WO2007080810A1

WO2007080810A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: WO2007080810A1
Application number: PCT/JP2006/326320
Authority: WO
Inventors: Hideyuki Kimura; Yoshihiko Ono; Takeshi Fujita; Takayuki Futatsuka; Saiji Matsuoka
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2006-01-11
Filing date: 2006-12-25
Publication date: 2007-07-19
Also published as: CA2632112A1; EP1972698B1; EP1972698A4; JP5157146B2; CN101326300A; KR20080064991A; JP2007211338A; CN101326300B; EP1972698A1; US20090139611A1; US20110192504A1; CA2632112C; KR101001420B1

Abstract

強度と延性のバランスおよび焼付硬化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。化学成分は、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。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は90％以上である。なお、上記溶融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたっては、冷間圧延後の得られた鋼板をAc1点以上Ac3点以下の温度範囲にて焼鈍することとする。

Description

明細書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、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およぴ焼付硬化性に優れる溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法に関するものである。背景技術

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 S i、 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、 T.i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べイナィトなどの硬質な第 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°Cの温度範囲を 10°C/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 2〜6 μ m 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*°/₀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、組織がフヱ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ゃすく、 .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 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 をフユ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、極低炭素鋼をべ一スとしているため、 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：. n+ 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。

特許文献 1 ：特公昭 57- 57945号公報

特許文献 2 : 特開 2002-235145号公報

特許文献 3：特開 2002- 322537号公報

特許文献 4 : 特開 2001 - 207237号公報

特許文献 5 : 特開昭 59- 31827号公報特許文献 6 : 特開 2006- 233294号公報発明の開示

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 ¾をえない。例えば、 440MPa以上の強度を確保するには、 S i、 P の多量添加を必要とするため、難合金化や赤スケール、不めつ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 2〜6 /ζ πι としているが、フユ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 l〜10°C/s とし、さらに第 2相を 10%以下とするためには l〜3°C/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 l〜3°C/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°Cからめつき温度 460°Cまで 1次冷却速度 3°C/sで冷却すると 1 13 s 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°C/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べィ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べィ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 X 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 1.2 mm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 toした。

Ε1=λ (^A/L)ⁿ (1)

'又、 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ノ El, =(t₂/t₁)^{0 2} (2)

Eli 、 El₂はそれぞれ板厚が ^(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%、 TSXEl:15922MPa*%.、特許文献 3に載の実施例（明細書中実施例、試料 No.43)では TS:441MPa、 El: 35.6%, TS X 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 X El： 15691MPa*%と、いずれの実施例においても強度延性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、 TSXE1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°C/s以上、冷却停止温度を 200°C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、局部伸びといったで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 X E 1 が 16000MPa*%以上、耐デント性確保の観点からは、鋼板に 2。め予歪を加えた後 170°C X 20mi n の熱処理を施して焼付処理を行った前後で測定される降伏応力差が 50MPa以上である溶融亜鉛めっき鋼板、ずなわち高成形性を有し、強度と延性のバランスおよび焼付硬化性に優れる溶融亜鉛めつ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鋼べ一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 ¾鉛めっき銅板が得られる。

さらに、焼入れ性の指標のひとつである Mn、 Crの重み付き含有量を適正に制御す' ることで高い BH量を有する鋼板を得る。

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 ] mas s%で C： 0. 005〜0· 04%、 S i： 1. 5%以下、 Mn： 1. 0 ~ 2. 0%、 P： 0. 10%以卞、 S： 0. 03%以下、 A 1： 0. 01〜0. 1%、 N： 0. 008%未満、 Cr： 0. 2〜 1. 0%を含有し、力つ、 2. l≤Mn (mas s%) + l . 29Cr (mas s%)≤ 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カゝらなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は 6 111超 15 / 111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つき鋼板。

[ 2 ] mass%-e 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、 A1 ： 0.01〜0.1%、 N： 0.008%未満、 Cr： 0.2〜1.0%を含有し、かつ、 2.2≤Mn (mass%)+l.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カゝらなり、かつ、前記フェライ. 卜の平均粒径は 6; m超 15/ m以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフヱライト粒界に存在する割合が 90% 以上であるこを特徴とする溶融亜鉛めつき鋼板。

[ 3 ] mass%で C： 0.005— 0.04%、 Si： 1.5%以下、 n： 1.0〜2.0%、 .P： 0.10%以下、 S： 0.03%以下、 A1： 0.01-0.1%、 N： 0.008%未満、 Cr： 0.2〜1.0%を含有し、かつ、 2.3≤Mn(mass%)+l.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 6μ πι¾ 15/ Γΐι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つき鋼板。

[ 4 ] mass¾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、 A1： 0.01〜0.1%、 N： 0.008%未満、 Cr： 0.35— 0.8%を含有し、力つ、 2.3≤Mn(mass%)+l.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 6_μ ηι超 15 ΠΙ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つき鋼板。 '

[ 5 ] 前記 [ 1 ] 〜 [ 4 ] のいずれかにおいて、さらに、 mass%で、 Mo： 0.5%以卞、 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つき鋼板。

[ 6 ] 前記 [ 1 ] 〜 [ 5 ] のいずれかにおいて、前記溶融亜鉛めつきは合金化溶融亜鉛めつ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 Acl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つき鋼板の製造方法。

[ 8 ] 前記 [ 1 ] 〜 [ 5 ] のいずれかに記荦の成分組成を有し、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 Acl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つき鋼板の製造方法。

[ 9 ] 前記 [ 7 ] または [ 8 ] において、溶融亜鉛めつき処理を施した後、溶融亜鉛めつきの金化処理を施すことを特徴とする溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべて massy。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および焼付硬化性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つ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。図面の簡単な説明 .

図 1は、 Mn量と Cr量および TSXE1の関係を示す図である。

図 2は、 Mn と Crの重み付き含有量と焼付硬化特性（BH) との関係を示す図である。発明を実施するための最良の形態，

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。しカゝし、 C量が 0.04%を超えると、カロェ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、強度確保および高 BH量確保の観点から、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 [1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。 'しカゝし、 P量が 0. 10%を超えると、亜鉛めつき層の合金化速度を低下させ、めっき不良ゃ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。 Α1:0.01〜0· 1%

A1 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、 A1 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、 A1 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、 A1量は 0.01%以上 0. 1%以下とする。

Ν: 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 ,<、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カ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り、所望の BH量が得られなくなり、部品強度が低下する。また高降伏比どなり、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。また、再結晶焼鈍後の冷却時にパーライトやべイナィトが生じやすくなり、 BHが低下する。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力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增大を引き起こす。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、高 BH性確保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力、 =i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、焼入性を向上させるの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。但しく 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。したがってのを添加する場合は 0. 01%以下とする。 T i ： 0. 1%以下、 Nb ： 0. 1%以下

Ti、 Nb は、炭窒化物を形成して固溶 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。したがつて、 T i、 Nbを添力 q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、 0は非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、 0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つき鋼板の組織について説明する。

本発明の溶融亜鉛めつき鋼板は、フユ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、前記フヱライトの平均粒径は 6 m ¾ 15 i m T 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つ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つき鋼板は、フェライト相と体積率で 3. 0%以上 ioy。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%未瀹の場合は、変態時に導入される可動転位密度が不十分となるため、 BH量が低下し、耐デント性が低下する。また、 YPが上昇し、プレス成形性が'劣化する。さらに、 YPE1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、べィナイト相、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、パーライトやべイナィ卜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、パ一ライト相、べィナイト相、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： 6 /i m超 15；u m以下

張出成形性に有効な η値あるいは均一伸びは結晶粒径が微細なほど低下し、フエライト平均粒径が以下の場合、 n値および均一伸びの低下が顕著となる。一方、フヱライト平均粒径が 15 /z m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、フェライト粒径は 6 μ m超 15 /z m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、本発明の目的とず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、さらにフユ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ランスおよび焼付硬化性に優れる溶融亜鉛めつ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つき鋼板は.、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 Ac l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つき鋼板は、焼鈍後の溶融亜鉛めっき処理するに際し、 Ac l 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つき処理温度まで平均冷却速度 3°C /s超え 15°C /s以下にて 1次冷却を行い、平均冷却速度 5°C /s以上で 2次冷却することがより好ましい。或いは、前記溶融亜鉛めつ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つき処理を行う工程は、連続溶融亜鉛めつ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 +パ一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 y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ィト相が均一分散し、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、ァシキユラ一フェライト相、べィニティックフェライト相、ベイナィト相、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°C/ s以上で冷却し、フユライト変態を抑制しつつ、卷取温度を 600°C以下にすることによって得られる。より好ましい卷取温度は 550°C未満である。

加熱速度： Ac l変態点- 50°Cから焼鈍'温度までの温度域を l O Vs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 ^、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 Ac l変態点を超えることが望ましい。したがって、例えば Ac l変態点 - 50°Cから焼鈍温.度までの温度域を 10°C /s未満とすることが好ましレ、。なお、この温度域より低温側では、 10°C /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： Ac l点以上 Ac3点以下

焼鈍温度は'、フユライト相 +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。焼鈍瘟度が Ac l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、フェライト粒径が微細化し、 n値おょぴ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、フユ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、強度および BH量が低下する。また、十分に焼入性を高めて DP組織を得た場合でも、マルテンサイ卜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 Ac l点以上 Ac3点以下とする。成形性の観点からは、 Ac,点以上 Ac,点 + 100T: 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、 Ac l、 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」、 Ρ· 273、丸善株式会社）により算出しても差し支えない。

Ac l =723- 10. 7Mn+29. l S i + 16. 9Cr

Ac3=910-203C " 0. 5+44. 7S i + 104V+31. 5Mo-30Mn- l l Cr+700P+400Al +400T.i

1次冷却速度： 3°C /s超え以下（好適範囲）

溶融亜鉛めつき鋼板の製造に際して'、焼鈍温度から溶融めつき処理までの 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°C /s超え 15°C /s 以下の平均冷^速度で冷却することが好ましい。冷却速度が 3°C /s超えの場合、冷却過程でオーステナイトがパ一ライ卜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および焼付硬化性が向上する。また、冷却速度が 15 /_S以下の場合、鋼板の板暢方向、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°C /s超え 15°C /s以下とするのが望ましい。さらに、平均冷却速度を 5°C /s以上 15°C /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°C程度で良い。 2次冷却速度： 5°C /s以上（好適範囲）

溶融亜鉛めつき処理後、或いは更に溶融亜鉛めつ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°C /s以上の場合、ォ一ステナイトがパ一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。したがつて、 2次冷却速度は、 5°C /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 lOO s未満とするのが望ましい。なお、溶融亜鉛めつきの合金化処理は、通常 500〜700°C程度、好ましくは 550〜600°C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、溶製後の鋼の鎳造方法は、連続铸造法により铸片としても良いし、.造塊法により鋼塊としても良い。連続铸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。

溶融亜鉛めつき条件としては、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銅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、鍀造、熱延の各工程を経て造する場合を想定しているが、例えば薄手錄造などにより熱延ェ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、電気亜鉛系めつ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。実施例

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、連続錶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でにて加熱後、 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°G超 650°C未満の温度で卷取り、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ィメージ炉にて、表 2に示すように Ac l変態点- 50°Cから焼鈍温度まで 5〜20°C /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°C /sの 1次冷却速度で冷却し、 460°C のめつき浴に浸漬して溶融亜鉛めつき処理を施した。さらに 550°C X 15秒にて合金化処理を行い、その後、 4〜20°C/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。

次に、上記により得られた合金化溶融亜鉛めつき鋼板からサンプルからを採取し、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、機械特性および BH測定を行った。

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 G 055 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 ΙΟΟ μ m X横 200 μ m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- E1 :全伸び、 U- E1 :均一伸び、 L-E1 :局部伸び）を測定した。 . '

BH量は JIS5号試験片を採取し、 JIS G 3135に定められた方法にしたがい、 2%の予歪を付加後、 170°C X 20 分の熱処理を施し、その後、再度引張試験を行ったときの降伏強度の増加量で評価した。

なお、本発明においては、 TS X E1は 16000MPa*%以上とし、 16500MPa*%以上を良好、 17000MPa*%以上をさらに良好とした。，また、 BH量は 50MPa以上とし、 55MPa以上を良好、 60MPa 以上をさらに良好とした。これは自動車の外板パネルに適用されている鋼板に対して薄肉化による軽量化を行う際に必要な耐デント性を確保する観点か.ら必要な BH量である。

以上の結果を製造条件と併せて表 2に示す。

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. oy。以上 ioy。未満、フエライト平均粒径が超以下、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である。本発明例では、 TS X E 1が 16000MPa*%以上で、かつ BH量が 50MPa以上であり、強度と延性のバランスおよび焼付硬化性に優れた溶融亜鉛めつ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、マルテンサィト相の体積率、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"ずれか一つ以上が本発明範囲を外れている。この結果、 TS X E1が劣位のためプレス成形性が不十分であり、また、 BH量が劣位のため従来鋼板からの薄肉化は困難と考えられる。

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、 1 1、 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. 5 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 No. 32〜34、 2次冷却速度が異なる No. 25、 28、 29の本発明例を比較すると、加熱速度が好適範囲の 10°C /s未満である試料 No. 7、 10、焼鈍温度が好適範囲の A_{C l}点 + 100°C以下である試料 No. 5、. 32、 1 次冷却速度が好適範囲の 3で/₅超え 15°C /s以下である試料 No. 32、 2次冷却速度が好適範囲の 5°C /s 以上である試料 No. 25、 29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 X E1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 X E1 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 X E 1 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 n 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 X E 1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おることがわかる。

また、上記鋼に関して、 Mn と Crの重み付け含有量と BH量の関係について整理した結果を図 2に示す。図 2より、 Mn と Crの重み付け含有量が 2. 1 %以上の本発明例では 50MPa以上の BH量を有し、 Mn と Crの重み付け含有量の下限を 2. 2%以上とする好適範囲では 55MPa以上、 Mn と Crの重み付け含有量の下限を 2. 3%以上とするより好適範囲では 60MPa以上であり、焼付硬化特性が良好であることがわかる。産業上の利用可能性

本発明の溶融亜鉛めつき鋼板は、強度と延性のバランスおよび焼付硬化特性に優れるため、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つ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。

表 1

表 2

*Ac1 変態点- 50°Cから焼鈍均熱温度までの加熱速度

表 2 つづき

*Ac1 変態点 -50°Cから焼鈍均熱温度までの加熱速度

Claims

請求の範囲

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、 A1 ： 0.01〜0.1%、 N： 0.008%未満、 Cr： 0.2〜1.0。を含有し、かつ、 2. l≤Mn (mass%)+l.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カゝらなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は 6 m超 15 m以下であり、さら、前記マルテンサイト相がフヱ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つき鋼板。

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% 下、 A1： 0.01〜0.1%、 N： 0.008%未満、 Cr： 0, 2〜1.0%を含有し、かつ、

2.2≤Mn (mass%)+l.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、前記フヱライ卜の平均粒径は 6μ πι超 15μ πι以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフヱ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つき鋼板。

.3. mass¾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、 A1 ： 0.01〜0.1%、 N： 0.008%未満、 Cr： 0.2〜1.0%を含有し、かつ、 2.

3≤Mn(mass%)+l.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カゝらなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は 6/z m超 15μ ηι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 90¾ 以上であることを特徴とする溶融亜鉛めつき鋼板。

4. mass%で C： 0.005〜0.04%、 Si ： 1.5%以下、 Mn： 1.0~2.0%、 P： 0.10%以下、

5： 0.03%以下、 A1： 0.01〜0.1%、 N： 0.008%未満、 Cr： 0.35〜0.8%を含有し、かつ、

2.3≤Mn(mass%)+l.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力らなり、かつ、前記フェライトの平均粒径は 6μ πι超 15/z m'以下であり、さらに、前記マルテンサイト相がフ.エ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つき鋼板。

5. 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 1〜4のいずれかに記載の溶融亜鉛めつき鋼板。

6. 前記溶融亜鉛めつきは合金化溶融亜鉛めつきであることを特徴とする請求項 1〜5 'のいずれかに記載の溶融亜鉛めつき鋼板。

7. 請求項 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 Acl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つき鋼板の製造方法。

8. 請求項 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 Acl 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つき鋼板の製造方法。

9. 溶融亜鉛めつき処理を施した後、溶融亜鉛めつきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項 7または 8に記載の溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。