方法として、熱延鋼板を、巻き取り後、還元雰囲気中で５００℃以上６５０℃以下に加熱して表面を活性化することで、表面にめっき層を形成する方法が開示されている。
ＷＯ２０１５／０９３５９６号 ＷＯ２０１６／０１０００４号 ＷＯ２０１７／０１７９３３号 特開２０１３−１４４８３０号公報 ＷＯ２０１４／０９７４３０号
しかしながら、特許文献１は９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られていない。
特許文献２では、高い強度・穴広げ率バランスを安定して得られていない。また、特許文献２では、めっき性に関して検討されていない。
特許文献３では、９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた穴広げ特性を有する熱延鋼板が得られている。しかし、特許文献３では、めっき性に関して十分に検討されていない。
特許文献４では、熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施した後に、さらに焼戻し処理が必要であり、経済性の面で課題がある。
特許文献５では、所望のミクロ組織を得るために、熱延仕上げ温度を９６０℃以上とする必要がある。しかし、仕上げ温度を高くすると鋼板表面のスケールが過度に成長し、噛み込み疵の原因となったり、酸洗後にスケールが残存したりして、めっき性を悪化させる場合がある。
以上のように、従来技術では、引張強さ９８０ＭＰａ以上という高強度を有しつつ、優れたプレス成形性とめっき性を具備する高強度熱延鋼板の技術は確立されていない。
本発明はかかる課題を解決し、９８０ＭＰａ以上の引張強さを維持しつつ、優れた張出し成形性と伸びフランジ成形性を有し、優れためっき性を有する高強度熱延めっき鋼板を提供することを目的とする。
発明者らは、上記目的を達成するために、引張強さ９８０ＭＰａ以上を確保しつつ、熱延めっき鋼板の張出し成形性と伸びフランジ成形性を向上させるべく鋭意検討した。その結果、主相をベイナイト組織として、第２相をマルテンサイト組織とし、第２相の面積率を２．０〜１５．０％に制御することで、９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた張出し成形性と伸びフランジ成形性が得られることを知見した。
なお、ここで言うベイナイト組織とは、拡散変態により生成するポリゴナルフェライト組織と無拡散変態により生成するマルテンサイト組織の中間温度域で生成する組織であり、平均転位密度が５×１０１４〜５×１０１５ｍ−２である組織を指す。ベイナイト組織はラス状の組織形態を呈する。このため、ベイナイト組織は、例えば走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いることでポリゴナルフェライト組織と明確に区別することができる。マルテンサイト組織についても、ＳＥＭを用いてその下部組織を詳細に観察することで、ベイナイト組織と区別することができる。また、マルテンサイト組織とベイナイト組織とは、ＳＥＭに備え付けた電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）解析装置によっても区別することができる。すなわち、マルテンサイト組織は、ベイナイト組織よりもさらに高い転位密度を有することでＥＢＳＤのＩｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ（ＩＱ値）がベイナイト組織のＩＱ値よりも低くなることを利用する。加速電圧１５ｋＶ、焦点距離１９ｍｍの条件でＥＢＳＤパターンを採取した場合、マルテンサイト組織のＩＱ値は８００００以下となる。
張出し成形性に関しては、降伏比（引張強さに対する降伏強さの比）が高い鋼板は、ひずみ分散能が低く、ひずみが集中する箇所でネッキングや割れが生じやすく、張出し成形不良となる。また、単相組織と複相組織とが、同一の強度と延性を有する場合、複相組織よりも単相組織の方が降伏比は高くなる。そこで、本発明では、張出し成形性を確保するために、主相と異なる強度と延性とを有する第２相組織を鋼板中に存在させ、降伏比を低下させることで張出し成形性を向上させた。また、伸びフランジ成形性は、穴広げ試験の際にボイド発生起点となる第２相が少ない方が向上する。本発明では第２相の面積率を適正範囲で制御することで、伸びフランジ成形性を低下させることなく、張出し成形性を確保した。
本発明は、以上の知見をもとに、さらにめっき性と鋼組織に及ぼす合金添加量の影響を精緻に研究した結果なされたものであり、以下を要旨とする。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜１．６０％、Ｍｎ：２．２０〜３．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．１８％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．４０％及びＮ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＣＳＭ値が３．３〜１２．０を満足する成分組成と、面積率で８５％以上のベイナイトと、面積率で２．０％以上１５．０％以下のマルテンサイトとを含む鋼組織と、を有する鋼板と、前記鋼板の表面にめっき層又は合金化めっき層と、を備える高強度熱延めっき鋼板。
ＣＳＭ値＝３３．８［％Ｃ］[％Ｍｎ]＋１２．４[％Ｓｉ]／［％Ｍｎ］ （１）
式（１）における［％Ｃ］、[％Ｍｎ]及び[％Ｓｉ]は各元素の含有量（質量％）を意味する。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％及びＶ：０．００５〜０．０８０％のうち１種以上含有する［１］に記載の高強度熱延めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％及びＮｉ：０．０５〜１．０％のうち１種以上を含有する［１］又は［２］に記載の高強度熱延めっき鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００２〜０．０２００％を含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度熱延めっき鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％及びＲＥＭ：０．０００２〜０．０１００％のうち１種以上を含有する［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度熱延めっき鋼板。
本発明によれば、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつプレス成形性に優れた高強度熱延めっき鋼板が得られる。また、この高強度熱延めっき鋼板は優れためっき性を有するため、経済的に、不めっき部なく、安定して製造できる。
本発明の高強度熱延めっき鋼板を、自動車足回り部品、構造部品、骨格部品、トラックフレーム部品に適用した場合、自動車の信頼性を担保しつつ車体重量を低減できるため、産業上格段の効果を奏する。
また、本発明において、プレス成形性に優れたとは、張出し成形性として降伏比が０．９３以下であり、伸びフランジ成形性として、穴広げ率λが５０％以上であることを言う。なお、引張強さ等の他の特性とのバランスを考慮すれば、降伏比は０．７０以上が好ましく、より好ましくは０．７５以上である。また、同様に他の特性とのバランスの観点から、穴広げ率は９５％以下が好ましく、より好ましくは９０％以下である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の高強度熱延めっき鋼板は、鋼板と、めっき層又は合金化めっき層と、を有する。先ず、鋼板について説明する。
鋼板は、以下の成分組成を有する。以下の説明において、成分組成における元素の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．０９％
Ｃは、鋼の強度を向上させて焼入れ性を向上させることによってベイナイト組織と第２相組織の生成を促進する元素である。本発明では、０．０３％以上の含有を必要とする。好ましくは０．０４％以上である。一方、０．０９％を超えて含有すると第２相の強度が高くなりすぎ、第２相の面積率を１５．０％以下とした場合でも伸びフランジ成形性を悪化させる。このため、Ｃ含有量は０．０９％以下である。好ましくは、０．０８％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜１．６０％
Ｓｉは、第２相生成促進に有効な元素である。そこで、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方でめっき鋼板において、Ｓｉ含有量が１．６０％を超えると、めっき層の付着を阻害し鋼板の耐食性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は１．６０％以下に限定した。好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下、更に好ましくは０．７０％以下である。
Ｍｎ：２．２０〜３．６０％
Ｍｎは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性を向上させベイナイト組織と第２相組織の生成を促進する元素である。そこで、Ｍｎ含有量は２．２０％以上とする。好ましくは２．４０％以上、より好ましくは２．６０％以上である。一方で、Ｍｎ含有量が３．６０％を超えると、めっき層の付着を阻害し鋼板の耐食性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は３．６０％以下である。好ましくは３．４０％以下、より好ましくは３．２０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、不純物として含有される元素である。Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、スラブ加熱時、熱間圧延時に割れを発生させる。そこで、Ｐ含有量は極力低減することが好ましい。０．１００％までの含有は許容できる。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量はゼロであっても問題ない。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、ＴｉやＭｎと粗大な硫化物を形成し、高強度熱延めっき鋼板の張出し成形性、伸びフランジ成形性を悪化させる元素である。このためＳ含有量は極力低減することが好ましい。０．０１００％までの含有は許容できる。好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３５％以下である。
Ｔｉ：０．０５〜０．１８％
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、鋳造段階において窒化物をしてＮを固定する働きを有する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態で鋼中に存在し、ベイナイト組織生成に必要な焼入れ性を得ることができる。これらの効果を得る為には、Ｔｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１８％を超えると、析出強化量が大きくなり、降伏比が上昇して、張出し成形性が悪化する。このため、Ｔｉ含有量は０．１８％以下に限定した。好ましくは０．１６％以下である。
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することで、ベイナイト組織生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、過度に焼入れ性が向上し、過剰なマルテンサイト組織が形成され、伸びフランジ成形性を悪化させる。このため、Ｂ含有量は０．００５０％以下に限定した。好ましくは、０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．４０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためにはＡｌの含有量を０．００５％以上とする必要がある。好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌの含有量が０．４０％を超えると、Ａｌ酸化物系介在物の増加を招き、伸びフランジ成形性を悪化させる。このため、Ａｌ含有量は０．４０％以下に限定した。好ましくは、０．１０％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物を形成し易く、伸びフランジ成形性を悪化させる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下に限定した。好ましくは、０．００８％以下である。より好ましくは、０．００６％以下である。なお、Ｎ含有量はゼロであっても問題ないが、好ましくは０．０００５％以上である。
ＣＳＭ値：３．３〜１２．０
本発明では、張出し成形性、伸びフランジ成形性及びめっき性を確保するため、下記式（１）で表されるＣＳＭ値が３．３〜１２．０となるようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を調整する。ＣＳＭ値が３．３未満であると、第２相組織の生成が不足して張出し成形性が悪化する。このため、ＣＳＭ値は３．３以上に限定した。好ましくは３．５以上、より好ましくは４．０以上である。一方で、ＣＳＭ値が１２．０を超えると第２相組織が過剰に生成して伸びフランジ成形性が悪化し、さらにめっき性も悪化する。このため、ＣＳＭ値は１２．０以下に限定した。好ましくは１０．８以下、より好ましくは１０．０以下である。
ＣＳＭ値＝３３．８[％Ｃ]［％Ｍｎ］＋１２．４［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］ （１）
式（１）における［％Ｃ］、[％Ｍｎ]及び[％Ｓｉ]は各元素の含有量（質量％）を意味する。
以上の必須含有元素で、本発明で目的とする特性が得られるが、高強度化、プレス成形性のさらなる向上を目的として、必要に応じて下記の任意元素を含有することができる。なお、下記の任意元素を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％及びＶ：０．００５〜０．０８０％のうち１種以上
上記した成分に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％のうち１種以上を含有してもよい。Ｎｂは、析出強化により鋼板の強度を向上させる元素であり、その効果は０．００５％以上の含有で発現する。好ましくは０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量が０．０６０％を超えると第２相面積率が増大して伸びフランジ成形性を悪化させる。このため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下に限定した。好ましくは０．０５０％以下である。
Ｖもまた、析出強化により鋼板の高強度化に寄与する元素である。その効果は０．００５％以上の含有で発現する。好ましくは０．０１０％以上である。Ｖ含有量が０．０８０％を超えると第２相面積率が増大して伸びフランジ成形性が悪化する。このため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．０８０％以下に限定した。好ましくは、０．０６０％以下である。
Ｃｒ：０．０２〜０．１５％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％及びＮｉ：０．０５〜１．０％のうち１種以上
本発明では、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％のうち１種以上を含有してもよい。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼の焼入れ性を向上させてベイナイト組織を得る目的で添加する。その効果はＣｒ：０．０２％以上、Ｍｏ：０．０２％以上、Ｃｕ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．０５％以上の含有で発現する。一方で、Ｃｒ含有量が０．１５％を超えると、めっき性が著しく低下する為、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．０２〜０．１５％に限定した。Ｍｏ：０．５％超え、Ｃｕ：０．５％超え、Ｎｉ：１．０％超えの含有量では過度に焼入れ性が向上し、第２相組織が増加して伸びフランジ成形性が悪化する。このため、Ｍｏを含有する場合の含有量は０．０２〜０．５％に、Ｃｕを含有する場合の含有量は０．０５〜０．５％に、Ｎｉを含有する場合の含有量は０．０５〜１．０％にそれぞれ限定した。
Ｓｂ：０．０００２〜０．０２００％
Ｓｂは、スラブ加熱段階でスラブ表面の窒化を抑制する効果を有し、スラブ表層部のＢＮの析出が抑制される。また、固溶Ｂが存在することにより、熱延鋼板表層部においてもベイナイトの生成に必要な焼入れ性を得ることができ、熱延鋼板の強度を向上させる。このような効果の発現のためには、Ｓｂ含有量を０．０００２％以上とする必要がある。好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．０２００％を超えると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。したがって、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．０２００％以下とする。好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０１８０％以下であり、さらに好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０１５０％以下である。
Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１００％のうち１種以上
Ｃａは、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延めっき鋼板の伸びフランジ成形性の向上に有効である。これらの効果を発現させるためには、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とする。好ましくは０．０００４％以上である。但し、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の表面欠陥を引き起こす場合がある。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下に限定した。好ましくは０．００５０％以下である。
また、Ｍｇは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延めっき鋼板の伸びフランジ成形性の向上に有効である。これらの効果を発現させるためには、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とする。好ましくは０．０００４％以上である。但し、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、逆に鋼の清浄度を劣化させ、伸びフランジ成形性が悪化する。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
ＲＥＭは、Ｃａ、Ｍｇと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延めっき鋼板の低温靭性の向上に有効である。これらの効果を発現させるためには、ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上とする。好ましくは０．０００４％以上とする。但し、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると、逆に鋼の清浄度を劣化させ、低温靭性を劣化する。したがって、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
本発明において、上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｗ等が挙げられ、これらの含有量は、合計で０．５％以下であれば許容できる。
次に、本発明鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。
本発明の高強度熱延めっき鋼板は、主相となるベイナイト組織の面積率が合計で８５％以上であり、第２相であるマルテンサイト組織の面積率で２．０％以上１５．０％以下である鋼組織を有する。また、ここでいう鋼組織とは、サンプルの板厚中央部の鋼組織をいう。サンプルは、高強度熱延めっき鋼板の板厚１／４位置がサンプル板厚中央となるように採取した。
本発明の高強度熱延めっき鋼板は、９８０ＭＰａ以上の高強度と伸びフランジ成形性を向上させるために、ベイナイト組織を主相とする。ベイナイト組織の面積率は８５％以上とする。好ましくは８７％以上、より好ましくは９０％以上である。なお、ここでいうベイナイト組織とは、拡散変態により生成するポリゴナルフェライト組織と無拡散変態により生成するマルテンサイト組織の中間温度域で生成する組織であり、平均転位密度が５×１０１４〜５×１０１５ｍ−２である組織を指す。本発明において、オーステナイト相からの冷却によって生成するベイナイト組織と、ベイナイト組織をＡｃ１点以下で焼鈍することで得られる焼戻しベイナイト組織とは特に区別しない。平均転位密度は、日立ハイテクノロジーズ社製 電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ ＳＵ５０００）に装着したＥＤＡＸ社製ＥＢＳＤ検出装置を用いて、加速電圧１５ｋＶ、焦点距離１９ｍｍ、測定間隔０．２５μｍの条件で取得したＥＢＳＤパターンを用いて求める。具体的には、取得したＥＢＳＤパターンから、データ解析ソフト（ＯＩＭ Ａｎａｌｙａｓｉｓ ｖｅｒ．７．３）を用いてＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ値）の平均値を求め、求めた平均ＫＡＭ値を用いて平均転位密度を求める。平均ＫＡＭ値を求める際は、Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ（ＩＱ値）が８００００以下の測定点の集合体を第２相と見なして、この集合体を除外して算出する。転位密度ρ（ｍ−２）は、平均ＫＡＭ値θ（ｒａｄ）、転位成分定数α（＝１．５）、バーガースベクトルｂ（＝２.４８×１０−１０ｍ）、及び測定間隔ｄ（＝２．５×１０−７ｍ）を用いて、式（２）で計算する。
ρ＝２αθ／ｂｄ （２）
本発明では、張出し成形性を向上させるために、第２相として、マルテンサイト組織を２．０％以上１５．０％以下含む組織とする。張出し成形性と穴広げ成形性とのバランスを向上させるためには、第２相の面積率は２．０％以上１０．０％以下とすることが好ましい。張出し成形性を確保するために、主相と異なる強度と延性とを有する第２相組織を鋼板中に存在させ、降伏比を低下させることで張出し成形性を向上させる。この効果を得るためには、第２相の面積率が２．０％以上必要である。好ましくは３．０％以上、より好ましくは５．０％以上である。一方、第２相の面積率が１５．０％を超えると、穴広げ試験中に主相ベイナイト組織と第２相組織との界面で生じる微小ボイドの連結が容易となり、伸びフランジ成形性が悪化する。そこで、第２相の面積率は１５．０％以下とする。好ましくは１３．０％以下、より好ましくは１０．０％以下である。マルテンサイト組織は、ＳＥＭを用いて下部組織を詳細に観察することで、ベイナイト組織と区別することができるが、さらに、ＥＢＳＤのＩｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ（ＩＱ値）が低くなることを利用することで判別することもできる。具体的には、ＦＥ−ＳＥＭ ＳＵ５０００で、加速電圧１５ｋＶ、焦点距離１９ｍｍの条件でＥＢＳＤパターンを採取した場合、マルテンサイト組織のＩＱ値は８００００以下となる。第２相面積率は、Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ（ＩＱ値）が８００００以下の測定点の集合体をＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓのＨｉｇｈｌｉｇｈｔｉｎｇ機能を利用して抽出し、測定面積に対するＩＱ値８００００以下の測定点の合計面積の割合として算出する。上述したように、本発明における第２相組織とは、本質的には、ＩＱ値が低く転位密度の高い組織のことであり、第２相組織の名称を規定するものではない。つまり、ＩＱ値が８００００以下であれば、第２相は焼戻しマルテンサイト組織又は下部ベイナイト組織であっても構わない。
なお、本発明において、鋼板に含まれる組織として、上記組織以外には、残留オーステナイト相、パーライト組織、フェライト組織等が挙げられる。残留オーステナイト相、パーライト組織、フェライト組織を含む場合も、残部の面積率が合計で０〜３％であれば、本発明の効果は十分に得られる。
本発明の鋼板は、厳しい腐食環境に晒される自動車部品の素材として好適な熱延鋼板とするため、耐食性を高める目的で表面にめっき層又は合金化めっき層を有する。このめっき層の種類は特に限定されず、電気めっき層でも溶融めっき層でも構わないが、溶融めっき層であれば、好適な例として、溶融亜鉛めっき層が挙げられる。めっき層は、合金化処理を施した合金化めっき層としてもよい。
次に、本発明の熱延めっき鋼板を得るための製造方法について説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面における温度を表すものとする。
先ず、上記成分組成の鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、冷却し、巻取り、熱延鋼板とする。次いで熱延鋼板を焼鈍する。その後、めっき層を付着させる。
本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。しかし、造塊分塊圧延法、薄スラブ連続鋳造法等の公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。なお、鋳造後のスラブを熱間圧延するにあたっては、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延してもよいし、スラブが所定温度以上の温度を保持している場合は、再加熱することなく直送圧延してもよい。
上記で得られたスラブに、加熱、粗圧延および仕上圧延を施す。本発明では、粗圧延前にスラブの炭化物を溶解しておく必要がある。Ｔｉを含有する本発明においては、スラブの加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。ただし、加熱温度が過剰に高くなると、表面が過剰に酸化されＴｉＯ２が生じることでＴｉが消費されてしまい、鋼板とした場合に、表層の強度が低下しやすくなる。そこで、上記加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。
また、前述の通り、粗圧延前のスラブが所定温度以上の温度を保持しており、スラブ中の炭化物が十分に溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略することができる。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。
次いで、仕上圧延、仕上圧延後の加速冷却、巻取りを行ない、熱延鋼板とする。
仕上圧延は、８４０℃以上の温度域で行なうことが好ましい。仕上圧延温度が８４０℃未満となると、圧延中にフェライト変態が進行しやすくなり、所望のベイナイト組織面積率が得られなくなる。また、仕上圧延終了温度が９５０℃を超えると、噛み込み疵の原因となったり、酸洗後にスケールが残存したりして、めっき性を悪化させる場合がある。このため、仕上圧延終了温度は９５０℃以下に設定することが好ましい。
仕上圧延後の冷却では、仕上圧延終了後から冷却停止温度（巻取り温度）までを、平均冷却速度５０℃／ｓ以上の冷速で冷却する。平均冷却速度が５０℃／ｓ未満であると、冷却中にフェライト変態が進行し、所望のベイナイト組織面積率を得られなくなる。ここでの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の管理が困難となり、所望の巻取り温度で巻き取ることが困難となることがある。このため、平均冷却速度を３００℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、仕上圧延後の冷却は、仕上圧延終了後２．０ｓ以内に開始することが好ましい。
冷却停止温度（巻取り温度）は３５０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。巻取り温度が３５０℃未満では金属組織が転位密度が極めて高いマルテンサイト組織が主相となる。また、巻取り温度が３５０℃未満では、所望の第２相の面積率が確保できず、張出し成形性が悪化する。一方、巻取り温度が６００℃を超えると、フェライト相やパーライト相が生成してしまい、９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保できなくなる。
上記熱間圧延工程で製造された熱延鋼板に対して、常法に従い調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。
次に、上記熱延鋼板に焼鈍処理を施す。
焼鈍温度は８００℃以下とすることが好ましい。焼鈍温度が８００℃を超えると、熱延鋼板中に存在する第２相が分解あるいはオーステナイトへ逆変態してしまい、所望の第２相分率を得られなくなる。焼鈍温度は、９８０ＭＰａ以上の引張強さ、張出し成形性及び伸びフランジ成形性を確保する為には、低ければ低いほど良い。ただし、焼鈍処理後に溶融亜鉛めっき処理を行なう場合、鋼板表面を活性にする目的で、焼鈍温度を６５０℃以上とすることが好ましい。なお、焼鈍を施す際の保持時間は５ｓ以上３００ｓ以下とすることが好ましい。
上記の焼鈍を経た熱延鋼板に、めっき処理を施す。めっき処理は、電気めっき、溶融めっきのいずれでも構わない。例えば、めっき処理として溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を施してもよい。この際、めっき浴温度および合金化処理温度は、上記焼鈍温度を超えない温度とすることが好ましい。
上記のように得られた、熱延めっき鋼板に対して、常法に従い調質圧延を施してもよい。
表１に示す成分組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で板厚２５０ｍｍのスラブとした。それらスラブ（鋼素材）を、表２に示す条件で加熱したのち、表２に示す条件の熱延、冷却、巻取りを施し、板厚２．０〜２．６ｍｍ、板幅１０００ｍｍの熱延鋼板を作製した。続いて酸洗と調圧率０．８％の調質圧延を行なった。その後、表２に示す条件の焼鈍を施した。次いで、４５０℃の溶融亜鉛浴に浸漬し鋼板表面に亜鉛めっき層を形成させた。さらに一部の鋼板では５００℃×１００ｓの条件でめっき層の合金化処理を行なった。
得られた熱延めっき鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴広げ試験、めっき性を確認する試験を行なった。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた高強度熱延めっき鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３質量％ナイタール溶液で鋼組織を現出させ、板厚１／４位置にてＳＥＭ観察を行った。３０００倍の倍率で１０視野のＳＥＭ像を取得して、画像処理により各相（ベイナイト組織、マルテンサイト組織又は焼戻しマルテンサイト組織、パーライト組織、フェライト組織）を解析して面積率を求めた。また、ＳＥＭ観察に用いた試料に対し、コロイダルシリカ溶液を用いて鏡面仕上げ研磨を行ない、走査型電子顕微鏡に備え付けたＥＢＳＤ検出器（ＥＤＡＸ社製）により、電子線後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＤ）パターンを取得した。ＥＢＳＤ検出器による測定は、板厚１／４位置から３００μｍ２以上の領域を各試料から任意に２視野ずつ選び、電子線の照射間隔（測定間隔）０．２５μｍの条件で行なった。測定したＥＢＳＤパターンをＴＳＬ社製の解析ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて解析し、ＩＱ値が８００００以下の測定点を抽出して、これを画像処理することで第２相（マルテンサイト）の面積率（％）を算出した。また、ＥＢＳＤパターンの解析によりオーステナイト相と同定されたものを残留オーステナイトと定義し、残留オーステナイトの面積率（％）を求めた。
主相であるベイナイトの平均転位密度は、取得したＥＢＳＤパターンから求めたＫＡＭ値の平均値を用いて求めた。
（２）引張試験
得られた高強度熱延めっき鋼板から引張方向が圧延方向と直角になるようにＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を行ない、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。試験は２回行ない、それぞれの平均値をその鋼板の引張特性値とした。また、ＹＳとＴＳから、式（３）で計算される降伏比（ＹＲ）を算出した。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ （３）
本発明では、引張試験で得られたＹＲが０．９３以下の場合、張出し成形性が良好と評価した。
（３）穴広げ試験
得られた熱延めっき鋼板から、１００ｍｍ角の試験片を採取した。この試験片の中央部に打抜きポンチを１０ｍｍφの平底型として、打抜きクリアランスが１２±１％となる条件で打抜き加工し、ポンチ側から頂角６０°の円錐ポンチを押し上げて穴を広げた。板厚を貫通する明瞭なき裂が発生した時点で円錐ポンチを止め、その時点の穴直径を測定した。穴広げ後の穴径と穴広げ前の穴径の差を穴広げ前の穴径で割り、それに１００を掛けた数字を穴広げ率（λ）とし、伸びフランジ成形性の指標とした。本発明では、穴広げ試験で得られたλが５０％以上の場合を、伸びフランジ成形性が良好と評価した。
（４）めっき性
得られた高強度熱延めっき鋼板のめっき性は、外観検査により目視評価した。表３において、熱延めっき鋼板の全長、全幅でめっき層が形成されていたものを○、一部不めっき部が観察されたものを×と表した。
Figure 0006669319
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Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．０９％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．６０％、
    Ｍｎ：２．２０〜３．６０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０．０５〜０．１８％、
    Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
    Ａｌ：０．００５〜０．４０％及び
    Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＣＳＭ値が３．３〜１２．０を満足する成分組成と、
    面積率で８５％以上のベイナイトと、面積率で２．０％以上１５．０％以下のマルテンサイトとを含む鋼組織と、を有する鋼板と、
    前記鋼板の表面にめっき層又は合金化めっき層と、を備え、
    前記ベイナイトは、平均転位密度が５×１０ １４ 〜５×１０ １５ ｍ −２ である高強度熱延めっき鋼板。
    ＣＳＭ値＝３３．８［％Ｃ］［％Ｍｎ］＋１２．４［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］ （１）
    式（１）における［％Ｃ］、［％Ｍｎ］及び［％Ｓｉ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％及び
    Ｖ：０．００５〜０．０８０％のうち１種以上含有する請求項１に記載の高強度熱延めっき鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０２〜０．１５％、
    Ｍｏ：０．０２〜０．５％、
    Ｃｕ：０．０５〜０．５％及び
    Ｎｉ：０．０５〜１．０％のうち１種以上を含有する請求項１又は２に記載の高強度熱延めっき鋼板。
  4. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００２〜０．０２００％を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度熱延めっき鋼板。
  5. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％及び
    ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１００％のうち１種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度熱延めっき鋼板。
  6. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度熱延めっき鋼板を製造する高強度熱延めっき鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有するスラブを加熱温度１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱した後、８４０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上圧延し、仕上圧延後に２．０ｓ以内に冷却を開始して３５０℃以上６００℃以下の冷却停止温度まで平均冷却速度５０℃／ｓ以上３００℃／ｓ以下で冷却し、３５０℃以上６００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とし、
    前記熱延鋼板を、８００℃以下の焼鈍温度で、５ｓ以上３００ｓ以下の保持時間で保持して焼鈍し、
    前記焼鈍を経た熱延鋼板に、めっき処理を施す、高強度熱延めっき鋼板の製造方法。
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