JP2007077510A - 耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】自動車内外板パネルなどに適用可能な、耐時効性に優れた高強度高延性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】化学成分が質量%で、C:0.005%以上0.04%未満、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.08%以下、S:0.03%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.01%以下で、残部が実質的に鉄からなり、組織が平均粒径4〜15μmのフェライトと体積率10%未満の第2相から構成され、この第2相の内80%以上が粒界に析出し、更に粒界に析出した第2相の内80%以上がマルテンサイト粒子であり、これら粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接2粒子間の平均間隔Lが、前記フェライトの平均粒径dに対して次の不等式を満たすことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
0.79d＜L＜3.1d
【選択図】図１
【解決手段】化学成分が質量%で、C:0.005%以上0.04%未満、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.08%以下、S:0.03%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.01%以下で、残部が実質的に鉄からなり、組織が平均粒径4〜15μmのフェライトと体積率10%未満の第2相から構成され、この第2相の内80%以上が粒界に析出し、更に粒界に析出した第2相の内80%以上がマルテンサイト粒子であり、これら粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接2粒子間の平均間隔Lが、前記フェライトの平均粒径dに対して次の不等式を満たすことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
0.79d＜L＜3.1d
【選択図】図１
Description
本発明は、自動車内外板パネルなどに適用可能な、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
近年、環境問題等を背景として、高強度鋼板の適用による自動車の軽量化が推進されている。この動きは、自動車の足回り部品に止まらず内外板パネルにも波及し、例えば、サイドパネルに３９０ＭＰａ、４４０ＭＰａ級の高強度鋼板を適用した車種も出始めている。
自動車用内外板パネル材は、優れたプレス成形性、耐デント性、耐面ひずみ性、耐二次加工脆性、表面性状、および耐時効性などの性能が要求される。このように、非常に多くのしかも高レベルの要求性能を満足させる必要があり、材料供給側にとって最も開発が難しい鋼板である。
自動車メーカは、合併、連携等を進めながら、今まさにグローバル展開の最中である。そのため、パネル適用材についても、世界各地に供給する必要性がますます高まるものと考えられる。その場合、船便による輸送中に高温に曝されて時効劣化することが予想される。従って、パネル適用材については、優れた時効性を有することが極めて重要となる。
従来、自動車用内外板パネル材としては、主にＩＦ(Interstitial-
Free)鋼が適用されてきた。これは、ＩＦ鋼が高いｒ値を有し、優れた深絞り性を示すと共に、固溶元素（固溶Ｃ、Ｎ）が無いことから、非時効性を具備するためである。しかしながら、焼付硬化性（Bake-
Hardening）性を持たないことから、パネル材にとって最も重要な特性の一つである耐デント性が不十分である。
Free)鋼が適用されてきた。これは、ＩＦ鋼が高いｒ値を有し、優れた深絞り性を示すと共に、固溶元素（固溶Ｃ、Ｎ）が無いことから、非時効性を具備するためである。しかしながら、焼付硬化性（Bake-
Hardening）性を持たないことから、パネル材にとって最も重要な特性の一つである耐デント性が不十分である。
ＩＦ鋼の高強度化については、例えば、特許文献１には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを複合添加した極低炭素鋼を、Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶強化元素により強化した加工用高強度冷延鋼板が提案されている。この場合は、Ｓｉ、Ｐ添加量に対してＭｎ添加量の最適化を図ることにより、引張強度で４５〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２を確保しながら高いｒ値を得ている。
一方、ＩＦ鋼の深絞り性を維持した上で優れた耐デント性を付与するために、焼付硬化型の高強度鋼板が開発されてきた。これは、固溶強化元素により耐デント性を改善すると共に、固溶Ｃ、Ｎを鋼中に残存させることにより焼付硬化性を持たせるという考え方によるものである。
このような焼付硬化鋼板の高強度化については、例えば、特許文献２に、高塗装焼付硬化性（ＢＨ性）を有するＴｉ含有極低炭素高強度冷延鋼板が提案されている。これは、Ｍｎ、Ｃｒを積極的に添加すると共に、Ｓｉ、Ｐ量を制御することにより、引張強度で３５〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２で良好なｒ値と伸びが得られるというものである。
また、複合組織型の亜鉛めっき鋼板の例として、特許文献３には、優れた延性を付与することが可能な高強度溶融亜鉛メッキ（めっき）鋼板の製造方法が提案されている。この鋼板は、低炭素鋼でＳｉ、Ｍｎ、Ｐを含有する鋼を、熱延後２．５秒以内に平均冷却速度１００℃／ｓｅｃ以上の急速冷却を開始し、７００℃以下５００℃超えの温度まで冷却した後巻き取り、その後、酸洗あるいはさらに冷間圧延して、連続溶融亜鉛めっきを行うとともに７２０℃以上で焼鈍することを特徴としている。
特開平７−２１６４５２号公報
特開平５−７８７８４号公報
特開２００２−３０３４７号公報
しかしながら、上記の従来技術には次のような問題がある。例えば、特許文献１に記載の技術は、結局のところ、ＩＦ鋼をベースとして固溶強化元素により強度を増加させているにすぎず、めっき品質等は期待できない。この場合、ｒ値改善のためＭｎ量を抑制している分、強度確保のため多量のＳｉ、Ｐを添加する必要があり、表面性状、めっき品質、さらには耐二次加工脆性に著しい悪影響を及ぼす。
さらにこの場合、表面性状等に加えて、ＩＦ鋼に起因する耐デント性の不足（ＢＨ性無し）の問題があり、自動車用内外板パネル用亜鉛めっき鋼板として実用化することは、所詮不可能である。また、高ｒ値化を指向するだけでは、張出し成形主体の自動車用内外板パネル材としては、２軸領域での降伏強度の観点からむしろ不利になる。
特許文献２に記載の技術は、焼付硬化性は有するものの、結局のところTi添加の極低炭素鋼をベースとして固溶強化元素により強度を増加させているにすぎない。焼付硬化鋼板のため耐デント性は付与しやすいが、焼付硬化性の原理により、高い耐デント性を得るには、耐時効性を犠牲にしなければならない。このような材質設計による限り、耐デント性と耐時効性を両立させることは不可能である。
さらにここでも、固溶強化元素により表面性状、めっき品質の低下が避けられず、近年特に表面要求性能の厳しい自動車用内外板パネル材としては、最早適用することはできない。また、前述の通り、単なる高ｒ値化だけでは、特に耐デント性を要求される張出し成形主体の自動車用内外板パネル材としては不適当である。
特許文献３に記載の技術は、その実施例に開示されているように、基本的には低炭素鋼でＣが高め（表１：０．０５〜０．１８％Ｃ）であり、高強度鋼である。これは、本発明が目的とする自動車内外板パネル用の低強度のＤＰ鋼とは、対象が全く異なる。また、溶融亜鉛めっきについては、通常の連続溶融亜鉛メッキライン相当の熱処理条件であり、均熱温度以外記載されておらず、特に組織制御の観点からは触れられていない。
本発明は、上述の問題を解決し、自動車内外板パネルなどに適用可能な、耐時効性に優れた高強度高延性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に、本発明は、化学成分が質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下で、残部が実質的に鉄からなり、組織が平均粒径４〜１５μｍのフェライトと体積率１０％未満の第２相から構成され、この第２相の内８０％以上が粒界に析出し、更に粒界に析出した第２相の内８０％以上がマルテンサイト粒子であり、これら粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接２粒子間の平均間隔Ｌが、前記フェライトの平均粒径ｄに対して次の不等式を満たすことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板を提供する。
０．７９ｄ＜Ｌ＜３．１ｄ （１）
０．７９ｄ＜Ｌ＜３．１ｄ （１）
上記亜鉛めっき鋼板において、化学成分としてさらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の内１種以上を含有することもできる。また、めっき表面にさらに有機被膜を有するようにすることもできる。
本発明は、従来技術では不可能であった、高強度高延性と優れた耐時効性とを同時に具備した亜鉛めっき鋼板を製造するため、従来とは全く異なる新たな視点から自動車内外板パネル適用材の開発に取組み、鋭意検討した結果なされた。特に、電子顕微鏡レベルのミクロ組織に着目して精緻な実験を行い、検討を重ねることにより、主にフェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織とすると共に、その分布状況が重要であることを突き止めた。
すなわち、上記のように、フェライトとマルテンサイトの体積率、およびマルテンサイトの生成サイト、分布形態、さらに分布間隔が極めて重要であり、これらを所定の範囲内に制御することにより、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板が得られることを明らかにした。
さらに、このような自動車内外板パネルに適した優れた特性を有する亜鉛めっき鋼板を製造するには、化学成分バランスと熱延後の冷却条件の組合せ、焼鈍条件の精密な制御が必須であることを見出した。これらの知見に基づき、上述のミクロ組織を達成するための化学成分および製造条件の最適値を初めて明確化した。以下、本発明の個々の構成について説明する。
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満
Ｃは、鋼の引張強度を確保するために必要な元素であり、一定量含有させる必要がある。しかし、Ｃ量が０．０４％以上の場合、成形性が低下し、本発明が主な対象とする自動車用鋼板として不適であり、さらに溶接性の観点からも好ましくない。一方、一定体積率のマルテンサイト相を形成させるためには、他の元素の含有量にもよるが、少なくとも０．００５％以上必要である。従って、Ｃ量を０．００５％以上０．０４％未満の範囲内とする。
Ｃは、鋼の引張強度を確保するために必要な元素であり、一定量含有させる必要がある。しかし、Ｃ量が０．０４％以上の場合、成形性が低下し、本発明が主な対象とする自動車用鋼板として不適であり、さらに溶接性の観点からも好ましくない。一方、一定体積率のマルテンサイト相を形成させるためには、他の元素の含有量にもよるが、少なくとも０．００５％以上必要である。従って、Ｃ量を０．００５％以上０．０４％未満の範囲内とする。
なお、成形性の観点からは、Ｃ量を０．０３５％未満とすることがさらに望ましい。また、マルテンサイト相をさらに安定して形成させ、本発明の目的である耐時効性をさらに向上させるには、Ｃ量を０．０１％以上とすることが望ましい。
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは強度確保およびマルテンサイト相を安定して得るために有効な元素である。しかし、Ｓｉを０．５％を超えて添加すると、めっき密着性および表面性状を著しく劣化させる。従って、Ｓｉ量を０．５％以下とする。なおＳｉ量は、めっき密着性および表面性状をさらに改善するには０．２５％以下、さらに高いめっき品質を得るには０．１％以下、とすることが望ましい。
Ｓｉは強度確保およびマルテンサイト相を安定して得るために有効な元素である。しかし、Ｓｉを０．５％を超えて添加すると、めっき密着性および表面性状を著しく劣化させる。従って、Ｓｉ量を０．５％以下とする。なおＳｉ量は、めっき密着性および表面性状をさらに改善するには０．２５％以下、さらに高いめっき品質を得るには０．１％以下、とすることが望ましい。
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして析出させてスラブの熱間割れを防止するのに有効な元素である。本発明では、マルテンサイト相を形成させるため、焼入性を向上させるＭｎを０．５％以上添加する。しかし、Ｍｎ量が３．０％を超えると、スラブコストの著しい上昇を招くだけでなく、加工性も劣化する。従って、Ｍｎ量を０．５〜３．０％の範囲内とする。なお、マルテンサイト相を安定して得るには、Ｍｎを１％以上添加することが望ましい。一方、コスト、加工性の観点からは、Ｍｎ量を２．５％未満とすることが望ましい。
Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして析出させてスラブの熱間割れを防止するのに有効な元素である。本発明では、マルテンサイト相を形成させるため、焼入性を向上させるＭｎを０．５％以上添加する。しかし、Ｍｎ量が３．０％を超えると、スラブコストの著しい上昇を招くだけでなく、加工性も劣化する。従って、Ｍｎ量を０．５〜３．０％の範囲内とする。なお、マルテンサイト相を安定して得るには、Ｍｎを１％以上添加することが望ましい。一方、コスト、加工性の観点からは、Ｍｎ量を２．５％未満とすることが望ましい。
Ｐ：０．０８％以下
Ｐは、鋼の高強度化に非常に有効な元素である。本発明においては、従来の極低炭素鋼をベースとしたパネル用鋼板に比べ、固溶Ｃ残存により高い耐二次加工脆性を維持できるので、比較的高めのＰ添加を許容することができる。しかし、Ｐは、０．０８％を超えて添加するとプレス成形後の耐二次加工脆性を劣化させ、亜鉛めっき後の合金化処理性の低下を引き起こす。従って、Ｐ量を０．０８％以下とする。なお、耐二次加工脆性および合金化反応の観点からは、Ｐ量を０．０５％以下とすることが望ましい。
Ｐは、鋼の高強度化に非常に有効な元素である。本発明においては、従来の極低炭素鋼をベースとしたパネル用鋼板に比べ、固溶Ｃ残存により高い耐二次加工脆性を維持できるので、比較的高めのＰ添加を許容することができる。しかし、Ｐは、０．０８％を超えて添加するとプレス成形後の耐二次加工脆性を劣化させ、亜鉛めっき後の合金化処理性の低下を引き起こす。従って、Ｐ量を０．０８％以下とする。なお、耐二次加工脆性および合金化反応の観点からは、Ｐ量を０．０５％以下とすることが望ましい。
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るので少ない方がよい。Ｓ量が０．０３％を超えると、微細なＭｎＳの析出により加工性が劣化する。従って、Ｓ量を０．０３％以下とする。なお、加工性の観点からは、Ｓ量をさらに０．０１５％以下とすることが望ましい。
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るので少ない方がよい。Ｓ量が０．０３％を超えると、微細なＭｎＳの析出により加工性が劣化する。従って、Ｓ量を０．０３％以下とする。なお、加工性の観点からは、Ｓ量をさらに０．０１５％以下とすることが望ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸に寄与すると共に、鋼中の不要な固溶Ｎを窒化物として固定する役割がある。この効果は、Ａｌ量が０．０１％未満では十分ではなく、一方、Ａｌ量が０．１％を超えても添加量に見合う効果は得られない。従って、Ａｌ量を０．０１〜０．１％の範囲内とする。
Ａｌは、鋼の脱酸に寄与すると共に、鋼中の不要な固溶Ｎを窒化物として固定する役割がある。この効果は、Ａｌ量が０．０１％未満では十分ではなく、一方、Ａｌ量が０．１％を超えても添加量に見合う効果は得られない。従って、Ａｌ量を０．０１〜０．１％の範囲内とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、時効性の観点から固溶状態で残存させることはできないので、少ない方がよい。Ｎ量が０．０１％を超えると、過剰な窒化物の生成により延性および靭性が劣化する。従って、Ｎ量を０．０１％以下とする。
Ｎは、時効性の観点から固溶状態で残存させることはできないので、少ない方がよい。Ｎ量が０．０１％を超えると、過剰な窒化物の生成により延性および靭性が劣化する。従って、Ｎ量を０．０１％以下とする。
Ｃｒ、Ｍｏ: 添加する場合、それぞれ１％以下
Ｃｒ、Ｍｏは、焼入性を向上させ、マルテンサイト相を安定して得るのに有効な元素であり、また、溶接における熱影響部（ＨＡＺ）の軟化抑制にも効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｃｒ、Ｍｏの添加量がそれぞれ
１％を超えると、ＨＡＺの硬度上昇が大きくなりすぎる。従って、Ｃｒ、Ｍｏを添加する場合は、それぞれ１％以下とする。
Ｃｒ、Ｍｏは、焼入性を向上させ、マルテンサイト相を安定して得るのに有効な元素であり、また、溶接における熱影響部（ＨＡＺ）の軟化抑制にも効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｃｒ、Ｍｏの添加量がそれぞれ
１％を超えると、ＨＡＺの硬度上昇が大きくなりすぎる。従って、Ｃｒ、Ｍｏを添加する場合は、それぞれ１％以下とする。
Ｖ： 添加する場合、０．５％以下
Ｖは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の軟化抑制に効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｖの添加量が０．５％を超えると、ＨＡＺの硬度上昇が大きくなりすぎる。従って、Ｖを添加する場合は０．５％以下とする。
Ｖは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の軟化抑制に効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｖの添加量が０．５％を超えると、ＨＡＺの硬度上昇が大きくなりすぎる。従って、Ｖを添加する場合は０．５％以下とする。
Ｂ: 添加する場合、０．０００２〜０．００３％
Ｂは、焼入性向上に有効な元素であり、低温変態相を安定して生成させるために必要に応じて添加することができる。その効果を得るためには０．０００２％以上とするが、０．００３％を超えても、コストに見合う効果が得られない。従って、Ｂを添加する場合は０．０００２〜０．００３％の範囲内とする。
Ｂは、焼入性向上に有効な元素であり、低温変態相を安定して生成させるために必要に応じて添加することができる。その効果を得るためには０．０００２％以上とするが、０．００３％を超えても、コストに見合う効果が得られない。従って、Ｂを添加する場合は０．０００２〜０．００３％の範囲内とする。
Ｔｉ、Ｎｂ： 添加する場合、それぞれ０．１％以下
Ｔｉ、Ｎｂは、窒化物を形成してＮを固定化する。Ａｌに代わりＴｉ、ＮｂでＮを固定化することにより、成形性の向上が期待できるので必要に応じて添加することができる。但し、それぞれ０．１％を超えて添加しても、コストに見合う効果が得られない。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合はそれぞれ０．１％%以下とする。但し、Ｔｉ、ＮｂをＮの固定化に必要な量より過剰に添加すると、Ｔｉ、Ｎｂが炭化物を形成し、固溶Ｃが減少するため低温変態相（マルテンサイト）を安定して生成させるのが困難となる。従って、Ｔｉ、Ｎｂの添加量は、Ｎの固定化に必要な量（例えば、Ｎに対するＴｉ＋Ｎｂの化学当量より過剰とならないことが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂは、窒化物を形成してＮを固定化する。Ａｌに代わりＴｉ、ＮｂでＮを固定化することにより、成形性の向上が期待できるので必要に応じて添加することができる。但し、それぞれ０．１％を超えて添加しても、コストに見合う効果が得られない。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合はそれぞれ０．１％%以下とする。但し、Ｔｉ、ＮｂをＮの固定化に必要な量より過剰に添加すると、Ｔｉ、Ｎｂが炭化物を形成し、固溶Ｃが減少するため低温変態相（マルテンサイト）を安定して生成させるのが困難となる。従って、Ｔｉ、Ｎｂの添加量は、Ｎの固定化に必要な量（例えば、Ｎに対するＴｉ＋Ｎｂの化学当量より過剰とならないことが好ましい。
組織：フェライト＋マルテンサイト
前述のように、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板は、従来のＩＦ鋼あるいは焼付硬化型鋼をベースとして高強度化を図る手法では得ることは困難である。そのためにはまず、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼とする必要がある。さらに詳細な検討の結果、マルテンサイトのフェライトに対する分散状況を、適切に制御することが重要である。その詳細について、以下に説明する。
前述のように、耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板は、従来のＩＦ鋼あるいは焼付硬化型鋼をベースとして高強度化を図る手法では得ることは困難である。そのためにはまず、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼とする必要がある。さらに詳細な検討の結果、マルテンサイトのフェライトに対する分散状況を、適切に制御することが重要である。その詳細について、以下に説明する。
フェライト粒径：４〜１５μｍ
フェライト粒径の制御は特に重要である。フェライト粒径が４μｍ未満の場合、後述のマルテンサイト粒子がたとえ発明範囲内であっても、耐面ひずみ性の劣化を招くと共に、自動車内外板パネルの成形に必要な延性が得られない。これより、フェライト粒径を４μｍ以上、好ましくは５μｍ以上とする。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。従って、フェライト粒径ｄを４〜１５μｍの範囲内、好ましくは５〜１５μｍの範囲内とする。
フェライト粒径の制御は特に重要である。フェライト粒径が４μｍ未満の場合、後述のマルテンサイト粒子がたとえ発明範囲内であっても、耐面ひずみ性の劣化を招くと共に、自動車内外板パネルの成形に必要な延性が得られない。これより、フェライト粒径を４μｍ以上、好ましくは５μｍ以上とする。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。従って、フェライト粒径ｄを４〜１５μｍの範囲内、好ましくは５〜１５μｍの範囲内とする。
第２相体積率：１０％未満
本発明で言う第２相とはマルテンサイトの他、ベイナイト、残留オーステナイトを指す。第２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。従って、第２相体積率を１０％未満とする。なお、成形性の観点からは、さらに第２相体積率を８％未満とすることが望ましい。
本発明で言う第２相とはマルテンサイトの他、ベイナイト、残留オーステナイトを指す。第２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。従って、第２相体積率を１０％未満とする。なお、成形性の観点からは、さらに第２相体積率を８％未満とすることが望ましい。
第２相の析出サイト：フェライト粒界析出が８０％以上
第２相の析出サイトは、本発明において非常に重要である。フェライト粒内に析出した第２相は、延性の低下をもたらし、粒内析出の比率が２０％を超えるとこの傾向が顕著となる。これより、本発明が目的とする優れた強度と延性のバランスを得るには、第２相のうち体積分率で８０％以上がフェライト粒界を占めることが必要である。なお、強度−延性バランスの観点からは、さらにフェライト粒界析出の比率が９０％以上であることが望ましい。
第２相の析出サイトは、本発明において非常に重要である。フェライト粒内に析出した第２相は、延性の低下をもたらし、粒内析出の比率が２０％を超えるとこの傾向が顕著となる。これより、本発明が目的とする優れた強度と延性のバランスを得るには、第２相のうち体積分率で８０％以上がフェライト粒界を占めることが必要である。なお、強度−延性バランスの観点からは、さらにフェライト粒界析出の比率が９０％以上であることが望ましい。
マルテンサイトの比率：粒界に析出した第２相の内８０％以上
フェライト粒界に析出したマルテンサイトは、フェライト粒内析出の場合、あるいは粒界析出でもマルテンサイト以外の第２相に比べて、降伏伸びＹＰＥｌを消失させるのに非常に有効であることを見出した。特に、粒界に析出した第２相の内マルテンサイトの比率が８０％以上の場合、この効果が顕著となる。本発明において優れた耐時効性とは、３０℃×６ヶ月に相当する促進時効（１００℃×１０ｈｒ）試験後に、ＹＰＥｌが現れないことと定義する。なお、耐時効性の観点からは、さらにマルテンサイトの比率が９０％以上であることが望ましい。
フェライト粒界に析出したマルテンサイトは、フェライト粒内析出の場合、あるいは粒界析出でもマルテンサイト以外の第２相に比べて、降伏伸びＹＰＥｌを消失させるのに非常に有効であることを見出した。特に、粒界に析出した第２相の内マルテンサイトの比率が８０％以上の場合、この効果が顕著となる。本発明において優れた耐時効性とは、３０℃×６ヶ月に相当する促進時効（１００℃×１０ｈｒ）試験後に、ＹＰＥｌが現れないことと定義する。なお、耐時効性の観点からは、さらにマルテンサイトの比率が９０％以上であることが望ましい。
マルテンサイト粒子の平均間隔Ｌ：０．７９ｄ＜Ｌ＜３．１ｄ （ｄ:フェライト粒径)
フェライト粒界上のマルテンサイト粒子の分布状況は、耐時効性に大きな影響を及ぼす。マルテンサイト粒子は、その生成時に隣接フェライト内の界面近傍に、多数の転位を形成する。これらの可動転位が塑性変形時に比較的低応力で動くことにより、降伏点伸びＹＰＥｌが現出することなく変形が進行する。この時、フェライト粒界上のマルテンサイト粒子が、少なすぎ又は分布が不均一であると、ＹＰＥｌが現出する。一方、マルテンサイト粒子が多すぎると、成形性を損なう。
フェライト粒界上のマルテンサイト粒子の分布状況は、耐時効性に大きな影響を及ぼす。マルテンサイト粒子は、その生成時に隣接フェライト内の界面近傍に、多数の転位を形成する。これらの可動転位が塑性変形時に比較的低応力で動くことにより、降伏点伸びＹＰＥｌが現出することなく変形が進行する。この時、フェライト粒界上のマルテンサイト粒子が、少なすぎ又は分布が不均一であると、ＹＰＥｌが現出する。一方、マルテンサイト粒子が多すぎると、成形性を損なう。
このように、マルテンサイト粒子をフェライト粒界上に所定の間隔で均一に分布させることが、優れた耐時効性を有し、かつパネル成形に適した高レベルの成形性を得るために最も重要である。フェライト粒界上のマルテンサイト粒子の分布状況を表す指標として、マルテンサイト粒子の平均間隔Lを用いると、本発明の目的が達成される条件は、後述の実施例より次の不等式（１）の範囲内となる。
０．７９ｄ＜Ｌ＜３．１ｄ （１）
ここで、dはフェライト粒径を表す。
０．７９ｄ＜Ｌ＜３．１ｄ （１）
ここで、dはフェライト粒径を表す。
この平均間隔Ｌが３．１ｄ以上になると、フェライト粒に対するフェライト粒界上のマルテンサイト粒子の数が不足し、耐時効性が劣化する。一方、平均間隔Ｌが０．７９ｄ以下となると、マルテンサイト粒子の数が過剰となり、成形性が劣化する。なお、耐時効性の観点からはＬ＜２．４ｄとすることが好ましく、成形性の観点からは１．０ｄ＜Ｌとすることが好ましい。
なお、この式（１）は隣接マルテンサイト粒子間の間隔の平均値Ｌで表されているが、マルテンサイト粒子ができるだけ均一に分布していることが耐時効性および成形性の両方にとって望ましい。従って、個々のマルテンサイト粒子間隔についても、できるだけ式（１）を満たし、個々の粒子間隔の内７０％以上が式（１）を満たすことが望ましい（ここでは、Ｌを個々のマルテンサイト粒子間隔にとる）。さらに耐時効性および成形性を向上させるには、マルテンサイト粒子間隔の内８０％以上が式（１）を満たすことが望ましい。
上述の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板を得ることが可能な製造方法の発明は、次のようになる。その発明は、上述の発明の化学成分を有する鋼に、Ａｒ３点以上の終了温度で熱間圧延を行い、圧延後２秒以内に冷却を開始して７０℃／ｓ以上の冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、その後５００℃以上で巻取り、冷間圧延および溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、組織を前述の発明の組織に制御することを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
ここでさらに、溶融亜鉛めっき処理は、めっき前の加熱を均熱温度Ａｃ１〜（Ａｃ１＋８０℃）かつ均熱温度まで１００℃以内の温度域では５℃／ｓ以下の昇温速度で鋼板を加熱し、その後めっき浴浸漬まで冷却速度３〜１５℃／ｓの１次冷却を行い、溶融亜鉛めっきを施した後、あるいはその後合金化処理を施した後に３℃／ｓ以上の冷却速度で２次冷却を行うことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法とすることもできる。
この製造方法は、前述の高強度高延性亜鉛めっき鋼板を得ることが可能な製造条件について、詳細に検討した結果なされたものであり、高度に組織制御された本発明の鋼板を得るための必須条件である。以下、詳細について説明する。
熱間圧延の終了温度：Ａｒ３点以上
熱間圧延においては、終了温度が低いほど圧延後のフェライト相の生成が促進され、組織が細粒化する。しかし、熱間圧延の終了温度がＡｒ３点未満に低下すると、バンド組織が形成され、焼鈍後に組織制御されたフェライトとマルテンサイトが得られなくなる。従って、熱間圧延の終了温度をＡｒ３点以上とする。
熱間圧延においては、終了温度が低いほど圧延後のフェライト相の生成が促進され、組織が細粒化する。しかし、熱間圧延の終了温度がＡｒ３点未満に低下すると、バンド組織が形成され、焼鈍後に組織制御されたフェライトとマルテンサイトが得られなくなる。従って、熱間圧延の終了温度をＡｒ３点以上とする。
熱間圧延後の冷却は、本発明の組織制御において重要なポイントである。本発明は、自動車用材料として最も高性能を要求される内外板パネル適用材として、前述のように高度に組織制御された複合組織とする。そのためには、まずバンド組織の形成を可能な限り防止する必要がある。
熱延段階で形成されたバンド組織は、その後の溶融亜鉛めっき処理の際の熱処理（焼鈍）では解消されず、マルテンサイトの分布も微細かつ均一に分散させることが不可能となる。鋭意検討の結果、バンド組織の形成は、熱間圧延後の冷却条件、とりわけ、急冷開始時間、冷却速度、および急冷終了温度を制御することにより、抑制することが可能なことを見出した。次にこれらの冷却条件について説明する。
急冷開始時間：圧延後２秒以内
熱間圧延後の急冷開始までの時間が2秒を超えると、高温でフェライト生成が開始するため、組織が粗大化する。従って、圧延後２秒以内に急冷を開始する。さらに熱延板組織の均一化を図るには、圧延後１．５秒以内に急冷を開始することが望ましい。
熱間圧延後の急冷開始までの時間が2秒を超えると、高温でフェライト生成が開始するため、組織が粗大化する。従って、圧延後２秒以内に急冷を開始する。さらに熱延板組織の均一化を図るには、圧延後１．５秒以内に急冷を開始することが望ましい。
冷却速度： ７０℃／ｓ以上
急冷の冷却速度が７０℃／ｓ未満であると、フェライトが合金元素の偏析に対応して析出する。合金元素の偏析は圧延により層状となっており、初析フェライトとパーライトが層状に生成し、バンド組織となる。従って、熱間圧延後の冷却速度を７０℃／ｓ以上とする。バンド組織抑制の観点からは、冷却速度を好ましくは１００℃／ｓ以上、さらには１２０℃／ｓ超とすることが望ましい。
急冷の冷却速度が７０℃／ｓ未満であると、フェライトが合金元素の偏析に対応して析出する。合金元素の偏析は圧延により層状となっており、初析フェライトとパーライトが層状に生成し、バンド組織となる。従って、熱間圧延後の冷却速度を７０℃／ｓ以上とする。バンド組織抑制の観点からは、冷却速度を好ましくは１００℃／ｓ以上、さらには１２０℃／ｓ超とすることが望ましい。
急冷終了温度：６５０℃以下
熱間圧延後の急速冷却（急冷）は巻取温度まで行ってもよいが、巻取温度制御のために少し高めの温度で急冷を終了することもできる。この急速冷却終了温度が650℃を超えると、その後の冷却中も高温のため前述と同様バンド組織となる。従って、急速冷却終了温度は６５０℃以下とする。なお、その後の冷却は、巻取温度の制御のための冷却であり、冷却速度、冷却方法（空冷、水冷）については特に制限はない。
熱間圧延後の急速冷却（急冷）は巻取温度まで行ってもよいが、巻取温度制御のために少し高めの温度で急冷を終了することもできる。この急速冷却終了温度が650℃を超えると、その後の冷却中も高温のため前述と同様バンド組織となる。従って、急速冷却終了温度は６５０℃以下とする。なお、その後の冷却は、巻取温度の制御のための冷却であり、冷却速度、冷却方法（空冷、水冷）については特に制限はない。
巻取温度：５００℃以上
巻取温度の管理は特に重要である。巻取温度が５００℃未満の場合、熱延板の組織はベイナイト主体となりやすく、冷圧、焼鈍後の再結晶集合組織が発達せず、ｒ値の向上を阻害する。従って、巻取温度を５００℃以上、好ましくは５５０℃以上とする。
巻取温度の管理は特に重要である。巻取温度が５００℃未満の場合、熱延板の組織はベイナイト主体となりやすく、冷圧、焼鈍後の再結晶集合組織が発達せず、ｒ値の向上を阻害する。従って、巻取温度を５００℃以上、好ましくは５５０℃以上とする。
得られた熱延板は、酸洗後、冷間圧延を行ってから、めっき処理を施す。めっき方法については、本発明の組織を得る上で熱処理条件が重要である。熱処理条件としては、めっき前の加熱（焼鈍）の昇温速度、均熱温度、１次冷却（焼鈍後、めっき前）の冷却速度、２次冷却（めっき後）の冷却速度の制御を行う。次にこれらの熱処理条件について説明する。
昇温速度：均熱温度まで１００℃以内の温度域では５℃／ｓ以下
めっき前の加熱（焼鈍）の昇温速度は、本発明の組織を得る上で非常に重要な熱処理条件である。均熱温度まで１００℃以内の温度域（均熱温度−１００℃〜均熱温度）で昇温速度が５℃／sを超えると、再結晶が十分進行しない内にＡｃ１変態点を超えることになる。そのため、均熱段階で、再結晶と第２相析出（オーステナイト生成）が競合し、最終的に本発明の目的とするフェライト粒界にマルテンサイトを析出させることができなくなる。また、望ましいフェライト粒径も得られない。
めっき前の加熱（焼鈍）の昇温速度は、本発明の組織を得る上で非常に重要な熱処理条件である。均熱温度まで１００℃以内の温度域（均熱温度−１００℃〜均熱温度）で昇温速度が５℃／sを超えると、再結晶が十分進行しない内にＡｃ１変態点を超えることになる。そのため、均熱段階で、再結晶と第２相析出（オーステナイト生成）が競合し、最終的に本発明の目的とするフェライト粒界にマルテンサイトを析出させることができなくなる。また、望ましいフェライト粒径も得られない。
以上より、均熱温度まで１００℃以内の温度域では、昇温速度を５℃／ｓ以下とする。また、昇温速度を３℃／ｓ以下とするとさらに効果的である。なお、この温度域より低温側では、５℃／ｓ以下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。
均熱温度： Ａｃ１〜（Ａｃ１＋８０℃）
焼鈍の均熱温度は、フェライトと第2相からなる組織を得るため、適切な温度に加熱（均熱）する必要がある。均熱温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイト相が生成せず、マルテンサイトを得ることができない。一方、焼鈍温度がＡｃ１＋８０℃を超えると、オーステナイト相が増加して粗大化し、第２相への元素濃化が促進されず、微細なマルテンサイトが得られなくなる。従って、均熱温度をＡｃ１〜（Ａｃ１＋８０℃）の範囲内とする。
焼鈍の均熱温度は、フェライトと第2相からなる組織を得るため、適切な温度に加熱（均熱）する必要がある。均熱温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイト相が生成せず、マルテンサイトを得ることができない。一方、焼鈍温度がＡｃ１＋８０℃を超えると、オーステナイト相が増加して粗大化し、第２相への元素濃化が促進されず、微細なマルテンサイトが得られなくなる。従って、均熱温度をＡｃ１〜（Ａｃ１＋８０℃）の範囲内とする。
さらに、本発明の目標とする高延性および耐時効性の観点からは、均熱温度をＡｃ１＋２０〜Ａｃ１＋６０℃の範囲内とすることが望ましい。また、均熱時間については、好ましいフェライト粒径を得ると共にオーステナイト相への元素濃化を促進する観点から、２０秒以上確保することが望ましい。
１次冷却の冷却条件：冷却速度３〜１５℃／ｓ
均熱後のめっき浸漬までの1次冷却においては、冷却過程でオーステナイトがパーライトに分解するのを防止するため、冷却速度を３℃／ｓ以上とする。化学成分にもよるが、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。一方、冷却速度が１５℃／ｓ以上になると、第２相への元素濃化が抑制され、マルテンサイトが安定して生成されにくくなる。従って、1次冷却における冷却速度は３〜１５℃／ｓの範囲内とする。
均熱後のめっき浸漬までの1次冷却においては、冷却過程でオーステナイトがパーライトに分解するのを防止するため、冷却速度を３℃／ｓ以上とする。化学成分にもよるが、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。一方、冷却速度が１５℃／ｓ以上になると、第２相への元素濃化が抑制され、マルテンサイトが安定して生成されにくくなる。従って、1次冷却における冷却速度は３〜１５℃／ｓの範囲内とする。
２次冷却の冷却速度：３℃／ｓ以上
めっき浸漬後又は合金化処理後の2次冷却の冷却速度は、マルテンサイトを安定して得るため、Ｍｓ点以下の温度まで３℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却する必要がある。２次冷却の冷却速度は、化学成分にもよるが、５℃／ｓ以上が好ましく、さらに安定してマルテンサイトを得るには、７℃／ｓ以上とすることが望ましい。また、少なくともＭｓ点以下の温度まで、この冷却速度を確保することが望ましい。
めっき浸漬後又は合金化処理後の2次冷却の冷却速度は、マルテンサイトを安定して得るため、Ｍｓ点以下の温度まで３℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却する必要がある。２次冷却の冷却速度は、化学成分にもよるが、５℃／ｓ以上が好ましく、さらに安定してマルテンサイトを得るには、７℃／ｓ以上とすることが望ましい。また、少なくともＭｓ点以下の温度まで、この冷却速度を確保することが望ましい。
このようにして製造しためっき鋼板は、伸張率０．２〜１．５％程度の調質圧延を施して降伏点伸びを消去する。また、めっき表面にさらに有機被膜処理を施してもよい。
本発明は、特定の範囲内に化学成分を限定し、熱延条件および焼鈍条件を精緻に制御して最終的なミクロ組織を正確に造り込むことにより、高強度を確保した上で、優れた耐時効性、成形性を始めとする自動車用内外板パネル適用材としての要求性能を総て具備した亜鉛めっき鋼板の製造を可能とする。
発明の実施に当たっては、上記の化学成分を有する鋼のスラブを、通常の薄鋼板の製造方法により、加熱炉で加熱後圧延あるいは連続鋳造ままで直接圧延する。
冷間圧延においては、冷圧率を通常の操業範囲内の５０〜８５％とすればよいが、より安定して本発明のフェライト粒径を得るには、冷圧率を８０％以下とすることが望ましい。
冷間圧延においては、冷圧率を通常の操業範囲内の５０〜８５％とすればよいが、より安定して本発明のフェライト粒径を得るには、冷圧率を８０％以下とすることが望ましい。
図１は、本発明の化学成分を有する鋼板について、最終的な組織を製造条件により種々変化させ、得られた組織と耐時効性、成形性の関係を整理して示した図である。組織については、走査型電子顕微鏡を用いて、フェライトの平均粒径ｄと粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接２粒子間の平均間隔Ｌを求めた。具体的には、倍率２０００倍で１０視野撮影し、画像処理によりｄ、Ｌの測定を行った。なお、Ｌは粒界に沿った長さを測定した。
耐時効性については、前述のように３０℃×６ヶ月に相当する促進時効（１００℃×１０ｈｒ）試験後に、ＹＰＥｌが現れない試料をＯＫとした。なお、３０℃×９ヶ月に相当する促進時効試験（１００℃×１５ｈｒ）も実施した。成形性については、１６０ｍｍφの球頭ポンチによる張出し試験を行い、限界張出し高さを測定して評価した。限界張出し高さは、材料の延性のみならずｎ値、さらにはｒ値（Δｒも含む）の影響も受け、パネル材としての成形性を総合的に評価する特性値と言える。また、この試験の際、肌荒れ発生の有無についても評価した。
以上の結果について、図１では、耐時効性、成形性、耐肌荒れ性の総てについてＯＫとなった試料を○、◎印で示し、１つでもＮＧとなった（ＯＫでなかった）試料を×印で示している。この内、◎印は特に優れた特性を示した試料を示す。なお、耐時効性で特に優れた特性（◎印）とは、上記３０℃×９ヶ月に相当する促進時効試験でもＹＰＥｌが現れないこととした。
表１に示す化学成分を有する鋼を溶解後、連続鋳造によりスラブを製造した。鋼番Ｎｏ．１〜１０は本発明鋼、鋼番Ｎｏ．１１〜１４は、それぞれＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｐ量が上限値を上回る比較鋼である。
これらの鋼のスラブを１２００℃に加熱後、Ａｒ３変態点以上の圧延終了温度で熱間圧延を行い、その後の冷却条件（急冷開始時間、冷却速度、急冷終了温度）と巻取温度を変化させて熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗し、冷圧率７０％の冷間圧延を行い、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板を製造した。
冷延鋼板を溶融亜鉛めっきラインに通板し、めっき処理および合金化処理を施した。この際、昇温速度、均熱温度、１次冷却（焼鈍後、めっき前）と２次冷却（めっき後）の冷却速度を変化させて処理を行った。めっき後の鋼板には、調質圧延を施し（圧下率０．２〜１．５％）、降伏点伸びを消去した。以上の製造条件を表２に示す。
得られた亜鉛めっき鋼板については、走査型電子顕微鏡によりミクロ組織を撮影し、画像処理により詳細に解析した。解析項目は、フェライトの平均粒径、第２相体積率、第２相のうち粒界析出の割合、割合、および粒界析出したマルテンサイト粒子間の平均間隔である。
また、これら供試材については、引張試験をＪＩＳ５号試験片をＣ方向に採取して行った。さらに、張出し性と耐時効性についても、実施例１と同じ条件で行った。以上の調査結果を表２に併せて示す。ここで、耐時効性、成形性についてＯＫとなった試料を○、◎印で示し、ＮＧとなった（ＯＫでなかった）試料を×印で示している。この内、◎印は、実施例１と同様、特に優れた特性を示した試料を示す。
表２に示すように、本発明の化学成分範囲内にあり（本発明鋼）、かつ本発明のミクロ組織を有する供試材（本発明例Ｎｏ．１〜３、７〜８、１３〜２０）は、優れた張出し性と耐時効性を同時に満足している。
比較例Ｎｏ．４〜６は、めっき処理の際の連続焼鈍条件が本発明範囲外のため、フェライト粒径又はマルテンサイト粒子間の平均間隔も本発明の範囲に入らず、張出し性又は耐時効性が目標に達していない。
比較例Ｎｏ．９〜１２は、熱延後の冷却条件又は巻取条件が本発明範囲外のため、マルテンサイト粒子間の平均間隔、粒界析出の割合のいずれか又は双方が本発明の範囲に入らず、張出し性、耐時効性のいずれか又は双方が目標に達していない。
さらに、比較例Ｎｏ．２１〜２４は、化学成分が本発明範囲外（比較鋼）であり（Ｎｏ．２２は均熱温度も本発明範囲外）、本発明の規定するミクロ組織が得られず、張出し性、耐時効性のいずれか又は双方が目標に達していない。
本発明の亜鉛めっき鋼板は、自動車用のみならず、家庭用電化製品など広い分野で活用できる。
Claims (6)
- 化学成分が質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下で、残部が実質的に鉄からなり、組織が平均粒径４〜１５μｍのフェライトと体積率１０％未満の第２相から構成され、この第２相の内８０％以上が粒界に析出し、更に粒界に析出した第２相の内８０％以上がマルテンサイト粒子であり、これら粒界に分布するマルテンサイト粒子は隣接２粒子間の平均間隔Ｌが、前記フェライトの平均粒径ｄに対して次の不等式を満たすことを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
０．７９ｄ＜Ｌ＜３．１ｄ - 請求項１記載の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板において、化学成分としてさらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の内１種以上を含有することを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
- めっき表面にさらに有機被膜を有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１または請求項２記載の化学成分を有する鋼を、Ａｒ３点以上の終了温度で熱間圧延を行い、圧延後２秒以内に冷却を開始して７０℃／ｓ以上の冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、その後５００℃以上で巻取り、冷間圧延および溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、組織を請求項１記載の組織に制御することを特徴とする耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛めっき処理は、めっき前の加熱を均熱温度Ａｃ１〜（Ａｃ１＋８０℃）かつ均熱温度まで１００℃以内の温度域では５℃／ｓ以下の昇温速度で鋼板を加熱し、その後めっき浴浸漬まで冷却速度３〜１５℃／ｓの１次冷却を行い、溶融亜鉛めっきを施した後、あるいはその後合金化処理を施した後に３℃／ｓ以上の冷却速度で２次冷却を行うことを特徴とする請求項４に記載の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- めっき表面にさらに有機被膜処理を施すことを特徴とする請求項４または請求項５に記載の耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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