WO2006129425A1 - 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

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 Download PDF

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WO2006129425A1
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Hiroshi Matsuda
Tatsuya Nakagaito
Takayuki Futatsuka
Shusaku Takagi
Yasunobu Nagataki
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Jfe Steel Corporation
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability used in industrial fields such as automobiles and electricity, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet that is excellent in press formability by controlling the amount of retained austenite in a chemical composition steel sheet
  • Patent Document 2 discloses a method for producing such a steel sheet. It is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a steel sheet excellent in workability (local ductility in characteristics) containing 5% or more of retained austenite.
  • Patent Document 4 contains 3% or more of residual austenite, has an average axial ratio of 3 to 20, and an average hardness of the parent phase of 2 7 OH v or less to stretch flange. Steel sheets that have both the properties and the stretchability are disclosed.
  • Patent Documents 5 and 6 contain 50% or more of tempered martensite or tempered bainite and 3% or more of retained austenite, thereby providing high ductility and high stretch flangeability.
  • a compatible steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 7 discloses a steel sheet having excellent formability after pre-processing and a method for producing the same by adjusting the volume fraction of retained austenite, its C content, and the aspect ratio of the ferrite phase. It is disclosed.
  • Patent Document 8 contains 3% or more of retained austenite, and 70% or more of the grains have a ratio of minor axis Z major axis of 0.2 to 0.4, that is, an aspect ratio of 2.5.
  • Patent Document 9 A high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in strength-elongation balance and fatigue properties of ⁇ 5 is disclosed.
  • the steel sheet disclosed in Patent Document 8 has a martensite ratio of 20% or less in the low-temperature transformation phase, and the hardness ratio of the painite and the main phase ferrite in the low-temperature transformation phase. However, by setting it to 2.6 or less, the steel sheet has excellent hole expansibility.
  • the steel sheets disclosed in Patent Documents 1 and 2 have sufficient ductility by utilizing the TRIP effect, but the stretch flangeability is less than that of ferritic martensitic phase steel.
  • the steel sheet disclosed in Patent Document 3 local elongation is improved by making it difficult to cause strain-induced transformation up to a high strain range, but strain-induced transformation occurs in a portion subjected to strong processing such as a punched end face. Therefore, the effect of improving the stretch flangeability after that is small.
  • the structure before the final annealing needs to be composed of a structure containing a low-temperature transformation phase such as bainite and martensite, and such a structure is generated by a hot rolling process. Or the annealing process must be repeated twice. Providing such a process has problems such as being restricted by the line and increasing the manufacturing cost as described above.
  • Patent Document 1 Patent No. 2 6 6064 4
  • Patent Document 2 Japanese Patent No. 2 0435 0
  • Patent Document 3 Japanese Patent No. 3 3 1 730 3
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 20 00-54 072
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 20 0 2-30 2734
  • Patent Document 6 Japanese Patent Laid-Open No. 20 30-30334
  • Patent Document 7 Japanese Patent Laid-Open No. 20 0 1-25 41 38
  • Patent Document 8 Japanese Patent Laid-Open No. 20 0 4-25 68 36
  • Patent Document 9 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-29 289 1 Disclosure of Invention
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and does not require any special pre-structural control, and is a hot dip galvanizing production line that does not have a line specification for ensuring sufficient austempering time after annealing. It is an object of the present invention to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that can be manufactured using the same and has excellent workability, and a method for manufacturing the same.
  • the inventors examined the causes that affect the mechanical properties of high-strength hot-dip galvanized steel sheets. Specifically, the relationship between the chemical composition, austempering conditions and the formation structure (residual austenite state) was investigated in detail, and the relationship between the formation structure and mechanical properties was clarified. As a result, when an appropriate amount of Cr (0.1 to 0.5%) is added, behavior different from that of Cr-free steel and Cr-rich steel is exhibited. In addition, it was found that a steel sheet with excellent mechanical properties different from conventional ones can be obtained by actively utilizing the properties.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent formability that further contains one or two elements selected from 05 to 2%.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the average holding temperature in the second temperature range and the holding time in the second temperature range.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the aspect ratio of residual austenite grains and TSXT.E1 balance
  • Fig. 4 is a diagram showing the relationship between the aspect ratio of residual austenite grains and the critical hole expansion ratio ⁇ . .
  • the aspect ratio in the Cr-free steel, when the aspect ratio is low, the hole expansion ratio is high and the stretch flangeability is good, but the TSXT.E1 balance is low.
  • the toe ratio is high, TS XT. E 1 balance is improved, but stretch flangeability is reduced.
  • the Si content is set to 1.4% or less (including 0%).
  • Mn is an effective element for strengthening steel.
  • it is an element that stabilizes austenite
  • martensite is an element necessary for increasing the volume of retained austenite. This effect is obtained when Mn is 0.08% or more.
  • Mn content is set to 0.08 to 3%.
  • P is an element effective for strengthening steel, and this effect is obtained when the content is 0.003% or more. However, if it is added in excess of 0.1%, it causes embrittlement due to segregation at the grain boundaries and degrades the impact resistance. Therefore, the P content is set to 0.003 to 0.1%.
  • S 0.07% or less S is an inclusion such as Mil S, which causes impact resistance degradation and cracks along the weld metal flow, so it is better to be as low as possible. Make the amount 0.07% or less.
  • a 1 is a ferrite-forming element and has the function of promoting the formation of retained austenite because it promotes the concentration of C in austenite and suppresses the formation of carbides.
  • a 1 has a function of suppressing the deterioration of the surface finish of the plating and opium plating due to Si, and this effect is obtained when A 1 ⁇ 0.1%.
  • a 1 may be added in a large amount to the composite structure steel TR IP steel, but excessive addition leads to embrittlement of the ferrite and deteriorates the strength and ductility balance of the material. Become. Also, if added over 2.5%, the inclusions in the steel sheet increase and the ductility deteriorates. Therefore, 1 content is made 0.1 to 2.5%.
  • both S i and A 1 are ferrite-forming elements and have a function of promoting the formation of residual austenite. To obtain this effect, S i + A 1 ⁇ 0.5% It is necessary to. Therefore, S i + A l ⁇ 0.5%.
  • one or two of the following V and Mo can be added as selective components.
  • V 0.005-2% V can be added as necessary to suppress the formation of pearlite during cooling from the annealing temperature. This effect is obtained when the content is 0.005% or more. However, if it is added in excess of 2%, the amount of fulite will be too small and workability will be reduced. Therefore, when V is added, the content is made 0.005 to 2%.
  • Mo is effective for delayed smash resistance and so on, so it can be added as needed. This effect is obtained when the content is 0.005% or more. However, if the content exceeds 2%, workability will decrease. Therefore, when adding Mo, the content is made 0.005 to 2%.
  • Ti and Nb are effective for precipitation strengthening of steel, so they can be added as needed.
  • B has the effect of suppressing the formation of ferrite from the austenite grain boundaries, and can be added as necessary.
  • the effect is obtained when the content is 0.0003% or more.
  • the content is made 0.0003 to 0.005%.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention having the above composition further defines the volume fraction of retained austenite and the average aspect ratio of retained austenite grains as follows.
  • Residual austenite amount 3% or more in volume fraction
  • the volume fraction In order to effectively use the strain-induced transformation of residual austenite during molding, the volume fraction needs to be 3% or more. Therefore, the residual austenite should be 3% or more.
  • Average aspect ratio of residual austenite grains 2.5 or less
  • the inventors of the present invention have studied in detail the heat treatment conditions for obtaining a steel sheet having good characteristics more stably.
  • the second temperature range should be specified in a narrower range of 360-490 ° C, and the holding time in the temperature range should be controlled based on the following equation (1).
  • the flakes obtained by melting steels with the chemical components shown in Table 1 were made into 1.2 mm thick cold-rolled steel sheets by hot pressing, pickling and cold rolling. After that, after heat treatment under the conditions shown in Tables 2 and 3, we applied 46 50 ° GZm 2 in a zinc plating bath at 3 ° C and alloyed so that the Fe layer of the plating layer was 9% by mass. Was applied. The obtained steel sheet was subjected to 0.3% temper rolling. The N content of the steel material was 0.0010 to 0.0006% by mass.
  • the tensile test is performed by processing the steel sheet into a JIS No. 5 test piece, measuring TS (tensile strength) and T.E1 (total elongation), and calculating the product of strength and total elongation (TS XT.E The strength-stretch balance value represented by 1) was determined. In the present invention, the case of TS XT. E 1 ⁇ 1 980 OMPa,% was determined to be good.
  • Stretch flangeability is obtained by cutting each steel plate to 10 Omm x 10 Omm, punching a hole with a clearance of 12% and a diameter of 1 Omm, and then using a 75 mm inner diameter die to hold 9 tons of wrinkle. In the state where it was held down, the punch diameter of 60 ° cone was pushed into the hole, and the hole diameter at the crack initiation limit was measured. ⁇ (%) was obtained, and the stretch flangeability was evaluated from the value of the critical hole expansion rate. In the present invention, the critical hole expansion ratio ⁇ 50% was determined to be good.
  • Tables 2 and 3 list the test results. From these results, it can be seen that a steel sheet that satisfies the requirements stipulated in the present invention is superior in both the strength-stretch balance value and the stretch flangeability balance, and achieves the targeted characteristics. It can also be seen that the target characteristics are stably obtained by manufacturing under the conditions satisfying the requirements specified in the present invention.
  • the aspect ratio cannot be measured due to the small volume fraction.
  • the present invention can be widely used as a steel plate for vehicles such as automobiles that are required to have light weight, high strength and high workability.

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Abstract

特別な前組織制御が必要なく、焼鈍後のオーステンパ処理時間を十分に確保するためのライン仕様を有しない溶融亜鉛めっき製造ラインを用いて製造可能な、秀逸した加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。本願発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：１．４％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．０８～３％、Ｐ：０．００３～０．１％、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：０．１～２．５％、Ｃｒ：０．１～０．５％、Ｎ：０．００７％以下、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５％であって、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、残留オーステナイトを体積分率で３％以上含み、かつ、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．５以下である。

Description

明細書 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 自動車や電気等の産業分野で使用される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に関する。 背景技術
近年、 地球環境保全の見地から、 自動車の燃費向上が重要な課題となっている。 このため、 車体材料を高強度化して薄肉化を図り、 車体そのものを軽量化しよう とする開発が活発に行われている。 しかし、 一般的に鋼板の高強度化は成形加工 性の低下を招く。 そのため、 高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれて いる。
このような要求を満たす材料として、 残留オーステナイトの変態誘起塑性を利 用した T R I P鋼が注目を浴ぴ、 これまでにその効果を有効に活用するために 種々の鋼板が開発されてきた。 例えば、 特許文献 1には、 化学成分おょぴ鋼板中 の残留オーステナイト量を制御することによるプレス成形性に優れた鋼板が開示 されており、 特許文献 2にはそのような鋼板の製造方法が開示されている。 特許 文献 3には、 5 %以上の残留オーステナイトを含む加工性 （特性に局部延性） に 優れる鋼板が開示されている。 特許文献 4には、 3 %以上の残留オーステナイ 'ト を含有し、 かつ、 その平均軸比を 3〜 2 0とし、 母相の平均硬度を 2 7 O H v以 下とすることにより伸ぴフランジ性と張出し性を両立させた鋼板が開示されてい る。
また特許文献 5 , 6には、 焼き戻しマルテンサイトまたは焼き戻しべイナイト を 5 0 %以上含有し、 かつ、 3 %以上の残留オーステナイトを含有することによ り、 高延性と高伸びフランジ性を両立した鋼板が開示されている。 特許文献 7に は、 残留オーステナイトの体積分率とその C含有量およびフェライト相のァスぺ クト比を適正にすることにより、 予加工を施した後の成形性に優れる鋼板とその 製造方法が開示されている。 さらに特許文献 8には、 3 %以上の残留オーステナイトを含有し、 かつ、 その 粒の 7 0 %以上は短径 Z長径の比が 0 . 2〜0 . 4、 すなわち、 アスペクト比が 2 . 5〜 5である強度一伸びパランスおよぴ疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛め つき鋼板が開示されている。 また特許文献 9では、 特許文献 8に開示された鋼板 を、 さらに低温変態相中のマルテンサイトの比率が 2 0 %以下で、 かつ、 低温変 態相中のペイナイトと主相のフェライトの硬度比が 2 . 6以下とすることにより、 穴拡げ性にも優れる鋼板としている。
しかしながら、 上記従来技術には以下に述べる問題がある。 すなわち、 特許文 献 1 , 2に開示された鋼板では、 T R I P効果の活用により延性は十分に得られ るものの、 伸ぴフランジ性はフェライトーマルテンサイ トニ相鋼以下の特性とな る。 特許文献 3に開示された鋼板では、 高歪域まで歪誘起変態を起こし難くする ことにより局部伸びを向上させているが、 打ち抜き端面等の強加工を受けた部分 では歪誘起変態を起こしてしまうので、 その後の伸びフランジ性の向上効果は小 さい。 特許文献 4に開示された鋼板では、 3 %以上の残留オーステナイ トを含有 し、 かつ、 その平均軸比を 3〜2 0とすることが必要であるが、 このように平均 軸比を 3以上の所謂ラス状とするためには、 最終的な熱処理工程でべィナイト変 態を十分に進める必要がある。 つまり、 最終熱処理工程のオーステンパ時間を長 くする必要があるが、 特に従来の溶融亜鉛めつきラインでは時間確保が難しく、 ライン速度を低減する等の対応が必要となり、 生産性が低下する。
特許文献 5 , 6に開示された鋼板では、 焼き戻しマルテンサイトまたは焼き戻 しべイナイトを 5 0 %以上含有し、 かつ、 3 %以上の残留オーステナイトを含有 することが必要であるが、 前組織をべイナィトゃマルテンサイト組織にする場合、 熱延工程で通常の条件とは異なる熱処理を施すかまたは連続焼鈍を 2回施す必要 がある。 こうして熱延工程でべィナイトゃマルテンサイト組織を生成させた場合 には、 熱延工程終了後の鋼板強度が高く、 冷間圧延時の冷圧負荷が増加するため、 ライン制約を受ける。 また、 焼鈍工程を 2回繰り返すと、 製造コス トが著しく増 加する。 ，
特許文献 7に開示された鋼板では、 残留オーステナイ トの体積分率、 C含有量、 フェライト相のァスぺクト比を適正にすることが必要であるが、 ァスぺク ト比の 増加おょぴ C濃化促進のためには、 べィナイト変態温度域で比較的長時間 ί呆持す る所謂オーステンパ処理が必要である。 このため、 焼鈍後のオーステンパ処理時 間を十分に確保するためのライン仕様を有しない溶融亜鉛めつき製造ラインにお いては、 通板速度を低下させる等の対応が必要となり、 生産性の著しい低下を招 く。 特許文献 8， 9に開示された鋼板では、 最終焼鈍前の組織をべイナイトやマ ルテンサイト等の低温変態相を含む組織で構成する必要があり、 このような組織 は熱延工程で生成させるかまたは焼鈍工程を 2回繰り返して生成させる必要があ る。 このような工程を設けることには、 前述の通り、 ライン制約を受けたり製造 コス トの増加を招くという問題がある。
特許文献 1 ： 特許第 2 6 6064 4号公報
特許文献 2 ： 特許第 2 7 0435 0号公報
特許文献 3 ： 特許第 3 3 1 730 3号公報
特許文献 4 ： 特開 20 0 0- 54 072号公報
特許文献 5 ： 特開 20 0 2-30 2734号公報
特許文献 6 ： 特開 20 0 2- 30 9334号公報
特許文献 7 ： 特開 20 0 1 - 25 41 38号公報
特許文献 8 ： 特開 20 0 4- 25 68 36号公報
特許文献 9 ： 特開 20 0 4- 29 289 1号公報 発明の開示
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、 特別な前組織制御が必要 なく、 また焼鈍後のオーステンパ処理時間を十分に確保するためのライン仕様を 有しない溶融亜鉛めつき製造ラインを用いて製造可能であり、 秀逸した加工性を 有する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。
発明者らは、 上記課題を解決すべく、 高強度溶融亜鉛めつき鋼板の機械特性に 影響を与える原因について検討した。 具体的には、 化学成分、 オーステンパ条件 と生成組織 （残留オーステナイ トの状態） の関係を詳細に調査し、 さらにその生 成組織と機械特性の関係を明確にした。 その結果、 C r量を適当量 （0. 1〜0. 5%) 添加することにより、 C r無添加鋼や C r多量添加鋼とは異なる挙動を示 すこと、 さらにその特性を積極的に活用することにより、 従来とは異なった機械 特性に優れる鋼板が得られることを知見した。
本発明は、 このような知見に基づいて完成されたものであり、 以下の （1) 〜 (6) を提供する。
(1) 質量0 /0で、 C ： 0. 05〜0. 3%、 S i ： 1. 4%以下 （0%を含 む） 、 Mn ： 0. 08〜 3 %、 P ： 0. 003〜 0. 1 %、 S ： 0. 0 7 %以下、 A 1 ： 0. 1〜 2. 5 %、 C r ： 0. 1〜 0. 5 %、 N： 0. 007 %以下、 S i +A 1≥ 0. 5%であって、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、
残留オーステナイ トを体積分率で 3%以上含み、 かつ、 残留オーステナイト粒 の平均ァスぺク ト比カ S2. 5以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度 溶融亜鉛めつき鋼板。
(2) 上記 （1) において、 質量0 /。で、 V： 0. 005〜2%、 Mo ： 0. 0
05〜2%から選ばれる 1種または 2種の元素をさらに含有する成形性に優れた 高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
(3) 上記 （1) または （2) において、 質量0 /0で、 T i ： 0. 0 1〜0. 5%、 Nb : 0. 0 1〜0. 1%、 B : 0. 0003〜0. 005%、 N i : 0. 005〜 2. 0%、 Cu ： 0. 005〜 2. 0 %から選ばれる 1種または 2種以 上の元素をさらに含有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
(4) 質量％で、 C ： 0. 05〜0. 3%、 S i ： 1. 4%以下 （0%を含 む） 、 Mn ： 0. 08〜 3 %、 P ： 0. 003〜 0. 1 %、 S ： 0. 0 7 %以下、 A 1 ： 0. 1〜 2. 5 %、 C r ： 0. 1〜 0. 5 %、 N： 0. 007 %以下、 S
1 +A 1≥ 0. 5%であって、 残部が F eおよび不可避不純物からなる鋼板を、 700〜 900 °Cの第一温度域で 1 5〜 600秒間焼鈍した後、 5 秒以上の 冷却速度で 360〜490°Cの第二温度域まで冷却し、 前記第二温度域での保持 時間を下記の （1) 式に基づいて制御することを特徴とする成形性に優れた高強 度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
5≤ t≤ 200-0. 003 X (T- 350) 2 · · · (1)
ただし、 tは 360〜490°Cの温度域に保持される全時間 （秒） であり、 Tは 360~490°Cの温度域に保持される全時間における平均温度 （°C) であ る。 (5) 上記 （4) において、 前記鋼板は、 質量％で、 V ： 0. 005〜2%、 Mo ： 0. 005〜2%から選ばれる 1種または 2種の元素をさらに含有するこ とを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
(6) 上記 （4) または （5) において、 前記鋼板は、 質量％で、 T i ： 0.
0 1〜 0. 5 %、 N b ： 0. 0 1〜 0. 1 %、 B ： 0. 0003〜 0. 0050/0、 N i ： 0. 005〜 2. 0%、 Cu : 0. 005〜 2. 0 %から選ばれる 1種ま たは 2種以上の元素をさらに含有することを特徴とする成形性に.優れた高強度溶 融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
本発明によれば、 特別な前組織制御を必要とすることなく、 また焼鈍後のォー ステンパ処理時間を十分に確保するためのライン仕様を有しない溶融亜鉛めっき 製造ラインを用いて製造可能な、 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板およ びその製造方法が提供される。 図面の簡単な説明
図 1は、 0. 3%C r鋼と C r無添加鋼の、 オーステンパ時間と TS XT. E 1バランスの相関を示すグラフである。
図 2は、 0. 3 %C r鋼と C r無添加鋼の限界穴拡げ率を示すグラフである。 図 3は、 残留オーステナイト粒のァスぺクト比と TS XT. E 1バランスの 関係を示すグラフである。
図 4は、 残留オーステナイト粒のァスぺクト比と限界穴拡げ率の関係を示す グラフである。
図 5は、 C r添加量と TS XT. E 1バランスの関係を示すグラフである。 図 6は、 C r添加量と穴拡げ率の関係を示すグラフである。
図 7は、 第二温度域での平均保持温度と第二温度域での保持時間との関係を 示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板について詳細に説明 する。 まず、 本発明に至った経緯について説明する。 図 1はオーステンパ時間と T S X T . E 1バランスの関係を示す図である。 A鋼は C r含有量が 0 . 3 %の鋼で あり、 一方、 B鋼は C r無添加鋼である。 図 1に示すように、 A鋼は B鋼と比較 して、 短時間のオーステンパ処理でも優れた機械特性が得られている。 また、 A 鋼はオーステンパ処理を長時間行つた場合も、 優れた特性の状態で安定している のに対し、 B鋼ではオーステンパ処理時間の増加にともなつて機械特性が向上し た後、 さらに長時間のオーステンパ処理を行うと特性が低下しており、 優れた特 性が得られる範囲が狭いことがわかる。 短時間のオーステンパ処理で特性確保が 可能ということは、 長時間のオーステンパ処理ができない C G Lラインでの製造 時において、 通板速度を低下させることなく製造可能なことを示しており、 量産 性 （生産性） の面で有利である。 また、 鋼板を実機にて製造する際には、 同一の 鋼種であっても板厚の違い等により通板速度を変化させる場合があるが、 機械特 性がオーステンパ時間によって大きく変化しないということは、 鋼板量産時の機 械特性の安定性を確保する面から有利である。
図 2は、 図 1に示した A鋼を条件 X 1， X 2で、 B鋼を条件 Y l， Υ 2でそれ ぞれ熱処理した鋼板の伸ぴフランジ性を限界穴拡げ率； I (%) (測定方法等の 詳細は後述する） で評価した結果を示す図である。 この図から、 これらは T S X Τ . Ε 1バランスは同等であるものの、 C r添加鋼である Α鋼の伸ぴフランジ特 性は、 C r無添加鋼である B鋼に比べて、 優れていることがわかる。
発明者らは、 C r添加の有無によってこのような差が生じる原因について詳細 に調査した。 その結果、 従来、 T R I P鋼で高延性を得るためには、 べィナイト 変態により残留オーステナイト中への C濃化を促進することにより、 より高延性 が得られるとされてきたが、 C rを適当量添加した場合には、 ベイナイ ト変態が あまり進行せずに残留オーステナイトが比較的塊状に近い場合においても、 十分 な特性が得られることを知見した。
この点についてさらに詳細に説明する。 図 3は残留オーステナイト粒のァスぺ クト比と T S X T . E 1パランスの関係を示す図、 図 4は残留オーステナイト粒 のァスぺク ト比と限界穴拡げ率 λ の関係を示す図である。 これらの図に示すよ うに、 C r無添加鋼では、 アスペク ト比が低い場合には穴拡げ率は高く、 伸ぴフ ランジ性も良好であるが、 T S X T . E 1バランスは低くなる。 逆に、 ァスぺク ト比が高い場合には、 TS XT. E 1パランスは向上するものの、 伸びフランジ 性は低下する。 これに対して、 C rを適当量添加した場合 （C r ： 0. 1〜0. 5%) には、 アスペク ト比が高い場合には C r無添加鋼と同様の傾向を示すが、 ァスぺクト比が低い場合においても T S XT. E 1バランスが低下しないことが わかる。 また、 C r添加量が 0. 5%を超えた择合には、 高アスペクト比の材料 は得られず、 低アスペク ト比で T S XT. E lバランスは低く、 かつ、 穴拡げ率 の向上も認められな力つた。
このような結果から、 C rを適当量添加し、 かつ、 低アスペク ト比 （2. 5以 下） にすることにより、 高延性と高伸びフランジ性を両立することができる鋼板 を得ることができることが見い出された。
以上の結果に基づいて、 C r含有量と TS XT. E 1パランスとの関係および C r含有量と穴拡げ率との関係をそれぞれ図 5， 図 6に示す。 これら図 5， 6か ら、 C r含有量が本発明の範囲である 0. 1〜0. 5%の範囲において、 高延性 と高伸びフランジ性が得られていることがわかる。
このような現象が生じる理由は必ずしも明確ではないが、 通常、 TR I P鋼は べィナイ ト変態により残留オーステナイ ト中へ Cを濃化させてその安定性を高め ることにより TR I P効果を有効に活用でき、 高延性が得られるとされているの に対し、 C rを適当量含有させた鋼板で得られたァスぺクト比が低い状態はべィ ナイト変態があまり進行していない状態と考えられ、 C rを適当量含有させた鋼 板では C濃化が少なくても TR I P効果が有効に活用できている可能性等が考え られる。 なお、 。 1：添加量を0. 5%超とした場合にこの現象が消失する理由と しては、 安定度が著しく高くなり、 TR I P効果が発現しなくなるという可能性 が考えられる。
本発明は、 このように適当量の C rを含有させることにより、 ベイナイ ト変態 があまり進行していない、 結晶粒のァスぺクト比が低い状態の残留オーステナイ トにおいても高延性を得ることができ、 かつ、 高伸ぴフランジ性との両立を達成 可能とするものである。
次に、 本発明の鋼板の化学成分組成について説明する。 なお、 鋼板組成につい ての '％， は '質量％， をいう。
C ： 0. 05〜 0. 3 % cは、 オーステナイ トを安定化させる元素であり、 マルテンサイト量の確保お ょぴ室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。 C量が 0. 0 5%未満では、 製造条件の最適化を図ったとしても、 鋼板の強度の確保と同時に 残留オーステナイ ト量を確保し、 所定の特性を引き出すことが難しくなる。 一方、 C量が 0. 3%を超えると、 溶接部および熱影響部の硬化が著しく、 溶接性が劣 化する。 こうした観点から、 C含有量を 0. 05〜0. 3%の範囲内とする。 好 ましくは、 0. 05〜0. 2%である。
S i ： 1. 4%以下 （0%を含む）
S iは、 鋼の強化に有効な元素である。 また、 フェライ ト生成元素であり、 ォ ーステナイト中への Cの濃化促進おょぴ炭化物の生成を抑制することから、 残留 オーステナイトの生成を促進する働きがあるので、 複合組織鋼おょぴ TR I P鋼 に添加されることが多い。
一方、 S iの過剰添加は、 フェライト中への固溶量の増加による加工性、 靱性の 劣化、 赤スケール等の発生による表面性状や溶融めつきを施す場合はめつき付 着 .密着性の劣化を引き起こす。 したがって、 S i含有量を 1. 4%以下 （0% を含む） とする。
Mn ： 0. 08〜 3 %
Mnは、 鋼の強化に有効な元素である。 また、 オーステナイトを安定化させる 元素であり、 マルテンサイトゃ残留オーステナイトの体積の増加に必要な元素で ある。 この効果は、 Mnが 0. 08%以上で得られる。 一方、 Mnを 3%を超え て過剰に添加すると、 第二相分率過大や固溶強化による強度上昇が著しくなる。 したがって、. Mn含有量を 0. 08〜3%とする。
P ： 0. 003〜0. 1 %
Pは、 鋼の強化に有効な元素であり、 この効果は含有量が 0. 003%以上で 得られる。 し力 し、 0. 1%を超えて過剰に添加すると、 粒界偏析により脆化を 引き起こし、 耐衝撃性を劣化させる。 したがって、 P含有量を 0. 003〜0. 1 %とする。
S ： 0. 07%以下 Sは、 Mil S等の介在物となって、 耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに 沿った割れの原因となるので、 極力低い方がよいが、 製造コストの面から、 S含 有量を 0. 07%以下とする。
A 1 ： 0. ；!〜 2. 5 %
A 1は、 フェライト生成元素であり、 オーステナイト中への Cの濃化促進およ び炭化物の生成を抑制することから、 残留オーステナイ トの生成を促進する働き がある。 また、 A 1は、 S iによるめつき性おょぴめっき表面性状の劣化を抑制 する働きがあり、 この効果は、 A 1≥0. 1%で得られる。 このように、 A 1は 複合組織鋼おょぴ TR I P鋼に多量に添加される場合があるが、 過剰な添加はフ エライトの脆化を招き、 材料の強度一延性パランスを劣化させることになる。 ま た、 2. 5%を超えて添加すると、 鋼板中の介在物が多くなり、 延性を劣化させ る。 したがって、 1含有量を0. 1〜2. 5%とする。
C r ： 0. 1〜 0. 5 %
C rは、 フェライト生成元素であり、 オーステナイト中への Cの濃化促進およ ぴ炭化物の生成を抑制することから、 残留オーステナイトの生成を促進する働き がある。 C rを適当量添加した場合、 オーステナイトが比較的塊状に近い場合に おいても良好な強度一延性バランスが得られ、 高延性と高伸びフランジ性を両立 可能となる。 この効果は、 。 1を0. 1〜0. 5%添加することにより得られる ので、 じ ]：含有量を0. 1〜0. 5%とする。
N： 0. 007%以下
Nは、 鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、 少ないほどよく、 0. 007%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。 したがって、 N含有量を 0. 007%以下とする。
S i + A 1≥ 0. 5 %
上述したように、 S iおよび A 1はともにフェライト生成元素であり、 残留ォ ーステナイ トの生成を促進する働きがあるが、 この作用を得るためには、 S i + A 1≥ 0. 5%とする必要がある。 このため、 S i +A l≥ 0. 5%とする。 以上の成分の他、 以下の V， Moの 1種または 2種を選択成分として添加する ことができる。
V： 0. 005〜 2 % Vは、 焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制するため、 必要に応じ て添加することができる。 この効果は、 含有量が 0. 005%以上で得られる。 しかし、 2%を超えて添加すると、 フユライト量が過少となり、 加工性が低下す る。 したがって、 Vを添加する場合にはその含有量を 0. 00 5〜2%とする。
Mo : 0. 005〜2%
Moは、 耐遅れ破壌性等に有効であるため、 必要に応じて添加することができ る。 この効果は含有量が 0. 005%以上で得られる。 しかし、.含有量が 2%を 超えると、 加工性が低下するようになる。 したがって、 Moを添加する場合には その含有量を 0. 005〜2%とする。
さらに以下の T i , Nb, B, N i， C uの 1種または 2種以上を選択成分と して添加することができる。
T i ： 0. 0 1〜 0. 5 %、 N b ： 0. 0 1〜 0. 10/0
T i， Nbは、 鋼の析出強化に有効であるため、 必要に応じて添加することが できる。
この効果は含有量がそれぞれ 0. 01 %以上の場合に得られ、 本発明で規定した 範囲内であれば、 鋼の強化に使用して差し支えない。 しかし、 T iでは 0. 5%、 Nbでは 0. 1%を超えて添加すると、 加工性おょぴ形状凍結性が低下する。 し たがって、 T iを添加する場合にはその含有量を 0. 0 1〜0. 5%とし、 Nb を添加する場合にはその含有量を 0. 01〜0. 1%とする。
B ： 0. 0003〜0. 005%
Bはオーステナイト粒界からのフェライ トの生成を抑制する作用を有するため、 必要に応じて添加することができる。 その効果は、 含有量が 0. 0003%以上 で得られる。 し力 し、 0. 005%を超えて添加すると、 フェライト量が過少と なり、 加工性が低下する。 したがって、 Bを添加する場合にはその含有量を 0. 0003〜0. 005%とする。
N i ： 0. 005〜 2. 0%、 Cu : 0. 005〜 2. 0%
N i , Cuはオーステナイト安定化元素であり、 オーステナイトを残留させる とともに強度上昇にも効果がある。 その効果はそれぞれ 0. 005%以上で得ら れる。 しかし、 それぞれ 2. 0%を超えて添加すると鋼板の延性を低下させる。 したがって、 N iを添加する場合おょぴ C uを添加する場合にはいずれもその含 有量を 0 . 0 0 5〜2 . 0 %とする。
なお、 以上の元素および残部の F eの他、 製造過程で各種不純物元素および製 造過程で必須な微量添加元素等が不可避的に混入するが、 このような不可避的な 不純物は本発明の効果に特に影響を及ぼすものではなく、 許容される。
上記成分組成を有する本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、 さらに、 残留ォ ーステナイトの体積分率おょぴ残留オーステナイト粒の平均ァスぺクト比を以下 のように規定する。
残留オーステナイト量：体積分率で 3 %以上
成形時における残留オーステナイ トの歪誘起変態を有効に活用するためには、 体積分率で 3 %以上必要であるため、 残留オーステナイ トを体積分率で 3 %以上 とする。
残留オーステナイ ト粒の平均ァスぺクト比： 2 . 5以下
残留オーステナイト粒のァスぺクト比を増加させすぎると、 伸ぴフランジ性が 劣化するため、 残留オーステナイト粒の平均アスペクト比を 2 . 5以下とする。 次に本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法の例について説明する。 上記化学成分組成を有する鋼板を、 まず 7 0 0〜9 0 0 °Cの第一温度域、 具体 的には、 オーステナイト単相域もしくはオーステナイト相とフェライ ト相の 2相 域で、 1 5〜6 0 0秒間焼鈍する。 焼鈍温度が 7 0 0 °C未満の場合や焼鈍時間が 1 5秒未満の場合には、 鋼板中の炭化物が十分に溶解しないことや、 フェライト の再結晶が完了せず目標となる特性が得られないことがある。 一方、 焼鈍温度が 9 0 0 °Cを超える場合には、 オーステナイト粒の成長が著しく、 後の冷却によつ て生じる第二相からのフェライ トの核生成サイトの減少を引き起こす場合がある。 また、 焼鈍時間が 6 0 0秒を超える場合には、 多大なエネルギー消費に伴うコス ト増の問題が生じる。
焼鈍後、 5 秒以上の冷却速度で、 3 5 0〜 6 0 0 °Cの第二温度域まで冷却 し、 この温度域で 5〜 2 0 0秒保持する。 冷却速度が 5 °CZ秒未満の場合には、 パーライ トが析出し、 未変態オーステナイ ト中の固溶 Cが大幅に低下し、 目標と する組織が得られないことがある。 また、 この温度域での保持時間が 5秒未満で あると、 未変態オーステナイ トの安定化が進まず、 3 %以上の残留オーステナイ トが得られずに、 十分な延性を確保できないことがあり、 逆に 200秒を超える 場合には、 べィナイト変態が著しく進み、 結果として残留オーステナイト粒の平 均アスペク ト比が 2. 5を超えて、 伸ぴフランジ性が劣化することがある。 また、 保持温度域が 600°Cを超える場合には、 未変態オーステナイト中から炭化物が 析出し、 逆に 350°C未満の温度では、 下部べィナイ ト変態によりべィニテイツ クフェライト中に微細炭化物が析出して、 結果として安定した残留オーステナイ トが十分に得られないことがある。
本発明者らは、 良好 ¾特性の鋼板を一層安定して得られる熱処理条件について 詳細に検討した。 その結果、 冷延後の鋼板の熱処理において、 上記第二温度域を 360〜490°Cとより狭い範囲に規定し、 当該温度域での保持時間を下記 (1) 式に基づいて制御することにより、 安定して 3%以上の残留オーステナイ トを確保し、 かつ残留オーステナイト粒の平均アスペク ト比を 2. 5以下とする ことが可能であることが明確となつた。
5≤ t≤ 200-0. 003 X (T— 350) 2 · · · (1)
ただし、 tは 360〜490°Cの温度域に保持される全時間 （秒） 、 Tは 3 60〜490°Cの温度域に保持される全時間における平均温度 （°C) である。 図 7に第二温度域での温度 ·保持時間とァスぺクト比の関係を示す。
(1) 式に基づいて制御することにより、 安定して 3%以上の残留オーステナ イトを確保し、 かつ残留オーステナイ ト粒の平均アスペク ト比を 2. 5以下とす ることが可能であることがわかる。
第二温度域での保持の後に、 溶融亜鉛めつきを施すが、 このめつき浴温度は通 常の 450〜 500°Cの範囲であればよく、 さらに加えて合金化処理を施す場合 には、 600°C以下で処理することが好ましい。 これは、 めっき浴温度が 60 0°C超であれば、 上述したように、 未変態オーステナイト中から炭化物が析出し て安定した残留オーステナイトを得ることができず、 延性の劣化が生じるためで ある。
なお、 本発明の製造方法における一連の熱処理においては、 規定した温度範囲 内であれば、 保持温度は一定である必要はなく、 また冷却速度が冷却中に変化し た場合においても、 規定した範囲内であれば何ら問題はない。 また、 熱履歴さえ 満足されれば、 鋼板はいかなる設備で熱処理を施されても構わない。 加えて、 熱 処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延してもよい。 なお、 本発明では 鋼素材を通常の製鋼、 铸造、 熱延の各工程を経て製造することが好ましいが、 例 えば、 薄手铸造等により熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造してもよい 実施例
以下、 本発明を実施例によりさらに詳細に説明するが、 本発明は下記の実施例 に限定されるものではなく、 本発明の要旨を変更することなく、 .変更を加えるこ とが許されることは言うまでもない。
表 1に示す化学成分の鋼を溶製して得た铸片を熱圧、 酸洗、 冷間圧延によって 1. 2mm厚の冷延鋼板とした。 その後、 表 2， 3に示す条件で熱処理後、 46 3°Cの亜鉛めつき浴で目付け量 50 50 gZm2のめつきを施し、 めっき層の F e %を 9質量％となるように合金化処理を施した。 得られた鋼板に対しては、 0. 3%の調質圧延を施した。 なお、 鋼材の N量は、 0. 0020〜0. 006 0質量％であった。
鋼板断面 （圧延方向に平行な面） 組織は走査型電子顕微鏡 （SEM) を用いて 2000倍で 1 0視野観察し、 観察された各残留オーステナイ ト粒のァスぺクト 比 （長辺 Z短辺） を測定し、 その平均値を平均アスペク ト比とした。 SEM観察 サンプルは、 まず 200°CX2hの熱処理 （マルテンサイトと残留オーステナイ ト を分離して観察可能化） を施したのち、 鏡面研磨、 ナイタルエッチングして試験 に供した。 また、 観察した SEM像を画像処理することで残留オーステナイト量 を求めた。
また、 引張試験は、 鋼板を J I S 5号試験片に加工して行い、 TS (引張り強 さ） 、 T. E 1 (全伸ぴ） を測定し、 強度と全伸びの積 （TS XT. E 1 ) で表 される強度一伸ぴバランスの値を求めた。 なお、 本発明では、 TS XT. E 1≥ 1 980 OMP a ，％の場合を良好と判定した。
伸びフランジ性は、 得られた各鋼板を 1 0 OmmX 10 Ommに切断後、 クリ ァランス 1 2%で直径 1 Ommの穴を打ち抜いた後、 内径 75 mmのダイスを用 いて 9 t o nのしわ押さえ力で押さえた状態で、 60° 円錐のポンチを穴に押し 込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、 下記 （2) 式から限界穴拡げ率 λ (%) を求め、 この限界穴拡げ率の値から伸ぴフランジ性を評価した。 なお、 本発明では、 限界穴拡げ率 λ≥ 50%を良好と判定した。
限界穴拡げ率； L (%) = { (Df-D0) /D。} X I 00 · · · (2) 但し、 Df ：亀裂発生時の穴径 （mm) ， D。 ：初期穴径 （mm)
表 2， 3に上記試験結果を併記する。 これらの結果から、 本発明で規定する要 件を満足する鋼板は、 強度一伸ぴバランスの値と伸びフランジ性のパランスの両 方に優れ、 目標とした特性が得られていることがわかる。 また、.本発明で規定す る要件を満足する条件で製造することにより、 目標とした特性が安定して得られ ていることがわかる。
9L
Figure imgf000016_0001
88..0C/900Jdf/X3d Sひ 6 / 900Z OAV 表 2
Figure imgf000017_0001
体積分率が小さいためにァスぺクト比測定不能
表 3
Figure imgf000018_0001
*：体積分率が小さいためにァスぺクト比測定不能
産業上の利用可能性
本発明は、 軽量で高強度でしかも高い加工性が要求される自動車等の車両用鋼 板として広く活用することができる。

Claims

請求の範囲
1. 質量0/。で、 C ： 0. 05〜0. 3%、 S i ： 1. 4%以下 （0%を含む） 、 Mn ： 0. 08〜 0 /。、 P ： 0. 003〜0. 1%、 S ： 0. 07 %以下、 A 1 : 0. 1〜 2. 5 %、 C r ： 0. 1〜 0. 5 %、 N： 0. 007 %以下、 S i
+ A 1≥ 0. 5%であって、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、
残留オーステナイトを体積分率で 3%以上含み、 かつ、 残留すーステナイト粒 の平均ァスぺクト比が 2. 5以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度 溶融亜鉛めつき鋼板。
2. 質量0 /0で、 V : 0. 005〜2%、 Mo : 0. 005〜 2 %から選ばれる 1種または 2種の元素をさらに含有することを特徴とする請求項 1に記載の成形 性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
3. 質量0/。で、 T i ： 0. 01〜 0. 5 %、 N b ： 0. 01〜 0. 1 %、 B ： 0. 0003〜0. 005%、 N i : 0. 005〜 2. 0%、 Cu : 0. 005
〜2. 0%から選ばれる 1種または 2種以上の元素をさらに含有することを特徴 とする請求項 1または請求項 2に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼 板。
4. 質量％で、 C ： 0. 05〜0. 3%、 S i ： 1. 4%以下 （0%を含む） 、 Mn ： 0. 08〜 3 %、 P ： 0. 003〜 0. 1 %、 S ： 0. 07 %以下、 A 1 : 0. 1〜 2. 5 %、 C r ： 0. 1〜 0. 5 %、 N： 0. 007 %以下、 S i
+ A 1≥ 0. 5%であって、 残部が F eおよび不可避不純物からなる鋼板を、 7 00〜 900 °Cの第一温度域で 15〜 600秒間焼鈍した後、 5 °CZ秒以上の冷 却速度で 360〜490°Cの第二温度域まで冷却し、 前記第二温度域での保持時 間を下記の （1) 式に基づいて制御することを特徴とする成形性に優れた高強度 溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
5≤ t≤200-0. 003 X (T一 350) 2 · · · (1) ただし、 tは 360〜490°Cの温度域に保持される全時間 （秒） であり、 Tは 360〜490°Cの温度域に保持される全時間における平均温度 （°C) であ る。
5. 前記鋼板は、 質量％で、 V： 0. 005〜 2 %、 M o ： 0. 005〜 2 % から選ばれる 1種または 2種の元素をさらに含有することを特徴とする請求項 4 に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 9
6. 前記鋼板は、 質量％で、 T i : 0. 01〜0. 5%、 Nb : 0. 01〜0. 1 %、 B： 0. 0003〜 0. 005 %、 N i ： 0. 005〜 2. 0.%、 C u ： 0. 005〜2. 0%から選ばれる 1種または 2種以上の元素をさらに含有する ことを特徴とする請求項 4または請求項 5に記載の成形性に優れた高強度溶融亜 鉛めつき鋼板の製造方法。
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