WO2009008551A1

WO2009008551A1 - 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

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Publication number: WO2009008551A1
Application number: PCT/JP2008/062876
Authority: WO
Inventors: Yoshihiko Ono; Hideyuki Kimura; Kaneharu Okuda; Takeshi Fujita; Michitaka Sakurai
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2007-07-11
Filing date: 2008-07-10
Publication date: 2009-01-15
Also published as: EP2169091A1; JP2009035815A; KR101147273B1; CN101688279A; US20100330392A1; CA2693963A1; EP2169091A4; JP5272547B2; KR20100023025A; CN101688279B; EP2169091B1

Abstract

質量％でＣ０．０１～０．１２％、Ｓｉ０．２％以下、Ｍｎ２％未満、Ｐ０．０４％以下、Ｓ０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ０．３％以下、Ｎ０．０１％以下、Ｃｒ０．３％超２％以下を含有し、更に２．１９＜（［％Ｍｎ］＋１．３×［％Ｃｒ］）＜３及び０．２４≦［％Ｃｒ］／［％Ｍｎ］を満足し残部鉄及び不可避不純物からなるとともに、フェライトと面積率２～２５％の第２相とを有し、第２相におけるパーライトもしくはベイナイトの面積率が２０％未満、第２相の平均粒子径が０．９～７μｍ、第２相における粒子径０．８μｍ未満の粒子の面積率が１５％未満である、低ＹＰ且つ材質変動の小さい高強度冷延鋼板。（［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ」はそれぞれＭｎ，Ｃｒの含有量を表す。

Description

明細書降伏強度が低く、材質変動の小さい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、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用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

従来、フード、ドア、トランクリツド、バックドア、フェンダーといった耐デント性の要求される自動車外板パネルには、極低炭素鋼をベースに Nb、 Ti等の炭窒化物形成元素を添加して固溶 C量を制御した引張強度 TS： 340MPaクラスの BH 鋼板（焼付け硬化型鋼板、以後、'単に 340BHと呼ぶ）や TS : 270MPaクラスの IF鋼板（Interstitial Free鋼板、以後、単に 270IFと呼ぶ）が適用されてきた。近年、車体軽量化ニーズの更なる高まりから、これらの外板パネルを更に高強度化して耐デント性を向上させ、鋼板を薄肉化しようとする検討が進められている。また、現状と同板厚で高強度化により耐デント性の向上を図ろうとする検討や BH の付与される焼付け塗装工程の低温、短時間化を図ろうとする検討も進められている。

し力しな力 Sら、降伏弓度 YP : 230MPaの 340BHや YP : 180MPaの 270IFをベースに更に Mn、 P等の固溶強化元素を添加して高強度化し、鋼板を薄肉化しようとすると、面歪の問題が生じる。ここで、面歪とは、 YPの増加により生じるプレス成形面の微小なしわ、うねり状の模様であり、この面歪が生じるとドアやトランクリツドなどの意匠性、デザイン性を著しく損なう。このため、このような用途では、プレスおょぴ焼付け塗装後の降伏応力 YPは従来以上に増加させつつも、プレス成形前には極力低い YPを有することが望まれる。

このような背景から、例えば、特許文献 1には、 C : 0. 005〜0. 15°ん Mn : 0. 3〜2 . 0%、 Cr : 0. 0²³〜0. ⁸°/。を含有する鋼の焼鈍後の冷 ¾速度を適正化し、主としてフエライトとマルテンサイトからなる複合組織を形成させることで、低い YP、高い加ェ硬化 WH、高い BHを兼ね備えた鋼板を得る方法が開示されている。また、特許文献 2には、 C : 0. 005〜0, 05°/。、 Mn : 3%以下を含有する鋼においてマルテンサイトの平均粒子径を以下、第 2相におけるマルテンサイトの割合を 60%以上として、更にフェライト粒の個数に対するマルテンサイト粒子の個数の比を 0. 7〜². 4 とすることで耐面歪性と耐割れ成形性の両立を図る方法が開示されている。特許文献 3には、 C : 0. 010〜0. 06°/。、 Μη : 0· 5〜2. 0°/。、 Cr： 1%以下を含有する鋼の焼鈍後の冷却速度を適正化し、第 2相中のマルテンサイトの割合を 80%以上に高め、高延性で降伏比 YRの低い鋼板が得られることが開示されている。更に、特許文献 4 には、 Mn : l. 5〜2. 5°/。、 Cr： 0. 03〜0. 5%を含有する鋼で C： 0. 02〜0. 033°/。と C量を少なくすることでフェライトとマルテンサイトからなる YPの低い複合組織鋼板が得られることが開示されている。

特許文献 1：特公昭 62-40405号公報

特許文献 2：特開 2004-307992号公報

特許文献 3 : 特開 2001-207237号公報

特許文献 4 : 特開 2001- 303184号公報発明の開示

しかしながら、特許文献 1〜4に記載の複合組織鋼板では、強化組織として硬質なマルテンサイトを分散させているので、本質的に材料特性の変動が生じゃすい。例えば、硬質第 2相の割合は鋼中の数 lOppmの C量や 30〜50°Cの焼鈍温度の変化により顕著に変化するので、従来の Mn、Pで固溶強化した 340BH や 270IFと比べて極めて大きな材質変動を生じる。

また、外板パネル部品の更なる高強度化あるいは鋼板を薄肉化した上で、塗装焼付け工程の低温、短時間化を図ろうとする場合、 TS : 4⁹0~ ⁵⁹0MPaクラスの鋼板が求められるが、このような高強度鋼板では材質変動が極めて大きいことが問題となる。

更に、特許文献 1〜4 に記載の鋼板では、 TS : 440MPa 程度、 YP： 210〜260MPa 程度であり、従来の固溶強化型の TS : 440MPaクラスの IF鋼の YP : 320MPaと比べると、 YPは低く抑えられているので耐面歪性は改善されるが、実際のドアなどにプレス成形を行うと、 340BHと比べて面歪の発生量は依然として大きく、 YPの絶対値もより一層低減することが望まれている。

本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、 YPが低く、材質変 »の小さい高強度溶融亜鉛めつき鋼板おょぴその製造方法を提供することを目的とする。 '

本発明者らは、従来の複合組織を有する高強度溶融亜鉛めつき鋼板について、 YPを従来と同等かさらに低減しつつ、製造因子の変動による YPの変動量 ΔΥΡを低減する方法について検討を行ったところ、以下の知見を得た。

(i) Mn当量おょぴ Mnと Crの組成範囲を適正に制御し、更に連続溶融亜鉛めつきライン（CGL)における焼鈍時の加熱速度と冷却速度を適正に制御することで、焼鈍後に緩冷却が施される CGLの熱履歴においても第 2相の粗大化、分散形態の均一化が図られ、 YPの低減と材質変動の低減を両立することができる。

(ii) 熱間圧延後に急速冷却し、冷間圧延率を適正化することで、圧延方向に対して 45度方向の YPが圧延方向おょぴ圧延直角方向の YPと同等レベルまで低減でき、自動車のドアなどの面歪の生じやすい取手周りにおいて、面歪を効果的に低減できる。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、鋼の成分組球として、質量。 /₀ で、 0.01〜0.12°ん Si:0.2°/。以下、 Mn:2°/。未満、 P:0.04%以下、 S:0.02%以下、 sol .A1:0.3%以下、 N:0.01%以下、 Cr:0.3°/。超 2%以下を含有し、更に 2. l≤ [Mneq]≤3 および 0.24≤ [%Cr]/[%Mn]を満足し、残部鉄おょぴ不可避不純物からなり、鋼の組織として、フェライトと第 2相を有し、第 2相の面積率が 2〜25%、第 2相におけるパーライトもしくはべィナイトの面積率が 0%以上 20%未満、第 2相の平均粒子径が 0.9〜7μπι、かつ第 2相における粒子径が 0.8/Ζ m未満の粒子の面積率が 15%未満であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めつき鋼板を提供する。ここで、 [Mneq]は Mn当量であり、 [Mneq] = [°/。Μη] +1· 3 [°/。Cr]を表し、 [°/。Mn]、 [°/。Cr]は、 Mn 、 Crのそれぞれの含有量を表す。

本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板においては、 2.2く [Mneq]く 2.9を満足させたり、 0.34≤ [%Cr]/[%Mn]を満足させることが好ましい。

更に、質量で、 B:0.005%以下を含有させることが好ましい。また、質量％で、 Mo:0.15%以下おょぴ V:0.2%以下のうちの少なくとも 1種を含有させることが好ましい。更にまた、質量％で、 Ti:0.014%未満、 Nb： 0.01°/。未満、 Ni:0.3%以下およぴ Cu : 0. 3%以下のうちの少なくとも 1種を含有させることが好ましい。本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延およぴ冷間圧延した後、 CGLにおいて、 680〜740°Cの温度範囲を 3°C /s ec未満の平均加熱速度で加熱し、 740°C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から 3〜20°C /secの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めつき浴に浸漬後、あるいは前記亜鉛めつき浴に浸漬後更にめつきの合金化処理を施した後、 7〜100 °C /sec の平均冷却速度で冷却することを特徴とする高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法により製造できる。 '

本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法では、 CGLにおいて、 680〜7, 40°Cの温度範囲を 2°C /sec未満の平均加熱速度で加熱することが好ましい。また、熱間圧延後、 3s ec以内に冷却を開始して、 40°C /sec以上の平均冷却速度で 6 00°C以下まで冷却し、その後 400〜600°Cの卷取温度で巻き取り、 70〜85°/。の圧延率で冷間圧延することが好ましい。

本癸明によれば、 YPが低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めつき鋼板を製造できる。本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、優れた耐面歪性を備えているため、自動車部品の高強度化、薄肉化に好適である。図面の簡単な説明

図 1は、第 2相における粒子径 0. 8 m未満の粒子の面積率と YPの関係を示す図である。

図 2は、焼鈍時の加熱速度と YP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、本発明の詳細を説明する。なお、成分の量を表す °/。は、特に断らない限り質量 ° /。を意味する。

1) 成分組成

C : 0. 01〜0. 12%

Cは所定量の第 2相の面積率を確保するために必要な元素である。 C量が少なすぎると十分な第 2相の面積率が確保できなくなり、低い YPが得られなくなる。更に、十分な BH が確保できなくなると同時に耐時効性も劣化する。十分な第 2 相の面積率を確保するためには C 量は 0. 01%以上添加する必要がある。一方、 C 量が 0. 12%超となると第 2相の面積率が多くなりすぎて YPが増加し、焼鈍温度に対する Δ ΥΡ も増加する。また、溶接性も劣化する。したがって、 C量は 0· 1²°/₀以下とする。より低い ΥΡを得るためには C量は 0. 08%未満とすることが好ましく、更に低い γρを得るために c量は 0. 06y。未満とすることがより好ましい。

Si : 0. 2%以下

Si は微量添加することで熱間圧延でのスケール生成を遅延させて表面品質を改善する効果、めっき浴中あるいは合金化処理中の地鉄と亜鉛の合金化反応を適度に遅延させる効果、鋼板のミクロ組織をより均一、粗大化する効果等があるので、このような観点から添加することができる。しかしながら、 Siを 0. 2%超えで添加するとめつき外観品質が劣化して外板パネルへの適用が難しくなるとともに YPの上昇を招くので、 Si量は 0. 2%以下とする。

Μη : 2⁰/₀未満

Μη は焼入れ性を高め、焼鈍後の冷却時および合金化処理時のパーライトぉよびべイナィトの生成を抑制し、フヱライト中の固溶 C を低減するので、低 ΥΡ 化の観点から添加される。しかしながら、その含有量が多すぎると第 2相が微細化、不均一化して焼鈍温度に対する Δ ΥΡが大きくなる。つまり、 Μη量が増加しすぎると再結晶温度が低くなり、再結晶直後の微細なフェライト粒界あるいは再結晶途中の回復粒の界面に" 粒が微細かつ不均一に生成し、後述する粒子径 0. 8 i m未満の第 2相粒子の面積率が焼鈍後の組織において増加する。その結果、低 YP化や Δ ΥΡの低減が阻害される。低 YP化とともに、焼鈍温度に対する Δ ΥΡ を小さくするためには、 Mn量は 2%未満にする必要がある。より一層 Δ ΥΡを低減し、低 YP化する観点からは Mn量は 1. 8%未満とすることが望ましい。更なる Δ ΥΡ 低減、低 YP化の観点からは、 Mn量は 1. 6%未満とすることがより望ましい。 Mn量の下限は特に設けないが、 Mn量が 0. 1%以下では MnSの析出による赤熱脆性が生じて表面欠陥が生じやすくなるので、 Mn量は 0. 1%超えとするのが望ましい。

P : 0. 04°/。以下

P はめつき浴中あるいは合金化処理中の地鉄と亜鉛の合金化反応を適度に遅延させる効果、鋼板のミクロ組織をより粗大化する効果等があるので、このような観点から添加することができる。しかしながら、 P は固溶強化能が大きく、過剰に添加されると著しい YPの上昇を招く。したがって、 Ρ量は ΥΡ上昇への悪影響の小さい 0. 04%以下とする。

S : 0. 02%以下

Sは鋼中で MnS として析出するが、その含有量が多いと鋼板の延性を低下させ、プレス成形性を低下させる。また、スラブを熱間圧延する際に熱間延性を低下させ、表面欠陥を発生させやすくする。このため、 S量は 0. 02%以下とするが、少ないほど好ましい。

sol. A1 : 0. 3%以下

A1は脱酸元素、あるいは Nを A1Nとして固定して耐時効性を向上させる元素として利用されるが、熱間圧延後の巻き取り時もしくは焼鈍時に微細な A1Nを形成してフニライトの粒成長を抑制し、低 YP化をわずかに阻害する。鋼中の酸化物を低減する、あるいは耐時効性を向上させる観点からは、 A1は 0. 02°/。以上添加するのが良い。一方、粒成長性を向上させる観点からは、卷取温度を 620°C以上に高温化することでフェライトの粒成長性は向上するが、微細な A1Nは少ないほど好ましい。それには、 sol . A1量を 0. 15%以上とし A1Nを卷き取り時に粗大に析出させることが好ましいが、 0. 3%を超えるとコスト増を招くので、 sol. A1量は 0. 3 ¾以下とする。ただし、 sol. A1量が 0. 1%を超えて添加されると、鎳造性を劣化させ、表面品質の劣化原因になるので、表面品質を厳格管理することが求められる外板パネル用途では、 sol. Al量は 0. 1 %以下とするのが好ましい。

N : 0. 01%以下

Nは、熱間圧延後の卷き取り時もしくは焼鈍時に析出して微細な A1Nを形成し、粒成長性を阻害する。このため、 N量は 0. 01%以下とするが、少ないほど好ましい。また、 N量が増加すると耐時効性の劣化を招く。粒成長性の向上ならびに耐時効性の向上の観点からは、 N量は 0. 008%未満とすることが望ましく、さらには 0. 005%未満とすることがより好ましい。

Cr : 0. 3%超 2%以下

Crは本発明で最も重要な元素である。固溶強化量が小さく、マルテンサイトを微細化する効果が小さく、かつ高い焼入れ性を付与できるため、 YPの絶対値を低減し、同時に焼鈍温度に対する Δ ΥΡを低減するのにも有効な元素である。後述するとおり、 Cr量は Mn量に応じて [Mneq]や [%Cr] / [°/。Mn]が上記の範囲になるように制御する必要があるが、少なくとも 0.3%を超えて添加する必要がある。また、後述する YPおよび材質変動 ΔΥΡの低減に特に好適な範囲である [Mneq]>2.2、 [%C r]/[%Mn]≥0.34に制御する場合には、 Cr の含有量は少なくとも 0.5%超が必要となる。一方、 Cr量が 2%を超えるとコスト増やめつき鋼板の表面品質の劣化を招くので、 Cr量は 2°/。以下とする。

[Mneq]：2.1〜3

[Mneq]は焼鈍後の冷却中、合金化処理中にパーライトおよびべィナイトが生じるのを抑制し、低 YP化およぴ焼鈍温度に対する ΔΥΡを低減するために 2.1以上にする必要がある。更にパーライトの生成を低減して YPを低減する観点から、 [Mneq]は 2.2超にするのが望ましい。パーライトおよびべィナイトを CGLの熱履歴でほぼ完全に消失させ、 YPを低減するためには、 [Mneq]は 2.3超とすることがより一層望ましい。一方、 [Mneq]が増加しすぎるとめつき表面の外観品質の劣化や合金元素の多量添加によるコスト増を招くので、 [Mneq]は 3以下、好ましくは 2.9未満とする。

[%Cr]/[%Mn] :0.2 以上

[%Cr] I [%Mn]は、第 2相の粗大化とその分散形態の均一化による低 YP化の観点から、 0.24以上にする必要がある。更に、 WCr]バ％Mn]をこの範囲に制御することにより、焼鈍温度に対する ΔΥΡ が低減される。つまり、 [Mneq]を制御することでパーライト、ベイナイトの生成が抑制されるが、同一 [Mneq]でも Mn 量が多いと組織が微細化して材質変動の低減につながらない。これに対して、 [%Cr]/ Mn]を所定範囲に制御することで組織の均一、粗大化が図れ、焼鈍温度が変化して第 2相の面積率が変化したときの強度変化が小さく抑えられる。低 YP化ならぴに焼鈍温度に対する ΔΥΡのさらなる低減の観点からは[%0]/[% Mn]≥0.34 とすることが望ましく、より好ましい範囲は[%(^]/[%¾^]≥0.44 である。

残部は、鉄および不可避不純物であるが、更に以下の元素を所定量含有させることもできる。

B: 0.005%以下

Bは同様に焼入れ性を髙める元素として活用することができる。また、 Nを B N として固定して粒成長性を向上させる作用がある。特に、本発明鋼において B を 0. 001 %超、添加することで、フェライトの粒成長性の向上効果も十分に発揮され、極めて低い YPを得ることができる。したがって、 Bは 0. 001 %超含有させることが望ましい。しかしながら、 Bを過剰に添加すると残存する固溶 Bの影響で組織が逆に微細化するので、 B量は 0. 005%以下とすることが望ましい。

Mo : 0. 15%以下

Moは Mn、 Cr と同様に焼入れ性を高める元素であり、焼入性を改善する目的、あるいは、めっき鋼板の表面品質を改善する目的で添加することができる。しかしながら、 Moは、過剰に添加されると、 Mnと同様に組織を微細化、硬質化して、焼鈍温度に対する Δ ΥΡ を増加させるので、本発明では YP ならびに焼鈍温度に対する Δ ΥΡ上昇への影響が小さい 0. 15%以下の範囲で添加することが好ましい。 YPならびに Δ ΥΡを一層低減する観点からは、 Mo量は 0. 02%未満（無添加）とすることが望ましい。

V : 0. 2%以下

V は同様に焼入れ性を高める元素であり、めっき鋼板の表面品質を改善する目的で添加することができる。しかしながら、 0. 2%を超えて添加すると著しいコスト上昇を招くので、 Vは 0. 2%以下の範囲で添加することが好ましい。

Ti : 0. 014%未満

Tiは Nを固定して耐時効性を向上させる効果や鐃造性を向上させる効果がある。しかし、鋼中で TiN、 TiC、 Ti (C, N)等の微細な析出物を形成し粒成長性を阻害するので、低 YP化の観点からは、 Ti量は 0. 014%未満とすることが好ましい。

Nb : 0. 01%未満

Nbは熱間圧延での再結晶を遅延させて集合組織を制御し、圧延方向と 45度方向の YPを低減する効果を有する。しかしながら、鋼中で微細な NbC、 Nb (C, N) を形成して粒成長性を著しく劣化させるので、 Nbは YP上昇の影響の少ない 0. 01 °/₀未満の範囲で含有させることが望ましい。

Cu : 0. 3%以下

Cuはスクラップ等を積極活用するときに混入する元素であり、Cuの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを削減することができる。本発明では材質に及ぼす Cuの影響は小さいが、過剰に混入すると表面キズの原因となるので、 Cu量は 0. 3%以下とすることが望ましい。 Ni : 0. 3%以下

Niも鋼板の材質に対する影響は小さいが、 Cuを添加する場合に表面キズを低減する観点から添加することができる。しかしながら、 Niは過剰に添加するとスケールの不均一性に起因した表面欠陥を助長するので、 Ni量は 0. 3%以下とすることが望ましい。

2) 組織

本発明の鋼板は、主としてフェライト、マルテンサイト、パーライト、べィナイトからなり、微量の残留 γ、炭化物を僅かに含むが、最初に、これらの組織形態の測,定方法を説明する。

第 2相の面積率は鋼板の 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た。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べィナイトとし、白いコントラストの付いている粒子をマルテンサイトもしくは残留 γとした。なお、 SEM写真上で認められる直径 0. 以下の微細な点状粒ギは、 TEM観察より主に炭化物であり、また、これらの面積率は非常に少ないため、材質に殆ど影響しないと考え、ここでは 0. 4 / m以下の粒子径の粒子は面積率や平均粒子径の評価から除外し、主にマルテンサイトで.ある焼戻し熱処理前の白いコントラストの粒子とパーライトおよびべィナイトからなるラメラーもしくは点列状の炭化物を含む組織を対象として面積率、平均粒子径を求めた。第 2相の面積率はこれらの組織の総量を示す。平均粒子径は球状粒子の場合はその直径を採用したが、 SEM画面上で楕円形の粒子の場合は、その長軸 a と長軸と直角方向の単軸 bを測定して（a X b) °' ⁵をその相当粒子径とした。やや矩形形状を呈している粒子についておここでは楕円形状の粒子と同様に扱い、上記の式に従い長軸と単軸を測定して粒子径を求めた。なお、第 2相同士が隣接して存在している場合は、両者の接触部分がー且粒界と同じ幅になっているものは別々にカウントし、粒界の幅より広い場合、つまりある幅で接触している場合は一つの粒子として力ゥントした。

フェライトと第 2相 '

本発明の鋼板は、主としてフェライトと、第 2相であるマルテンサイト、パ一ライト、べィナイト、微量の残留 7、炭化物からなる組織を有する。このなかで炭化物の面積率は iy。未満と少ない。フェライト粒は、粗大化しすぎるとプレス成形時に肌荒れなどが生じるので、その粒径は 4〜： !5 mにするのが好ましい。

第 2相の面積率： 2〜25%

鋼板の YPE1を低減して YPを十分低減させるためには、第 2相の面積率は 2% 以上である必要がある。また、これにより高い WH、高い BH、優れた耐時効性など外板パネルに求められる機能を付与することができる。しかしながら、第 2相の面積率が 25%を超えると十分に低い YPが得られないばかり力焼鈍温度に対する Δ ΥΡが増大する。したがって、第 2相の面積率は 2〜25%の範囲とする。

第 2相の平均粒子径： 0. 9〜7 μ m

上述したように、本発明の鋼板はフェライト、マルテンサイト、パーライト、ベイナイト、残留 γからなる組織を有するが、その大部分はフライトとマルテンサイトである。マルテンサイトが微細に不均一分散すると ΥΡが上昇する。なお、 ΤΕΜ で観察すると、マルテンサイトの周囲には焼入時に付与された転位が多数導入されているが、マルテンサイトが微細で、かつ不均一に分散していると、マルテンサイト周囲の転位の導入されている領域が互いにォーパーラップしていることが明らかになった。このようなマルテンサイトの周囲の転位はすでに絡み合った状態に'あり、初期の低い応力からの変形に寄与しにくいと考えられる。 ΥΡ を低減するためには第 2相の粒子径は大きく、均一に分散しているほどよい。 [Μ neq]の高い本発明の鋼板において十分に YPを低減し、焼鈍温度に対する Δ YPを低減するためには第 2相の平均粒子径は少なくとも 0· 9 μ ηι以上とすることが必要である。一方、第 2相の粒径が 7 μ πιを超えるとフェライト粒径も著しく粗大化させる必要があり、プレス成形時に肌荒れが生じることが懸念されるため、第 2相の粒子径は 7 /i Hl以下とする。

なお、焼鈍後に 400°C未満まで急冷することの可能な CALでは 700°C付近からの急冷により組織を凍結することができ、第 2相を比較的粗大に分散させることが可能であるが、めっき処理の施される CGLの熱履歴においては、焼鈍後に適度な冷却速度で緩冷却する必要があるので、 700〜 500°Cの温度域を緩冷却する間に γ→α変態が進行して第 2相が微細化する。本発明鋼では、 Μη当量、 Cr と 'Mnの組成範囲、焼鈍時の加熱速度を適性化することで、 CGLの熱履歴においても第 2相を粗大に分散させることが出来る。

第 2相におけるパーライトもしくはべィナイトの面積率： 0%以上 20°/。未満焼鈍後に緩冷却が施され、特に合金化処理も施される場合、 [Mneq]が適正化されていなければ、主にマルテンサイトに隣接して微細なパーライトもしくはべィナイトが生成し、焼鈍温度に対する YPの変動要因になる。パーライトもしくは' べィナイトの第 2相における面積率を 0%以上 20%未満とすることで十分な低 YP 化が図られ、 Δ ΥΡ を小さくできるが、その面積率を 0〜 10%とすることが好ましい。ここで、.第 2相におけるパーライトもしくはべイナィトの面積率とは、第 2 相の面積率を 100としたときのパーライトもしくはべイナィトの面積率の割合を示す。

第 2相における粒子径が 0. 未満の粒子の面積率： 15%未満

YPや Δ YPを低減するための組織因子について詳細に調査した結果、 YPや Δ ΥΡは第 2相の平均粒径を制御に加え、微細な第 2相の存在頻度も制御しなければならないことを知見した。つまり、 YPや Δ ΥΡは、第 2相の平均粒子径との相関も認められるものの、ほぼ同一の第 2相粒子径を有している鋼板においても材質変動の大きい鋼板と小さい鋼板が認められる場合があり、そのよう' な鋼板の組織を詳細に調査したところ、粒子径 0. 8 μ ηι未満の微細な第 2相粒子がクラスター状に分布している鋼板で ΥΡおよび Δ ΥΡが大きいことが明らかになった。また、そのようなクラスター状に第 2相が微細分散した組織は焼鈍時の加熱速度を制御することで低減し得ることも知見した。これは、再結晶が完全に完了する前に α→γ変態が進行すると微細な回復粒や再結晶直後の微細なフェライト粒界に優先的に第 2相が近接して生成するが、加熱速度を低減することで再結晶が十分完了して第 2相が生成するので、第 2相がフェライト粒界の 3重点に多く生成し、均一、粗大に分散するためである。

C : 0. 024°/。、 Si : 0. 01%、 Μη : 1· 8%、 Ρ : 0. 01%、 S : 0. 01%、 sol. Al： 0· 04°/。、 Cr : 0. 5 5°/₀、 N : 0. 003%を含有する鋼を実験室で溶製し、 27讓厚のスラブを製造した。このスラブを 1250°Cに加熱し、仕上圧延温度 830°Cで 2. 3ramまで熱間圧延し、 620°Cで lhrの巻き取り処理を施した。得られた熱延板を 0. 75mmまで圧延率 6 7%で冷間圧延した。得られた冷延板を、 680〜 740°Cの範囲の平均加熱速度を 0. 3〜20°C/secに変化させ、 770°C X 40secの焼鈍を施し、焼鈍温度から 470°C (溶融亜鉛めつき浴温度）まで平均冷却速度 6°C/secで冷却し、溶融亜鉛'めつきした後、 470〜530°Cまで 15°C/secで加熱して 530°C X 20secの合金化処理を行い、その後 100°C以下の温度域まで 30°C/sec の平均冷却速度にて冷却した。得られた鋼板より J.IS5号引張試験片を採取し、引張試験（JISZ2241 に準拠、引張方向は圧延方向と直角方向）を実施した。また、上記したように、 SEM による組織観察を行い、第 2相の面積率を求めた。

図 1に、第 2相における粒子径 0. 8 i in未満の粒子の面積率と YPの関係を示す。第 2相における粒子径が 0. 8 ^ 111未満の粒子の面積率が 15%未満になると YPが 210MPa以下に低減され、 12°/。未満になると YPが 205MPa以下にまで低減される。更に、焼鈍温度を 760~810°Cで変化させ、 Δ ΥΡを調査したところ、第 2相における粒子径が 0. 8 μ m未満の粒子の面積率が 26%のサンプル（加熱速度： 20°C/sec)では、 Δ ΥΡが 24MPaであるのに対して、第 2相における粒子径が 0. 未満の粒子の面積率が 15%未満（加熱速度： 3°C/sec未満）のサンプルでは、 Δ ΥΡが 15MPa以下に低減されることが明らかになった。

このように、 0. 8 / in未満の粒子の生成量を低減することで YPが低く、かつ焼鈍温度に対する Δ ΥΡ の小さい鋼板が得られる。したがって、本発明において第 2相における粒子径が 0. 8 ;χ πι未満の粒子の面積率は 15%未満とする。また、 YPならびに焼鈍温度に対する Δ ΥΡを更に低減する観点からは、この面積率は 12%未満とすることが好ましい。ここで、上記測定方法と同様に、第 2相における粒子径が 0. 8 /i m未満の粒子の面積率とは、第 2相の面積率を 100としたときの粒子径が 0. 8 μ m未満の粒子の面積率の割合を示す。

3) 製造条件

本発明の鋼板は、上述したように、上記の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延およぴ冷間圧延した後、 CGLにおいて、 680~ 740°Cの温度範囲を 3°C/sec 未満の平均加熱速度で加熱し、 740°C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から 3〜20°C/secの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めつき浴に浸漬後、あるいは前記亜鉛めつき浴に浸漬後更にめつきの合金化処理を施した後、 7〜100°C/s ecの平均冷却速度で冷却する方法により製造できる。

熱間圧延

鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続铸造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鎳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などで行える。熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は 1100〜1300°C、仕上圧延温度は Ar₃変態点以上、仕上圧延後の平均冷却速度は 10〜200°C /sec、卷取温度は 400〜⁷20°Cとすればよい。外板パネル用の美麗なめっき表面品質を得るためには、スラブ加熱温度は 1200°C以下、仕上圧延温度は 840で以下とするのがよい。また、鋼板表面に生成した 1次、 2次スケールを除去するためにデスケーリングを十分に行うことが好ましい。 YP低減の観点からは、卷取温度は高い方が望ましく、巻取温度は 6 40°C以上とするのが良い。' 680°C以上の巻取温度では、熱延板の状態で Mn や Cr を十分に第 2相に濃化させることができ、その後の焼鈍工程での γの安定性を向上させ、低 ΥΡ化に寄与する。

一方、ドア取手部のように、 45度方向の材料流入と材科収縮がエンボス外周の面歪に大きな影響を及ぼすような形状の外板パネル部品に鋼板を適用する場合、この 45度方向の ΥΡを低く抑えることが面歪の低減に有効と考えられるので、このような用途の場合は、仕上圧延後 3 sec以内に冷却を開始し、 40°C /sec以上の平均冷却速度にて 600°C以下まで冷却し、その後 400〜600°Cの卷取温度で卷き取ることが好ましい。このような熱延条件とすることで、主としてべイナイトからなる微細な低温変態相を面積率で 30%以上生成させることができ、 45度方向の YPを相対的に低く抑える集合組織の発達を増長する。通常、 C、 Mn、 Crからなる複合組織鋼板を常法に従い製造すると、圧延 45度方向の YP (YP_D)が圧延方向の Y P (YP_L)や圧延直角方向の YP (YP_C)と比べて 5〜15MPa髙くなる傾向があるが、上記の熱延条件により、 - 10≤YP_D- YP_c≤⁵MPaの範囲に抑えることができる。

. 冷間圧延

冷間圧延では、圧延率を 50〜85%とすればよい。圧延率を 50〜65 %に低下させれば YP_Cは低減される。しかし、圧延率を低下させると 45度方向の YPが相対的に増加して異方性も大きくなるので、ドア取手部のような用途の鋼板に対しては、圧延率を 70〜85 %にすることが好ましい。

CGL

冷間圧延後の鋼板には、 CGLで焼鈍とめっき処理が施される。焼鈍後に粗大な第 2相を均一に分散させるためおよぴ焼鈍温度に対する Δ ΥΡ を低減するためには、焼鈍時の 680°C ~ 740°Cの温度域における加熱速度を制御することが効果的である。

図 2に、焼鈍時における 680〜740°Cの温度域の平均加熱速度と YPの関係を示す。ここで、図 2の結果は、図 1の結果を導くために行った実験データを整理して求めたものである。加熱速度が 3°C/sec未満で 210MPa以下の YPが得られ、加熱速度が 2°C /sec未満で 205MPa以下の YPが得られることがわかる。加熱速度を 3で /sec未満にすると、未再結晶ままのフェライト粒界面に γ粒が生成するのが抑制され、微細な第 2相の生成を抑制することができ低 ΥΡ化が図れる。また、加熱速度を 2°C/sec未満とすると、未再結晶フェライトからの γ変態が抑制ざれるだけでなく、再結晶したフェライト粒も十分に粒成長することができ、組織がより均一、粗大化するため、より一層低 ΥΡ化し、 Δ ΥΡが小さくなる。

焼鈍温度は 740°C超 820°C未満とする。 740°C以下では炭化物の固溶が不十分となり、安定して第 2相の面積率が確保できなくなる。 820°C以上では焼鈍中の y の割合が多くなりすぎて γへの Mn、 C等の元素濃化が不十分になり、十分に低い YPが得られなくなる。これは、 Tへの元素濃化が不十分になることで、マルテンサイトの周囲に十分な歪が付与されなくなるとともに冷却過程でパーライト、ベィナイト変態が生じ易くなるためと考えられる。均熱時間は通常の連続焼鈍で実施される 740°C超の温度域で 20sec以上とすればよく、40sec以上とすることがより好ましい。均熱後は、焼鈍温度から通常 450〜500°Cに保持されている亜鉛めつき浴の温度まで平均冷却速度 3〜20°C/secで冷却する。冷却速度が 3°C/secより遅い場合、 550〜650°Cの温度域でパーライト生成ノーズを通過するため、第 2相中にパーライトおよびべィナイトが多量に生成し、十分に低い YPが得られなくなる。一方、冷却速度が ²0°C/secより大きくなると、焼鈍温度から 650°Cまでの温度域での γ→ α変態による γへの Mn、 Cr、 C等の元素の濃化が不十分となり、合金化処理を施した時にパーライトが生成しやすくなり、また、 480〜550°C の温度域において γ→ a変態おょぴ炭化物析出によるフ: ϋライト中の固溶 Cの低減を十分に促進させることができなくなり、低 ΥΡ化が不十分になる。

その後、亜鉛めつき浴に浸漬されるが、必要に応じて 500〜650°Cの温度域で 30sec 以内保持することにより合金化処理を施すこともできる。従来の [Mneq]が適正化されていない鋼板では、このような合金化処理を施すことにより材質が著しく劣化していたが、本発明の鋼板では YPの上昇が小さく、良好な材質を得ることができる。亜鉛めつき浴浸漬後あるいは合金化処理後は、平均冷却速度 7〜： L00 °C /secの冷却速度で冷却する。冷却速度が 7°C /secより遅いと 550°C付近でパーライトが、また 400°C〜450°Cの温度域でべィナイトが生成して YPを上昇させる。一方、冷却速度が 100°C/secより大きいと連続冷却中に生じるマルテンサイトの自己焼戻しが不十分となってマルテンサイトが硬質化しすぎて YP が上昇するとともに延性が低下する。

得られた亜鉛めつき鋼板は、本発明である第 2相の面積率、第 2相平均粒子径、第 2相における粒子径が 0. 8 /i in未満の粒子の面積率、所定のパーライトおよびべィナイトの面積率に制御されていれば、めっき処理ままの状態で YPE1 は 0. 5°/。未満であり YP も十分に低いのでそのままプレス成形用鋼板として使用することができる。しかしながら、上述したとおり、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点から通常スキンパス圧延が施される。その場合は、低 YP、高 El、高 WH化の観点からその伸長率は 0. 3〜0. 5%とすることが好ましい。実施例

実施例 1

表 1に示す鋼番 A〜CCの鋼を溶製後、 230mm厚のスラブに連続鐯造した。このスラブを 1180〜1250°Cに加熱後、 830 (鋼番 A〜D、 G〜U、 X〜CC)、 870°C (鋼番 E、 V)、 900°C (鋼番？、 W)の仕上圧延温度で熱間圧延を施した。その後、 20°C /sec の平均冷却速度で冷却し、 640°Cの卷取温度で卷き取った。得られた熱延板は 67% の圧延率にて冷間圧延を施し、板厚 0. 75mniの冷延板とした。得られた冷延板は、 CGLにおいて、表 2、 3に示す 680〜740°Cの温度範囲における平均加熱速度、焼鈍温度 AT、冷却速度にて焼鈍を施し、冷却過程で溶融亜鉛めつき処理を施した。ここで、焼鈍温度 ATからめつき浴温度 460°Cまでの冷却工程を 1次冷却、めっき浴温度あるいは合金化する場合には合金化温度からの冷却を 2次冷却とし、その平均冷却速度を表 2、 3に示してある。また、合金化処理は、めっき浴浸漬後、 15°C /secの平均加熱速度で 510〜530°Cまで加熱してめっき中 Fe含有量が 9〜12%の範囲になるように 10〜25sec保持して行った。めっき付着量は片側あたり 45g/m²とし両面に付着させた。得られた溶融亜鉛めつき鋼板は未調圧（スキンパス圧延無し）の状態からサンプル採取した。

得られたサンプルについて、先に述べた方法にて第 2相の面積率、第 2相の平均粒子径、第 2相中のパーライトもしくはべイナィトの面積率、第 2相における粒子径が 0. 8 μ πι未満の面積率を調査した。更に、圧延方向と直角方向より JIS5 号試験片を採取して引張試験（JISZ2241に準拠）を実施し、 YP、 TSを評価した。また、各成分組成の鋼板について焼鈍温度を 760〜810°Cの範囲で変化させたときの YPの最大値と最小値の差を求め、 YPの変動量 Δ ΥΡとした。

結果を表 2、 3に示す。

本発明例の鋼板は、同一 TS レベルの材料と比較して Δ ΥΡが小さい。また、従来鋼と同等あるいは従来鋼より低い YP、すなわち低い YRも兼ね備えている。例えば、 TS : 440MPaクラス（440以上 490未満）の鋼板では、 Δ ΥΡは 15MPa以下に抑えられており YPも 206MPa以下と低い。 TS： 490MPaクラス（440以上 540未満）の鋼でも Δ ΥΡは 20MPa、TS : 590MPaクラスの鋼でも Δ YPは 32MPaに抑えられている。とりわけ、 [Mneq]が 2. 2超で、かつ [°/。Cr] / [%Μη]が 0. 34以上に適正化された鋼板は、第 2相における粒子径が 0. 8 m未満の微細な粒子が低減され、パ一ライトとべイナィトの生成も抑えられ、 Mnや固溶 Cによる固溶強化も低減されているので、 YPが低く、 Δ ΥΡも小さい。例えば、鋼番 Aに対して鋼番 B の鋼では、 [Mneq]が増加しているが、 [%Cr] / [°/。Mn]が 0. 27〜0. 33の範囲なので、 [Mneq]の増加にともないパーライト、べィナイトの生成量は低減されている,ものの、組織が微細化し加熱速度 1. 5°C /sec、焼鈍温度 775°Cの条件では、 YPは 202 〜²0³MPaの範囲となっており、 Δ ΥΡは ll〜15MPaの範囲となっている。これに対して、 [Mneq]を ². 2超に増加させつつ [%Cr] / [°/。Mn]を 0. 34以上に調整した鋼番 C、 E、 F、 Z、 AAの鋼等では加熱速度 1. 5°C/s、焼鈍温度 775〜805°C、 1次冷却速度 4〜5°C /sの製造条件では、 YPは 182〜198MPa、 Δ YPは 5~ 9MPaと非常に低い。更に、 Δ YPは、 [Mneq]が同一であれば [%Cr] / [%Mn]が大きくなるほど小さくなつている。また、このような鋼では、合金化処理の有無による YPの変化も非常に小さく抑えられている。例えば、鋼番 Cの加熱速度 1. 5°C/sec、焼鈍温度 775°C の鋼板では、合金化処理の有無での YPの差は 2MPaと小さく、合金化処理による YP上昇が抑制されている。すなわち、本発明例の鋼板は合金化処理を施しても良好な材質を得ることができ、このような用途に好適である。また、 Cを増加させたときの ΥΡの上昇も非常に小さく、鋼番11、 Iと Cを 0. 051%まで増加させても ΥΡ は 219MPa以下に抑えられている。さらに、 Cを 0. 108%とした TS : 590MPaクラスの鋼番 Jにおいても YPは 262MPaに抑えられており、 YRの低い鋼板が安定して得られる。さらに、 Bを 0. 001%超添加した F、 BB、 CCはフヱライト粒および第 2 相が粗大であり、 YP (あるいは YR) や Δ ΥΡ小さく抑えられている。例えば、 AA と BBは [%Cr] I [ Mn]は同程度、 [Mneq]が BBの方が少ないにも関わらず、 Bが添加されている BBの方が YPや Δ ΥΡは低い。

これに対して、焼鈍時の加熱速度や冷却速度が適正化されておらず、第 2 相における粒子径 0. 8 μ πι未満の微細な粒子が多く生成している鋼板やパーラィト、ペイナイトが多く生成している鋼板では、同一強度レベルの本発明例の鋼板と比べて Δ ΥΡが大きく、 ΥΡの絶対値も高い。例えば、 [Mneq]の少ない鋼番 P、 Wはパーライト、ベイナイトの生成量が多く、同一強度レベルの本発明例の鋼板と比べて YP が高く、 Λ ΥΡ が大きい。 [Mneq]は所定範囲にあっても [%Cr] / Mn]が適正化されていない鋼番 Q、 T、 Uはマルテンサイトが微細で Mn の固溶強化量も大きいので YPが高く、 Δ ΥΡが大きい。 Moが添加された鋼番 R は組織が微細化する傾向があり、 Δ ΥΡが大きい。 C量が所定範囲になく、結果的として第 2相の面積率が所定範囲にない鋼番 Sでは、低い YRが得られない。 P、 Si の添加量の多い鋼番 X、 Yは組織は粗大化するものの固溶強化量が大きくなりすぎ、 YPの絶対値が高い。

表 1

(質量⁰ /₀)

表 2

表 3

実施例 2

表 1に示した鋼番 Cの組成のスラブを 1200°Cに加熱し、 830°Cの仕上圧延温度で熱間圧延後、表 4に示す種々の時間保持して冷却開始時間を調整し、表 4に示す種々の冷却速度で 600°Cまで冷却し、表 4に示す巻取温度 CTで巻き取った。得られた熱延板について 77%の圧延率で冷間圧'延し、 CGL において、加熱速度 1. 5 / secで加熱し、 775°Cで焼鈍後、 1次平均冷却速度 4°C/secで冷却し、次いで溶融亜鉛めつきを施し、 520で X 20secの合金化処理をした後、 2次平均冷却速. 度 30¾/sec の条件にて冷却を行った。得られた鋼板より圧延方向と直角方向（C 方向）、圧延方向と 45度方向（D方向）より JIS5号引張試験片を採取し、引張試験を実施した。

結果を表 4に示す。

仕上圧延後 3sec以内に 40°C/sec以上の冷却速度で急冷することで、圧延方向と 45度方向の YPが低く抑えられる。このように熱延条件を制御することで得られた圧延方向と 45度方向に極めて YPの低い本発明例の鋼板は、ドアの取手回りの面歪を効果的に低減できると考えられる。表 4

Claims

請求の範囲

1. 鋼の成分組成として、質量 y。で、 C:0.01〜0.12%、 Si:0.2°/。以下、 Mn:2%未満、 P: 0.04°/。以下、 S: 0, 02%以下、 sol. A1:0.3°/。以下、 N: 0.01%以下、 Cr:0.3%超 2% 以下を含有し、更に 2.1≤ [Mneq]≤3および 0.24≤ [°/。Cr]バ °/。Mn]を満足し、残部鉄および不可避不純物からなり、鋼の組織として、フェライトと第 2相を有し、第 2相の面積率が 2〜25%、第 2相におけるパーライトもしくはべイナィトの面積率が 0%以上 20%未満、第 2相の平均粒子径が 0· 9〜7 πι、かつ第 2相における粒子径が 0.8/Ζ m未満の粒子の面積率が 15%未満であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めつき鋼板；ここで、 [Mneq]は Mn当量であり、 [Mneq] = [%Mn] +1.3 [°/。Cr]を表し、 [%Mn]、 [%Cr]は、 Mn、 Crのそれぞれの含有量を表す。

2. 2.2<[Mneq]<2.9を満足することを特徴とする請求項 1に記載の高強度溶融亜鉛めつき鋼板。 ·

3. 0.34≤ [%Cr] / /。 Mn]を満足することを特徴とする請求項 1または 2に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

4. 更に、質量 °/。で、 B:0.005°/。以下を含有することを特徴とする請求項 1乃至 3のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めつき鋼板。

5. 更に、質量。/。で、 Μο:0· 15%以下おょぴ V:0.2°/。以下のうちの少なくとも 1 種を含有することを特徴とする請求項 1乃至 4のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めつき鋼板。

6. 更に、質量。/。で、 Ti:0.014°/。未満、 Nb： 0.01°/。未満、 Ni： 0.3°/。以下おょぴ Cu :0.3%以下のうちの少なくとも 1 種を含有することを特徴とする請求項 1 乃至 5 のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

7. 請求項 1乃至 6のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延およぴ冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めつきライン（CGL)において、 680〜74 0°Cの温度範囲を 3°C /s ec未満の平均加熱速度で加熱し、 740°C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から 3〜20で /secの平均冷却速度で冷却し、亜鉛めつき浴に浸漬後、あるいは前記亜鉛めっき浴に浸漬後更にめつきの合金化処理を施した後、 7〜100°C /secの平均冷却速度で冷却することを特徴とする高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。

8 . CGLにおいて、 680~ 740°Cの温度範囲を 2°C /s ec未満の平均加熱速度で加熱することを特徴とする請求項 7に記載の髙強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。

9 . 熱間圧延後、 3sec以内に冷却を開始して、 40°C /se_C以上の平均冷却速度で 600°C以下まで冷却し、その後 400〜600°Cの卷取温度で巻き取り、 70〜85%の圧延率で冷間圧延することを特徴とする請求項 7または 8に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。