JP2019512600A - 焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：１．３〜２．１％、Ｓｉ：０．３％以下（０％は除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％は除く）、Ｐ：０．１％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％を含み、Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）及びＢ：０．００３％以下（０％は除く）からなる群から選択された１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、その微細組織として、面積分率で、９０〜９９％のフェライト及び１〜１０％のマルテンサイトを含み、板厚１／４ｔ地点において、マルテンサイトにおける平均炭素濃度ａと、上記マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円内に位置したフェライトにおける平均炭素濃度ｂとの比率（ａ／ｂ）が１．４以下であり、板厚１／４ｔ地点において、マルテンサイトにおける平均マンガン濃度ｃと、上記マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円内に位置したフェライトにおける平均マンガン濃度ｄとの比率（ｄ／ｃ）が０．９以下である、焼付硬化性及び耐時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法が開示される。

Description

本発明は、焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関するものであって、より詳細には、自動車外板パネル用材料として好適に適用できる焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車の衝撃安定性の規制及び燃費効率が強調されるにつれて、自動車車体の軽量化と共に、高強度化を同時に満足させるための高張力鋼が積極的に用いられており、このような傾向に伴って、自動車外板にも高強度鋼の適用が拡大しているという実情がある。
現在では、多くの３４０ＭＰａ級焼付硬化鋼が自動車外板に適用されているが、一部では４９０ＭＰａ級鋼板も自動車外板に適用されており、さらに５９０ＭＰａ級鋼板に適用が拡大する見込みである。
このように強度が増加した鋼板を外板に適用する場合、軽量化及び耐デント性は向上するが、強度が増加するにつれて加工時に成形性に劣るという欠点がある。したがって、最近の顧客社は、不十分な加工性を補うために、外板に高強度鋼を適用しながら、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が低く、且つ延性に優れた鋼板を求めている。
さらに、自動車外板パネル用材料に適用するためには、一定以上の焼付硬化性を有することが求められる。焼付硬化現象とは、プレス中に生成する転位に、塗装焼付時に活性化した固溶炭素及び窒素が固着することで降伏強度が増加する現象であって、焼付硬化性に優れた鋼は、塗装焼付前の成形が簡単であり、最終製品において耐デント性が向上するという特性を有する。したがって、自動車外板パネル用材料としては非常に理想的である。また、自動車外板パネル用材料に適用するためには、一定期間以上の時効に対して保証できるように、一定レベルの耐時効性を有することが求められる。
高張力鋼板の加工性を向上させた従来技術として、特開２００５−２６４１７６号公報には、マルテンサイトを主体とする複合組織を有する鋼板が開示されており、加工性を向上させるために、組織内に粒径１〜１００ｎｍの微細なＣｕ析出物を分散させた高張力鋼板の製造方法が開示されている。ところが、この技術は、微細なＣｕ粒子を析出させるために２〜５％の過量のＣｕを添加する必要があり、これは、Ｃｕから起因する赤熱脆性が発生する可能性があり、製造コストが上昇しすぎるという問題がある。
特開２００４−２９２８９１号公報には、主相であるフェライトと２相である残留オーステナイト、及び低温変態相であるベイナイトとマルテンサイトを含む複合組織鋼板と、上記鋼板の延性と伸びフランジ性を改善する方法が開示されている。ところが、この技術は、残留オーステナイト相を確保するために多量のＳｉとＡｌを添加するため、めっき品質を確保し難く、製鋼及び連鋳時に表面品質を確保し難いという問題を有している。また、変態有機焼成によって初期ＹＳ値が高く、降伏比が高いという欠点がある。
韓国公開特許第１０−２０１２−００７３５６４号公報には、加工性が良好な高張力溶融亜鉛めっき鋼板を提供するための技術であって、微細組織として軟質フェライトと硬質マルテンサイトとを複合で含む鋼板と、その伸び及びｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）を改善するための製造方法が開示されている。ところが、この技術は、多量のＳｉを添加するため、優れためっき品質を確保し難く、また、多量のＴｉとＭｏの添加により製造コストが上昇するという問題が発生する。
特開２００５−２６４１７６号公報 特開２００４−２９２８９１号公報 韓国公開特許第１０−２０１２−００７３５６４号公報
本発明の目的の一つは、焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法を提供することにある。
本発明の一側面は、冷延鋼板と、上記冷延鋼板の表面に形成された溶融亜鉛系めっき層とを含み、上記冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：１．３〜２．１％、Ｓｉ：０．３％以下（０％は除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％は除く）、Ｐ：０．１％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％を含み、Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）及びＢ：０．００３％以下（０％は除く）からなる群から選択された１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、９０〜９９面積％のフェライト及び１〜１０面積％のマルテンサイトを含み、上記冷延鋼板の板厚１／４ｔ地点において、マルテンサイトにおける平均炭素濃度ａと、上記マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円内に位置したフェライトにおける平均炭素濃度ｂとの比率（ａ／ｂ）が１．４以下であり、上記冷延鋼板の板厚１／４ｔ地点において、マルテンサイトにおける平均マンガン濃度ｃと、上記マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円内に位置したフェライトにおける平均マンガン濃度ｄとの比率（ｄ／ｃ）が０．９以下である、焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板を提供する。
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：１．３〜２．１％、Ｓｉ：０．３％以下（０％は除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％は除く）、Ｐ：０．１％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％を含み、Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）及びＢ：０．００３％以下（０％は除く）からなる群から選択された１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをオーステナイト単相域で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を７６０〜８５０℃で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１４℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する段階と、上記１次冷却された冷延鋼板を（Ｍｓ＋２０）〜（Ｍｓ＋５０）℃まで３〜１２℃／ｓｅｃの平均冷却速度で２次冷却する段階と、上記２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃まで４〜８℃／ｓｅｃの速度で３次冷却する段階と、上記３次冷却された冷延鋼板を溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、上記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階と、を含む、焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法を提供する。
本発明の様々な効果の一つとして、本発明の一実施形態による溶融亜鉛系めっき鋼板は、焼付硬化性及び耐時効性に非常に優れるため、自動車外板パネル用材料として好適に適用されることができる。
本発明者らは、自動車外板パネル用材料として適合するように、強度及び延性を同時に確保することで成形性に優れると共に、焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板を提供するために鋭意研究した結果、素地である冷延鋼板の組成範囲を適切に制御すると共に、製造条件を最適化することにより、意図する物性を満たす溶融亜鉛系めっき鋼板を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明の一側面である焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板について詳細に説明する。
本発明の溶融亜鉛系めっき鋼板は、冷延鋼板と、上記冷延鋼板の一面又は両面に形成された溶融亜鉛系めっき層とを含む。本発明では、溶融亜鉛系めっき層の組成については特に限定せず、純粋亜鉛めっき層であるか、又はＳｉ、Ａｌ、Ｍｇなどを含む亜鉛系合金めっき層であることができる。また、上記溶融亜鉛系めっき層は、合金化溶融亜鉛系めっき層であることができる。
以下、素地である冷延鋼板の合金成分及び好適な含量範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含量は、特に言及しない限り、いずれも重量基準であることを事前に明らかにしておく。
Ｃ：０．０２〜０．０８％
炭素は、本発明で目的とする複合組織を確保するために添加する必須元素である。一般的には、炭素含量が増加するほどマルテンサイトの形成が簡単であるため、複合組織鋼の製造に有利であるが、意図する強度及び降伏比（降伏強度／引張強度）を確保するためには、適正量に管理することが求められる。もし、炭素含量が０．０２％未満の場合、本発明で目標とする強度の確保は難しく、適正なレベルのマルテンサイトの形成が難しいことがある。一方、その含量が０．０８％を超える場合、焼鈍後の冷却時に粒界ベイナイトの形成が促進されて鋼の降伏比が高くなり、自動車部品への加工時に屈曲及び表面欠陥が発生しやすくなるという欠点がある。したがって、本発明では、炭素含量を０．０２〜０．０８％に制御し、より好ましくは、０．０３〜０．０６％に制御する。
Ｍｎ：１．３〜２．１％
マンガンは、複合組織鋼の硬化能を向上させる元素であって、特にマルテンサイトを形成させるにあたり、重要な役割を果たす元素である。もし、マンガン含量が１．３％未満の場合、マルテンサイトの形成は簡単ではないため、複合組織鋼の製造が難しい。一方、マンガン含量が２．１％を超える場合には、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定となり、且つ組織内にマンガンバンドが形成されて、加工クラック及び板破断の発生リスクが急増するという問題がある。また、焼鈍時にマンガン酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害するという問題がある。したがって、本発明では、マンガン含量を１．３〜２．１％に制御し、より好ましくは、１．４〜１．８％に制御する。
Ｓｉ：０．３％以下（０％は除く）
シリコンは、固溶強化により鋼板の強度上昇に寄与するが、本発明では、意図的に添加しない。シリコンを添加しなくても物性を確保するのに大きな支障はない。但し、製造上不可避に添加される量を考慮して０％は除く。一方、シリコン含量が０．３％を超える場合、めっき表面特性に劣るという問題があるため、本発明ではシリコン含量を０．３％以下に制御する。
Ｃｒ：１．０％以下（０％は除く）
クロムは、マンガンと類似の特性を有する成分であって、鋼の硬化能向上と共に鋼の強度を向上させるために添加される元素である。また、クロムはマルテンサイトの形成に寄与し、熱間圧延中にＣｒ２３Ｃ６のような粗大なＣｒ系炭化物を形成して鋼中に固溶炭素量を適切なレベル以下に析出させることで、降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）の発生を抑制し、降伏比が低い複合組織鋼の製造に有利な元素である。また、クロムは強度上昇に対する延性低下を最小限に抑えることで、高延性を有する高強度複合組織鋼の製造にも有利な元素である。但し、その含量が１．０％を超える場合、マルテンサイト組織分率を過度に増加させて強度及び伸びの低下を招く。したがって、本発明ではクロム含量を１．０％以下に制御する。
Ｐ：０．１％以下（０％は除く）
リンは、成形性を大きく阻害することなく強度を確保するのに最も有利な元素である。しかし、リンが過剰に添加される場合、脆性破壊が発生する可能性が非常に高くなり、熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が非常に高くなって、めっき表面特性を阻害する。したがって、本発明では、リン含量を０．１％に制御する。
Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）
硫黄は、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、鋼中の硫黄は、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるため、その含量を０．０１％以下に管理する。
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
窒素は、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが重要である。しかし、窒素含量を低く管理するためには鋼の精錬コストが急激に上昇するという問題があるため、操業条件が可能な範囲である０．０１％以下に管理する。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％
酸可溶アルミニウムは、粒度微細化と脱酸のために添加される元素であって、その含量が０．０１％未満の場合、通常の安定した状態でアルミニウムキルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を製造することが難しい。一方、その含量が０．０６％を超える場合、結晶粒微細化効果により、強度上昇には有利であるが、製鋼連鋳操業時に介在物が過剰に形成されて、めっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高まる上、製造コストの急激な上昇を招くという問題がある。したがって、本発明では、酸可溶アルミニウム含量を０．０１〜０．０６％に制御する。
Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）及びＢ：０．００３％以下（０％は除く）からなる群から選択される１種以上
モリブデンは、オーステナイトがパーライトに変態することを遅延させると共に、フェライト微細化及び鋼の強度を向上させるために添加される元素である。また、モリブデンは、鋼の硬化能向上にも寄与する。但し、モリブデン含量が０．１％を超える場合、製造コストの急激な上昇を招いて経済性が低下するだけではなく、鋼の延性も低下するという問題がある。したがって、本発明では、モリブデン含量を０．１％以下に制御する。
また、ボロンは鋼中のリンによる耐２次加工脆性を防止するために添加される元素であるが、ボロンを添加しなくても物性を確保するのに大きな支障はない。一方、ボロン含量が０．００３％を超えると、鋼の延性低下を招くという問題がある。したがって、本発明では、ボロン含量を０．００３％以下に制御する。
その他に、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあるため、これを排除することは難しい。これら不純物は、本技術分野における通常の知識を有する者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書で特に言及しない。また、上記組成の他に有効な成分の添加が排除されるものではない。
本発明の冷延鋼板は、その微細組織として９０〜９９面積％のフェライトと、１〜１０面積％のマルテンサイトとを含む。
もし、マルテンサイトの面積率が１％未満の場合、複合組織の形成が難しいため、低降伏比の鋼板を得ることが難しい。一方、マルテンサイトの面積率が１０％を超える場合、強度の過剰な上昇により、目的とする加工性を確保することが難しいという問題がある。したがって、マルテンサイトの面積率は、１〜１０面積％であることが好ましく、２〜５％であることがより好ましい。
本発明の冷延鋼板は、板厚１／４ｔ地点において、マルテンサイトにおける平均炭素濃度ａと、上記マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円内に位置したフェライトにおける平均炭素濃度ｂとの比率（ａ／ｂ）が１．４以下の値を有する。
本発明では、フェライト基地内の微細なマルテンサイトを適切に分布させると共に、マルテンサイトの内部と上記マルテンサイトの周囲のフェライトの内部に存在する炭素濃度の比率を適切に制御することにより、通常の焼付処理（約１７０℃、約２０分）によってマルテンサイト内に強く密集した炭素が周囲のフェライトに簡単に拡散できるように設計を行った。もし、上記平均炭素濃度の比率（ａ／ｂ）が１．４を超える場合、フェライトに存在する固溶炭素の含量が少なすぎて、目的とする焼付硬化性を確保することが難しい。一方、上記平均炭素濃度の比率（ａ／ｂ）が低いほど焼付硬化性の確保に有利であるため、本発明では、その下限については特に限定しない。
また、本発明の冷延鋼板は、板厚１／４ｔ地点において、マルテンサイトにおける平均マンガン濃度ｃと、上記マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円内に位置したフェライトにおける平均マンガン濃度ｄとの比率（ｄ／ｃ）が０．９以下の値を有し、より好ましくは０．８以下の値を有する。もし、上記平均マンガン濃度の比率（ｄ／ｃ）が０．９を超える場合、フェライトに存在するマンガン含量が高すぎて、組織内にマンガンバンドの形成が簡単になり、鋼の延性低下によって、成形時に加工クラックが発生する可能性が高くなる。一方、上記平均マンガン濃度の比率（ｄ／ｃ）が低いほど延性の確保に有利であるため、本発明では、その下限については特に限定しない。
一例によると、下記式１で定義されるフェライト結晶粒界（粒界三重点を含む）に存在する平均円相当径５μｍ以下（０μｍは除く）のマルテンサイトの占有率（Ｍ）は９０％以上であることができる。
［式１］ Ｍ＝｛Ｍｇｂ／（Ｍｇｂ＋Ｍｉｎ）｝×１００
（ここで、Ｍｇｂはフェライト結晶粒界に存在する平均円相当径５μｍ以下（０μｍは除く）のマルテンサイトの個数を意味し、Ｍｉｎはフェライト結晶粒内に存在する平均円相当径５μｍ以下（０μｍは除く）のマルテンサイトの個数を意味する）
即ち、平均円相当径が５μｍ以下（０μｍは除く）である微細マルテンサイトがフェライト結晶粒内ではなく結晶粒界に主に存在するにつれて、低降伏比を維持すると共に延性の向上に有利である。もし、マルテンサイトの占有率（Ｍ）が９０％未満の場合、結晶粒内に形成されたマルテンサイトが引張変形時に降伏強度を上昇させて降伏比が高くなり、これにより、調質圧延による降伏比制御が難しくなり得る。さらに、結晶粒内に存在するマルテンサイトが加工時に転位の進行を著しく妨害してフェライトの延性を弱めることにより、伸びの低下が生じ得る。
一方、本発明の冷延鋼板は、上記フェライト及びマルテンサイトの他にも、ベイナイトを一部含むことができる。ところが、ベイナイトの粒内に存在する固溶炭素及び固溶窒素は、簡単に転位に固着して転位の移動を妨害し、不連続降伏挙動を表すことで鋼の降伏比を著しく増加させるため、本発明では、ベイナイトの形成を最大限に抑制することが好ましい。
一例によると、下記式２で定義されるベイナイトの面積率（Ｂ）は３以下であることができる。もし、ベイナイトの面積率（Ｂ）が３を超える場合、ベイナイト周辺の炭素濃度が増加して鋼の延性が劣化し、降伏比が急激に上昇する可能性がある。
［式２］ Ｂ＝｛ＡＢ／（ＡＦ＋ＡＭ＋ＡＢ）｝×１００
（ここで、ＡＦはフェライトの面積率を意味し、ＡＭはマルテンサイトの面積率を意味し、ＡＢはベイナイトの面積率を意味する）
一例によると、本発明の冷延鋼板の表面には、めっき層が形成されていてもよく、かかるめっき層は、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層のいずれかであってもよい。このように、冷延鋼板の表面にめっき層を形成する場合、耐食性が著しく向上するという利点がある。
以上で説明した本発明の溶融亜鉛系めっき鋼板は、様々な方法で製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、好適な一例として、次のような方法により製造されることができる。
以下、本発明の他の一側面である焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
まず、前述の成分系を有する鋼スラブを再加熱する。本工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、且つ目標とする鋼板の物性を十分に得るために行われる。本発明では、このような再加熱工程の工程条件については特に制限せず、通常の条件であればよい。一例として、１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱工程を行うことができる。
次に、再加熱された鋼スラブをオーステナイト単相域で熱間圧延して熱延鋼板を得る。オーステナイト単相域で熱間圧延を行う理由は、組織の均一性を増加させるためである。
一例によると、熱間圧延時において仕上げ圧延温度は（Ａｒ３＋５０）〜９５０℃であることができる。もし、仕上げ圧延温度が（Ａｒ３＋５０）℃未満の場合、フェライト及びオーステナイトの２相域圧延可能性が高くて材質の不均一性をもたらすことがある。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超える場合、高温圧延による異常粗大粒の形成により材質の不均一が発生し得る。これにより、熱延鋼板の冷却時にコイルの歪み現象が発生し得る。ちなみに、Ａｒ３の理論温度は下記式３により求めることができる。
［式３］ Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０［Ｃ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｃｒ］−５５［Ｎｉ］−８０［Ｍｏ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、及び［Ｍｏ］はそれぞれ、当該元素の重量％を意味する）
次に、熱延鋼板を巻き取る。
一例によると、巻取温度は４５０〜７００℃であることができる。もし、巻取温度が４５０℃未満の場合、マルテンサイト又はベイナイトの過剰形成によって熱延鋼板の過度な強度上昇がもたらされ、これにより、後続する冷間圧延時に負荷による形状不良などの問題が発生し得る。一方、巻取温度が７００℃を超える場合、鋼中のＳｉ、Ｍｎ及びＢなどのような溶融亜鉛めっきの濡れ性を低下させる元素の表面濃化が著しくなり得る。
次に、巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。
一例によると、冷間圧延時において冷間圧下率は４０〜８０％であることができる。もし、冷間圧下率が４０％未満の場合、目標とする厚さを確保することが難しくなり、鋼板の形状矯正が難しくなり得る。一方、冷間圧下率が８０％を超える場合、鋼板のエッジ部でクラックが発生することがあり、冷間圧延負荷が生じる可能性がある。
次に、冷延鋼板を連続焼鈍する。本工程は、再結晶するときにフェライト及びオーステナイトを形成し、炭素を分配するために行われる。
このとき、焼鈍温度は７６０〜８５０℃であることが好ましい。もし、焼鈍温度が７６０℃未満の場合、十分な再結晶が行われないだけでなく、オーステナイトを十分に形成することが難しいため、本発明で目標とする強度の確保が難しいという問題がある。一方、焼鈍温度が８５０℃を超える場合、生産性が低下し、オーステナイトが過剰に形成され、且つ後続工程である冷却工程でベイナイトが形成される。これにより、鋼の延性が低下するという問題がある。
一方、上記焼鈍温度範囲は、すべて２相域（フェライト＋オーステナイト）温度区間に該当するが、できるだけフェライト領域が多く含まれている温度で焼鈍を行うことがより好ましい。これは、２相域焼鈍温度で初期フェライトが多いほど、焼鈍後の結晶粒の成長がより簡単になって延性に優れるようになるためである。また、オーステナイト内の炭素濃化度が増加してマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）を下げることにより、後続工程であるめっき工程後の冷却時にマルテンサイトの形成を可能にし、これによって、微細で均一なマルテンサイトが結晶粒に多く分布することで、降伏比が低く、且つ延性に優れた鋼板を製造することができる。これを考慮すると、焼鈍温度は７７０〜８１０℃であることがより好ましい。
次に、連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１４℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する。本発明では、１次冷却終了温度を高く制御するか、又は１次冷却速度を遅く制御するにつれて、フェライトの均一化及び粗大化の傾向が強まって鋼の延性を確保するのに有利である。また、本発明では、１次冷却時に炭素がオーステナイトに拡散できるように十分な時間を与えることを主な特徴としているが、これは本発明において非常に重要な意味を有する。より詳細に説明すると、２相域における炭素は、炭素濃化度が高いオーステナイトに拡散移動するが、その温度が高いほど、また、その時間が長いほど、拡散の程度が増加する。もし、１次冷却終了温度が６３０℃未満の場合、低すぎる温度によって炭素の拡散活動度が低くなる。これにより、フェライト内の炭素濃度が高くなって降伏比が増加し、加工時にクラックが発生する可能性が高くなる。一方、１次冷却終了温度が６７０℃を超える場合、炭素の拡散においては有利であるが、後続工程である２次冷却時に高すぎる冷却速度が求められるという欠点がある。また、１次冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満の場合、生産性において不利であり、一方、１４℃／ｓｅｃを超えると、炭素の拡散が十分に起こらないため、好ましくない。
次に、１次冷却された冷延鋼板を（Ｍｓ＋２０）〜（Ｍｓ＋５０）℃まで３〜１２℃／ｓｅｃの平均冷却速度で２次冷却する。本発明者らの研究によると、通常の溶融亜鉛めっき浴の温度範囲である４４０〜４８０℃を通過する前にマルテンサイトが生成されると、最終的に得られる冷延鋼板に粗大なマルテンサイトが形成されて低降伏比を達成することが難しい。もし、２次冷却終了温度が（Ｍｓ＋２０）℃未満の場合は、２次冷却中にマルテンサイトが生成する可能性がある。一方、２次冷却終了温度が（Ｍｓ＋５０）℃を超える場合には、２次冷却後めっき浴に導入する前までの冷却速度、つまり、３次冷却速度を相対的に高く制御するしかなく、さらに、めっき浴に浸漬する前にマルテンサイトが形成される可能性が高くなる。また、２次冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満の場合、マルテンサイトは形成されないが、生産性において不利である。一方、２次冷却速度が１２℃／ｓｅｃを超えると、全体的に通板速度が速くなって板状の歪みなどの問題が発生し得る。ちなみに、Ｍｓの理論温度は下記式４により求めることができる。
［式４］ Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３［Ｃ］−３０．４［Ｍｎ］−１２．１［Ｃｒ］−１７．７［Ｎｉ］−７．５［Ｍｏ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、及び［Ｍｏ］はそれぞれ、当該元素の重量％を意味する）
次に、２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃まで４〜８℃／ｓｅｃの速度で３次冷却する。上記温度範囲は、通常の亜鉛系めっき浴の温度範囲であって、本段階は、冷延鋼板が亜鉛系めっき浴に浸漬される前にマルテンサイト組織が形成されないようにするために行われる段階である。もし、３次冷却速度が４℃／ｓｅｃ未満の場合、マルテンサイトは形成されないが、生産性において不利である。一方、３次冷却速度が８℃／ｓｅｃを超える場合、粒内にマルテンサイトが一部形成され、ベイナイトが一部形成されることで、降伏強度が上昇すると共に、延性が劣化し得る。
次に、３次冷却された冷延鋼板を溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る。本発明では、溶融亜鉛系めっき浴の組成については特に限定せず、純粋亜鉛めっき浴であるか、又はＳｉ、Ａｌ、Ｍｇなどを含む亜鉛系合金めっき浴であることができる。
次に、溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する。もし、最終冷却終了温度が（Ｍｓ−１００）℃未満の場合、微細なマルテンサイトが得られないだけでなく、板状の不良という問題が発生し得る。また、平均冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満の場合、遅すぎる冷却速度により、マルテンサイトが粒界または粒内に不規則に形成される上、粒内に対する粒界のマルテンサイトの形成比が低くて低降伏比の鋼を製造することは難しい。
一方、必要に応じて、最終冷却する前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理することにより、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得ることができる。本発明では、合金化熱処理工程の条件については特に制限せず、通常の条件であればよい。一例として、４８０〜６００℃の温度範囲で合金化熱処理工程を行うことができる。
次に、必要に応じて、最終冷却された溶融亜鉛系めっき鋼板または合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延することにより、マルテンサイトの周囲に位置するフェライトに多量の転位を形成して焼付硬化性をより向上させることができる。
このとき、圧下率は０．３〜１．６％であることが好ましく、０．５〜１．４％であることがより好ましい。もし、圧下率が０．３％未満の場合には、十分な転位が形成されず、また、板状の観点から不利であり、特に、めっき表面欠陥が発生する恐れがある。一方、圧下率が１．６％を超える場合には、転位形成においては有利であるが、設備能力の限界のため、板破断が発生するなどの副作用が発生する恐れがある。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定するものではない。
下記表１に記載された合金組成を有する鋼スラブを設けた後、下記表２に記載された製造工程を利用して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造した。ちなみに、下記表１において発明鋼１、２、４及び５と比較例１及び２は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に該当し、発明鋼３及び６は溶融亜鉛めっき鋼板に該当する。一方、それぞれの試験片を製造するにあたり、１次冷却終了温度は６５０℃、２次冷却終了温度は５６０℃、３次冷却終了温度は４６０℃、めっき浴の温度は４８０℃と、一定にした。
以後、製造されためっき鋼板のそれぞれに対して微細組織を観察し、物性を評価して、その結果を下記表３に示した。
下記表３において微細組織分率ならびにＣ及びＭｎ濃度比は、鋼板の板厚１／４ｔ地点における組織を分析した結果であって、微細組織分率は、まず、光学顕微鏡を用いてＬｅｐｅｌａｒ腐食によりマルテンサイト及びベイナイトを観察し、これを再びＳＥＭ（３０００倍）を用いて観察した後、Ｃｏｕｎｔ Ｐｏｉｎｔ作業を３回行って割り出した平均値でマルテンサイトの大きさ及び分布量を測定した。一方、Ｃ及びＭｎ濃度比は、ＴＥＭのＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｐｙ）分析技法を用いて、Ｌｉｎｅ及びＰｏｉｎｔ方式でそれぞれの相に存在するＣ及びＭｎの濃度をＣＰＳ（Ｃｏｕｎｔ Ｐｅｒ Ｓｅｃ）方式で優先的に測定し、その比率を定量的に算出した。このとき、フェライト及びマルテンサイトのＣ及びＭｎの濃度を測定する基準は、マルテンサイトの短軸を直径とする仮想の円に接する位置で測定されるＣ及びＭｎの濃度をマルテンサイトにおける平均炭素濃度とし、マルテンサイトの短軸を直径とする仮想の円に接するフェライトで測定されるＣ及びＭｎの濃度をフェライトにおける平均炭素濃度とした。
下記表３において、それぞれの試験片に対する引張試験は、ＪＩＳ規格を利用してＣ方向に行った。一方、焼付硬化性は２％ｐｒｅ−ｓｔｒａｉｎ後の強度を基準に、この試験片を１７０℃で２０分間保持した後、降伏強度の差で評価した。また、耐時効性は１００℃で２時間保持した後、引張試験時ＹＰ−Ｅｌ（％）を測定して評価した。
Figure 2019512600
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表３を参照すると、本発明で提案する合金組成と製造条件を満たしている発明１〜７は、引張強度が４５０〜６５０ＭＰａであるため、強度に優れ、降伏比が０．５７以下であるため、降伏比が低く、且つ伸びが３３％以上であるため、延性に優れることが確認できる。また、焼付硬化量（ＢＨ）が３５ＭＰａ以上であるため、焼付硬化性に優れ、ＹＰ−Ｅｌ値が０％であるため、耐時効性に優れることが確認できる。
これに対し、比較例１は、焼鈍温度が本発明で提案する範囲を満たしておらず、焼鈍中にオーステナイトが十分に形成されないことから、最終組織でマルテンサイトが十分に形成できなかった。これにより、目的とする延性及び焼付硬化性を確保することができなかった。また、比較例２は、焼鈍温度が本発明で提案する範囲を超えて、マルテンサイト組織の形成によって焼付硬化性は確保されたが、むしろ時効の問題が発生した。また、比較例３及び４は、２次あるいは３次冷却速度が本発明で提案する範囲を超えて、目的とする焼付硬化性を確保できないか、又は時効の問題が発生した。比較例５は、１次冷却速度が本発明で提案する範囲を超えて、冷却中に炭素の拡散が十分に起こらず、本発明で目的とする焼付硬化性を確保することができなかった。また、比較例６〜８は、鋼中のＣ及びＣｒなどの含量が高く、全体的にベイナイトが多量に形成されて伸びが低く示された。
下記表３において微細組織分率ならびにＣ及びＭｎ濃度比は、鋼板の板厚１／４ｔ地点における組織を分析した結果であって、微細組織分率は、まず、光学顕微鏡を用いてＬｅｐｅｌａｒ腐食によりマルテンサイト及びベイナイトを観察し、これを再びＳＥＭ（３０００倍）を用いて観察した後、Ｃｏｕｎｔ Ｐｏｉｎｔ作業を３回行って割り出した平均値でマルテンサイトの大きさ及び分布量を測定した。一方、Ｃ及びＭｎ濃度比は、ＴＥＭのＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｐｙ）分析技法を用いて、Ｌｉｎｅ及びＰｏｉｎｔ方式でそれぞれの相に存在するＣ及びＭｎの濃度をＣＰＳ（Ｃｏｕｎｔ Ｐｅｒ Ｓｅｃ）方式で優先的に測定し、その比率を定量的に算出した。このとき、フェライト及びマルテンサイトのＣ及びＭｎの濃度を測定する基準は、マルテンサイトの短軸を直径とする仮想の円に接する位置で測定されるＣ及びＭｎの濃度をマルテンサイトにおける平均炭素濃度とし、マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円に接するフェライトで測定されるＣ及びＭｎの濃度をフェライトにおける平均炭素濃度とした。

Claims (15)

  1. 冷延鋼板と、前記冷延鋼板の表面に形成された溶融亜鉛系めっき層とを含み、
    前記冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：１．３〜２．１％、Ｓｉ：０．３％以下（０％は除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％は除く）、Ｐ：０．１％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％を含み、Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）及びＢ：０．００３％以下（０％は除く）からなる群から選択された１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、９０〜９９面積％のフェライト及び１〜１０面積％のマルテンサイトを含み、
    前記冷延鋼板の板厚１／４ｔ地点において、マルテンサイトにおける平均炭素濃度ａと、前記マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円内に位置したフェライトにおける平均炭素濃度ｂとの比率（ａ／ｂ）が１．４以下であり、
    前記冷延鋼板の板厚１／４ｔ地点において、マルテンサイトにおける平均マンガン濃度ｃと、前記マルテンサイトの長軸を直径とする仮想の円内に位置したフェライトにおける平均マンガン濃度ｄとの比率（ｄ／ｃ）が０．９以下である、焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板。
  2. 前記冷延鋼板は、下記式１で定義されるフェライト結晶粒界（粒界三重点を含む）に存在する平均円相当径５μｍ以下（０μｍは除く）のマルテンサイトの占有率（Ｍ）が９０％以上である、請求項１に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板。
    ［式１］ Ｍ＝｛Ｍｇｂ／（Ｍｇｂ＋Ｍｉｎ）｝×１００
    （ここで、Ｍｇｂはフェライト結晶粒界に存在する平均円相当径５μｍ以下（０μｍは除く）のマルテンサイトの個数を意味し、Ｍｉｎはフェライト結晶粒内に存在する平均円相当径５μｍ以下（０μｍは除く）のマルテンサイトの個数を意味する）
  3. 前記冷延鋼板は、微細組織としてベイナイトをさらに含み、下記式２で定義されるベイナイトの面積率（Ｂ）が３以下である、請求項１に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板。
    ［式２］ Ｂ＝｛ＡＢ／（ＡＦ＋ＡＭ＋ＡＢ）｝×１００
    （ここで、ＡＦはフェライトの面積率を意味し、ＡＭはマルテンサイトの面積率を意味し、ＡＢはベイナイトの面積率を意味する）
  4. 前記溶融亜鉛系めっき層は、合金化溶融亜鉛系めっき層である、請求項１に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板。
  5. ３５ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）を有する、請求項１に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板。
  6. ０．５７以下の降伏比及び３３％以上の伸びを有する、請求項１に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板。
  7. 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：１．３〜２．１％、Ｓｉ：０．３％以下（０％は除く）、Ｃｒ：１．０％以下（０％は除く）、Ｐ：０．１％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）、及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％を含み、Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）及びＢ：０．００３％以下（０％は除く）からなる群から選択された１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブをオーステナイト単相域で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を７６０〜８５０℃で連続焼鈍する段階と、
    前記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１４℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する段階と、
    前記１次冷却された冷延鋼板を（Ｍｓ＋２０）〜（Ｍｓ＋５０）℃まで３〜１２℃／ｓｅｃの平均冷却速度で２次冷却する段階と、
    前記２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃まで４〜８℃／ｓｅｃの速度で３次冷却する段階と、
    前記３次冷却された冷延鋼板を溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、
    前記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階と、
    を含む、焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  8. 前記スラブの再加熱時において、再加熱温度は１１００〜１３００℃である、請求項７に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  9. 前記熱間圧延時において、仕上げ圧延温度は（Ａｒ３＋５０）〜９５０℃である、請求項７に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記巻取時において、巻取温度は４５０〜７００℃である、請求項７に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  11. 冷間圧延時において、冷間圧下率は４０〜８０％である、請求項７に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  12. 前記連続焼鈍時において、焼鈍温度は７７０〜８１０℃である、請求項７に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  13. 前記亜鉛系めっき浴の温度は４４０〜４８０℃である、請求項７に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  14. 前記最終冷却する前に、前記溶融亜鉛系めっき鋼板を４８０〜６００℃で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項７に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
  15. 前記最終冷却した後に、０．３〜１．６％の圧下率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項７に記載の焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101797401B1 (ko) 2016-12-07 2017-11-13 주식회사 포스코 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
EP4043603A1 (de) * 2017-09-28 2022-08-17 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
KR102020412B1 (ko) 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102031452B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
MX2021009099A (es) * 2019-01-29 2021-09-08 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008019502A (ja) * 2006-06-12 2008-01-31 Nippon Steel Corp 加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法
JP2009035814A (ja) * 2007-07-11 2009-02-19 Jfe Steel Kk 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009035815A (ja) * 2007-07-11 2009-02-19 Jfe Steel Kk 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009035817A (ja) * 2007-07-11 2009-02-19 Jfe Steel Kk 降伏強度が低く、焼付硬化性の高い高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010196159A (ja) * 2009-02-02 2010-09-09 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011026699A (ja) * 2009-06-26 2011-02-10 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2011090179A1 (ja) * 2010-01-22 2011-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特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

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3951537B2 (ja) * 2000-01-24 2007-08-01 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法
JP4320913B2 (ja) * 2000-04-20 2009-08-26 住友金属工業株式会社 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
KR20120113588A (ko) * 2011-04-05 2012-10-15 현대하이스코 주식회사 도금성이 우수한 고강도 ｔｒｉｐ강 및 그 제조 방법
CN103827341B (zh) 2011-09-30 2016-08-31 新日铁住金株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
KR20150038960A (ko) * 2013-10-01 2015-04-09 현대제철 주식회사 내시효성 및 내덴트성이 우수한 고강도 복합조직 냉연강판, 용융아연도금강판, 합금화용융아연도금강판 제조 방법
CN104099514B (zh) * 2014-06-25 2016-08-17 武汉钢铁(集团)公司 屈服强度300MPa级冷连轧烘烤硬化钢及其制备方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008019502A (ja) * 2006-06-12 2008-01-31 Nippon Steel Corp 加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法
JP2009035814A (ja) * 2007-07-11 2009-02-19 Jfe Steel Kk 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009035815A (ja) * 2007-07-11 2009-02-19 Jfe Steel Kk 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009035817A (ja) * 2007-07-11 2009-02-19 Jfe Steel Kk 降伏強度が低く、焼付硬化性の高い高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010196159A (ja) * 2009-02-02 2010-09-09 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011026699A (ja) * 2009-06-26 2011-02-10 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2011090179A1 (ja) * 2010-01-22 2011-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特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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