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JP5157146B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車、家電等の分野に適し、プレス成形性が良好な、強度と延性のバランスに優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全という観点から自動車の燃費改善が、また、車両衝突時に乗員を保護するという観点から自動車車体の安全性向上が要求されている。このような要求に答えるべく、自動車車体の軽量化と強化の双方を図るための検討が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化の要求を同時に満足させるためには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われている。しかしながら、強度の向上は、成形性の劣化を招きやすいことから、複雑な加工が要求される自動車鋼板の場合、高強度化とともに優れたプレス成形性が必要となる。
上記を受けて、従来より、鋼板の加工性を確保しつつ高強度化を図るために、様々な試みがなされてきた。特に、IF鋼をベースに固溶強化元素であるSi、Pを多量に添加することで、340〜490MPaの引張強度を確保するアプローチがなされてきた。例えば、特許文献1には、Ti添加極低炭素鋼にPを添加した、引張強度490MPa級の高強度鋼板の製造例が開示されている。
また、鋼板の高加工性と高強度化の両立を狙い、フェライト主体の組織にマルテンサイトやベイナイトなどの硬質な第2相を生成させた複合組織鋼板が検討されている。例えば、特許文献2には、組織がフェライトおよび第2相からなる鋼板において、焼鈍温度までの加熱の際に500〜700℃の温度範囲を10℃/s以上とすることで フェライトの加工組織の回復を抑制し、フェライト粒径を2〜6μmと微細化させることで破壊の起点となる硬質な第2相を微細分散させ、17000MPa* %程度の良好な強度と延性のバランスを有する鋼板を得る方法が開示されている。また、特許文献3および4には、組織がフェライトとマルテンサイトを含む第2相 からなる鋼板において、再結晶後の冷却速度を規定し、第2相分率および第2相に占めるマルテンサイトの割合を制御することで、500MPa以下の強度で、かつ17000MPa*%程度の良好な強度と延性のバランスを有する鋼板を得る方法が開示されている。
また、良好なプレス成形性と、成形後の高強度とを同時に満足できる鋼板として、プレス成形前には比較的軟質で成形しやすく、プレス成形後は塗装焼付処理により硬化し部品強度を高めることができる、焼付硬化(以下、BHと称することもある)性を有する鋼板が開発されている。このBH鋼板は固溶C、Nを活用した歪時効現象により硬化させる技術であり、例えば、特許文献5には、30ppm程度の固溶Cをフェライト組織に存在させ転位を固着することで焼付硬化性を高めた鋼板が開示されている。そして、この特許文献５に記載の鋼板は、従来の自動車外板パネルとして使用されている。しかしながら、 上記鋼板は、もともとの固溶C量が少ないこともあって、BH量は30〜50MPa程度に過ぎない。また、極低炭素鋼をベースとしているため、440MPa 以上の部品強度を確保することは困難である。これに対し、高いBH性を得る観点から、マルテンサイト変態により母相フェライト中に転位を導入させ、フェラ イト中の固溶Cが転位に固着することにより高いBH性を付与することが可能である複合組織鋼板が検討されている。例えば、特許文献6では、焼入性の指標のひとつであるMnとCrとMoの重み付き合計量：Mn+1.29Cr+3.29Moが1.3〜2.1%の鋼において、鋼板組織を体積分率で70%以上のフェライトと1〜15%のマルテンサイトとすることで、440〜640MPaの強度を有し、かつ60MPa以上の高いBH量を有する鋼板を得る方法が開示されている。
特公昭57-57945号公報 特開2002-235145号公報 特開2002-322537号公報 特開2001-207237号公報 特開昭59-31827号公報 特開2006-233294号公報
しかしながら、上記従来技術には次のような問題点がある。
例えば、特許文献1および特許文献5に記載の技術は、高強度化を進める上で、強化機構として固溶強化に頼らざるをえない。例えば、440MPa以上の強度を確保するには、Si、Pの多量添加を必要とするため、難合金化や赤スケール、不めっき等の表面性状が問題となる。特に厳しい表面品質が求められる自動車外板パネル用途への適用は困難である。
また、特許文献2に記載の技術はフェライト平均粒径を2〜6μmとしているが、フェライト粒径の微細化はn値および均一伸びの低下をともなうため、張出成形を主体としたドア、フードなどの自動車外板パネル部材への適用は困難である。
特許文献3および特許文献4に記載の技術は第2相に占めるマルテンサイトの割合を高めるため、その製造に際して、焼鈍温度からめっき温度までの1次冷却速度を1〜10℃/sとし、さらに第2相を10%以下とするためには1〜3℃/sが好ましいとしている。しかし、第2相分率10%以下を狙い、焼鈍温度からめっき温度までの1次冷却速度を1〜3℃/sとした場合、例えば、実施例に記載されているように焼鈍温度800℃からめっき温度460℃まで1次冷却速度3℃/sで冷却すると113s程度必要となり、生産性の低下が懸念される。また、特許文献3、4に記載の実施例(特許文献3、明細書中実施例、試料No.43および特許文献4、明細書中実施例、試料No.29)にしたがいMn+1.3Crが2.15の鋼にて1次冷却速度3℃/sで冷却した場合のミクロ組織を評価した結果、冷却中にパーラ イトあるいはベイナイト変態が進行し、第2相中のマルテンサイト割合を安定的に90%以上とすることは困難であった。この結果から、特許文献3あるいは4 に記載の成分および製造方法では第2相中のパーライトあるいはベイナイトの析出による延性の低下が懸念され、安定的に強度と延性のバランスの優れる鋼板を得ることは困難である。
特許文献2〜4に記載の技術について、実施例にしたがいパネル用0.6〜0.8mmtのGA素材を作製し、ドアモデルにてプレス試験を実施した結果、やや難成形部位であるエンボス周りなどで割れが発生した。そこで、代表的な素材特性を測定した結果、 TS:443MPa、El:35.5%、TS×El:15727MPa*%であり、必ずしも強度と延性のバランスが良好ではなかった。この原因として、特許文献2〜4に記載の実施例では鋼板の板厚が1.2mmで検討されており、板厚効果により強度と延性のバランスが良好であったと考えられる。そこで、板厚の異なる薄鋼板の延性を評価する場合に当業者で広く用いられている下記式(1)に示すOliver式（出典：プレス成形難易ハンドブック-第2版-、P.458、薄鋼板成形技術会）を基に変換した下記式(2)を用いて検証した。
El=λ(√A/L)m (1)
λ、mは材料定数で、鉄の場合、一般的にmは0.4である。Aは断面積、Lは標点距離である。
El2／El1 =(t2/t1)0.2 (2)
El1 、El2はそれぞれ板厚がt1(mm)、t2(mm)の時の伸び(%)である。
この結果、自動車外板パネル用途で多く用いられる板厚0.75mmで評価した場合、特許文献2に記載の実施例(明細書中実施例、試料No.35)では TS:446MPa、El:35.7%、TS×El:15922MPa*%、特許文献3に記載の実施例(明細書中実施例、試料No.43)ではTS: 441MPa、El:35.6%、TS×El:15700MPa*%、特許文献4に記載の実施例(明細書中実施例、試料No.29)ではTS:442MPa、El:35.5%、TS×El:15691MPa*%と、いずれの実施例においても強度と延性のバランスは必ずしも良好ではないことが判明した。なお、プレス成形性の観点から、TS×Elが16000MPa*%以上であれば実用上問題ないレベルであると考えられ、好ましくは16500MPa*%、さらに好ましくは17000MPa*%である。したがって、特許文献2〜4の技術では、ドア、フードなどの 自動車外板パネル部材への適用は困難である。
また、特許文献6に記載の技術はマルテンサイト分率およびフェライト中の固溶C量を制御し、高いBH量を確保するために、冷却速度を100℃/s以上、冷却停止温度を200℃以下の条件で2次冷却を行っているが、このような冷却条件を満足するには特許文献6にも記載されているような噴流水中で焼入れるなど、特殊な方法が必要であり、現実的には工業生産は困難である。さらに、特許文献6には成形性に関して円筒成形試験での評価のみの記載であり、全伸び、均一伸び、局部伸びといった延性に関する記載はなく、必ずしも強度と延性のバランスが良好ではなく、ドア、フードなどの自動車外板パネル部材への適用は困難である。
本発明は、上述の問題を解決するためになされたもので、340MPa以上590MPa以下の引張強度で、プレス成形性の観点からはTS×Elが 16000MPa*%以上である溶融亜鉛めっき鋼板、すなわち高成形性を有し、強度と延性のバランスに優れる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。
上記課題を解決するため、本発明者らは、フェライト相+マルテンサイト相という複合組織に着目した。その結果、以下の知見を得た。
まず、強化機構として変態強化を活用し、マルテンサイト相の体積率をできるだけ低減させることで、IF鋼ベースでは困難であった340〜590MPaの強度範囲を得る。
そして、フェライト粒径およびマルテンサイト相の存在位置を制御し、フェライトの変形能を高めることで、均一伸びの向上を達成する。
さらに、第2相を均一分散させることで局部伸びを向上させ、強度と延性のバランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］mass%でC：0.005〜0.04%、Si：1.5%以下、Mn：1.0〜2.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al： 0.01〜0.1%、N：0.008%未満、Cr：0.2〜1.0%を含有し、かつ、2.1≦Mn(mass%)+1.29Cr(mass%)≦2.8を 満足し、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、組織はフェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相からなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は6μm超15μm以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90%以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］mass%でC：0.005〜0.04%、Si：1.5%以下、Mn：1.0〜2.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al： 0.01〜0.1%、N：0.008%未満、Cr：0.2〜1.0%を含有し、かつ、2.2≦Mn(mass%)+1.29Cr(mass%)≦2.8を 満足し、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、組織はフェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相からなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は6μm超15μm以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90%以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］mass%でC：0.005〜0.04%、Si：1.5%以下、Mn：1.0〜2.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al： 0.01〜0.1%、N：0.008%未満、Cr：0.2〜1.0%を含有し、かつ、2.3≦Mn(mass%)+1.29Cr(mass%)≦2.8を 満足し、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、組織はフェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相からなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は6μm超15μm以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90%以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］mass%でC：0.005〜0.04%、Si：1.5%以下、Mn：1.0〜2.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al： 0.01〜0.1%、N：0.008%未満、Cr：0.35〜0.8%を含有し、かつ、2.3≦Mn(mass%)+1.29Cr(mass%)≦2.8 を満足し、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、組織はフェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相からなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は6μm超15μm以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90%以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれかにおいて、さらに、mass%で、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、B：0.01%以下、Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下の1種以上を含有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
［６］前記［１］〜［５］のいずれかにおいて、前記溶融亜鉛めっきは合金化溶融亜鉛めっきであることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
［７］前記［１］〜［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を溶製し、次いで、熱間圧延、冷間圧延を行い、得られた鋼板をAc1点以上Ac3点以下の焼鈍温度で焼鈍することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］前記［１］〜［５］のいずれかに記載の成分組成を有し、かつ、体積率で60%以上の低温変態相を含む熱延鋼板を冷間圧延した後、得られた鋼板をAc1点以上Ac3点以下の焼鈍温度で焼鈍することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］前記［７］または［８］において、溶融亜鉛めっき処理を施した後、溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべてmass%である。
本発明によれば、Mn、Crの重み付き含有量、フェライト平均粒径およびマルテンサイト相の存在する位置、分布状態および割合を適正に制御することにより、強度と延性のバランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。そして、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は上記のような優れた特性を有しているため、自動車用鋼板をはじめ、家電等に広く活用でき、産業上有益である。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
C: 0.005〜0.04%
Cは本発明において極めて重要な元素の一つであり、マルテンサイト相を生成させ、高強度化を図る上で非常に有効である。しかし、C量が0.04%を超えると、加工性の著しい低下を招き、さらに溶接性も劣化する。したがって、C量は0.04%以下とする。一方、強度確保の観点から、一定体積率以上のマルテンサイト相が必要であり、そのためにはCを一定量含有させる必要がある。したがって、C量は0.005%以上、好ましくは0.010%超とする。
Si: 1.5%以下
Siは高強度化および複合組織を安定して得るために有効な元素である。しかし、Si量が1.5%を超えると表面性状および化成処理性が著しく低下する。したがって、Si量は1.5%以下とし、好ましくは1.0％以下とする。
Mn: 1.0〜2.0%
Mnは本発明において、重要な元素の一つである。マルテンサイト相の生成に非常に重要な元素であり、焼入れ性を向上させ、また鋼中のSをMnSとして固定することにより、Sの粒界脆化作用に起因して発生する熱間圧延時のスラブ割れを防止する作用を有している。よって、Mnは1.0％以上添加する必要がある。一方、2.0%を超えてMnを添加すると、スラブコストの著しい上昇を招き、また、Mnの多量添加はバンド状組織を助長し、加工性の劣化を招く。したがって、Mn量は2.0%以下とする。
P: 0.10%以下
Pは高強度化に有効な元素である。しかし、P 量が0.10%を超えると、亜鉛めっき層の合金化速度を低下させ、めっき不良や不めっきの原因となるとともに、鋼板の粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。したがって、P 量は0.10%以下とする。
S: 0.03%以下
Sは熱間加工性を低下させ、スラブの熱間割れ感受性を高め、0.03%を超えると微細なMnSの析出により加工性を劣化させる。したがって、S量は0.03%以下とする。
Al:0.01〜0.1%
Alは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。しかし、Al量が0.01％未満では上述した作用が安定して得られない。一方、Al量が 0.1%を超えると、クラスター状のアルミナ系介在物が増加し、加工性を劣化させる。したがって、Al量は0.01％以上0.1%以下とする。
N:0.008%未満
Nは、加工性および時効性の観点から、少ない方がよい。N量が0.008%以上になると、過剰な窒化物の生成により、延性および靭性が劣化する。したがって、N量は0.008%未満とする。
Cr：0.2〜1.0％
Crは本発明において、重要な元素の一つである。Crは焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイト相を安定して生成させるために添加する。Mnと比較して、焼入れ性向上効果が高く、さらに、マルテンサイト相が粒界に存在しやすくなるため、本発明の組織形成
に対して優位な元素である。そして、固溶強化能が小さく、低強度DP鋼に適していることから、本発明に必須の元素であり、上述の効果を得るために0.2％以上、好ましくは0.35%以上、より好ましくは0.5%超えで添加する。ただし、1.0％を超えて添加しても、その効果が飽和するばかりか、炭化物の形成により、延性が劣化する。したがって、Cr量は0.2％以上1.0％以下とし、強度、延性の観点より、好ましくは0.35%以上0.8%以下とする。
Mn、Crの重み付き含有量：2.1≦Mn(mass%)+1.29Cr(mass%)≦2.8
Mn、Crは、焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイト相を生成させるために最適量に制御することが極めて重要となる。Mn、Crの重み付き合計量が2.1％未満になると、DP組織を得ることが困難となる。また高降伏比となり、プレス加工そのものが困難になるばかりでなく、形状不良が発生しやすくなる。一方、Mn、Crの重み付き合計量が2.8％を超える場合には、その効果が飽和するばかりか、マルテンサイト体積率の増大にともないマルテンサイトがフェライト粒内に残存しやすくなるため成形性の低下が生じる。また、高強度化にしたがって増加する降伏強度により、上述と同様にプレス成形性が著しく低下し、さらに、過剰な合金元素添加による製造コストの増大を引き起こす。したがって、Mn、Crの重み付き含有量であるMn+1.29Crは2.1〜2.8％とし、強度と延性のバランスの観点から好ましくは下限を2.2％とし、さらに好ましくはCr量が0.35〜0.8%であるとき下限を2.3％とする。また、良成形性の観点から好ましくは上限を2.6％とする。
以上の必須添加元素で、本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、必要に応じて下記の元素を添加することができる。
Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、B：0.01%以下、Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下の1種以上
Mo：0.5%以下、V：0.5%以下
Mo、Vは焼入れ性向上元素であり、マルテンサイト相を安定して生成させるために添加することができる。但し、0.5%を超えて過剰に添加しても、延性が劣化するばかりか、コスト面でも不利となる。したがって、Mo、Vを添加する場合は、それぞれ0.5%以下とする。
B: 0.01%以下
Bは、焼入性の向上に有効な元素であり、マルテンサイト相を安定して得るために添加することができる。但し、0.01%を超えて過剰に添加しても、コストに見合う効果が得られない。したがって、Bを添加する場合は0.01%以下とする。
Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下
Ti、Nbは、炭窒化物を形成して固溶C、N量を低下させ、深絞り性を向上させるために有効な元素である。但し、いずれも0.1%を超えて過剰に添加しても、その効果は飽和し、焼鈍時の再結晶温度が高くなるため、製造性が低下する。したがって、Ti、Nbを添加する場合は、それぞれ0.1%以下とする。
なお、上記以外の残部はFe及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、Oは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、Oは0.003%以下に低減するのが望ましい。
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相からなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は6μm超15μm以下であり、さらに、マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90％以上である。これは本発明の重要な要件であり、このような組織とすることで、本発明では強度と延性のバランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
マルテンサイト相体積率：3.0％以上10%未満
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相の2相組織で構成される。マルテンサイト相の体積率が10%以上になると、本発明が対象とする自動車内外板パネル用鋼板として、十分なプレス成形性を有しないため、マルテンサイト相体積率を10%未満とし、成形性の観点からさらにマルテンサイト相体積率を8%未満とすることが望ましい。一方で、マルテンサイト相の体積率が3.0%未満の場合は、
変態時に導入される可動転位密度が不十分となるため、YPが上昇し、プレス成形性が劣化する。さらに、YPElが残存しやすくなり、パネル面精度が低下する。したがってマルテンサイト相の体積率は3.0%以上とする。
なお、本発明の鋼板ではフェライト相とマルテンサイト相の2相以外にパーライト相、ベイナイト相、さらには残留γ相、不可避的な炭化物が3％程度であれば含まれても良いが、パーライトやベイナイトがマルテンサイト近傍に生成した場合、ボイドの起点となりやすく、また、ボイドの成長を助長する傾向があるため、成形性の観点から、パーライト相、ベイナイト相、さらには残留γ相、不可避的な炭化物は1.5%未満とすることが望ましく、さらに望ましくは1.0%以下である。
フェライト平均粒径：6μｍ超15μｍ以下
張出成形性に有効なn値あるいは均一伸びは結晶粒径が微細なほど低下し、フェライト平均粒径が6μm以下の場合、n値および均一伸びの低下が顕著となる。一方、フェライト粒径が15μmを超えた場合、プレス成形の際に肌荒れなどを引き起こし、表面性状を劣化させるので好ましくない。したがって、フェライト平均粒径は6μｍ超15μm以下とする。
マルテンサイト相が存在する位置：フェライト粒界に90%以上
マルテンサイト相が存在する位置は、本発明において非常に重要であり、本発明の効果を得るための重要な要件である。フェライト粒内に存在するマルテンサイト相は、フェライトの変形能を低下させ、フェライト粒内に存在するマルテンサイト相の比率が10%以上になるとこの傾向が顕著となる。よって、本発明の目的とする優れた強度と延性のバランスを得るためには、マルテンサイト相の90%以上がフェライト粒界を占めることが必要である。なお、さらに優れた強度と延性のバランスを得るためには、さらにフェライト粒界に存在する比率が95%以上であることが望ましい。
次に本発明の強度と延性のバランスに優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の化学成分範囲に調整された鋼を溶製し、次いで、熱間圧延後、冷間圧延を行い、得られた鋼板をAc1点以上Ac3点以下の温度範囲にて焼鈍することを特徴とする。この時、体積率で60％以上の低温変態相を含む熱延鋼板を冷間圧延することが好ましい。
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍後の溶融亜鉛めっき処理に際し、Ac1点
以上Ac3点以下の焼鈍温度で再結晶焼鈍を行った後、焼鈍温度から溶融亜鉛めっき処理温度まで平均冷却速度3℃/s超え15℃/s以下にて1次冷却を行い、平均冷却速度5℃/s以上で2次冷却することがより好ましい。或いは、前記溶融亜鉛めっき処理後にめっきの合金化処理を付与しても良い。このような焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を行う工程は、連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが出来る。
以下、熱延鋼板組織の好適条件、製造条件について詳細に説明する。
熱延鋼板組織：60％以上の低温変態相（好適範囲）
上記において、熱間圧延を施した後、得られる熱延鋼板としては60%以上の低温変態相を含む組織とすることが好ましい。従来のフェライト相＋パーライト相からなる組織の熱延鋼板の場合は、α+γの2相域での焼鈍時に炭化物の溶け残りが存在しやすく、また熱延鋼板のパーライト相の分布を反映して、粗大なγ相が不均一に存在する状態となる。その結果、比較的粗大で不均一に分散したマルテンサイト相からなる組織を形成する。一方、本発明のように低温変態相を体積率で60%以上含む熱延鋼板の場合は、焼鈍時の昇温過程で微細炭化物は一旦フェライト相中に溶け込み、α+γの2相域での焼鈍時に、フェライト相の粒界から均一に微細γ相が生成する。その結果、本発明の目的とするフェライト粒界にマルテンサイト相が均一分散し、局部伸びが向上すると考えられる。なお、熱延鋼板の低温変態相とは、アシキュラーフェライト相、ベイニ ティックフェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相およびそれらの混合相である。また、60％以上の低温変態相を有する熱延鋼板は、仕上げ圧延後のフェライト変態、あるいは成長を抑制することで得られ、
例えば、仕上げ圧延後に50℃/ｓ以上で冷却し、フェライト変態を抑制しつつ、巻取温度を600℃ 以下にすることによって得られる。より好ましい巻取温度は550℃未満である。加熱速度：Ac1変態点-50℃から焼鈍温度までの温度域を10℃/s未満（好適範囲）
再結晶焼鈍時の加熱速度は特に限定しないが、本発明の目的とする鋼板組織(フェライト平均粒径、マルテンサイト相が存在する位置)を得やすくするためには再結晶が十分完了してからAc1変態点を超えることが望ましい。したがって、例えばAc1変態点-50℃から焼鈍温度までの温度域を10℃/s未満とすることが好ましい。なお、この温度域より低温側では、10℃/s未満の徐加熱とする必要はなく、急速加熱とすることが可能である。また、低温変態相を体積率で60%以上含む熱延鋼板の場合、本発明の組織がより効果的に得られることは言うまでもない。
焼鈍温度：Ac1点以上Ac3点以下
焼鈍温度は、フェライト相＋マルテンサイト相のミクロ組織を得るため、適切な温度に加熱する必要がある。焼鈍温度がAc1点未満では、オーステナイト相が生成せず、マルテンサイト相を得ることができない。また、フェライト粒径が微細化し、n値および均一伸びの低下に伴うプレス成形性の低下が懸念される。一方、焼鈍温度がAc3点を超えると、フェライト相が全量オーステナイト化し、再結晶により得られた成形性等の特性が劣化する。また、フェライト粒径の粗大化を招き、表面性状が劣化する。さらに、本開発鋼ではC量を低く抑えているため、高温焼鈍時にはγ相中へのC濃化が不十分となり、DP組織を得ることが困難となり、強度が低下する。また、十分に焼入性を高めてDP組織を得た場合でも、マルテンサイトが粒内に多数析出し、延性が低下する。したがって、焼鈍温度はAc1点以上Ac3点以下とする。成形性の観点からは、Ac1点以上Ac1点 +100℃以下とすることが好ましい。また、焼鈍時間については好ましいフェライト平均粒径を得るとともにオーステナイト相への元素濃化を促進する観点から15秒以上60秒未満とすることが好ましい。なお、Ac1、Ac3点は実測により求めることができるが、下記式(「レスリー鉄鋼材料学」、P.273、丸善株式会社)により算出しても差し支えない。
Ac1=723-10.7Mn+29.1Si+16.9Cr
Ac3=910-203C^0.5+44.7Si+104V+31.5Mo-30Mn-11Cr+700P+400Al+400Ti
1次冷却速度： 3℃/s超え15℃/s以下（好適範囲）
溶融亜鉛めっき鋼板の製造に際して、焼鈍温度から溶融めっき処理までの1次冷却速度は特に限定しないが、マルテンサイト形成の観点から、3℃/s超え15℃/s以下の平均冷却速度で冷却することが好ましい。冷却速度が3℃/s超えの場合、冷却過程でオーステナイトがパーライトに変態するのを抑制し、本発明の目的とするマルテンサイト相が形成し易くなり強度と延性のバランスが向上する。また、冷却速度が15℃/s以下の場合、鋼板の板幅方向、長手方向（通板する方向）において本発明の意図する鋼板組織をより安定して得ることができるので好ましい。したがって、焼鈍温度からめっき温度までの平均冷却速度は3℃/s超え15℃/s以下とするのが望ましい。さ らに、平均冷却速度を5℃/s以上15℃/s以下とすると効果的である。なお、めっき温度は通常の400〜480℃程度で良い。
2次冷却速度：5℃/s以上（好適範囲）
溶融亜鉛めっき処理後、或いは更に溶融亜鉛めっきの合金化処理後を施した後の2次冷却は、特に限定する必要は無いが、5℃/s以上の場合、オーステナイトがパーライト等に変態するのを抑制し、マルテンサイト相が形成し易くなる。したがって、2次冷却速度は、5℃/s以上とするのが好ましい。一方、2次冷却速度の上限に関しても特に限定する必要はないが、例えば板形状の劣化を抑制する観点から100℃/s未満とするのが望ましい。なお、溶融亜鉛めっきの合金化処理は、通常500〜700℃程度、好ましくは550〜600℃程度の温度で、数秒〜数十秒程度加熱保持すれば良い。
その他の条件としては、鋼の溶製方法は特に限定せず、電気炉でも良いし、転炉を用いても良い。また、溶製後の鋼の鋳造方法は、連続鋳造法により鋳片としても良いし、造塊法により鋼塊としても良い。連続鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたっては、加熱炉で再加熱後に圧延してもよいし、または加熱することなく 直送圧延することもできる。また
、造塊後に分塊圧延してから、熱間圧延に供しても良い。また、熱延仕上げ温度はAr3点以上で実施するのが良い。冷間圧延率については、通常の操業範囲内の50〜85%とすればよい。
溶融亜鉛めっき条件としては、目付け量は20〜70g/m2、めっき層中のFe%は6〜15%とすることが好ましい。
なお、本発明においては、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも可能である。また、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造することもできる。
また、以上の説明により得られる鋼板に、電気亜鉛系めっきを施しても目的の効果が得られることは言うまでもない。また、これらのめっき鋼板には、めっき後さらに有機皮膜処理を施してもよい。
以下、実施例により本発明をさらに説明する。
表1に示す鋼A〜Yの化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製し、連続鋳造によりスラブを作製した。鋼A〜Sは本発明例、鋼TおよびUはC量が、鋼V、XおよびYはMnとCrの重み付き含有量が、鋼WはMn量およびCr量がそれぞれ本発明範囲外の比較例である。
上記により得られたスラブを1200℃にて加熱後、Ar3点以上の温度にて仕上げ圧延を行い、次いで、水冷の後、500℃超650℃未満の温度で巻取り、低温変態相の体積率を5〜100%で変化させた熱延鋼板を製造した。
得られた熱延鋼板に対して酸洗後、75%の圧延率で冷間圧延を行い、厚さ0.75mmの冷延鋼板とした。
得られた冷延鋼板から切り出したサンプルを赤外線イメージ炉にて、表2に示すようにAc1変態点-50℃から焼鈍温度まで5〜20℃/sの加熱速度で加熱し、表2に示す焼鈍温度で30秒間保持した後、3〜20℃/sの1次冷却速度で冷却し、460℃のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した。さらに550℃×15秒にて合金化処理を行い、その後、4〜20℃/sの2次冷却速度で冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
Figure 0005157146
次に、上記により得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板からサンプルを採取し、以下の方法により、フェライト平均粒径、マルテンサイト相の体積率、マルテンサイト相以外
の第2相体積率、マルテンサイト相の粒界析出割合を測定し、性能評価のため、機械特性評価を行った。
フェライト平均粒径は、サンプルの板厚中央断面での光学顕微鏡組織(400倍)から、JIS G0552に記載の切断法により測定を行った。
マルテンサイト相の体積率、マルテンサイト相以外の第2相体積率およびマルテンサイト相の粒界析出割合は、サンプルの板厚断面を研磨・ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡(SEM)にて撮影したミクロ組織を用いて測定した。ただし、これらの測定は倍率2000倍で板厚中央部を連続的に縦100μm×横200μmの視野の組織観察を行い、平均値として求めた。
機械特性はJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241に定められた試験法による引張試験を行い、機械特性(YP:降伏強度、TS:引張強度、T-El:全伸び、U-El:均一伸び、L-El:局部伸び)を測定した。
なお、本発明においては、TS×Elは16000MPa*%以上とし、16500MPa*%以上を良好、17000MPa*%以上をさらに良好とした。
以上の結果を製造条件と併せて表2に示す。
Figure 0005157146
表2において試料No.1、4、5、7〜13、15、17〜35、37、38は成分および製造条件が本発明範囲であり、マルテンサイト相の体積率が 3.0%以上10%未満、フェライト平均粒径が6
μm超15μm以下、さらに、マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90%以上である組織を有する本発明例である。本発明例では、TS×Elが16000MPa*%以上であり、強度と延性のバランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られていることがわかる。
一方、試料No.39、40はC量が、試料No.41、43、44はMnとCrの重み付け含有量が、試料No.42はMn量およびCr量が本発明範囲から外れる比較例、試料No.2、3、6、14、16、36は焼鈍温度が本発明範囲から外れる比較例であり、マルテンサイト相の体積率、フェライト平均粒径、マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合のいずれか一つ以上が本発明範囲を外れている。この結果、TS×Elが劣位のためプレス成形性が不十分である。
また、同一成分で熱延板組織が異なる試料No.1と4、5と7、10と11、25〜27の本発明例を比較すると、熱延板組織中の低温変態相の割合が好適範囲の60%以上である試料No.1、5、7、10、25、26は試料No.4、11、27の本発明例と比較し、強度と延性のバランスが向上していることがわかる。さらに、同一成分で加熱速度が異なる試料No.7と9、10と12、焼鈍温度が異なる試料No.5と8、32と35、1次冷却速度が異なる32〜34、2次冷却速度が異なる25と28の本発明例を比較すると、加熱速度が好適範囲の10℃/s未満である試料No.7、10、焼鈍温度が好適範囲のAc1点+100℃以下である試料No.5、32、1次冷却速度が好適範囲の3℃/s超え15℃/s以下である試料No.32、2次冷却速度が好適範囲の5℃/s以上である試料No.25は試料No.9、12、8、35、33、34、28の本発明例と比較し、強度と延性のバランスが向上していることがわかる。
さらに、表2の結果を基に、C量が本発明範囲外となる試料No.39、40を除き、熱延板組織として100%低温変体相を有し、かつ加熱温度、焼鈍温度、1次冷却速度、2次冷却速度が本発明好適範囲である種々のMn、Cr量を有する試料No.1、5、10、13、15、17〜25、30〜32、37、38、41〜44の本発明例および比較例について、Mn量とCr量およびTS×Elの関係について整理した結果を図1に示す。図1より、本発明例では16000MPa*%以上のTS×Elを有し、MnとCrの重み付け含有量を2.2〜2.6％とする好適範囲にある本発明例では、TS×Elが16500MPa*%以上であり、強度と延性のバランスが良好であることがわかる。さらに、Cr量が0.35〜0.8%でMnとCrの重み付け含有量が2.3〜2.6％のより好適範囲にある本発明例ではTS×Elが17000MPa*%以上を有しており、強度と延性バランスがより一層良好であることがわかる。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、強度と延性のバランスに優れるため、高成形性を有する部品に適用することができ、自動車内外板用途はもとより、高成形性が必要とされる分野に好適に使用される。また、自動車内外板用途に本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を使用した場合、薄肉化による軽量化も可能となる。
Mn量とCr量およびTS×Elの関係を示す図である。

Claims (5)

  1. mass%でC：0.005〜0.04%、Si：1.5%以下、Mn：1.0〜2.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al：0.01〜0.1%、N：0.008%未満、Cr：0.2〜1.0%を含有し、かつ、2.1≦Mn(mass%)+1.29Cr(mass%)≦2.8を満足し、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、
    組織はフェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相からなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は6μm超15μm以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90%以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. mass%でC：0.005〜0.04%、Si：1.5%以下、Mn：1.0〜2.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al：0.01〜0.1%、N：0.008%未満、Cr：0.2〜1.0%を含有し、かつ、2.2≦Mn(mass%)+1.29Cr(mass%)≦2.8を満足し、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、
    組織はフェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相からなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は6μm超15μm以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90%以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. mass%でC：0.005〜0.04%、Si：1.5%以下、Mn：1.0〜2.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al：0.01〜0.1%、N：0.008%未満、Cr：0.35〜0.8%を含有し、かつ、2.3≦Mn(mass%)+1.29Cr(mass%)≦2.8を満足し、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、
    組織はフェライト相と体積率で3.0%以上10%未満のマルテンサイト相からなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は6μm超15μm以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフェライト粒界に存在する割合が90%以上であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. さらに、mass%で、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、B：0.01%以下、Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下の1種以上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溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記溶融亜鉛めっきは合金化溶融亜鉛めっきであることを特徴とする請求項1〜4のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
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