JP5438302B2 - 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車用鋼板に好適な、高降伏比を示し且つ高伸びを有する９８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板（高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も含む意味である。以下、同じ。）、並びにこの様な高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するために有用な製造方法に関する。
近年、地球環境問題に関する意識の高まりから、各自動車メーカーでは燃費向上を目的として車体の軽量化が進められている。また、乗客の安全性の観点からは自動車の衝突安全基準が強化され、衝撃に対する部材の耐久性も求められている。そのため、最近の車では高強度鋼板の使用比率が一段と上昇しており、なかでも防錆性が要求される車体骨格部材やレインフォース部材では高強度溶融亜鉛めっき鋼板が積極的に適用されている。高強度鋼板の用途拡大に伴い、求められる特性も高まっており、難成形部材では母材の加工性の改善が一層強く求められている。
強度と加工性を兼ね備えたものとして開発された鋼として、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織鋼板（以下、ＤＰ鋼板と呼ぶ場合がある。）がある。例えば特許文献１、２には強度−伸びバランスに優れた高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されている。一方、車体骨格用の高強度鋼板には、加工性とともに衝突時のエネルギー吸収能が要求され、降伏強度つまり降伏比が高いことも重要である。例えば、特許文献３では、析出粒子を利用した高降伏強度で加工性に優れた薄鋼板が開示されている。
しかし、特許文献１や２の技術では、亜鉛めっき後もしくはその後の合金化処理後の冷却でマルテンサイトを生成させており、その際にフェライト中に可動転位が導入されるため、低降伏強度となる。また降伏強度を高めた特許文献３は、ナノレベルの析出粒子を利用しているが、熱延や冷延後に焼鈍する場合には析出粒子を微細に分散することが困難であり、高降伏強度と高延性を両立することは難しい。
また、特許文献４ではスポット溶接性と高降伏比を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されているが、金属組織中にアスペクト比が３以上の展伸した結晶粒を含んでおり組織的に不均一であることから、必ずしも加工性が良いとは言えない。
特開昭５５−１２２８２０号公報 特開２００１−２２０６４１号公報 特開２００２−３２２５３９号公報 特開２００６−２７４３７８号公報
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は引張強度が９８０ＭＰａ以上の、高降伏比を示し且つ伸びに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板とは、Ｃ：０．０５〜０．３％（質量％の意味。化学成分組成について、以下同じ。）、Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１５％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄および不可避不純物であって、金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有する複合組織であるとともに、フェライト組織において、結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さをＬa、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さをＬbとしたとき、０．２≦（Ｌb／Ｌa）≦１．５を満たし、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の円相当径をＤとしたとき、Ｄの平均値が２５μｍ以下であるとともに、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒のうちＤ≦３０μｍを満たす結晶粒が面積率で５０％以上である点に特徴を有する。
また、本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の組織は全組織に対する割合で、フェライトの面積率：５〜８５％、マルテンサイトの面積率：１５〜９０％、残留オーステナイトの面積率：２０％以下であり、フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計：７０％以上であることも好ましい。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は必要に応じて、さらに（ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．３％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれた少なくとも１種、（ｄ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、を含有していてもよい。
本発明における溶融亜鉛めっきは合金化溶融亜鉛めっきであってもよい。
また本発明は、本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法をも包含するものであり、該製造方法は、上記成分組成を満たす冷延鋼板を、昇温速度が下記（１）〜（３）式を満たし、昇温時の最高到達温度が下記（４）式を満たすように昇温し、６００℃から最高到達温度までの温度域での滞在時間が４００秒以下となるように焼鈍することを特徴とするものである。
室温から３５０℃までの昇温速度：ＨＲ１≦９００℃／分 ・・・（１）
３５０℃から７００℃までの昇温速度：ＨＲ２≧６０℃／分 ・・・（２）
７００℃から最高到達温度までの昇温速度：５℃／分≦ＨＲ３≦４２０℃／分 ・・・（３）
Ａｃ1点≦（最高到達温度）≦（ＴｒｅｃまたはＡｃ3点のいずれか低い方の温度） ・・・（４）
但し、Ｔｒｅｃは、
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶのいずれも含有していない場合は、
Ｔｒｅｃ＝−４×（冷延率）＋１０００＋３×（Ｓｉ％）＋１４×（Ｍｎ％）
＋２×（Ｃｒ％）＋１９×（Ｍｏ％）＋３８×（Ｃｕ％）＋２×（Ｎｉ％）
とし、
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶのうち少なくとも一種を含有する場合は、
Ｔｒｅｃ＝−１０×（冷延率）＋１１００＋３×（Ｓｉ％）＋１４×（Ｍｎ％）
＋２×（Ｃｒ％）＋１９×（Ｍｏ％）＋３８×（Ｃｕ％）＋２×（Ｎｉ％）
＋５０００×（Ｔｉ％）＋６２００×（Ｎｂ％）＋４３５０×（Ｖ％）
とする。（（元素名％）は、各元素の含有量（質量％）を表す。）
本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板によれば、結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さＬaと、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さＬbの比（Ｌb／Ｌa）を一定範囲に制御するとともに、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の粒径および粒度分布を適切に制御しているため、高降伏比かつ伸びに優れた９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板を提供することが可能である。
本発明者らは、金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有する複合組織鋼板において、高降伏比であり、且つ伸びに優れた９８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を実現すべく鋭意研究を重ねた。その結果、鋼の成分組成を制御するとともに、（i）結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さＬaと、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さＬbの比（Ｌb／Ｌa）（以下、「粒界頻度」と呼ぶ場合がある。）を所定の範囲内に制御することによって降伏比を向上させることができること、および（ii）結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の円相当径をＤとしたとき、Ｄの平均値が２５μｍ以下となるように小さくし、かつ結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒のうちＤ≦３０μｍを満たす結晶粒が面積率で５０％以上となるように結晶粒の粒度分布（以下、「粒度頻度」と呼ぶ場合がある。）を均一化することにより伸びを向上させることができることを見出し、本発明を完成した。
まず、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成について以下に説明する。
Ｃ：０．０５〜０．３％
Ｃは鋼板の強度を確保するために重要な元素である。また、マルテンサイト組織の生成量や形態に影響を与え、伸びを向上させる作用を有する。そこでＣ量を０．０５％以上と定めた。Ｃ量は好ましくは０．０６％以上であり、より好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると溶接性が低下する。そこでＣ量を０．３％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２％以下である。
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは伸びを低下させることなく固溶強化により鋼板の強度向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるために、好ましいＳｉ量は０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると強度が高くなりすぎて圧延負荷が増大し、また熱間圧延時にスケールが発生して鋼板の表面性状を悪化させる。そこでＳｉ量を３．０％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
Ｍｎ：１．５〜３．５％
Ｍｎは鋼板の強度を確保するために重要な元素である。そこでＭｎ量を１．５％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．７％以上であり、より好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると伸びが劣化するため、Ｍｎ量を３．５％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは３．２％以下であり、より好ましくは３．０％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．１５％
Ａｌは脱酸作用を有する元素である。そこでＡｌ量を０．００５％以上と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になるとコストアップを招くため、０．１５％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０７％以下である。
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐは過剰になると溶接性が劣化する。そこでＰ量を０．１％以下と定めた。Ｐ量は好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｓは過剰になると硫化物系介在物が増大して鋼板の強度が劣化する。そこでＳ量を０．０５％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００７％以下である。
本発明に用いる鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは、当然に許容される。不可避不純物としては、例えば、ＮやＯ、トランプ元素（Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉなど）などが挙げられる。Ｎは窒化物として析出し鋼の強度を向上させる元素であるが、Ｎが過剰に存在すると窒化物も過剰となり伸びの低下を引き起こすので、０．０１％以下とすることが好ましい。またＯについても過剰になると伸びの低下を引き起こすので０．０１％以下とすることが好ましい。
さらに本発明に用いる鋼は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していても良い。
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｃｒは鋼の焼入性を高め、高強度化に有効な元素である。特に後述するＭｏと比較して中間段階変態組織であるベイナイト組織の形成を抑制する効果が顕著であり、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織鋼板を得るのに有効な元素である。このような効果を発揮させるためＣｒ量は０．０４％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になると延性が低下する。そこでＣｒ量を１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量はより好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｍｏは鋼の焼入性を高め、高強度化に有効な元素である。このような効果を発揮させるためにＭｏ量は０．０４％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になると延性が低下し、またコストも高くなる。そこでＭｏ量を１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．３％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれた少なくとも１種
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖはいずれも炭化物や窒化物等の析出物を形成して鋼の強度を向上させるとともに、再結晶を抑制する作用を有する。つまり加工組織を残存させることができ、粒界頻度（Ｌb／Ｌa）を高めて高降伏強度を達成することができる。Ｔｉ量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。Ｎｂ量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。またＶ量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。一方、これらの元素が過剰になり、粒界頻度（Ｌb／Ｌa）が高くなりすぎると伸びの低下を招く。そこで、Ｔｉ量を０．２％以下、Ｎｂ量を０．３％以下、Ｖ量を０．２％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量はより好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。Ｎｂ量はより好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｖ量はより好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１３％以下である。
Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）
Ｃｕ、Ｎｉは鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃｕ量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。またＮｉ量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。一方、ＣｕやＮｉが過剰となると熱間加工性が低下してしまう。そこでＣｕ量を３％以下、Ｎｉ量を３％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量はより好ましくは２％以下、さらに好ましくは１％以下である。Ｎｉ量はより好ましくは２％以下、さらに好ましくは１％以下である。
Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）
ＢはＣｒ、Ｍｏと同様に、鋼の焼入性を高め、高強度化に有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｂ量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｂ量が過剰になるとホウ化物の生成が顕著となり、延性が低下する。そこでＢ量を０．０１％以下とすることが好ましい。Ｂ量はより好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは介在物の形態制御、特に微細分散化に寄与する元素である。このような効果を発揮するため、Ｃａ量は好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。またＭｇ量は好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上であり、ＲＥＭ量は好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。一方、これらの元素が過剰になると鋳造性や熱間加工性を低下させたり、延性を低下させる。そこでＣａ量を０．０１％以下、Ｍｇ量を０．０１％以下、ＲＥＭ量を０．００５％以下とすることが好ましい。Ｃａ量はより好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。またＭｇ量はより好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。ＲＥＭ量はより好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織は、フェライトとマルテンサイトを含有する複合組織鋼板において、結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さＬaと、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さＬbの比（Ｌb／Ｌa）を０．２≦（Ｌb／Ｌa）≦１．５の範囲内に制御することによって、結晶方位差が１０°未満の粒界を一定比率以上確保して降伏強度の向上、すなわち降伏比を向上させたところに第一の特徴を有する。さらに、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の円相当径をＤとしたとき、Ｄの平均値が２５μｍ以下となるように小さくし、かつ結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒のうちＤ≦３０μｍを満たす結晶粒が面積率で５０％以上となるように結晶粒の粒度分布を均一化することによって伸びを向上させたところに第二の特徴を有する。以下、順を追って説明する。
本発明において、結晶方位差を１０°で区切るのは、結晶方位差が１０°未満の粒界と、結晶方位差が１０°以上の粒界とでは機械的性質（降伏比、引張強度、伸び）に対する影響が異なるからである。
まず結晶方位差が１０°未満の粒界は、焼鈍前の冷延工程で加工組織が導入され、その後の焼鈍工程で転位組織の回復によりサブグレイン化が生じることによって形成される。このような結晶方位差が１０°未満の粒界は、低降伏強度化の原因となるフェライト中の可動転位の動きを抑制することができ、降伏強度を向上させ高降伏比とすることができる。このような効果を十分に発揮させるため、結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さをＬa、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さをＬbとしたとき、ＬaとＬbの比（Ｌb／Ｌa）を０．２以上と定めた。結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さ（Ｌa）と結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さ（Ｌb）の比は、一つのフェライト粒において可動転位の動きを抑制することのできる境界の割合を表しており、可動転位の抑制効果と降伏比との間に相関関係を見出したところに本発明の意義を有している。なお、本発明では弾性領域で転位の動きを止めることによって降伏強度を高めているので、その後の塑性領域における加工硬化の挙動には大きな影響を与えることはない。したがって、複合組織鋼板の優れた引張強度および伸び特性を維持しつつ、降伏強度を高めることができる。（Ｌb／Ｌa）は好ましくは０．２５以上であり、より好ましくは０．３０以上である。一方、（Ｌb／Ｌa）が大きくなりすぎる、つまり加工組織が残存しすぎると伸びが低下する。そこで、（Ｌb／Ｌa）を１．５以下と定めた。（Ｌb／Ｌa）は好ましくは１．４以下であり、より好ましくは１．３以下である。
次に、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれた結晶粒は鋼板の伸び特性に大きな影響を及ぼす。すなわち、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれた結晶粒が粗大になると、局所変形の際に応力集中が顕著となり、局所伸びの低下により全伸びも低下する。そこで、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の円相当径をＤとした時、Ｄの平均値が２５μｍ以下であると定めた。Ｄの平均値は好ましくは２０μｍ以下であり、より好ましくは１５μｍ以下である。Ｄの平均値の下限は特に限定されないが、例えば０．５μｍ程度であってもよい。
また、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の粒度分布について、粒度分布が不均一であると伸び（ＥＬ）が劣化する。そこで結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒のうちＤ≦３０μｍを満たす結晶粒が面積率で５０％以上であると定め、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上であると良い。
結晶方位差が１０°以上である境界の単位面積あたりの長さと、結晶方位差が１０°未満である境界の単位面積当たりの長さは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）−ＥＢＳＰ（電子後方散乱）法により結晶解析を行うことによって求めることができる。ＥＢＳＰ法では１μｍ以下のステップで５０μｍ×５０μｍ以上の範囲を３視野以上測定し、ＣＩ値≧０．１で結晶方位解析を実施すれば、粒界頻度（Ｌb／Ｌa）およびフェライト粒の認識を行うことができる。また結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の平均粒径は、切断法、求積法、比較法など、通常の方法により求めることができる。さらに粒度分布については、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒のうち粒径が３０μｍ以下のものの面積割合を求めた。
本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織は、フェライトとマルテンサイトを含有する複合組織鋼板であり、全組織に対してフェライトとマルテンサイトは合計で６５面積％以上であることが好ましい。本発明におけるフェライトはポリゴナルフェライトを意味する。また本発明におけるマルテンサイトは焼入マルテンサイトを意味し、冷却中に自己焼戻されたマルテンサイトは含む意味であるが、２００℃以上で焼戻された焼戻マルテンサイトは含まない。
本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライトとマルテンサイトのみから成っていてもよいが、延性の向上を狙って残留オーステナイトを含有してもよい。フェライトは延性を向上させる効果がある一方、過剰になると強度の低下を招く。マルテンサイトは強度を向上させる効果がある一方、過剰になると延性の低下を招く。また残留オーステナイトは延性を向上させる効果がある一方、過剰になると伸びフランジ性の低下を招くとともに残留オーステナイト中の炭素濃度が減少することによって伸びが低下する。従ってフェライトとマルテンサイト、及び残留オーステナイトの分率は、要求される強度と延性のバランスに応じて、フェライトの面積率：５〜８５％、マルテンサイトの面積率：１５〜９０％、残留オーステナイトの面積率：２０％以下の範囲から適宜調整することが好ましく、延性を高める観点からはフェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率：７０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率は７５％以上である。
また本発明において、フェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの他、本発明の効果を阻害しない範囲内でベイナイト、パーライトを含有していてもよい。ベイナイトおよびパーライトの含有率は合計で３０面積％以下とすることが好ましい。
鋼板の金属組織は、鋼板の圧延方向に垂直な断面におけるｔ／４位置（ｔ：板厚）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で観察することにより、フェライトとマルテンサイトを判別することができる。また、残留オーステナイトについては、飽和磁化法（Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報 Ｖｏｌ．５２ Ｎｏ．３）により体積率を測定し、面積率に換算することによって求めることができる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには、特に冷延後の焼鈍工程において昇温速度、最高到達温度、および所定の温度域での滞在時間を制御することが有効である。具体的には、上記成分組成の冷延鋼板を、昇温速度が下記（１）〜（３）式を満たし、昇温時の最高到達温度が下記（４）式を満たすように昇温し、６００℃から最高到達温度までの温度域での滞在時間が４００秒以下となるように焼鈍することによって、本発明鋼板を製造することができる。以下、製造条件について詳述する。
まず昇温は、室温から３５０℃まで、３５０℃から７００℃まで、７００℃から最高到達温度までの３つの温度領域に区分して、昇温速度が下記（１）〜（３）式を満たすようにし、最高到達温度は下記（４）式を満たすように昇温する。
室温から３５０℃までの昇温速度：ＨＲ１≦９００℃／分 ・・・（１）
室温から３５０℃までの昇温では加工されたフェライト組織中の残留歪みを開放し、後述の組織の回復挙動を通じて良好な伸び（ＥＬ）を確保することができる。つまりＨＲ１が９００℃／分を超えると、後述する３５０℃から７００℃までの昇温時に加工組織の回復が顕著となり、結晶方位差が１０°未満の粒界の割合が小さくなって降伏強度が低下する。従ってＨＲ１の上限を９００℃／分と定めた。ＨＲ１は好ましくは７５０℃／分以下であり、より好ましくは６００℃／分以下である。ＨＲ１の下限は特に限定されないが、例えば１℃／分程度であってもよい。
３５０℃から７００℃までの昇温速度：ＨＲ２≧６０℃／分 ・・・（２）
３５０℃から７００℃までの昇温速度は加工組織の回復挙動に大きな影響を与える。ＨＲ２が６０℃／分未満となると、加工組織の回復が顕著となり結晶方位差が１０°未満の粒界の割合が小さくなって降伏強度が低下する。そこでＨＲ２を６０℃／分以上と定めた。ＨＲ２は好ましくは９０℃／分以上、より好ましくは１２０℃／分以上である。一方、ＨＲ２が速くなりすぎて加工組織の回復が起こり難いと、７００℃から最高到達温度での再結晶が促進されるため、結果的に焼鈍後の組織として結晶方位差が１０°未満の粒界を含まないこともありその場合、降伏強度が低下してしまう。従ってＨＲ２は１５００℃／分以下とすることが好ましい。
７００℃から最高到達温度までの昇温速度：５℃／分≦ＨＲ３≦４２０℃／分 ・・・（３）
７００℃から最高到達温度までの温度域は、加工組織からオーステナイトが逆変態する温度域であり、該温度域での昇温速度は組織分率を確保して良好な伸び（ＥＬ）を実現する上で重要である。ＨＲ３が５℃／分を下回ると、逆変態の進行より組織の回復が顕著となるか、もしくは再結晶が生じて結晶方位差が１０°より小さい境界の割合が小さくなる。そこでＨＲ３を５℃／分以上と定めた。ＨＲ３は好ましくは７℃／分以上であり、より好ましくは１０℃／分以上である。一方、ＨＲ３が４２０℃／分を超えると回復があまり起こらず、結晶方位差が１０°より小さい境界が多く残ってしまい、伸びが劣化する。そこでＨＲ３を４２０℃／分以下と定めた。ＨＲ３は好ましくは４００℃／分以下であり、より好ましくは３５０℃／分以下である。
Ａｃ 1 点≦（最高到達温度）≦（Ｔ ｒｅｃ またはＡｃ 3 点のいずれか低い方の温度）・・・（４）
Ａｃ1点はオーステナイトへの逆変態が起こる下限の温度であり、最高到達温度がＡｃ1点を下回るとオーステナイトへの逆変態が起こらないため、ＤＰ組織を得ることができず、優れた伸びを確保することができない。最高到達温度の下限は、好ましくはＡｃ1点＋２０℃、より好ましくはＡｃ1点＋５０℃である。なお、Ａｃ1点は下記式により算出される。下記式中、（元素名％）は各元素の含有量（質量％）を表すものとする（以下、同じ。）。
Ａｃ1＝７２３＋２９．１×（Ｓｉ％）−１０．７×（Ｍｎ％）+１６．９×（Ｃｒ％）−１６．９×（Ｎｉ％）
最高到達温度は上限を、加工組織の再結晶が起こらない温度（Ｔｒｅｃ）またはオーステナイト単相になる下限温度（Ａｃ3点）のいずれか低い方とする。
まず最高到達温度がＴｒｅｃを上回ると加工組織が再結晶し、所望の組織が得られなくなり、伸びは優れるものの高降伏強度を達成することができないか、または高降伏強度を達成できるものの伸びに劣るものとなる。
ここでＴｒｅｃは冷延率に大きく影響を受ける。つまり、冷延率が大きいほど歪エネルギーが蓄積され、再結晶の駆動力が大きくなるため再結晶開始温度は低くなる。さらにＴｒｅｃは合金元素の添加により上昇し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの添加によって上昇し、特にＴｉ、Ｎｂ、Ｖを添加するとＴｒｅｃの上昇が顕著となる。下記のＴｒｅｃを算出する式は、再結晶温度に影響する元素と冷延率を、それぞれの寄与率に応じた係数を乗じて加算したものである。なお、冷延率に乗じる係数について、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの少なくとも一種を含有する場合は、これら元素による析出物もしくは固溶元素の影響を受けるため、（i）冷延により導入される歪量が増大すること、また（ii）再結晶が生じるための臨界冷延率の感受性が高くなること等の理由から、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶのいずれも含有しない場合と該係数が異なっている。
具体的には、Ｔｒｅｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶのいずれも含有していない場合は、下記式により算出される。
Ｔｒｅｃ＝−４×（冷延率）＋１０００＋３×（Ｓｉ％）＋１４×（Ｍｎ％）
＋２×（Ｃｒ％）＋１９×（Ｍｏ％）＋３８×（Ｃｕ％）＋２×（Ｎｉ％）
また、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶのうち少なくとも一種を含有する場合は、
Ｔｒｅｃ＝−１０×（冷延率）＋１１００＋３×（Ｓｉ％）＋１４×（Ｍｎ％）
＋２×（Ｃｒ％）＋１９×（Ｍｏ％）＋３８×（Ｃｕ％）＋２×（Ｎｉ％）
＋５０００×（Ｔｉ％）＋６２００×（Ｎｂ％）＋４３５０×（Ｖ％）
により算出される。
次に最高到達温度がＡｃ3点を上回ると加工組織が残存したフェライトが全てオーステナイトに変態してしまうため、所望の組織を得ることができない。なおＡｃ3点は下記式により算出される。
Ａｃ3＝９１０−２０３×（Ｃ％）1/2＋４４．７×（Ｓｉ％）−３０×（Ｍｎ％）
−１１×（Ｃｒ％）＋３１．５×（Ｍｏ％）−２０×（Ｃｕ％）−１５．２×（Ｎｉ％）
＋４００×（Ｔｉ％）＋１０４×（Ｖ％）＋７００×（Ｐ％）＋４００×（Ａｌ％）
そこで最高到達温度はＴｒｅｃまたはＡｃ3点のいずれか低い方の温度とした。好ましい上限温度は（Ｔｒｅｃ−５℃）または（Ａｃ3点−５℃）のいずれか低い方の温度であり、より好ましくは（Ｔｒｅｃ−１０℃）または（Ａｃ3点−１０℃）のいずれか低い方の温度である。
６００℃から最高到達温度までの温度域での滞在時間が４００秒以下
６００℃から最高到達温度までの温度域での滞在時間とは、６００℃から最高到達温度への昇温に要する時間と、最高到達温度で保持する時間を合わせた時間を意味する。前記滞在時間は、加工組織の回復、再結晶挙動と相変態挙動を適切に制御する上で重要である。該温度域での時間が４００秒を超えると、フェライトからオーステナイトへの逆変態の進行に対して、加工組織の回復が顕著となるか、もしくは再結晶が生じて結晶方位差が１０°未満の粒界の割合が少なくなる。従って６００℃から最高到達温度までの温度域での滞在時間を４００秒以下と定めた。前記滞在時間は好ましくは３５０秒以下であり、より好ましくは３００秒以下である。該温度域での時間の下限は特に限定されないが例えば３０秒程度であってもよい。
上記以外の製造条件については常法に従って行えばよく、特に限定されないが、熱間圧延については例えば８００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、７００℃以下で巻き取りを行っても良い。熱間圧延後は必要に応じて酸洗し、例えば１０〜７０％程度の冷延率で冷間圧延を行えばよい。また、焼鈍後の溶融亜鉛めっき工程または合金化溶融亜鉛めっき工程は本発明鋼板の組織に何ら影響を与えるものではなく、それらの条件は特に限定されないが、例えば、前記焼鈍後１℃／秒以上の平均冷却速度でめっき浴温度（例えば４４０〜４８０℃）まで冷却して溶融亜鉛めっきを施し、３℃／秒以上の平均冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。また合金化を行う場合は、前記溶融亜鉛めっきの後５００〜７５０℃程度の温度まで加熱後、２０秒程度合金化を行い、３℃／秒以上の平均冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表１、２に示す化学組成の鋼を通常の溶製方法に従って転炉で溶製し、連続鋳造してスラブとした（スラブ厚：２３０ｍｍ）。該スラブを１２５０℃に加熱した後、仕上温度９００℃、累積圧下率９９％で熱間圧延し、ついで平均冷却速度５０℃／秒で冷却した後、５００℃で巻取り、熱延鋼板を得た（板厚：２．５ｍｍ）。さらに得られた熱延鋼板を酸洗した後、表３、４に示す冷延率で冷間圧延し、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板を、連続式溶融亜鉛めっきラインにて、表３、４に示す昇温速度、最高到達温度、及び滞在時間で焼鈍し、めっきを行った。表中、「ＧＩ」は溶融亜鉛めっきを表し、前記焼鈍後、５℃／秒の平均冷却速度でめっき浴温度（４６０℃）まで冷却し、めっき後は３℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却した。また「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっきを表し、焼鈍後、５℃／秒の平均冷却速度でめっき浴温度（４６０℃）まで冷却し、５５０℃まで加熱して合金化し、その後３℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却した。なお、表１、２中のＲＥＭは、Ｌａを５０％程度とＣｅを３０％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。
Figure 0005438302
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金属組織の観察
フェライトおよびマルテンサイト組織については、上記で得られた鋼板の圧延方向に垂直な断面のｔ／４位置（ｔ：板厚）において、任意の測定領域（約５０μｍ×５０μｍ）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により倍率３０００倍で観察した。観察は５視野について行い、点算法によって測定した面積率の算術平均を求めた。また残留オーステナイトについては、飽和磁化法により体積率を測定し、面積率に換算した（Ｒ＆Ｄ 神戸製鋼技報 Ｖｏｌ．５２ Ｎｏ．３）。
引張強度の測定
鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から、ＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＰ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。これらの値から、降伏比（ＹＲ）およびＴＳ×ＥＬを算出した。ＴＳは９８０ＭＰａ以上を合格とし、ＹＲは６０％以上を合格とした。またＥＬについては、強度レベルに応じて、９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの時はＥＬ≧１４％、１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１２７０ＭＰａの時はＥＬ≧１２％、１２７０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３７０ＭＰａの時はＥＬ≧１１％を合格とした。
粒界頻度の測定
結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さと、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さは、鋼板の幅方向に垂直な断面のｔ／４位置付近（ｔ：板厚）を、前述のようにＳＥＭ−ＥＢＳＰ（走査型電子顕微鏡電子後方散乱）法によって結晶方位解析を行い算出した。ＥＢＳＰ法では、０．１μｍステップで５０μｍ×５０μｍの範囲を３視野測定し、ＣＩ値≧０．１以上で結晶方位解析を実施した。
結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の平均粒径および粒度頻度の測定
結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の平均粒径は、鋼板の幅方向に垂直な断面のｔ／４位置付近（ｔ：板厚）を求積法によって求めた（測定領域：２００μｍ×２００μｍ）。さらに粒度分布についても同じ視野において、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒のうち粒径が３０μｍ以下のものの面積割合を求めた。測定は５視野について行い、前記粒径および粒度頻度のそれぞれについて算術平均を求めた。
結果を図１〜３、および表５、６に示す。
Figure 0005438302
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成分組成が本発明で規定する範囲を外れる鋼種２８〜３１を用いた例では、引張強度または伸びにおいて劣った結果となっている。具体的には、Ｎｏ．２８−１はＣ量が少ない例であり、強度が低くなっている。Ｎｏ．２９−１はＳｉ量が多い例であり、Ａｃ1点が高くなることによってフェライト分率が高くなり伸びは良好なものの、十分な強度が得られていない。Ｎｏ．３０−１はＭｎ量が少ない例であり、十分な焼入れ性が確保できないためマルテンサイト分率が低くなり、強度が低くなっている。Ｎｏ．３１−１はＣｒ量が多い例であり、強度は良好なものの、伸びが低くなっている。
また、Ｎｏ．１−２、３−２、１１−２、１６−３、１７−３、２０−２は、冷延率と鋼中成分のバランスからＴｒｅｃが低くなった例である。その結果、最高到達温度がＴｒｅｃを超えてしまい、粒界頻度、平均フェライト粒径、または粒度頻度が本発明範囲を外れることとなり、強度、降伏比、または伸びが低くなっている。
Ｎｏ．２−２はＨＲ２が遅くなった例であり、粒界頻度が低くなったため降伏比が低くなっている。
Ｎｏ．２−３は最高到達温度がＡｃ1点より低かったためオーステナイトへの逆変態が起こらず、ＤＰ組織を得ることができなかった例である。
Ｎｏ．１１−３は６００℃から最高到達温度までの温度域での滞在時間が長かったため、加工組織の回復が顕著となり、粒界頻度が低くなった例であり、降伏比が低くなっている。
Ｎｏ．４−２と２６−２はＨＲ３が高かったため回復があまり起こらず、結晶方位差が１０°未満の境界が多く残存し、伸びが劣化してしまった例である。
本実施例で用いた鋼板について、粒界頻度と降伏比の関係を図１に示し、粒界頻度とＴＳ×ＥＬの関係を図２に示し、降伏比とＴＳ×ＥＬの関係を図３に示す。
図１より粒界頻度（Ｌb／Ｌa）が高くなるにしたがって降伏比が上昇していることがわかる。また図２より粒界頻度（Ｌb／Ｌa）が一定以上に高くなると伸び（ＥＬ）が低下することがわかる。さらに図３より明らかなように、本発明鋼板は、比較鋼板に比べて同じＹＲでも高いＴＳ×ＥＬを示しており、また本発明鋼板の中でもＴｉ、Ｎｂ、およびＶのうち少なくとも１種以上を含有する鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶのいずれも含まない鋼板に比較してＹＲとＴＳ×ＥＬのバランスが良好である。これはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの添加により、Ｔｒｅｃが上昇し粒界頻度（Ｌb／Ｌa）が高くなることに起因すると考えられる。
本発明鋼板は、高降伏比を示し且つ高伸びを有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板であり、その用途としては自動車のフロントやリア部サイドメンバやクラッシュボックスなど正突部品をはじめ、センターピラーＲＦなどのピラー類、ルーフレールＲＦ、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーＲＦやドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品などが考えられる。
粒界頻度（Ｌb／Ｌa）と降伏比（ＹＲ）の関係を示したグラフである。 粒界頻度（Ｌb／Ｌa）とＴＳ×ＥＬの関係を示したグラフである。 降伏比（ＹＲ）とＴＳ×ＥＬの関係を示したグラフである。

Claims (8)

  1. Ｃ ：０．０５〜０．３％（質量％の意味。化学成分組成について、以下同じ。）、
    Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
    Ｍｎ：１．５〜３．５％、
    Ａｌ：０．００５〜０．１５％、
    Ｐ ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）
    を含有し、残部は鉄および不可避不純物であって、
    金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有する複合組織であるとともに、
    全組織に対する割合で、
    フェライトの面積率：５〜８５％、
    マルテンサイトの面積率：１５〜９０％、
    残留オーステナイトの面積率：２０％以下であり、
    フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計：７０％以上であり、
    フェライト組織において、結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さをＬa、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さをＬbとしたとき、
    ０．２≦（Ｌb／Ｌa）≦１．５を満たし、
    結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の円相当径をＤとしたとき、Ｄの平均値が２５μｍ以下であるとともに、
    結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒のうちＤ≦３０μｍを満たす結晶粒が面積率で５０％以上であることを特徴とする、引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. さらに、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. さらに、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. さらに、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれた少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. さらに、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. さらに、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. さらに、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  8. 請求項１〜７のいずれかに記載の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    冷延鋼板を、昇温速度が下記（１）〜（３）式を満たし、昇温時の最高到達温度が下記（４）式を満たすように昇温し、
    ６００℃から最高到達温度までの温度域での滞在時間が４００秒以下となるように焼鈍することを特徴とする高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    室温から３５０℃までの昇温速度：ＨＲ１≦９００℃／分 ・・・（１）
    ３５０℃から７００℃までの昇温速度：ＨＲ２≧６０℃／分 ・・・（２）
    ７００℃から最高到達温度までの昇温速度：５℃／分≦ＨＲ３≦４２０℃／分 ・・・（３）
    Ａｃ1点≦（最高到達温度）≦（ＴrecまたはＡｃ3点のいずれか低い方の温度） ・・・（４）
    但し、Ｔrecは、
    ＴｉおよびＶのいずれも含有していない場合は、
    Ｔrec＝−４×（冷延率）＋１０００＋３×（Ｓｉ％）＋１４×（Ｍｎ％）＋２×（Ｃｒ％）＋１９×（Ｍｏ％）＋３８×（Ｃｕ％）＋２×（Ｎｉ％）
    とし、
    ＴｉおよびＶのうち少なくとも一種を含有する場合は、
    Ｔrec＝−１０×（冷延率）＋１１００＋３×（Ｓｉ％）＋１４×（Ｍｎ％）＋２×（Ｃｒ％）＋１９×（Ｍｏ％）＋３８×（Ｃｕ％）＋２×（Ｎｉ％）＋５０００×（Ｔｉ％）＋４３５０×（Ｖ％）
    とする。
    （（元素名％）は、各元素の含有量（質量％）を表す。）
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