JP2009144225A - 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】780MPa以上の引張強度TSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.8〜2.5%、Mn:1.0〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%、Nb:0.005〜0.05%、Cr:0.1〜2.0%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、50%以上のフェライト相と10%以上のマルテンサイト相を含み、前記フェライト相に占める粒径が15μm以下で、かつアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の面積率が70%以上であり、前記マルテンサイト相の平均粒径が10μm以下であるミクロ組織を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、特に、780MPa以上の引張強度TSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性などの延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。

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改善を目的として、TSが780MPa以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。特に、最近では、980MPa級、1180MPa級のTSを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。

しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の穴拡げ性や曲げ性などの延性の低下を招き、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。

このような要望に対して、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.4〜2.0%、Mn:1.5〜3.0%、B:0.0005〜0.005%、P≦0.1%、4N<Ti≦0.05%、Nb≦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板表層に合金化亜鉛めっき層を有し、合金化溶融亜鉛めっき層中のFe%が5〜25%であり、かつ鋼板の組織がフェライト相とマルテンサイト相の混合組織であるTS800MPa以上の成形性およびめっき密着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。特許文献2には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:1.5〜2.8%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn%)/(C%)≧15かつ(Si%)/(C%)≧4を満たし、フェライト相中に体積率で3〜20%のマルテンサイト相と残留オーステナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献3には、質量%で、C:0.04〜0.14%、Si:0.4〜2.2%、Mn:1.2〜2.4%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Al:0.002〜0.5％、Ti:0.005〜0.1%、N:0.006%以下を含有し、さらに(Ti%)/(S%)≧5を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の体積率が合計で6%以上で、かつマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびベイナイト相の硬質相組織の体積率α%としたとき、α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}である穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板が提案されている。特許文献4には、質量%で、C:0.001〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.01〜3%、Al:0.001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量%で、Al:0.001〜0.5％、Mn:0.001〜2%を含有し、残部Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のSi含有率:X質量%、鋼のMn含有率:Y質量%、鋼のAl含有率:Z質量%、めっき層のAl含有率:A質量%、めっき層のMn含有率:B質量%が、0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97%のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30%のオーステナイト相および/またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特開平9-13147号公報 特開平11-279691号公報 特開2002-69574号公報 特開2003-55751号公報

しかしながら、特許文献1〜4に記載された高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、必ずしも優れた穴拡げ性や曲げ性が得られない。

本発明は、780MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、780MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。

i) フェライト相とマルテンサイト相が均一、微細に分散した複合組織とし、かつフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を著しく大きくしないことが、穴拡げ性や曲げ性などの延性を向上させる上で効果的である。

ii) 成分組成を適正化した上で、面積率で、50%以上のフェライト相と10%以上のマルテンサイト相を含み、フェライト相に占める粒径が15μm以下で、かつアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の面積率が70%以上であり、マルテンサイト相の平均粒径が10μm以下であるミクロ組織とすることにより、780MPa以上のTSおよび優れた穴拡げ性や曲げ性を達成できる。

iii) こうしたミクロ組織は、焼鈍時に、5℃/s以上の平均加熱速度でAc₁変態点以上の温度域に加熱し、(Ac₁変態点+50)〜(Ac₃変態点+25)℃の温度域で10〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却し、その後、溶融亜鉛めっきを施すことによって得られる。

本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.8〜2.5%、Mn:1.0〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%、Nb:0.005〜0.05%、Cr:0.1〜2.0%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、50%以上のフェライト相と10%以上のマルテンサイト相を含み、前記フェライト相に占める粒径が15μm以下で、かつアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の面積率が70%以上であり、前記マルテンサイト相の平均粒径が10μm以下であるミクロ組織を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Ti:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%から選ばれる少なくとも1種の元素や、B:0.0003〜0.003%が含有されることが好ましい。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc₁変態点以上の温度域に加熱し、(Ac₁変態点+50)〜(Ac₃変態点+25)℃の温度域で10〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、焼鈍時の冷却後、350〜550℃の温度域で20〜150sの熱処理を施した後に溶融亜鉛めっきを施すことが好ましい。さらに、溶融亜鉛めっきした後に、450〜550℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することもできる。

本発明により、780MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。

以下に、本発明の詳細を説明する。なお、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。

1)成分組成
C:0.03〜0.15%
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、マルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0.03%未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難になるとともに、マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0.15%を超えると、溶接性が劣化するともに、偏析層の形成により成形性の低下を招く。したがって、C量は0.03〜0.15%とする。

Si:0.8〜2.5%
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時に、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相からオーステナイト相へ固溶Cを排出してフェライト相を清浄化し、延性を向上させると同時に、オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な溶融亜鉛めっきラインでもマルテンサイト相を生成し、複合組織化を容易にする。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化を促進して延性を高めるとともに、歪が集中する部位での歪伝搬性を改善して曲げ性を向上させる。さらに、Siは、フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の発生を抑制して局部変形能を改善して穴拡げ性の向上に寄与する。こうした効果を得るには、Si量を0.8%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0.8〜2.5%とする。

Mn:1.0〜3.0%
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効であるとともに、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mn量を1.0%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えると、成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1.0〜3.0%とする。

P:0.001〜0.05%
Pは、所望の強度に応じて添加できる元素であり、また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.05%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0.001〜0.05%とする。

S:0.0001〜0.01%
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その量は0.01%以下、好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.001%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S量は0.0001〜0.01%、好ましくは0.0001〜0.003%、より好ましくは0.0001〜0.001%とする。

Al:0.001〜0.1%
Alは、フェライトを生成させ、強度-延性バランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.001%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。

N:0.0005〜0.01%
Nは、室温時効により材質を劣化させる元素である。特に、N量が0.01%を超えると、その程度が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N量は0.0005〜0.01%とする。

Nb:0.005〜0.05%
Nbは、Si同様、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍の加熱時に再結晶を抑制するため、未再結晶状態でのオーステナト変態が促進され、続く均熱時にオーステナイト相が極めて微細に分散し、その後の冷却時にフェライト相とマルテンサイト相が均一、微細に分散した複合組織が形成される。この均一、微細な複合組織は、塑性変形時に生じた亀裂の伝播を抑制して局部変形能を高め、穴拡げ性を向上させると同時に、歪の伝播性を高めて曲げ性を向上させる。こうした効果を得るには、Nb量を0.005%以上にする必要がある。一方、Nb量が0.05%を超えると、フェライト相を析出強化する作用が大きくなり、延性の低下を招く。したがって、Nb量は0.005〜0.05%とする。

Cr:0.1〜2.0%
Crは、SiやNb同様、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍の均熱時にフェライト相からオーステナイト相へのCの分配を促進し、オーステナイト相の安定化を図り、フェライト相とマルテンサイト相からなる複合組織化を容易にするとともに、その後の冷却時にパーライト相やベイナイト相の生成を著しく遅延させる。また、Crは、冷却後のめっき処理やその合金化処理でマルテンサイト相を軟質化させ、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の発生を抑制して局部変形能を改善し、穴拡げ性の向上に寄与する。特に、上記したNb添加によって形成された均一、微細な複合組織による亀裂伝播の抑制効果と重畳させることにより、穴拡げ性の著しい改善を図れる。こうした効果を得るには、Cr量を0.1%以上にする必要がある。一方、Cr量が2.0%を超えると、Cr炭化物が過剰に生成し、延性の低下を招く。したがって、Cr量は0.1〜2.0%とする。

残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Ti:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%から選ばれる少なくとも1種の元素や、B:0.0003〜0.003%が含有されることが好ましい。

Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%
Mo、Niは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mo量、Ni量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Mo量が1.0%、Ni量が2.0%を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0.01〜1.0%、Ni量は0.01〜2.0%とする。

Ti:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%
TiとVは、C、S、Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。こうした効果を得るには、Ti量、V量をそれぞれ0.005%以上にする必要がある。一方、Ti量、V量がそれぞれ0.1%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量とV量はそれぞれ0.005〜0.1%とする。

B:0.0003〜0.003%
Bは、オーステナイト粒界からフェライトの生成を抑制して焼入れ性を向上させる元素であり、複合組織化を促進にする。こうした効果を得るには、B量を0.0003%以上にする必要がある。一方、B量が0.003%を超えると、延性の低下を招く。したがって、B量は0.0003〜0.003%とする。

2)ミクロ組織
フェライト相の面積率:50%以上
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、延性に富む軟質なフェライト相中に、主として硬質なマルテンサイト相を均一、微細に分散させた複合組織からなるが、十分な延性を確保するには、面積率で50%以上のフェライト相が必要である。

フェライト相に占める粒径が15μm以下、アスペクト比が2.0以下のフェライト粒の面積率:70%以上
上記のフェライト相の面積率を確保しても、上記したように、フェライト相とマルテンサイト相が均一、微細に分散していないと、亀裂の伝播を抑制したり、歪の伝播性を高めてその局所集中を抑制することにより穴拡げ性や曲げ性を向上させる効果が低減される。そのため、フェライト相の結晶粒を微細にする必要がある。また、結晶粒が展伸すると、亀裂の伝播が助長され、穴拡げ性が低下するため、そのアスペクト比を小さくする必要がある。優れた穴拡げ性や曲げ性を得るには、フェライト相に占める粒径が15μm以下、アスペクト比が2.0以下のフェライト粒の面積率を70%以上にする必要がある。

マルテンサイト相の面積率:10%以上、マルテンサイト相の平均粒径:10μm以下
780MPa以上のTSを確保するには、マルテンサイト相の面積率を10%以上にする必要がある。また、上記したように、マルテンサイト相がフェライト相中に均一、微細に分散すると、マルテンサイト相とフェライト相の界面で発生する亀裂のサイズが微小になり、その発生頻度も抑制されるとともに、マルテンサイト相自体が亀裂の伝播に対する障害となり、穴拡げ性などの延性が向上する。さらに、均一、微細に分散したマルテンサイト相は、転位の発生源となり、歪の伝播性を高めて曲げ性の向上にも寄与する。このような効果を得るには、マルテンサイト相の平均粒径を10μm以下にする必要がある。

なお、フェライト相とマルテンサイト相以外に、残留オーステナイト相、パーライト相、ベイナイト相を合計の面積率で20%以下の範囲で含んでも、本発明の効果が損なわれることはない。

ここで、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことであり、粒径が15μm以下で、かつアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の面積率とは、フェライト相の面積に占める粒径が15μm以下で、かつアスペクト比が2.0以下であるフェライト粒の面積の割合のことである。こうした各相の面積率、粒径、アスペクト比は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、SEM(走査電子顕微鏡)で2000倍の倍率で10視野観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求めた。

3)製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc₁変態点以上の温度域に加熱し、(Ac₁変態点+50)〜(Ac₃変態点+25)℃の温度域で10〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。

焼鈍の加熱条件:5℃/s以上の平均加熱速度でAc₁変態点以上の温度域に加熱
5℃/s以上の平均加熱速度でAc₁変態点以上の温度域に加熱することにより、未再結晶のフェライト相をオーステナイト相に変態させ、その後の均熱、冷却過程において、均一、微細なフェライト相とマルテンサイト相の複合組織が得られるため、穴拡げ性や曲げ性が向上する。平均加熱速度が5℃/s未満、加熱温度がAc₁変態点未満では、再結晶時に粗大な圧延方向に層状に伸展したアスペクト比の低いフェライト相が生成し、その後の均熱、冷却過程において、均一、微細な複合組織が得られない。

焼鈍の均熱条件:(Ac₁変態点+50)〜(Ac₃変態点+25)℃の温度域で10〜500s均熱
上記のような均一、微細な複合組織を得るには、焼鈍時に、再結晶フェライト相を十分に生成させるとともに、Cをオーステナイト相に濃化させて、オーステナイト相を安定化させる必要がある。均熱温度が(Ac₁変態点+50)℃未満の場合や、均熱時間が10s未満の場合は、フェライト相に加工組織が残存して回復することによりアスペクト比が低下するとともに、固溶Cの分配が遅延するため、延性に富む軟質なフェライト相が得られず、穴拡げ性や曲げ性が低下する。さらに、オーステナイト相の安定化が不十分となり、マルテンサイト変態が抑制されて高強度化を図れない。一方、均熱温度が(Ac₃変態点+25)℃を超えたり、均熱時間が500sを超えると、オーステナイト相が粗大化し、その後の冷却過程において、均一、微細な複合組織が得られず、穴拡げ性や曲げ性が低下する。

焼鈍の冷却条件:均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却
均熱後は、均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域(冷却停止温度)まで冷却する必要があるが、これは、平均冷却速度が3℃/s未満だと、パーライト相やベイナイト相が多量に生成してマルテンサイト相の生成を抑制するため、十分な強度や穴拡げ性が得られず、平均冷却速度が30℃/sを超えると、十分な量のフェライト相の生成が抑制されたり、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が著しく大きくなり、穴拡げ性の低下を招くためである。なお、パーライト相やベイナイト相の生成領域を回避して必要なマルテンサイト相の量を確保するため、こうした平均冷却速度で550℃以下の停止温度まで冷却する必要がある。

焼鈍後は、通常の条件で溶融亜鉛めっきが施されるが、その前に次のような熱処理を施すことが好ましい。

焼鈍後の熱処理条件:350〜550℃の温度域で20〜150s
焼鈍後に、350〜550℃の温度域で20〜150sの熱処理を行うと、マルテンサイト相が軟質化するため、フェライト相との硬度差がより小さくなり、穴拡げ性や曲げ性をより向上できる。熱処理温度が350℃未満の場合や、熱処理時間が20s未満の場合は、こうした効果が小さい。一方、熱処理温度が550℃を超える場合や、熱処理時間が150sを超える場合は、マルテンサイト相の硬度低下が著しく、780MPa以上のTSが得られない。

また、焼鈍後は、上記熱処理を行うかどうかにかかわらず、450〜550℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することができる。450〜550℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のFe濃度は8〜12%とになり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。450℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招き、550℃を超えると、合金化が進行し過ぎてパウダリング性が低下したり、パーライト相やベイナイト相などが多量に生成して高強度化や穴拡げ性の向上が図れない。

その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に用いられる亜鉛めっき前の鋼板は、上記成分組成を有するスラブを、熱間圧延後、所望の板厚まで冷間圧延して製造される。また、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき前熱処理、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきを合金化処理などの一連の処理は、連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。

スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延する時、スラブは再加熱されるが、圧延荷重の増大を防止するため、加熱温度は1150℃以上にすることが好ましい。また、スケールロスの増大や燃料原単位の増加を防止するため、加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。

熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延により行われるが、仕上圧延は、冷間圧延・焼鈍後の成形性の低下を防ぐために、Ar₃変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。また、結晶粒の粗大化による組織の不均一やスケール欠陥の発生を防止するため、仕上温度は950℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延後の鋼板は、焼鈍時に再結晶を抑制させる微細なNb炭窒化物を析出させるために、500〜650℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。

巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、未再結晶フェライト相からのオーステナイト変態を促進するため、圧下率40%以上で冷間圧延されることが好ましい。

溶融亜鉛めっきには、Al量を0.10〜0.20%含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。

表１に示す成分組成の鋼No.a〜lを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを、1200℃に加熱後、850〜920℃の仕上温度で熱間圧延を行い、600℃の巻取温度で巻取った。次いで、酸洗後、表2に示す板厚に圧下率50%で冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表2に示す焼鈍条件で焼鈍後、350〜550℃で表2に示す時間めっき前熱処理を施した後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬し、付着量45g/m²の亜鉛めっきを形成し、表2に示す温度で合金化処理を行い、亜鉛めっき鋼板No.1〜20を作製した。なお、表2に示すように、一部の亜鉛めっき鋼板では、めっき前熱処理や合金化処理を行わなかった。そして、得られた亜鉛めっき鋼板について、上記の方法でフェライト相、マルテンサイト相の面積率、フェライト相の粒径、マルテンサイト相の平均粒径、フェライト粒径のアスペクト比を測定した。また、圧延方向と直角方向にJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、20mm/minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、TSおよび全伸びElを測定した。さらに、100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率λ(%)を求め、穴拡げ性を評価した。さらにまた、圧延方向と直角方向に幅30mm×長さ120mmの短冊状の試験片を採取し、端部を表面粗さRyが1.6〜6.3Sとなるように平滑にした後、押し曲げ法により180°の曲げ角度で曲げ試験を行い、亀裂やネッキングの生じない最小の曲げ半径を限界曲げ半径として求めた。

結果を表3に示す。本発明例の亜鉛めっき鋼板は、いずれもTSが780MPa以上であり、穴拡げ率λが25%以上、限界曲げ半径が1.0mm以下で優れた穴拡げ性と曲げ性を有しており、また、TS×El≧18000MPa・%で強度-延性バランスも高く、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。

Claims (8)

1. 質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.8〜2.5%、Mn:1.0〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%、Nb:0.005〜0.05%、Cr:0.1〜2.0%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、50%以上のフェライト相と10%以上のマルテンサイト相を含み、前記フェライト相に占める粒径が15μm以下で、かつアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の面積率が70%以上であり、前記マルテンサイト相の平均粒径が10μm以下であるミクロ組織を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2. さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. さらに、質量%で、Ti:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1または2に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. さらに、質量%で、B:0.0003〜0.003%を含有する請求項1から3のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきである請求項1から4のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 請求項1から4のいずれかに記載の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc₁変態点以上の温度域に加熱し、(Ac₁変態点+50)〜(Ac₃変態点+25)℃の温度域で10〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施す成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
7. 焼鈍時の冷却後、350〜550℃の温度域で20〜150sの熱処理を施した後に溶融亜鉛めっきを施す請求項6に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
8. 溶融亜鉛めっきを施した後、450〜550℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す請求項6または7に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。