WO2009008553A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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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WO2009008553A1
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galvanized steel
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Yoshihiko Ono
Hideyuki Kimura
Kaneharu Okuda
Takeshi Fujita
Michitaka Sakurai
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Jfe Steel Corporation
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet suitable for the fields of automobiles, home appliances, etc., having low yield stress, excellent room temperature aging resistance and bake hardenability, and a method for producing the same.
  • steel plates have been developed that are soft and easy to form during press forming and exhibit high bake hardenability in the paint baking process after press forming.
  • This steel sheet is based on an ultra-low carbon steel, with Ti and Nb added to control the amount of dissolved C.
  • the strength is 340MPa class and the yield stress (hereinafter sometimes referred to as YP) is as low as 240MPa.
  • YP yield stress
  • the surface strain resistance is good, and the yield stress ( ⁇ ') after baking of press-molded plastic coating is increased to about 300 MPa to ensure dent resistance.
  • a thinner steel plate is desired than the current 340BH steel plate with a thickness of 0.65 to 0.80 mm.
  • press forming and paint baking are necessary to reduce the thickness to 0.05 mm.
  • Yield stress ( ⁇ ':) is required to be about 350MPa or more.
  • BH paint bake hardenability
  • WH work hardenability
  • Patent Document 1 contains C: 0.005 to 0.0070%, Mn: 0.01 to 4.0 ° / » Cr: 0.01 to 3.0%
  • Patent Document 2 also states that the annealing and cooling conditions for steel containing C: 0.04% or less, Mn: 0.5-3.0%, and Mo: 0.01-1.0% are appropriate.
  • Patent Document 3 C: 0.01% or more and less than 0.040%, Mn: 0.3 to 1.6%, Cr: 0.5 ° /.
  • Mo 0.5 ° /.
  • Mn + 1.29Cr + 3.29Mo is 1.3 ° /.
  • Patent Document 4 a steel containing C: 0.0025% or more and less than 0.04%, Mn: 0.5 to 2.5%, Cr: 0.05 to 2.0% is higher than the Acl transformation point and Ac3 transformation.
  • a method for obtaining a steel sheet having excellent bake hardenability, room temperature aging resistance and press formability by cooling at less than C 2 / s is described.
  • Patent Document 1 JP-A-6-122940
  • Patent Document 2 JP 2005-281867 A
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2006-233294
  • Patent Document 4 JP 2006-52465 A Disclosure of Invention
  • Patent Document 1 the technique described in Patent Document 1 is evaluated based on the recovery amount of yield point elongation (hereinafter sometimes referred to as YPE1) after human aging treatment at 100 ° C X lhr as an evaluation of normal temperature aging resistance.
  • Reeling force S (1) equation (shown by Hundy's equation (Source: Hundy, B. B "Accelerated Strain Aging of Mild Steel”. J. Iron & Steel Inst., 178, p. 34-38, (1954).) was used to calculate the equivalent aging time at 30 ° C, which is equivalent to 18 days at 30 ° C and is not necessarily excellent in normal temperature aging resistance.
  • annealing is performed in an extremely high temperature range of 860 to 980 ° C.
  • problems such as plate breakage. Therefore, it is necessary to develop a steel sheet that does not require high-temperature annealing and has excellent room temperature aging resistance.
  • Patent Document 2 contains Mo in an amount of 0.01% or more and 1.0% or less, preferably 0.1% or more and 0.6% or less, from the viewpoint of improving work hardening (WH),
  • the organization uses residual austenite.
  • Mo is a very high element, and adding 0.18 to 0.56% of Mo as in the examples causes a significant cost increase.
  • YR is high and WH is extremely low. Therefore, it is necessary to develop a steel sheet with low YR and high WH without requiring expensive Mo.
  • Patent Document 3 controls the solid solution C in the martensite fraction chopping ferrite, and as a cooling after annealing in order to obtain high bake hardenability, the temperature is from 550 to 750 ° C. Cooling at a cooling rate of 100 ° C / s to a temperature below ° C.
  • a special method such as quenching in jet water as described in Patent Document 3 is necessary, and production with the current continuous molten zinc plating line is required. It is difficult.
  • the temperature range from 650 ° C to 450 ° C is cooled at 15 to 200 ° C / s during cooling after annealing, and the temperature range defined by the amount of C, Mn, and Cr Is cooled below 10 ° C / s.
  • the temperature from the annealing temperature to 680 ° C is cooled at 3 ° C / s
  • the temperature represented by Ts is quenched at 80 ° C / s
  • the temperature represented by Tf is 10 ° C / s. It is gradually cooled to less than s, then cooled to 180 ° C at 15 ° C / s and cooled to room temperature at 100 / s.
  • the temperature range from 650 to 450 as shown in the examples is a cooling rate of l 5 ° C / s or more, and the temperature range of 390 ° C or less is about 1.3 ° C / s. Cooling at an extremely slow cooling rate is difficult with the current CGL heat cycle. After cooling to room temperature using the above cooling pattern, hot-dip zinc can also be used, but in this case, the cost will increase significantly. Therefore, it is necessary to develop a method for obtaining a good material by the normal CGL thermal cycle without requiring the thermal history as described above.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems. Even when assuming a normal CGL thermal cycle, the present invention has a low yield stress and normal temperature aging resistance without using expensive Mo.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in bake hardenability and a method for producing the same.
  • the present inventors have found that a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a low yield stress and high work hardenability can be produced, thereby completing the present invention.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Component composition is mass. /. C: 0.01% or more and less than 0.08%, Si: 0.2% or less, Mn: more than 1.0%, 1.8% or less, P: 0.1% or less, S: 0.03 ° / .
  • Satisfies 8 and the balance consists of iron inevitable impurities, and the structure has a ferrite phase and a martensite phase with an area ratio of 2 to 15%. The total area ratio of the phases is 1.0%
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet characterized by:
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in press formability characterized by further containing, in [1] or [2], B: 0.01% or less by mass.
  • a steel slab having the composition described in any one of [1] to [4] above is hot-rolled and cold-rolled, and then annealed at an annealing temperature of more than 750 ° C and less than 820 ° C. Then, the temperature range from the annealing temperature to immersion in the plating bath is cooled at an average cooling rate of 3 to 15 ° C / s, and after hot galvanizing, an average cooling rate of 5 ° C / s or more is applied.
  • the high strength hot dip galvanized steel sheet is a hot dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 340 MPa or more. .
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having low yield stress, excellent room temperature aging resistance and bake hardenability can be obtained.
  • it is possible to reduce the weight by reducing the thickness.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has the above-described excellent characteristics, it can be widely used for automobile steel sheets, home appliances, and the like, and is industrially beneficial.
  • the component composition is defined as Mn: more than 1.0% and less than 1.8%, Cr: more than 0.5, and the Mn equivalent is controlled within the appropriate range of 1.9 ⁇ Mn (mass%) + 1.3Cr (mass%) ⁇ 2.8 To do. And the organization in ferrite phase and area ratio is 2 ⁇ : L5 ° /. The martensite phase of the And / or the total area ratio of the bait phase shall be 1.0% or less. This is a feature of the present invention and is the most important requirement. By adopting such a component composition and structure, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having low yield stress, excellent room temperature aging resistance and bake hardenability can be obtained.
  • Annealing is performed at an annealing temperature of more than 750 ° C and less than 820 ° C, and the temperature range from the annealing temperature to immersion in the plating bath is cooled at an average cooling rate of 3 to 15 ° C / s, and hot dip zinc plating is applied. Then, it is cooled at an average cooling rate of 5 ° C / s or more.
  • the C is effective for increasing the strength and is one of the important elements in the present invention.
  • the content in order to secure a martensite phase of a predetermined amount or more, the content is made 0.01% or more.
  • the C amount is 0.08 ° /.
  • the martensite phase becomes too much, increasing the YP, decreasing the BH amount, and also the weldability. Therefore, the C content is less than 0.08%, and in order to obtain lower YP and higher BH, the C content is preferably less than 0.06%, and more preferably 0.05% or less.
  • Si has a high solid solution strengthening capacity, and it is better to use less from the viewpoint of lower yield strength (lower YP). However, since the Si content is allowed up to 0.23 ⁇ 4, the Si content should be 0.2% or less.
  • Mn is the most important element in the present invention. If the Mn content exceeds 1.8%, the solid solution C content in the ferrite decreases and the BH property decreases. In addition, when the Mn content is 1.0% or less, since there is a large amount of solid solution C in the ferrite, the force S has high BH properties, while the normal temperature aging resistance may deteriorate. Therefore, from the viewpoint of achieving both BH properties and room temperature aging resistance, the Mn content is more than 1.0% and 1.8% or less, preferably more than 1.0% and 1.6% or less.
  • P is an element effective for increasing the strength.
  • the yield strength (YP) increases and the surface strain resistance deteriorates.
  • the alloying rate of the zinc plating layer is reduced. If the plating is poor, it causes non-plating, and the secondary work brittleness resistance deteriorates by praying to the grain boundaries of the steel sheet. Therefore, the P content is 0 ⁇ 10% or less.
  • the S content is 0.03% or less. From the viewpoint of press formability, the S content is preferably set to 0.015% or less.
  • A1 has a role of reducing inclusions in steel as a deoxidizing element and fixing unnecessary solid solution N in steel as a nitride.
  • the amount of A1 exceeds 0.1%, cluster-like alumina inclusions increase, ductility deteriorates, and press formability deteriorates. Therefore, the A1 content is 0.1% or less.
  • A1 is contained at 0.02% or more.
  • N Since it is not preferable to leave N in a solid solution state from the viewpoint of room temperature aging resistance, it is preferable that N be less. In particular, when the amount of N exceeds 0.008%, the amount of nitride-forming elements added to fix N increases, leading to an increase in manufacturing costs. In addition, ductility and toughness deteriorate due to excessive nitride formation. Therefore, the N content is 0.008% or less. From the viewpoint of ensuring ductility and toughness, N is preferably less than 0.005%.
  • Cr is an element that improves hardenability and is an extremely important element for the formation of a martensite phase. Furthermore, Cr is more effective in improving hardenability than Mn and has a low solid solution strengthening ability, so it is effective for lowering YP. In the present invention, Cr is actively added. If the Cr content is 0.5% or less, the above-described hardenability improving effect and low YP effect may not be obtained. Therefore, it is more than 0.5%, preferably more than 0.65%.
  • Mn is added in a limited amount from the standpoint of achieving both BH characteristics and room temperature aging resistance, and therefore suppresses parting and baiting even in a CGL heat cycle with a slow cooling rate.
  • the Cr content is more than 0.5%, preferably more than 0.65%.
  • the value of Mn + l. 3 Cr is one of the indexes indicating hardenability, and it is important to optimally control it in order to generate a martensite phase.
  • Mn + 1.3Cr is less than 1.9%, the hardenability becomes insufficient, and pearlite and bait are easily generated during cooling after annealing, and YP increases.
  • the value of Mn + 1.3Cr exceeds 2.8, the hardenability effect is saturated, and the addition of excess alloy elements causes an increase in manufacturing costs. Therefore, the value of Mn + 1.3Cr is 1.9 ° /. 2.8% or less, preferably more than 2.3% and 2.8% or less.
  • the steel of the present invention can achieve the desired properties.
  • the following elements can be added as necessary.
  • B is an element for improving hardenability and can be added in an amount of 0.0005% or more in order to stably produce a martensite phase. Furthermore, B can be added in the range of 0.0015% or more and 0.004% or less to improve the grain growth of the ferrite and improve BH, further improving the balance between low YP and high BH. can do. But B is 0. oiy. If it is added in excess of, the material will have a significant adverse effect on the fabrication. Therefore, when B is added, the content should be 0.01% or less.
  • Mo 0.15% or less
  • V 0.5 ° /.
  • Ti 0.1 ° / below.
  • Nb 0.1 or more of 1% or less
  • Mo is an expensive element that causes an increase in YP, but it is also an effective element for improving the plating surface quality or improving the hardenability and obtaining a stable martensite phase. 01% or more can be added. However, if the amount of Mo exceeds 0.15%, the effect is saturated and the cost is significantly increased. Therefore, when Mo is added and added, it should be 0-15% or less, which has a small adverse effect on YP increase. From the viewpoint of cost reduction and YP reduction, it is better that the amount of Mo is as small as possible, and that Mo is not added (it is 0.02% or less that is inevitably mixed).
  • V is an element for improving hardenability, and can be added in an amount of 0.01% or more in order to stably produce a martensite phase. However, even if V is added excessively, the effect corresponding to the cost cannot be obtained. Therefore, when V is added, the content should be 0.5% or less.
  • Ti and Nb can be added to each other in an amount of 0.01% or more in order to form carbonitrides to reduce the amount of dissolved C and N and prevent aging deterioration. However, even if they are added excessively in excess of 0.1%, the effect is saturated and an effect commensurate with the cost cannot be obtained. Therefore, when adding Ti and Nb, the content should be 0.1% or less respectively.
  • the balance other than the above consists of Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurity for example, 0 forms non-metallic inclusions and adversely affects quality, so 0 is preferably reduced to 0.003% or less.
  • Martensite phase with ferrite phase and area ratio of 2% or more and 15% or less
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention has a two-phase structure of a ferrite phase and a martensite phase with an area ratio of 2% to 15%.
  • the martensite phase By controlling the martensite phase within this range, the surface distortion resistance and heat-hardening properties are improved, and a steel plate that can be used for automotive outer panel applications can be obtained.
  • the area ratio of the martensite phase exceeds 15%, the strength is remarkably increased.
  • the surface distortion resistance is not enough to have press formability. . Therefore, the area ratio of the martensite phase is 15 ° /. The following.
  • the area ratio of the martensite phase is 2% to 15%, preferably 2% to 10%.
  • Total area ratio of pearlite phase and / or vinyl phase ⁇ 1.0% or less
  • a fine perlite phase or a bainitic phase is formed mainly adjacent to the martensite.
  • YR increases.
  • the total area ratio of the parallel phase and / or the binary phase is 1.0 ° /. Since the YP can be reduced by setting the following, the total area ratio should be 1.0% or less.
  • the area ratio is determined by polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel sheet. It corrodes with tar and can be obtained by observing 12 fields of view at 4000 times magnification with SEM, and analyzing the photographed tissue image. In the histological picture, the ferrite is a slightly black contrast area. The area where the carbides are generated in a lamellar or dotted pattern is used as a parite and a vein, and particles with white contrast are martensite. It was.
  • the structure can be controlled within the above area ratio range.
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention is a steel slab prepared by melting the above-described chemical composition range, then hot rolled, (pickled), cold rolled, then annealed
  • the temperature range from the annealing temperature to immersion in the plating bath is cooled at an average cooling rate of 3 to 15 ° C / s, and after hot-dip zinc plating is applied, the average cooling is 5 ° C / s or more. Cool at speed.
  • the method for melting steel is not particularly limited, and an electric furnace or a converter may be used.
  • the steel forging after melting may be formed into pieces by continuous forging or steel ingot by ingot forming.
  • the slab When the slab is hot-rolled after continuous forging, the slab may be reheated in a heating furnace and then rolled, or may be directly fed without heating the slab. Further, after ingot forming, the ingot may be rolled and then subjected to hot rolling.
  • Hot rolling can be performed according to conventional methods.
  • the slab heating temperature is 1100 to 1300 ° C
  • the finishing rolling temperature is Ar3 or higher
  • the cooling rate after finishing rolling is 10 to 200 ° C / s
  • the temperature can be 400-750 ° C.
  • the cold rolling rate is 50 to 85 ° / within the normal operating range. Can be done.
  • Annealing temperature More than 750 ° C and less than 820 ° C
  • the annealing temperature must be heated to an appropriate temperature in order to obtain the microstructure of the ferrite phase + martensite phase.
  • the annealing temperature is 750 ° C or lower, the austenite phase is not sufficiently generated, and a predetermined amount of martensite phase cannot be obtained. For this reason, surface strain resistance deteriorates due to residual YPE1 and increase in YP.
  • the annealing temperature is If the temperature is 820 ° C or higher, the amount of dissolved C in the ferrite decreases and a high BH amount may not be obtained.
  • the annealing temperature should be more than 750 ° C and less than 820 ° C.
  • the primary average cooling rate from annealing to immersion in the plating bath after annealing is 3 ° C / s or more and 15 ° C / s or less.
  • the cooling rate is less than 3 ° C / s, the amount of pearlite and bainant produced during cooling becomes significant and YP increases.
  • the formation of perlite and bainite makes it impossible to obtain a predetermined amount of martensite phase, and YP increases due to the remaining YPE1.
  • the cooling rate exceeds 15 ° C / s, the concentration of C, Mn, and Cr in the austenite becomes insufficient, and the austenite decomposes into pearlite and bainite during subsequent cooling and alloying processes.
  • the amount of production increases, so YP increases.
  • C enrichment in the ferrite may be suppressed and high BH content may not be obtained. Therefore, after annealing, the primary average cooling rate from the annealing temperature to immersion in the plating bath is 3 ° C / s or more and 15 ° C / s or less.
  • a preferable average cooling rate is 5 ° C / s or more and 15 ° C / s or less.
  • the plating bath temperature in the plating process may be about 400 to 480 ° C.
  • the hot dip galvanizing alloying treatment can be applied.
  • the alloying treatment of the hot dip galvanizing is performed by immersing in a hot dip galvanizing bath, and then heating to a temperature range of 500 to 700 ° C. as necessary, and holding for several seconds to several tens of seconds.
  • the material deteriorated significantly by this kind of alloying treatment. Is small.
  • the amount of plating is 20 to 70 g / m 2 per side, and Fey in the plating layer when alloying. Is preferably 6 to 15%.
  • Secondary cooling after hot dip galvanizing treatment or after alloying treatment of hot dip galvanizing is performed at an average cooling rate of 5 ° C / s or higher to a temperature below the Ms point in order to stably obtain martensite. Cool with.
  • the secondary cooling rate is less than 5 ° C / s, pearlite or bainite is generated around 400 to 500 ° C, and YP increases.
  • the upper limit of the speed is not particularly limited, but if it exceeds 100 ° C / s, the martensite becomes too hard and the ductility decreases. Therefore, the secondary cooling rate is preferably 100 ° C / s or less. From the above, the secondary cooling rate is 5 ° C / s or more, preferably 10 ° C / s or more and 100 ° C / s or less.
  • the steel sheet of the present invention can be temper-rolled for shape correction after heat treatment. Further, in the present invention, it is assumed that the steel material is manufactured through normal steelmaking, forging, and hot rolling processes, but some or all of the hot rolling process is omitted by thin forging, for example. It can also be manufactured.
  • the surface of the hot dip galvanized steel sheet in the present invention may be further subjected to an organic film treatment.
  • the sample cut out from the cold-rolled steel sheet obtained above was held in an infrared image furnace at the annealing temperature shown in Table 2 for 60 seconds, and then primary cooled under the conditions shown in Table 2 to obtain molten zinc
  • metal plating plating bath temperature: 460 ° C
  • alloying treatment 520 ° C x 15 s
  • secondary cooling to a temperature of 150 or less
  • temper rolling with an elongation of 0.4%
  • the adhesion treatment was adjusted so that the adhesion amount was 50 g / m 2 on one side, and the alloying treatment was adjusted so that Fe% in the adhesion layer was 9 to 12%.
  • Yield point elongation after accelerated aging test (YPE1): After heat treatment at 100 ° C for 2 hours, a tensile test (conforming to JIS Z 2241) was conducted to measure YPE1. The accelerated aging conditions are assumed to exceed the equator when, for example, steel sheets are exported, and the equivalent aging time calculated by the Hundy equation is 1.2 years at 30 ° C and about 2 months at 50 ° C. It set so that it might become.
  • Nos. 1 to 17 and 40 to 42 are components and production conditions within the scope of the present invention, and the area ratio of the martensite phase is 2% or more and 15 ° /.
  • This is an example of the present invention having the following structure and the total area ratio of pearlite and / or bainite is 1.0% or less.
  • the inventive example has a low YR, a high BH, and a low YPE1 after aging of 0.2% or less.
  • either YR, BH or YPE1 after aging is inferior.
  • No. 18 (steel R) has an Mn content and a Cr content outside the scope of the present invention, and in particular, a large amount of Mn results in a low BH content.
  • No. 19 (steel S) has low Mn, so it has a high amount of solid solution C in ferrite and high BH, while YPE1 after aging is high and aging resistance is inferior.
  • No. 20 (steel T) has a large amount of Mn, so the amount of dissolved C in the ferrite is small and BH is low. In addition, since the ferrite is strengthened by solid solution, the YP is high and the surface strain resistance is inferior. No.
  • Step 21 (steel U) has a low value of Mn + 1.3Cr, so that it is not possible to secure a predetermined amount of martensite due to the occurrence of pearlite and bait when cooling after annealing.
  • YPE1 after aging is high.
  • No. 22 (Steel V) has a small amount of C, so 'a given amount of martensite cannot be obtained, YR is high, and YPE1 after aging is also high.
  • No. 24 has a low annealing temperature, a predetermined amount of martensite phase cannot be obtained, YR is high, YPE1 after aging is high, and room temperature aging resistance is inferior.
  • No. 27 Since No. 27 has a high annealing temperature, element enrichment to austenite during annealing becomes insufficient, and pearlite and baitite are generated during alloying. As a result, the YR is higher than that of the invention example of the same strength.
  • No. 32 Since No. 32 has a slow primary cooling rate, it crosses the nose of pearlite and bain, and the amount of these increases, resulting in an increase in YP. In addition, by generating parlite and bainite, the prescribed amount of martensite cannot be obtained, and YPE1 remains, YP increases, YR increases, and YPE1 after aging also increases.
  • No. 33 Since No. 33 has a fast primary cooling rate, element concentration in the austenite is insufficient, and pearlite and bait are easily generated during alloying. As a result, the martensite area ratio obtained after cooling decreases, YR increases, and YPE1 after aging also increases.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has low yield stress and excellent room temperature aging resistance and bake hardenability, so it can be applied to parts with high formability. It is suitable for use in fields where high formability is required.

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Abstract

通常のCGL熱サイクルを前提とした場合でも、高価なMoを活用することなく、低降伏応力でかつ耐常温時効性および焼付硬化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を提供する。成分組成は、C：0.01%以上0.08%未満、Si：0.2%以下、Mn：1.0%超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%超を含有し、かつ1.9≦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、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1.0%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、焼鈍・めっき処理を行う際に、温度、冷却速度を制御する。

Description

明細書 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およぴその製造方法 技術分野
本発明は、 自動車、 家電等の分野に適し、 低降伏応力でかつ耐常温時効性およ ぴ焼付硬化性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およぴその製造方法に関するものであ る。 背景技術
近年、 自動車用鋼板に対しては、 車体軽量化による燃費向上を目的とした鋼板 の薄肉化おょぴ安全性向上のための高強度化が進められている。 しかしながら、 鋼板の高強度化は一般にプレス成形性の劣化を招き、 面歪と呼ばれる数十 iz m程 度のゆがみが発生し意匠性の劣化を招く という問題がある。
これに対して、 プレス成形時には軟質で成形しやすく、 プレス成形後の塗装焼 付工程にて高い焼付硬化性を示す鋼板（BH 鋼板）が開発されてきた。 この鋼板は、 極低炭素鋼をベースに Ti、Nbを添加し固溶 C量を制御したもので、強度が 340MPa 級では降伏応力（以下、 YP と称することもある）が 240MPa程度と低いため耐面歪 性は良好であり、プレス成形おょぴ塗装焼付後の降伏応力（ΥΡ ' )は 300MPa程度と 高めて耐デント性を確保するものである。
しかしながら、軽量化の観点からは現状の板厚 0· 65〜0. 80mmの 340BH鋼板より さらに薄い鋼板が望まれ、例えば、板厚を 0. 05mm薄肉化するためにはプレス成形 および塗装焼付後の降伏応力（ΥΡ ' ：)が約 350MPa以上必要である。 そして、 低 YP を確保しつつ高い YP ' を得るためには、 塗装焼付硬化性（以下、 BHと称すること もある）および加工硬化性（以下、 WH と称することもある）の高い鋼板が必要とな る。
このような背景から、 例えば、 特許文献 1には、 C： 0. 005〜0. 0070%、 Mn： 0. 01 〜4. 0°/»、 Cr： 0. 01〜3. 0%を含有する鋼の焼鈍おょぴ冷却条件を適正に制御し、 焼 鈍後の組織を低温変態生成物単相組織とすることで、 低降伏応力で高い WH、 BH 性を併せ持ち、 さらに耐常温時効性に優れた鋼板を得る方法が記載されている。 また、 特許文献 2には、 C : 0. 04%以下、 Mn : 0. 5〜3. 0%、 Mo： 0. 01〜 1. 0%を含有 する鋼の焼鈍おょぴ冷却条件を適正に制御し、焼鈍後の組織を体積率で 0. 5%以上 10%未満の残留オーステナイ トを含み、 残部がフェライ トとべイナィ トおよび/ま たはマルテンサイ トの硬質相からなる複合組織とすることで、降伏応力が 300MPa 以下でかつ高い WH、 BH性を併せ持つ耐常温時効性、形状凍結性、耐デント性に優 れた鋼板を得る方法が記載されている。
特許文献 3には、 C： 0. 01%以上 0. 040%未満、 Mn： 0. 3〜1. 6%、 Cr： 0. 5°/。以下、 Mo ： 0. 5°/。以下でかつ Mn+1. 29Cr+3. 29Moが 1 · 3°/。以上 2. 1%以下を含有する鋼の焼鈍 後の冷却条件を適正に制御し、 焼鈍後の組'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 トとすることで高強度かつ高い焼付硬化性（ΒΗ)を有す る鋼板を得る方法が記載されている。
特許文献 4 には C： 0. 0025%以上 0. 04%未満、 Mn： 0. 5〜2. 5%、 Cr ： 0. 05〜2. 0% を含有する鋼を Acl変態点以上 Ac3変態点未満の温度で焼鈍後、 650°Cから 450°C の温度範囲を 15〜200で/ sの冷却速度で冷却し、 さらに C、 Mn、 Cr量から規定さ れる温度範囲を 10°C /s 未満で冷却することで優れた焼付硬化性と耐常温時効性 およびプレス成形性を有する鋼板を得る方法が記載されている。
特許文献 1 : 特開平 6-122940号公報
特許文献 2： 特開 2005-281867号公報
特許文献 3 : 特開 2006- 233294号公報
特許文献 4 : 特開 2006- 52465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に記載の技術は、耐常温時効性の評価として 100°C X lhrの人 ェ時効処理後の降伏点伸ぴ （以降、 YPE1 と称することもある） の回復量で評価し てレヽる力 S、 （1 )式（こ示す Hundyの式（出典： Hundy, B. B" Accelerated Strain Ageing of Mi ld Steel" . J. Iron & Stee l Inst. , 178, p. 34 - 38, (1954) . )を用いて 30°C での等価時効時間を算出した結果、 30°Cでは 18日相当であり、必ずしも耐常温時 効性に優れるとは言えない。また、低温変態生成物単相組織とするため、例えば、 実施例では 860〜980°Cの極めて高い温度域で焼鈍を実施しているが、 この場合、' 板破断等のトラブルが懸念される。 これらより、 高温焼鈍を必要とせず、 また、 耐常温時効性に優れる鋼板の開発が必要である。
log10 (tr/t) =4400 (1/Tr-1/T) -log10 (T/Tr) · · · (1)
T：促進時効温度 （K)
Tr：評価対象温度 （K)
t ：促進時効温度 Tでの時効時間 （hr)
t r ：評価対象温度 Tr (K) に換算したときの等価時効時間（hr)
特許文献 2に記載の技術は、 加工硬化性（WH)を高める観点から、 Moを 0. 01%以 上 1. 0%以下、 好ましくは 0. 1%以上 0. 6%以下含有し、 金属組織として残留オース テナイ トを活用している。 しかしながら、 Moは非常に高い元素であり、 実施例に あるように Moを 0. 18〜0. 56%も添加すると著しいコスト増を招く。 一方、 実施例 中の Moの添加量が極めて低い比較例では YRが高く、 WHが著しく低い。 これらよ り、 高価な Moを必要とせず、 低 YRで高 WHを有する鋼板の開発が必要である。 特許文献 3に記載の技術は、 マルテンサイ ト分率おょぴフェライ ト中の固溶 C を制御し、 高い焼付硬化性を得るために焼鈍後の冷却として、 550〜750°Cの温度 から 200°C以下の温度まで 100°C/sの冷却速度で冷却している。 しかしながら、 このような冷却条件を満足するには特許文献 3にも記載されているような噴流水 中に焼入れるなどの特殊な方法が必要であり、 現状の連続溶融亜鉛めつきライン での製造は困難である。
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°Cから 450°Cの温度 範囲を 15〜200°C/sで冷却し、 C、 Mn、 Cr量から規定される温度範囲を 10°C/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°Cまでを 3°C /sで冷却し、 Tsで表される温度までを 80°C/sで急冷し、 Tf と表される温度までを 10°C/s未満 で徐冷し、 次いで 180°Cまでを 15°C/sで冷却し、 室温までを 100で/ sで冷却して いる。 このような技術は、 溶融亜鉛めつ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つき処理を施し、 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°Cのめつ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°C に加熱して数十秒保持する必要がある）。 また、 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での温度域を l5°C/s以上の冷却速度とし、なおかつ 390°C以 下の温度域を 1. 3°C/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、 溶融亜鉛めつ 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。
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、高価な Moを活用することなく、低降伏応力でかつ耐常 温時効性および焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板およぴその製造方 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、 鋭意研究した結果、 下記の知見を得た。
焼入性の高い Mn、 Crを特定範囲に制御することで、冷却速度の遅い CGL ヒート サイクルにおいてもパーライ ト、 べィナイ トが抑制され、 低降伏応力で、 かつ高 い加工硬化性が得られる。
また、 同一 Mn当量では Mn添加量が少なくなるほど Fe-C状態図の A1および A3 線が高温、 高 C側にシフトするため、 フヱライ ト中の固溶 Cが増大する。 このた め、 Mn添加量を少なくすると固溶 Cの歪時効現象である BH特性は向上する。 一 方、 Mn添加量を低減しすぎると時効性が劣化するため、 耐常温時効性と焼付硬化 性を両立するためには Mnを適正な範囲に制御することが重要である。
すなわち、 Mn量を適正に制御することで耐常温時効性と焼付硬化性を高位にバ ランスさせ、 Cr量の調整による Mn当量（=Mn+l. 3Cr)を適正な範囲に制御すること で、 低降伏応力でかつ高い加工硬化性を有する高強度溶融亜鉛めつき鋼板が製造 できることを見出し、 本発明を完成させた。
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. 01%以上 0. 08%未満、 Si： 0. 2%以下、 Mn： 1. 0% 超 1. 8%以下、 P： 0. 10%以下、 S： 0. 03°/。以下、 A1： 0. 1%以下、 N： 0. 008%以下、 Cr： 0. 5%超を含有し、かつ 1. 9≤Mn (質量％) +1. 3C;r (質量％)≤2. 8を満足し、残部が鉄お ょぴ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、 パーライ ト相および/またはべィナイ ト相の合計面積率が 1. 0% 以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
[ 2 ]前記 [ 1 ]において、質量。/。で、前記 Crは 0.65%超であり、前記 Mnは 1.0% 超 1.6%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つ き鋼板。
[3] 前記 [ 1] または [2] において、 さらに、 質量％で、 B : 0.01%以下を 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つき鋼板。
[4] 前記 [ 1 ] 〜 [3] のいずれかにおいて、 さらに、 質量0 /0で、 Mo： 0.15% 以下、 V： 0.5%以下、 Ti： 0.1%以下、 Nb： 0.1%以下のいずれか 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つき鋼板。
[5] 前記 [1 ] 〜 [4] 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をした後、 750°C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍し、 該焼鈍 温度からめっき浴に浸漬するまでの温度域を 3〜15°C/sの平均冷却速度で冷却し、 溶融亜鉛めつきを施した後、 5°C/s 以上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。
[6] 前記 [5] において、 前記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。/。はすぺて質量。/。である。 また、 高強 度溶融亜鉛めつき鋼板とは、 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、 低降伏応力でかつ耐常温時効性およぴ焼付硬化性に優れた 高強度溶融亜鉛めつき鋼板が得られる。 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、 本発明の高強度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。 発明を実施するための最良の形態
本発明は、 成分組成を Mn： 1.0%超 1.8%以下、 Cr : 0.5超と規定し、 さらに Mn 当量を 1.9≤Mn (質量％)+1.3Cr (質量％)≤2.8と適性な範囲に制御する。そして、組 織をフェライ ト相と面積率で 2〜： L5°/。のマルテンサイ ト相を有し、パーライ ト相お よび/またはべイナイ ト相の合計面積率が 1.0%以下とする。 これは本発明の特徴 であり、 最も重要な要件である。 このような成分組成と組織とすることで、 低降 伏応力でかつ耐常温時効性およぴ焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板 が得られることになる。
また、 このような低降伏応力でかつ耐常温時効性およぴ焼付硬化性に優れた高 強度溶融亜鉛めつき鋼板を製造するには焼鈍 · めっき条件の制御が必須であり、 本発明では、 750°C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍し、 該焼鈍温度からめっき浴に 浸漬するまでの温度域を 3〜15°C/sの平均冷却速度で冷却し、 溶融亜鉛めつきを 施した後、 5°C/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: 0.01%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 0.01%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、 YP の上昇、 BH量の低下、 さらに溶接性も劣化させる。 したがって、 C量は 0.08%未 満とし、より低 YP、高 BHを得るためには C量は 0.06%未満とすることが望ましく、 0.05%以下とすることがさらにより好ましい。
Si: 0.2°/。以下
Si は固溶強化能が大きく、 低降伏強度化 （低 YP化） の観点から少ない方がよ い。 しかしながら、 Si量が 0.2¾までは許容されるため、 Si量は 0.2%以下とする。
Mn: 1.0%超 1.8%以下
Mnは本発明において最も重要な元素である。 Mn量が 1.8%を超えるとフェライ ト中の固溶 C量が減少し、 BH性が低下する。 また、 Mn量が 1.0%以下ではフェラ ィ ト中の固溶 Cが多いため高い BH性を有する力 S、その一方で耐常温時効性が劣化 する場合がある。 したがって、 BH性と耐常温時効性を両立する観点から、 Mn量は 1.0%超 1.8%以下とし、 好ましくは 1.0%超 1.6%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 (Y P ) が上昇し、 耐面歪性が劣化する。 また、 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、 鋼板の粒界に偏祈して耐 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の析出により延性が劣化し、 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
A1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、 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、 延性が劣化し、 プレス成形性を劣化させる。 した がって、 A1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 A1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 成により延性おょぴ靭性が劣化する。 したがって、 N量は 0. 008%以下とする。 延 性およぴ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
Cr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。 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、 低 YP化に有効であり、 本発明では積極的に添加する。 Cr量が 0. 5%以 下では上記の焼入性向上効果および低 YP効果が得られなレ、場合があるため、 0. 5% 超とし、 好ましくは 0. 65%超とする。
また、 上述のように、 Mnは BH特性と耐常温時効性を両立する観点から、 その 添加量が制限されるため、 冷却速度の遅い CGL ヒ一トサイクルにおいてもパー イ ト、 ベイナイ トを抑制し、 低 化するためには、 Cr量の調整により所定の Mn 当量に制御する必要がある。 以上より、 Cr量は 0. 5%超とし、 好ましくは 0. 65%超 とする。 Mn+1. 3Cr： 1. 9°/。以上 2. 8%以下
Mn+l. 3Crの値は、 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 成ざせるために最適に制御することが重要となる。 Mn+ 1. 3Crの値が 1. 9%未満にな ると、 焼入れ性が不十分となり、 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、 YPが上昇する。 一方、 Mn+1. 3Crの値が 2. 8を超えると、 焼入性効 果は飽和し、 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 1. 9°/。以上 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。
B： 0. 01 %以下
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 0. 0005%以上添加することができる。 さらに Bは 0. 0015%以上 0. 004%以下添加す ることで、 フヱライ トの粒成長性を向上させるとともに、 BHを向上させることが 出来、 低 YP化と高 BH化のパランスをさらに改善することができる。 しかし、 B は 0. oiy。を超えて添加すると材質ゃ鍚造性などへの悪影響が顕著になる。 したが つて、 Bを添加する場合は 0. 01 %以下とする。
Mo： 0. 15%以下、 V： 0. 5°/。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は高価な元素であり YP の上昇を招く元素であるが、 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 元素でもあり、 0. 01%以上添加することができる。 し力 し、 Mo量が 0. 15%を超える とその効果が飽和し、 著しいコスト增を招く。 したがって、 Mo を添加十る場合、 YP上昇への悪影響の小さい 0· 15%以下とする。低コスト化、低 YP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
V 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 0. 01 %以上添加することができる。 しかし、 V は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を添加する場合は 0. 5%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及ぴ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、 本発明のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつ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つき鋼板は、 フェライ ト相と面積率で 2%以上 15%以下のマ ルテンサイ ト相の 2相組織とする。 マルテンサイ ト相をこの範囲に制御すること で耐面歪性や加ェ硬化性を高め、 自動車外板パネル用途に使用可能な鋼板が得ら れる。 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 +分な耐面歪性ゃプレ 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°/。以下とする。 一方で、マルテンサイ ト相の面積率が 2%未満の場合、 YPE1が残存しやすく、また、 YPが高くなり、 その結果、 耐面歪性が劣化する。 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。
パーライ ト相および/またはべィナイ ト相の合計面積率： · 1. 0%以下
焼鈍後に緩冷却が施され、 特に合金化処理が施される場合、 Mn当量が適正化さ れていないと、 主にマルテンサイ トに隣接して微細なパーライ ト相もしくはべィ ナイ ト相が生成し、 YR が上昇する。 つまり、 パーライ ト相および/またはべイナ ィ ト相の合計面積率で 1. 0°/。以下とすることで低 YP化が図れるため、 この合計面 積率を 1. 0%以下とする。
なお、 本発明の鋼板ではフェライ ト相、 マルテンサイ ト相、 パーライ ト相、 ベ ィナイ ト相のほかに、 残留 γ相、 不可避的な炭化物が面積率で 1. 0%程度であれば 含まれても良い。
また、 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ス ラブとし、 次いで、 熱間圧延後、 （酸洗）、 冷間圧延を行い、 次いで、 焼鈍後、 該 焼鈍温度からめっき浴に浸漬するまでの温度域を 3〜15°C/sの平均冷却速度で冷 却し、 溶融亜鉛めつきを施した後、 5°C /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、 溶製後の鋼の铸造方法は、 連続錶造法により鐃片としても良いし、 造 塊法により鋼塊としても良い。
連続鎳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°C、 仕上圧延温度は Ar3点以上、 仕上圧延後の冷却速度は 10〜200°C/s、 卷 取温度は 400〜750°C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ょぴめっき工程 （C G L工程） について詳 細を説明する。
焼鈍温度： 750°C超 820°C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°C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、 YPE1の残存や YP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°C以上であると、 フェライ ト中の固溶 C量が低減し、 高い BH量が得られない 場合がある。 また、 オーステナイ トへの C濃化が不十分となり、 その後の冷却時 や合金化処理時にパーライ トやべイナィ トが生じやすく、 YPの上昇が懸念される。 したがって、 焼鈍温度は 750°C超 820°C未満とする。
( 1次） 平均冷却速度： 3°C/s以上 15°C/s以下
溶融亜鉛めつき鋼板の製造に際して、 焼鈍後、 該焼鈍温度からめっき浴浸漬ま での 1次平均冷却速度は 3°C /s以上 15°C /s以下とする。冷却速度が 3°C/s未満で は冷却中のパーライ トやべイナィ ト生成量が顕著となり、 YP が上昇する。 また、 パーライ トやべイナィ トが生成することで所定量のマルテンサイ ト相が得られな くなり、 YPE1の残存により YPが上昇する。 一方、 冷却速度が 15°C /s超えでは、 オーステナイ トへの C、 Mn、 Crの濃化が不十分となり、 その後の冷却時や合金化 処理時にオーステナイ トがパーライ トやべイナィ トに分解し、 その生成量が増大 するため、 YPが上昇する。 また、 フェライ ト中の C濃化が抑制され、 高い BH量 が得られない場合がある。 したがって、 焼鈍後、 該焼鈍温度からめっき浴浸漬ま での 1次平均冷却速度は 3 °C /s以上 15°C/s以下とする。 好ましい平均冷却速度 は 5°C/s以上 15°C/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°C程度で良い。
また、 '溶融亜鉛めつき処理を施した後、 必要に応じて溶融亜鉛めつきの合金化 処理を施すこともできる。 この場合の溶融亜鉛めつきの合金化処理は、 例えば、 溶融亜鉛めつき浴に浸漬後、 必要に応じて 500〜700°Cの温度域に加熱し、 数秒〜 数十秒保持する。従来の Mn当量が適正化されていない鋼板では、 このよう'な合金 化処理を施すことで材質が著しく劣化していたが、 本発明鋼ではこのような合金 化処理を施しても YPの上昇が小さい。
また、 溶融亜鉛めつき条件としては、 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 Fey。は 6〜15%とすることが好ましい。
( 2次） 冷却速度： 5 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°C/s以上 の平均冷却速度で冷却する。 2次冷却速度が 5°C/s未満の緩冷却では 400〜500°C 付近でパーライ トあるいはべィナイ トが生成し、 YPが上昇する。 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°C/s を超えるとマルテン サイ トが硬くなりすぎてしまい、 延性が低下する。 したがって、 2 次冷却速度は 100°C/s以下が好ましい。 以上より、 2次冷却速度は 5°C/s以上とし、 好ましくは 10°C/s以上 100°C/s以下とする。
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、 鎳造、 熱 延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、 例えば薄手铸造などにより熱 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つき鋼板の表面に、 さらに有機皮膜処理を施 してもよい。 実施例 '
実施例 1
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、スラブを作製し た。 これらのスラブを 1200°Cにて加熱した後、 仕上げ温度を 850°Cとして、 熱間 圧延を行い、 次いで冷却した後、 600°C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。
表 1
Figure imgf000014_0001
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ィメ一 ジ炉にて、表 2に示す焼鈍温度で 60秒保持した後、表 2に示す条件で 1次冷却し、 溶融亜鉛めつき （めっき浴温度： 460°C ) をした後、 合金化処理（520°C X 15 s)し、 150 以下の温度まで 2次冷却を行い、その後、伸長率 0. 4%の調質圧延を施した。 ここでめつき処理は付着量が片面 50g/m2となるように調整し、合金化処理はめつ き層中の Fe%を 9〜： 12%となるように調整した。
以上により得られた溶融亜鉛めつき鋼板に対して、 サンプルを採取し、 マルテ ンサイ ト相の面積率、パーライ ト相および/またはべィナイ ト相の合計面積率を測 定し、 引張特性、 加工硬化量（WH)、 焼付硬化量（BH)および促進時効試験後の降伏 点伸ぴ（YPE1 )を測定した。 詳細な測定方法を以下に示す。
( 1 )マルテンサイ ト相の面積率：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、 白いコントラス トのついている粒子をマルテンサイ ト、 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、 全体に占めるマルテンサイ トの割合を求めた。
(2)引張特性：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、 降伏応力（YP)およぴ引張強度 （TS) を測定した。
(3)加工硬化量（龍） ： 2%予歪後の応力と降伏応力（YP)の応力差を測定した。
(4)焼付硬化量（BH) : 2%予歪後の応力と 170°C X 20分の塗装焼付相当の熱処理を 加えた後の降伏応力の応力差を測定した。
(5)促進時効試験後の降伏点伸ぴ（YPE1 ) ： 100°C X 2 時間の熱処理を施した後、 引張試験（JIS Z 2241準拠）を行い、 YPE1を測定した。 促進時効条件は、 例えば、 鋼板を輸出する際に赤道を越えるような場合も想定し、 Hundy の式で算出した等 価時効時間が 30°Cでは 1. 2年、 50°Cでは約 2ヶ月となるように設定した。
以上の測定結果を製造条件と併せて表 2に示す。 表 2
Figure imgf000016_0001
* F:フェライト、 M：マルテンサイト、 P：パ一ライト、 B：ベイナイト
表 2において No. 1〜17および 40〜42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°/。以下でかつパーライ トおよび/またはべ イナイ トの合計面積率が 1. 0%以下である組織を有する本発明例である。本発明例 は、 比較例と比べて、 低 YR、 高 BHでかつ時効後 YPE1も 0· 2%以下と小さい。 一方、成分が本発明範囲から外れる鋼 R〜Vを用いて製造された No. 1δ〜22の比 較例は YR、 BH、 時効後 YPE1のいずれかが劣っている。
具体的には、 No. 18 (鋼 R)は Mn量、 Cr量が本発明範囲外であり、 特に Mnが多い ため BH量が低い。 No. 19 (鋼 S)は Mnが少ないため、 フェライ ト中の固溶 Cが多く 高い BHを有するが、 その一方で時効後の YPE1が高く、 耐時効性が劣位である。 No. 20 (鋼 T)は Mnが多いため、 フェライ ト中の固溶 C量が少なく、 BHが低い。 ま た、フェライ トが固溶強化されるため、 YPが高めであり、耐面歪性が劣位である。 No. 21 (鋼 U)は Mn+1. 3Crの値が低いため、 焼鈍後の冷却時にパーライ トやべイナ ィ トが生じ、 所定量のマルテンサイ トが確保できないため、 YRが高めで、 かつ時 効後の YPE1が高い。 No. 22 (鋼 V)は C量が少ないため、 '所定量のマルテンサイ ト が得られず、 YRが高く、 時効後の YPE1も高い。
実施例 2
表 1に示す鋼 C、 D、 E、 G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 3に示す焼鈍温度で 60 秒保持した後、 表 3に示す条件で 1次冷却し、 溶融亜鉛めつき処理 （めっき浴温 度： 460 ） をした後、 合金化処理をし、 150°C以下の温度まで 2次冷却おょぴ調 質圧延を施した。
上記より得られた溶融亜鉛めつき鋼板に対して、 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、パーライ ト相および/またはべィ ナイ ト相の合計面積率、 さらには引張特性、 加工硬化量（WH)、 焼付硬化量（BH)お ょぴ促進時効試験後の YPE1を測定した。
得られた結果を製造条件と併せて表 3に示す。 表 3
Figure imgf000018_0001
* F:フェライト、 M:マルテンサイト、 P:パーライト、日：ペイナイト
表 3において No. 23、 25、 26、 28〜31、 35〜39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%以下でかつパーライ トおよぴノ またはべィナイ トの合計面積率が 1. 0%以下である組織を有する本発明例である。 本発明例では、 比較例と比べて、低 YR、 高 BHでかつ時効後 YPE1も 0. 2%以下と小 さい。
一方、 No. 24 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が高く、 時効後の YPE1も高く、 耐常温時効性が劣位である。
No. 27 は焼鈍温度が髙いため、 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 トやべイナイ トが生成する。 この結果、 同一強 度の発明例と比べて YRが高めとなる。
No. 32は 1次冷却速度が遅いため、 パーライ トやべイナィ トの生成ノーズを横 切るため、 これらの生成量が増大し、 YPが上昇する。 また、 パーライ トやべイナ ィ トが生成することで所定量のマルテンサイ トが得られなくなり、 YPE1の残存に より YPが上昇し、 YRが高めとなり、 時効後の YPE1も高めとなる。
No. 33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 トやべイナイ 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、 YR が高めで、 時効後の YPE1 も高くなる。
No. 34は 2次冷却速度が遅いため、 2次冷却中の 400〜500°C付近の温度域でォ ーステナイ トがパーライ トやべイナィ トに分解し、 これらの生成量が増加するた め、冷却後に得られるマルテンサイ ト面積率が減少する。このため、 YRが高めで、 時効後の YPE1も高くなる。 産業上の利用可能性
本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、 低降伏応力でかつ優れた耐常温時効 性およぴ焼付硬化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

請求の範囲
1 - 成分組成は、 質量 y。で C： 0. 01%以上 0. 08%未満、 Si： 0. 2%以下、 Mn： 1. 0°/。超 1. 8% 以下、 P： 0. 10%以下、 S： 0. 03%以下、 A1： 0. 1%以下、 N： 0. 008%以下、 Cr： 0. 5%超を含 有し、かつ 1. 9≤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 物力 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、パーラ ィト相および/またはべィナイト相の合計面積率が 1. 0%以下であることを特徴とする高 強度溶融亜鉛めつき鋼板。
2 . 質量。/。で、 前記 Crは 0. 65%超であり、 前記 Mnは 1. 0%超 1. 6%以下であることを 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つき鋼板。
3 . さらに、質量％で、 B : 0. 01%以下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つき鋼板。
4 . さらに、 質量％で、 Mo： 0. 15%以下、 V： 0. 5%以下、 Ti： 0. 1%以下、 Nb： 0. 1% 以下のいずれか 1種以上を含有することを特徴とする請求項 1〜 3のいずれかに記載の プレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。 .
5 . 請求項 1〜4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、 750°C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍し、該焼鈍温度からめっき浴に 浸漬するまでの温度域を 3〜15°C/sの平均冷却速度で冷却し、 溶融亜鉛めつきを施した 後、 5°C/s 以上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。
6 . 前記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 5に記載のプレス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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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106119494A (zh) * 2016-08-17 2016-11-16 马钢(集团)控股有限公司 屈服强度≥250MPa级热镀锌钢板及其制造方法

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5157146B2 (ja) * 2006-01-11 2013-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
JP5018935B2 (ja) * 2010-06-29 2012-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工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
JP5703632B2 (ja) * 2010-08-31 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 温間プレス成形用素材及びパネル用部材の製造方法
JP5141811B2 (ja) * 2010-11-12 2013-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 均一伸びとめっき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
RU2465368C1 (ru) * 2011-02-10 2012-10-27 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства оцинкованной рулонной полосовой стали
CN102162065B (zh) * 2011-03-27 2012-08-22 莱芜钢铁集团有限公司 一种屈服强度550MPa低碳贝氏体工程机械用钢及其制备方法
EP2980227A4 (en) * 2013-03-28 2016-12-21 Hyundai Steel Co STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING SAME
US10106865B2 (en) 2013-03-28 2018-10-23 Hyundai Steel Company Steel sheet and manufacturing method therefor
KR101505293B1 (ko) * 2013-05-31 2015-03-23 현대제철 주식회사 강판
EP3106528B1 (en) * 2014-04-22 2018-05-23 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet, and method for manufacturing high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet
MX2017001106A (es) 2014-07-25 2017-04-27 Jfe Steel Corp Metodo para la fabricacion de lamina de acero galvanizada de alta resistencia.
KR101561008B1 (ko) 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
US11174529B2 (en) * 2015-05-07 2021-11-16 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet and method of manufacturing the same
KR101795918B1 (ko) * 2015-07-24 2017-11-10 주식회사 포스코 내시효성 및 소부경화성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2017018659A1 (ko) * 2015-07-24 2017-02-02 주식회사 포스코 내시효성 및 소부경화성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101767818B1 (ko) * 2016-03-08 2017-08-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR101797401B1 (ko) * 2016-12-07 2017-11-13 주식회사 포스코 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
JP6573054B1 (ja) * 2017-11-08 2019-09-11 日本製鉄株式会社 鋼板
KR102031452B1 (ko) * 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102064962B1 (ko) * 2017-12-24 2020-02-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 내식성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
CN108611565B (zh) * 2018-05-25 2019-12-06 江苏集萃冶金技术研究院有限公司 双辊薄带铸轧和时效工艺制备高强低合金钢的方法
CN112912304B (zh) * 2019-01-08 2023-09-15 日本制铁株式会社 外装板以及具备外装板的汽车
KR102327931B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-17 주식회사 포스코 소부경화성 및 상온내시효성이 우수한 냉연강판 및 도금강판, 그리고 이들의 제조방법

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56163219A (en) * 1980-05-16 1981-12-15 Nisshin Steel Co Ltd Production of cold rolled high-tensile galvanized steel strip having low yield ratio
JPH06122940A (ja) 1992-08-31 1994-05-06 Nippon Steel Corp 優れた焼付硬化性と常温非時効性を兼備した冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびその製造方法
JP2001207238A (ja) * 2000-01-24 2001-07-31 Nkk Corp 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
JP2001207237A (ja) * 1999-11-19 2001-07-31 Kobe Steel Ltd 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2001303178A (ja) * 2000-04-20 2001-10-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 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
JP2005281867A (ja) 2001-08-16 2005-10-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法
JP2006052465A (ja) 2004-07-06 2006-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力冷延鋼板の製造方法
JP2006233249A (ja) 2005-02-23 2006-09-07 Mitsubishi Electric Corp 電気化学素子およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5669359A (en) * 1979-10-16 1981-06-10 Kobe Steel Ltd Composite structure type high strength cold rolled steel sheet
US6312536B1 (en) * 1999-05-28 2001-11-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot-dip galvanized steel sheet and production thereof
DE60133493T2 (de) * 2000-01-24 2009-05-07 Jfe Steel Corp. Feuerverzinktes Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung
JP3714094B2 (ja) * 2000-03-03 2005-11-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CA2372388C (en) * 2000-04-07 2009-05-26 Kawasaki Steel Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet excellent in strain age hardening property, and manufacturing method thereof
JP3907963B2 (ja) * 2001-04-25 2007-04-18 株式会社神戸製鋼所 延性および張り出し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
JP3731560B2 (ja) * 2001-08-16 2006-01-05 住友金属工業株式会社 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56163219A (en) * 1980-05-16 1981-12-15 Nisshin Steel Co Ltd Production of cold rolled high-tensile galvanized steel strip having low yield ratio
JPH06122940A (ja) 1992-08-31 1994-05-06 Nippon Steel Corp 優れた焼付硬化性と常温非時効性を兼備した冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびその製造方法
JP2001207237A (ja) * 1999-11-19 2001-07-31 Kobe Steel Ltd 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2001207238A (ja) * 2000-01-24 2001-07-31 Nkk Corp 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
JP2001303178A (ja) * 2000-04-20 2001-10-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 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
JP2005281867A (ja) 2001-08-16 2005-10-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法
JP2006052465A (ja) 2004-07-06 2006-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力冷延鋼板の製造方法
JP2006233249A (ja) 2005-02-23 2006-09-07 Mitsubishi Electric Corp 電気化学素子およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HUNDY, B. B: "Accelerated Strain Ageing of Mild Steel", J. IRON & STEEL INST., vol. 178, 1954, pages 34 - 38

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106119494A (zh) * 2016-08-17 2016-11-16 马钢(集团)控股有限公司 屈服强度≥250MPa级热镀锌钢板及其制造方法

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