JP2009035818A

JP2009035818A - プレス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

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Publication number: JP2009035818A
Application number: JP2008177470A
Authority: JP
Inventors: Hideyuki Kimura; 英之木村; Yoshihiko Ono; 義彦小野; Kaneharu Okuda; 金晴奥田; Takeshi Fujita; 毅藤田; Michitaka Sakurai; 理孝櫻井
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2007-07-11
Filing date: 2008-07-08
Publication date: 2009-02-19
Anticipated expiration: 2028-07-08
Also published as: JP5257981B2

Abstract

【課題】340MPa以上の引張強度を有し、プレス成形性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。
【解決手段】成分組成は、C：0.005%以上0.08%未満、Si：0.2%以下、Mn：0.5%以上1.8%以下、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al： 0.1%以下、N：0.008%以下、Cr：0.5%超2.0%以下を含有し、かつ2.2＜Mn(質量%)+1.3Cr(質量%)≦2.8を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。そして、組織は、フェライト相と面積率で2〜15%のマルテンサイト相を有し、該マルテンサイト相に隣接するパーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率が0.5%以下である。なお、上記溶融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたっては、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍・めっき処理を行う際に、温度、冷却速度を制御する。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、家電等の分野に適し、プレス成形性、特に伸びフランジ性に優れた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要求されている。また、これに加えて、車両衝突時に乗員の安全を確保するため自動車車体の衝突特性を中心とした安全性の向上も要求されている。そして、このような要求に答えるべく、自動車車体の軽量化と乗員保護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乗員保護を同時に満足するには、素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で薄肉化することによる軽量化が効果的と言われており、最近では高強度鋼板が積極的に使用されている。軽量化効果は使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるため、例えば、フード、フェンダー、ドア、ルーフ、バックドア、トランクリッドなどの外板パネル用材料として、引張強度が340MPa以上の強度を有する鋼板を使用する動向にある。
一方、これらの外板パネル部品は、プレス加工によって成形されるため、素材である鋼板には優れたプレス成形性を有していることが必要とされる。しかしながら、高強度鋼板は通常の軟鋼板に比べてプレス成形性が大きく劣化するため、例えばフルドアアウタのウインドウ開口部、フロントフェンダーのフランジ成形部、さらにはヘム加工時にフランジアップされる端面などでは伸びフランジ性不足により亀裂や割れが生じる場合がある。また、降伏強度(YP)が高いために耐面歪性が劣位となり、自動車の外観品質を著しく劣化させる場合がある。このように自動車車体の軽量化を進める上での課題として、高強度でかつ低降伏強度(低YP)、さらには良好な伸びフランジ性を兼ね備えた鋼板の要求が高まっている。

上記を受けて、強度とプレス成形性の両立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添加の極低炭〜低炭素鋼にPを添加した、引張強度490MPa級の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造例が開示されている。
また、鋼板の高強度化とプレス成形性の両立を狙い、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相とマルテンサイトを含む第2相からなる鋼板において、再結晶焼鈍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、高強度でかつ高延性の鋼板を得る方法が開示されている。また、特許文献3には再結晶焼鈍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し、さらにマルテンサイト粒子同士の最隣接粒子間距離を制御することで、高強度でかつ高延性の鋼板を得る方法が開示されている。
さらに、特許文献4には、組織がフェライト相とマルテンサイトを含む第2相からなる鋼板において、Ac1変態点以上Ac3変態点未満の温度で焼鈍後、650℃から450℃の温度範囲を15〜200℃/sの冷却速度で冷却し、さらにC、Mn、Cr量から規定される温度範囲(例えば、実施例中の鋼No.Bでは339〜237℃)を10℃/s未満で冷却することで、高強度でかつ高延性の鋼板を得る方法が開示されている。
特許文献5には、鋼板組織を面積率で50%以上のフェライト相と3〜15%のベイナイト相および5〜20%のマルテンサイト相の3相組織とすることで440〜590N/mm²レベルの高強度でかつ伸びフランジ性に優れた鋼板を得る方法が開示されている。
特許文献6には、C：0.02〜0.033%、Si：0.2%以下、Mn：1.5〜2.5%、Cr：0.03〜0.5%、Mo：0〜0.5%で、かつMn、CrおよびMoの合計量が1.8〜2.5%を含有し、金属組織をフェライト相中にマルテンサイト相の分散した複合組織とすることで、降伏点が300N/mm²以下の成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力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2001-207237号公報特開2002-322537号公報特開2006-52465号公報特開平8-134591号公報特許第3613129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く、強度確保の観点から、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。
特許文献2および特許文献3に記載の技術はMn+1.3Crの値が1.93〜2.17%の鋼において、第2相に占めるマルテンサイトの割合を高めるため、その製造に際しては、焼鈍温度からめっき温度までの1次冷却速度を1〜10℃/s(実施例中では2〜4℃/s)と緩冷却している。しかしながら、第2相中に占めるマルテンサイトの割合が100%と記載されている特許文献2および3の実施例に従い本発明者らが確認試験を行った結果、Mn+1.3Crの値が上記のように低い場合、1次冷却を緩冷却するとパーライトの生成ノーズを横切るため、1μm〜2μm程度の微細なパーライトあるいはベイナイトが多数認められ、第2相中のマルテンサイト割合を100%とすることは困難であった。このように、Mn+1.3Crの値が1.93〜2.17%と低い場合、1次冷却速度が2〜4℃/sの緩冷却では冷却中に生成するパーライトあるいはベイナイト量が増大し、また、その後の合金化処理を行う場合も、500〜700℃の温度域での保持時にパーライトあるいはベイナイトの生成量がさらに増大するため、延性および伸びフランジ性が低下するという課題が特許文献２および３では挙げられる。
特許文献4に記載の技術は、焼鈍均熱後の冷却に際して650℃から450℃の温度範囲を15〜200℃/sで冷却し、C、Mn、Cr量から規定される温度範囲を10℃/s未満で冷却している。実施例においては焼鈍温度から680℃までを3℃/sで冷却し、Tsで表される温度までを80℃/sで急冷し、Tfと表される温度までを10℃/s未満で徐冷し、次いで180℃までを15℃/sで冷却し、室温までを100℃/sで冷却している。このような技術は、溶融亜鉛めっき処理を行わず過時効帯の併設されているCALでは可能であるが、冷却途中で溶融亜鉛めっき処理を施し、なおかつ通常過時効処理設備の併設されていないCGLでは難しい（めっき処理を施す場合、約460℃のめっき浴に鋼板を数秒間浸漬させ、さらに合金化する場合は500〜600℃に加熱して数十秒保持する必要がある）。めっき処理設備を有するCGLでは過時効帯を併設するとライン長が極端に長くなりすぎるので、通常、過時効帯は併設されておらずめっき処理後ガス冷却される。したがって、実施例で示されているような650〜450℃の温度域を15℃/s以上の冷却速度とし、なおかつ390℃以下の温度域を1.3℃/s程度の極めて遅い冷却速度で冷却することは現状のCGLのヒートサイクルでは難しい。室温まで上記冷却パターンで冷却後、溶融亜鉛めっきすることもできるが、その場合は著しいコスト増を招く。したがって、上記のような熱履歴を必要とせず、通常のCGL熱サイクルで良好な材質を得る手法を開発することが必要である。
特許文献5に記載の技術は、伸びフランジ性を高めるためにフェライト相とベイナイト相およびマルテンサイト相の3相組織としており、実施例では面積率でフェライト：89%、ベイナイト：6%、マルテンサイト：5%とすることでYP：242N/mm²、TS：457N/mm²、YR：0.53、λ：135%の440MPa級の高強度でかつ非常に高いλが得られている。また、フェライト：83%、ベイナイト：8%、マルテンサイト9%とすることでYP：303N/mm²、TS：525N/mm²、YR：0.58、λ：122%の490MPa級の高強度でかつ高λが得られている。しかしながら、ベイナイトを面積率で3〜15%含むような3相組織鋼は非常に高いλ値を示すが、YPは必ずしも低くなく、耐面歪性の観点から自動車外板パネル用途への適用は困難な場合がある。
特許文献6に記載の技術は、降伏強度を300N/mm²以下にするために、成分組成を制御し、金属組織をフェライト相中にマルテンサイト相の分散した複合組織としている。実施例では鋼組織としてF+Mの記載にとどまっており、詳細な組織形態は不明であるが、鋼組織をF+Mとすることで降伏点が211MPa、引張強さが448MPa、穴拡げ率が101%の特性値が示されている。特許文献6の実施例では溶融亜鉛浴に浸漬後、合金化処理を施し、その後、調質圧延およびレベラー加工が施されていない状態のサンプルから各種特性を評価しているため、降伏点が低い値となっているが、通常は安定したプレス成形性を確保するために鋼板の幅、長手方向の形状の平坦化を目的とした0.5%程度の調質圧延が施されるため、降伏点はさらに30MPa程度増加し、実際は241MPa程度となる。この値を見る限りにおいては、降伏点は必ずしも低くなく、耐面歪性の観点から自動車外板パネル用途への適用は困難な場合がある。

本発明は、上述の問題を解決するためになされたもので、通常のCGL熱サイクルを前提とした場合でも、340MPa以上の引張強度を有し、降伏強度が低くかつ良好な伸びフランジ性を兼ね備えたプレス成形性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、複合組織鋼板の伸びフランジ性に及ぼす組織形態の影響について詳細な検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
成分組成および焼鈍冷却条件を適正に制御し、マルテンサイト面積率、マルテンサイトに隣接するパーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率を制御することで低降伏強度を維持しつつ、伸びフランジ性が向上する。すなわち、マルテンサイトに隣接するパーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率を0.5%以下とすることで伸びフランジ性を劣化させると考えられるボイドの発生や連結が抑制され、伸びフランジ性が向上することを見出した。
さらには、Cr量を0.5%超、好ましくは0.8%以上添加することでMs点の上昇に伴うマルテンサイトの自己焼戻しが促進され、めっき処理後の冷却中にマルテンサイトが軟質化し、この結果、フェライトとの硬度差が低減し、伸びフランジ性がさらに向上することも見出した。
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］成分組成は、質量%でC：0.005%以上0.08%未満、Si：0.2%以下、Mn：0.5%以上1.8%以下、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al： 0.1%以下、N：0.008%以下、Cr：0.5%超2.0%以下を含有し、かつ2.2＜Mn(質量%)+1.3Cr(質量%)≦2.8を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織はフェライト相と面積率で2〜15%のマルテンサイト相を有し、該マルテンサイト相に隣接するパーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率が0.5%以下であることを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記［１］において、質量%で、前記Crは0.8%以上含有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、質量%で、Mo：0.15%以下、V：0.5%以下、B：0.01%以下、Ti：0.1%以下およびNb：0.1%以下のうちの1種以上を含有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記［1］〜［3］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延および冷間圧延をした後、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、750℃超820℃未満の焼鈍温度で焼鈍し、該焼鈍温度から3〜15℃/sの平均冷却速度で冷却し、めっき浴浸漬により溶融亜鉛めっきを施した後、5℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
「５」前記［４］において、前記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プレス成形性に優れた高強度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%はすべて質量%である。また、高強度溶融亜鉛めっき鋼板とは、340MPa以上の引張強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。

本発明によれば、340MPa以上の引張強度を有し、降伏強度が低くかつ良好な伸びフランジ性を兼ね備えたプレス成形性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この結果、自動車内外板用途に用いた場合、薄肉化による軽量化も可能である。
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。

本発明は、従来技術では不可能であった、高強度化と高伸びフランジ性を両立した溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討した結果なされたものであり、特に、電子顕微鏡レベルのミクロ組織に着目し精緻な解析を行い検討を重ねることにより、フェライト相とマルテンサイト相を主体とする複合組織鋼板において、その組織形態が重要であることを突き止め、完成するに至ったものである。すなわち、本発明は、2.2＜Mn(質量%)+1.3Cr(質量%)≦2.8を中心として所定の成分組成を有し、組織は、フェライト相と面積率で2〜15%のマルテンサイト相を有し、該マルテンサイト相に隣接するパーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率が0.5%以下であることを特徴とする。これは本発明において、最も重要な要件である。そして、このような組織とすることで、低降伏強度でかつ高伸びフランジ性を有するプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることになる。
また、このようなプレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには焼鈍条件の制御が必須であり、本発明では、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、750℃超820℃未満の焼鈍温度で焼鈍し、該焼鈍温度から3〜15℃/sの平均冷却速度で冷却し、めっき浴浸漬により溶融亜鉛めっきを施した後、5℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。

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%以上0.08%未満
Cは高強度化に有効であり、本発明において重要な元素のひとつである。本発明においては、所定量以上のマルテンサイト相を確保するために0.005%以上含有する必要があり、好ましくは0.010%以上とする。一方、C量が0.08%以上では、マルテンサイト相が多くなりすぎてしまい、降伏強度の上昇や伸びおよび伸びフランジ性の劣化等、プレス成形性を著しく低下させ、さらに溶接性も劣化させる。したがって、C量は0.08%未満とする。より良好なプレス成形性(低降伏強度、高伸び、高伸びフランジ性)を得るにはC量は0.05%以下とすることが望ましく、さらに良好なプレス成形性を得るにはC量は0.04%以下とすることが好ましい。
Si: 0.2%以下
Siは固溶強化能が大きく、低降伏強度化の観点から少ない方がよい。しかしながら、Si量が0.2%までは許容されるため、Si量は0.2%以下とする。
Mn: 0.5%以上1.8%以下
Mnは焼入性向上元素であり、マルテンサイト相の生成に非常に重要な元素である。また、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。このような観点から、Mnは0.5%以上添加する。一方、Mn量が1.8%を超えると、スラブコストの著しい上昇を招き、また、めっき性の劣化を招く。さらに、マルテンサイトの硬さが上昇し、伸びフランジ性が著しく低下する。したがって、Mn量は1.8%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、降伏強度が上昇し、耐面歪性が著しく劣化する。また、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るので少ない方がよい。特に、S量が0.03%を超えると微細なMnSの析出により伸びや伸びフランジ性が劣化し、プレス成形性を劣化させる。よって、S量は0.03%以下とする。なお、プレス成形性の観点からは、S量を0.015%以下とすることが好ましい。
Al:0.1%以下
Alは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させ、さら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。しかし、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、伸びや伸びフランジ性が劣化し、プレス成形性を劣化させる。したがって、Al量は0.1%以下とする。脱酸素元素として活用し、鋼中の酸素を十分に低減するにはAlは0.02％以上含有させることが好ましい。
N:0.008%以下
Nは耐常温時効性の観点から固溶状態で残存させることは好ましくないので、少ない方がよい。特に、N量が0.008%を超えると、Nを固定するのに必要な窒化物形成元素の添加量が増加し製造コストの増加を招く。また、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%以下とする。延性および靱性確保の観点からNは0.005%未満とすることが好ましい。
Cr：0.5%超2.0％以下
Crは本発明において、最も重要な元素であり、必須の元素である。そして、焼入性向上元素であり、マルテンサイト相の生成に非常に重要な役割を持つ。さらにCrはMnと比較して、焼入性向上効果が高く、また、固溶強化能が小さいため、本発明のような340MPa以上の高強度複合組織鋼板に適している。また、CrはMs点を上昇させ、マルテンサイトの自己焼戻しを促進する効果があり、めっき処理後の冷却中にマルテンサイトを軟質化させ、伸びフランジ性を向上させる。以上のような効果を得るためには、Cr量は0.5%超とする。好ましくは0.8%以上とする。一方、Cr量が2.0%を超え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や伸びフランジ性が劣化し、プレス成形性が劣化する。したがって、Cr量は0.5%超2.0%以下とし、好ましくは0.8%以上2.0%以下とする。
Mn+1.3Cr：2.2%超2.8%以下
Mn+1.3Crは、焼入れ性を表す指標のひとつであり、マルテンサイト相を生成させるためには最適な範囲に制御することが重要となる。Mn+1.3Crの値が2.2%以下では、焼入れ性が不十分である。すなわち、焼鈍後の冷却時にパーライトやベイナイトが生じやすくなり、延性および伸びフランジ性が低下する。一方、Mn+1.3Crの値が2.8%を超えると、マルテンサイト相が増大し、降伏強度が上昇し、耐面歪性の劣化が懸念される。さらに、過剰な合金元素の添加によって製造コストの増大を引き起こす。したがって、Mn + 1.3Crの値は2.2%超2.8％以下とし、好ましくは2.3％超2.8％以下とする。
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：0.15%以下、V：0.5%以下、B：0.01%以下、Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下のうちの1種以上
Mo：0.15%以下
Moはめっき表面品質を改善する、あるいは、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、0.01%以上添加することができる。しかし、Moは高価な元素であると同時に、YPの上昇を招く。さらに、Mo量が0.15%を超えると残留オーステナイトの生成が顕著となり、この残留オーステナイトがプレス成形時にマルテンサイトに変態すると非常に硬いマルテンサイトとなり、伸びフランジ性が低下する。したがって、Moを添加する場合、YP上昇、λ低下への悪影響の小さい0.15%以下とする。低コスト化、低YP化、高λ化の観点からはMoは少ない程よく、Moは無添加（不可避的に混入する0.02％以下）とすることが望ましい。
V： 0.5%以下、B： 0.01%以下
V、Bは焼入性向上元素であり、マルテンサイト相を安定して生成させるためにそれぞれ0.01%以上、0.0005%以上添加することができる。しかし、これらの元素を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、V、Bを添加する場合はそれぞれ0.5%以下、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、時効劣化を防止するため、それぞれ0.01%以上添加することができる。しかし、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、コストに見合う効果が得られない。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、本発明のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。
フェライト相と面積率で2%以上15%以下のマルテンサイト相
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト相と面積率で2%以上15%以下のマルテンサイト相を主たる組織とする。マルテンサイト相の面積率が15%を超えると、強度が著しく上昇し、例えば、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。したがって、マルテンサイト相の面積率は15%以下とし、成形性の観点からさらにマルテンサイト相の面積率を10%以下とすることが好ましい。一方で、マルテンサイト相の面積率が2%未満の場合、YPElが残存しやすく、また、降伏比が高くなり、耐面歪性が著しく劣化する。したがってマルテンサイト相の面積率は2%以上15%以下とし、好ましくは2%以上10%以下とする。
マルテンサイトに隣接するパーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率：0.5%以下
マルテンサイトに隣接するパーライト相やベイナイト相の合計面積率は本発明の効果を得るために、非常に重要な要件である。マルテンサイトに隣接するパーライト相および/またはベイナイト相は、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り、この合計面積率が0.5%を超えると伸びフランジ性が著しく劣化する。したがって、マルテンサイトに隣接するパーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率を0.5%以下とする。
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合計面積率で2％程度であれば含まれても良い。しかし、このような場合でも、マルテンサイトに隣接するパーライト相または/およびベイナイト相の合計面積率は上記のように0.5%以下に制限する。
なお、上記面積率は鋼板のL断面(圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後、ナイタールで腐食し、SEMで4000倍の倍率にて12視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して求めることができる。組織写真でフェライトはやや黒いコントラストの領域であり、炭化物がラメラー状もしくは点列状に生成している領域をパーライトおよびベイナイトとし、白いコントラストの付いている粒子をマルテンサイトとした。
また、例えば、Mn当量および焼鈍後の冷却条件を適正に制御することで、組織を上記面積率範囲内に制御することができる。

次に本発明のプレス成形性に優れた高強度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スラブとし、次いで、熱間圧延後、冷間圧延を行い、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍およびめっき処理を行う。この時、750℃超820℃未満の焼鈍温度で焼鈍し、該焼鈍温度から3〜15℃/sの平均冷却速度で冷却し、めっき浴浸漬により溶融亜鉛めっきを施した後、5℃/s以上の平均冷却速度で冷却することとする。
ここで、鋼の溶製方法は特に限定せず、電気炉を用いても、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、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延してもよいし、またはスラブを加熱することなく直送圧延することもできる。また、鋼塊を造塊した後に分塊圧延してから、熱間圧延に供しても良い。熱間圧延は常法に従って実施可能であり、例えば、スラブの加熱温度は1100〜1300℃、仕上圧延温度はAr3点以上、仕上圧延後の冷却速度は10〜200℃/s、巻取温度は400〜750℃とすることができる。冷間圧延率については、通常の操業範囲内の50〜85%で行うことができる。
以下、本発明において重要な焼鈍およびめっき工程（ＣＧＬ工程）について詳細を説明する。
焼鈍温度：750℃超820℃未満
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750℃以下では、オーステナイト相の生成が不十分のため、所定量のマルテンサイト相を得ることができない。このため、YPElの残存や降伏比の上昇などにより耐面歪性が劣化する。一方、焼鈍温度が820℃以上であると、オーステナイト中のC量が減少するため、その後の冷却時や合金化処理時にパーライトやベイナイトが生じやすくなり、延性や伸びフランジ性が低下する。したがって、焼鈍温度は750℃超820℃未満とする。
（1次）平均冷却速度： 3℃/s以上15℃/s以下
溶融亜鉛めっき鋼板の製造に際して、焼鈍後めっき浴浸漬までの1次平均冷却速度はマルテンサイト形成の観点から、3℃/s以上15℃/s以下とする。冷却速度が3℃/s未満では冷却中のフェライトの成長が顕著となり、所定量のマルテンサイト相が得られなくなり、YPElの残存や降伏比の上昇などにより耐面歪性が劣化する。一方、冷却速度が15℃/s超えでは、オーステナイトへの元素濃化が不十分となり、合金化処理時にパーライトあるいはベイナイトが生成し、延性や伸びフランジ性が低下する。したがって、焼鈍後めっき浴浸漬までの1次平均冷却速度は、３℃/s以上15℃/s以下とする。好ましい平均冷却速度は5℃/s以上15℃/s以下である。なお、めっき処理におけるめっき浴温は通常の400〜480℃程度で良い。
また、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もできる。この場合の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520〜570℃程度の温度で、数秒〜数十秒程度加熱保持すれば良い。
また、溶融亜鉛めっき条件としては、めっき付着量は片面あたり20〜70g/m²であり、合金化処理する場合、めっき層中のFe%は6〜15%とすることが好ましい。
（2次）冷却速度：5℃/s以上
溶融亜鉛めっき処理後、あるいは溶融亜鉛めっきの合金化処理を施した後の2次冷却は、マルテンサイトを安定して得るためにMs点以下の温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却する。2次冷却速度が5℃/s未満の緩冷却では400〜500℃付近でパーライトあるいはベイナイトが生成し、延性や伸びフランジ性が低下する。一方、2次冷却速度の上限に関しては特に限定する必要はないが、100℃/sを超えるとマルテンサイトが硬くなりすぎてしまい、延性および伸びフランジ性を劣化させる場合がある。したがって、2次冷却速度は100℃/s以下が好ましい。
さらに、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、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、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〜Xの化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製し、スラブを作製した。これらのスラブを1200℃にて加熱した後、仕上げ温度を850℃(鋼Aのみ900℃)として、熱間圧延を行い、次いで冷却した後、600℃で巻取り、板厚2.5mmの熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板に対して酸洗した後、圧延率70%で冷間圧延を行い、板厚0.75mmの冷延鋼板とした。
次いで、上記により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、780℃×60秒の条件で焼鈍した後、平均冷却速度5℃/sで1次冷却し、460℃のめっき浴に約20秒浸漬し、付着量が片面50g/m²の溶融亜鉛めっき処理を施した。さらにめっき層中のFe%を9〜12%とするために、550℃×15秒の条件にて合金化処理を行い、平均冷却速度15℃/sで150℃まで2次冷却した後、伸長率0.4%の調質圧延を施した。
以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、サンプルを採取し、マルテンサイト相の面積率、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率を測定し、さらに引張特性および伸びフランジ性を測定した。
マルテンサイト相の面積率およびマルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率は、サンプルのL断面(圧延方向に平行な垂直断面)を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡(SEM)で倍率4000倍にて12視野について観察を行い、撮影した組織写真(SEM写真)を用いて定量化した。ここで、炭化物がラメラー状もしくは点列状に生成している領域をパーライトおよびベイナイトとし、白いコントラストのついている粒子をマルテンサイトとした。また、残りの黒いコントラストのついているものをフェライトとした。
機械的特性は圧延方向に対して90°方向(C方向)にJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強度(YP)および引張強度(TS)を測定した。
伸びフランジ性は日本鉄鋼連盟規格JFST1001の規定に準拠した穴拡げ試験により評価した。すなわち、100mm×100mm角サイズのサンプルにポンチ径10mm、ダイス径10.2mm(クリアランス13%)の打抜き工具を用いて打抜き後、頂角60°の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行った際のd₀：初期穴内径(mm)、d：割れ発生時の穴内径(mm)として、穴拡げ率λ(%)={(d-d₀)/d₀}×100として求めた。
以上の測定結果を化学成分と併せて表1に示す。

表1において鋼A、C〜F、H〜L、O〜T、Vは成分が本発明範囲であり、マルテンサイト相の面積率が2%以上15%以下、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率が0.5%以下である組織を有する本発明例である。本発明例では、340MPa以上のTS（引張強度）を有しており、比較例と比べてYRが低くTS×λが高い。
一方、鋼B、G、M、U、Wの比較例はMn+1.3Crの値が本発明範囲より低いため、焼鈍後の冷却時にパーライトやベイナイトが生じやすくなりYRが高めとなっている。また、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率が0.5%超えとなっており、TS×λが劣位である。
鋼Xの比較例は本発明範囲よりMn量が高いため、Mn濃化によりマルテンサイトが非常に硬くなるため、TS×λが低い。
鋼Nの比較例はC量が低いため、所望のマルテンサイト面積率が得られず、強度不足である。また、組織がフェライト単相であるため、YRも高めとなっている。

表1に示す鋼F、Q、S、B、Mの化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製し、実施例1と同様の条件にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施し、表2の条件にて焼鈍およびめっき処理を施し、その後、調質圧延を施した。
上記より得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、サンプルを採取し、実施例1と同様の方法にて、マルテンサイト相の面積率、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率、さらには引張特性および伸びフランジ性を測定した。
得られた結果を製造条件と併せて表2に示す。

表2においてNo.25〜28、31〜34、36は成分、製造条件が本発明範囲であり、マルテンサイト相の面積率が2%以上15%以下、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率が0.5%以下である組織を有する本発明例である。本発明例では、YRが低く、かつTS×λも比較例に比べて高くなっている。
一方、No.29の比較例は焼鈍温度が低いため、所定量のマルテンサイト相が得られず、YRが高い。
No.30の比較例は焼鈍温度が高いため、焼鈍中のオーステナイトへの元素濃化が不十分となり、合金化処理時にパーライトおよび/またはベイナイトが生成する。この結果、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率が増大するため、TS×λが劣位である。
No.35の比較例は2次冷却速度が遅いため、2次冷却中の400〜500℃付近の温度域でオーステナイトがパーライトおよび/またはベイナイトの生成が顕著となるため、冷却後に得られるマルテンサイト面積率が減少し、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率が増加する。このため、YRが高めであり、TS×λが劣位となる。No.37の比較例は1次冷却速度が速いため、オーステナイト中への元素濃化が不十分となり、合金化処理時にパーライトおよび/またはベイナイトが生成しやすくなる。この結果、冷却後に得られるマルテンサイト面積率が減少し、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率が増大する。このため、YRが高めであり、TS×λが劣位となる。
No.38の比較例は1次冷却速度が遅いため、フェライトの成長が顕著となり、所定量のマルテンサイトが得られなくなる。このため、YRが高い。No.39〜44は成分がMn+1.3Crが本発明範囲より低いため、1次冷却中にパーライトの生成ノーズを横切り、パーライトの生成が顕著となる。また、Mn+1.3Crが低いため、合金化処理時にパーライトまたはベイナイトが生成しやすくなる。これらにともない、マルテンサイトに隣接するパーライトおよび/またはベイナイトの合計面積率が増大し、TS×λが劣位となる。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度でかつ低降伏強度、さらには良好な伸びフランジ性を兼ね備えるため、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。

Claims

成分組成は、質量%でC：0.005%以上0.08%未満、Si：0.2%以下、Mn：0.5%以上1.8%以下、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al： 0.1%以下、N：0.008%以下、Cr：0.5%超2.0%以下を含有し、かつ2.2＜Mn(質量%)+1.3Cr(質量%)≦2.8を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織はフェライト相と面積率で2〜15%のマルテンサイト相を有し、該マルテンサイト相に隣接するパーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率が0.5%以下であることを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
質量%で、前記Crは0.8%以上含有することを特徴とする請求項1に記載のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
さらに、質量%で、Mo：0.15%以下、V：0.5%以下、B：0.01%以下、Ti：0.1%以下およびNb：0.1%以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする請求項1または２に記載のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項1〜3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延および冷間圧延をした後、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、750℃超820℃未満の焼鈍温度で焼鈍し、該焼鈍温度から3〜15℃/sの平均冷却速度で冷却し、めっき浴浸漬により溶融亜鉛めっきを施した後、5℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
前記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請求項４に記載のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。