WO2009096115A1 - 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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WO2009096115A1
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martensite phase
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galvanized steel
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Shinjiro Kaneko
Yoshiyasu Kawasaki
Saiji Matsuoka
Yoshitsugu Suzuki
Koji Maitake
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Jfe Steel Corporation
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    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability suitable mainly for structural members of automobiles and a method for producing the same, and in particular, has a tensile strength TS of 780 MPa or more, and has a hole expandability and bending.
  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent ductility and other properties and a method for producing the same. Background art
  • Patent Document 2 in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.3 to L5%, ⁇ : 1.5 to 2.83 ⁇ 4, ⁇ : 0 ⁇ 033 ⁇ 4 or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005 to 0.5% , N: 0.00603 ⁇ 4 or less, the balance is Fe and inevitable impurities, and (Mn%) / (C%) ⁇ 15 and (Si%) / (C%) ⁇ 4 are satisfied, and the volume in the ferrite phase A high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a good formability containing a martensite phase and a retained austenite phase of 3 to 20 3 ⁇ 4 has been proposed.
  • Patent Document 3 in mass%, C: 0.04 to 0.143 ⁇ 4, Si: 0.4 to 2.2%, ⁇ : 1.2 to 2.4%, ⁇ : 0.02% or less, S: 0.01% or less, A1: 0.002 to 0.5 %, Ti: 0.005 to 0 ⁇ 13 ⁇ 4, ⁇ : 0.006% or less, further satisfying (Ti%) / (S%) ⁇ 5, consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, martensite phase and residual oxygen -When the volume fraction of the stenite phase is 6% or more in total and the volume fraction of the hard phase structure of the martensite phase, residual austenite phase and bainitic phase is ⁇ %, ⁇ 50000 X ⁇ (Ti / 48 + ( Nb%) / 93+ (Mo%) / 96+ (V%) / 51 ⁇ has been proposed.
  • Patent Document 4 contains quality *%, C: 0.001 to 0.3%, Si: 0.01 to 2.5%, ⁇ : 0.01 to 3%, ⁇ 1: 0 ⁇ 001 to 4%, the balance Fe and inevitable impurities
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 9-13147
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 11-279691
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-69574
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-55751 Disclosure of Invention
  • an object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a TS of 780 MPa or more and excellent in hole expansibility and bendability and a method for producing the same.
  • the present inventors have conducted extensive studies to obtain a high-strength molten zinc-plated steel sheet having a TS of 780 MPa or more and excellent in hole expansibility and bendability, and found the following. i) After optimizing the component composition, it contains a ferrite phase with an area ratio of 30% or more and a martensite phase of 30% or more and 70% or less, and the tempered martensite phase in the martensite phase is more than the entire martensite phase. Furthermore, by making the martensite phase with a particle size of 1 micron or less into a micro with 10% or less of the total martensite phase, TS of over 780 MPa and excellent hole expandability Bendability can be achieved.
  • these miku mouth structures are heated to a temperature range above the Acl transformation point at an average heating rate of 53 ⁇ 4 or more, soaked for 30 to 500 s in a specific temperature range determined by the chemical composition, and 3/30 It is obtained by cooling to a temperature range of 550 ⁇ or less at an average cooling rate of s, and then applying molten zinc.
  • Ingredient composition is: C: 0.05 ⁇ 0.15%, Si: 0.8 ⁇ 2.53 ⁇ 4, ⁇ ⁇ : 1.5 ⁇ 3.0%, ⁇ : 0.001 ⁇ 0.05%, S: 0.0001 ⁇ 0.01%, A1: 0, 001 ⁇ 0.1%, N: 0.0005 ⁇ 0.01%, Cr: 0.1 ⁇ 1.0%, Ti: 0.0005 ⁇ 0.1%, B: 0.0003 ⁇ 0.0033 ⁇ 4, the balance consists of iron and inevitable impurities, In the area ratio, it has a ferrite phase of 303 ⁇ 4 or more and a martensite phase of 30% or more and 70% or less, and in the martensite phase, the ratio of the tempered martensite phase to the total martensite phase is 20% or more, Furthermore, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability, characterized by having a mimic mouth structure in which the ratio of the martensite phase with a particle size of 1 micron or less to the total martensite phase is 103
  • the component composition further comprises Nb: 0.0005 to 0.05% by mass as a component composition.
  • Steel plate
  • the high-strength molten zinc having excellent moldability characterized by containing Ca: 0.001 to 0.050 as a component composition in mass%. Plated steel.
  • the steel plate having the component composition according to any one of [1], [4;] to [6] is heated to a temperature range equal to or higher than the Acl transformation point at an average heating rate of 5 or more (Ac 3 -Tl XT2) soaking in the temperature range below the Ac3 transformation point for 30 to 500 s, cooling to a temperature range of 550 K or less at an average cooling rate of 3 to 30 mm / 3, and then applying hot-dip zinc plating to 30 t
  • T1 and T2 are represented by the following formulas (1) and (2).
  • (% M) indicates the content (mass%) of element M in the steel.
  • the heat treatment is carried out for 20 to 150 s in a temperature range of 300 to 500, after soaking and cooling, and before hot-dip zinc plating.
  • the zinc plating alloying treatment is performed in the temperature range of 450 to 600 before cooling.
  • the percentages indicating the components of steel are all mass%.
  • the “high-strength hot-dip galvanized steel sheet” is a hot-dip galvanized copper sheet having a tensile strength TS of 780 MPa or more.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a TS of 780 MPa or more and excellent hole expansibility and bendability can be obtained.
  • C 0.05-0.15%
  • C is an important element for strengthening steel, has a high solid solution strengthening ability, and is an indispensable element for adjusting the area ratio and hardness when utilizing the structure strengthening by the martensite phase. is there. If the amount of C is less than 0.05%, it becomes difficult to obtain a martensite phase having a required area ratio, and the martensite phase does not harden, so that sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, weldability deteriorates and formability is reduced due to the formation of a segregation layer. Therefore, the C content is 0.05% or more and 0.15% or less.
  • Si is an extremely important element in the present invention.
  • the ferrite transformation is promoted, and solid solution C is discharged from the ferrite phase to the austenite phase to clean the ferrite phase and improve the ductility.
  • it stabilizes the austenite phase and produces a martensite phase even in the hot-dip zinc plating line, where rapid cooling is difficult.
  • the austenite phase is stabilized to suppress the formation of pearlite and bainitic phases and to promote the formation of martensite phases.
  • Si dissolved in the ferrite phase promotes work hardening and increases ductility, and improves the strain propagation property in areas where strain is concentrated, thereby improving the bending property.
  • Si solidifies and strengthens the ferrite phase to reduce the hardness difference between the ferrite phase and martensite phase, suppresses the formation of cracks at the interface, improves local deformability, and expands and bends holes. It contributes to the improvement.
  • the Si content must be 0.8% or more.
  • the Si content exceeds 2.5%, the transformation point is remarkably increased, which not only inhibits the production stability but also develops an abnormal structure and decreases the moldability. Therefore, the Si content should be 0.8% or more and 2.5% or less.
  • Mn is effective in preventing the hot embrittlement of copper and ensuring strength. It also improves hardenability and facilitates complex organization. To obtain this effect, the Mn content must be 1.5% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 3.03 ⁇ 4, the moldability is deteriorated. Therefore, the Mn content should be 1.5% or more and 3.0% or less.
  • Koji is an element that has the effect of solid solution strengthening and can be added according to the desired strength. It is also an effective element for complex organization in order to promote ferrite transformation. In order to obtain such an effect, it is necessary to make the amount of copper 0.001% or more. On the other hand, if the amount of iron exceeds 0.05%, the weldability deteriorates. At the same time, when alloying the zinc plating, the alloying speed is reduced and the quality of the zinc plating is impaired. Therefore, the P content is 0.001% or more and 0.05% or less.
  • the amount should be 0.01% or less, preferably 0.003% or less, and more preferably 0.001% or less.
  • the S content needs to be 0.0001% or more. Therefore, the S content is 0.0001% or more and 0.01% or less, preferably 0.0001% or more and 0.0033 ⁇ 4 or less, more preferably 0.0001% or more and 0.001% or less.
  • A1 is an element effective for producing ferrite and improving the balance between strength and ductility. In order to obtain such an effect, the A1 amount needs to be 0.001% or more. On the other hand, if the amount of A1 exceeds 0.1%, surface properties will be deteriorated. Therefore, the amount is set to be 0.001% or more and 0.1% or less.
  • N is an element that degrades the aging resistance of steel.
  • the N content exceeds 0.01%, the deterioration of aging resistance becomes remarkable.
  • the N amount should be 0.00 05% or more. Therefore, the N content is 0.0005% or more and 0.01% or less.
  • Cr is an extremely heavy element in the present invention. Increase the second phase fraction during annealing to decrease the amount of C in untransformed austenite, making it easier for self-tempering during the cooling process after hot dip galvanizing, and the hardness of the martensite phase in the final structure This contributes to the improvement of hole expansibility and bendability by suppressing local deformation. Furthermore, Cr dissolves into eight carbides to facilitate the formation of carbides and allows self-tempering to proceed in a very short time. At the same time, Cr has the effect of suppressing the formation of pearlite and bainite during the cooling process, facilitating the transformation from austenite to martensite, and then generating enough martensite to self-temper. It becomes.
  • the Cr addition amount needs to be 0.1% or more.
  • the Cr content exceeds 1.0%, the fraction of the second phase becomes too large, and excessive Cr carbide is formed, leading to a decrease in ductility. Therefore, the Cr content is 0.1% or more and 1.0% or less.
  • Ti 0.0005-0.1% Ti forms precipitates with C, S, and N and contributes to the improvement of strength and toughness.
  • N is precipitated as TiN, so the precipitation of BN is suppressed, and the following effect B is effectively exhibited.
  • the Ti amount needs to be 0.0005% or more.
  • the Ti content is set to 0.0005% or more and 0.13 ⁇ 4 or less.
  • the effect of Cr described above increases the fraction of the second phase and lowers the stability of the austenite phase. It has the role of promoting the effect of facilitating martensitic transformation and subsequent self-tempering. In order to obtain such an effect, it is necessary to increase the B content by 0.003%. On the other hand, if the amount of B exceeds 0.003%, the ductility is reduced. Therefore, B is set to 0.003% or more and 0.003% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the following alloy elements can be added as necessary.
  • Nb has the effect of increasing the strength of the steel sheet, and can be added as necessary to ensure the desired strength.
  • the austenite produced by reverse transformation at the time of annealing in the hot dip galvanizing line is refined, so the copper structure is refined after the annealing and cooling processes to increase the strength.
  • fine Nb precipitates are formed during hot rolling or during annealing and cooling in the hot dip galvanizing line to increase the strength. If NbO. Is less than 0005%, the effect is poor, and if it exceeds 0.05%, the structure becomes finer and the preferred structure described later cannot be obtained. Therefore, the Nb content should be 0.0005% or more and 0.05% or less.
  • Mo, Ni, and Cu not only serve as solid solution strengthening elements, but also stabilize the austenite phase in the cooling process during annealing, facilitating complex organization.
  • the Mo content, Ni content, and Cu content must each be 0 ⁇ 01% or more.
  • the Mo content exceeds 1.0%, the Ni content exceeds 2.0%, and the Cu content exceeds 2.0%, the plating property, formability, and spot weldability deteriorate. Therefore, when it is contained, the Mo content is 0.01% or more and 1.0% or less, the Ni content is 0.01% or more and 2.0% or less, and the Cu content is 0.01% or more and 2.03 ⁇ 4 or less.
  • Ca 0.001 to 0.005 Ca precipitates S as CaS, suppresses the generation of MnS that promotes crack initiation and propagation, and has the effect of improving bend expansion and bendability.
  • the Ca content needs to be 0.001% or more.
  • the Ca content exceeds 0.005%, the effect is saturated. Therefore, when it is contained, the Ca content should be 0.001% or more and 0.0 ⁇ or less.
  • the high-strength molten dumbbell steel plate of the present invention is composed of a composite structure in which a hard martensite phase is mainly dispersed in a soft ferrite phase rich in ductility. In order to ensure sufficient ductility, a ferrite phase with an area ratio of 30% or more is required.
  • Martensite area ratio 30% or more and 70% or less
  • the area ratio of the martensite phase including tempered martensite needs to be 30% or more.
  • the fraction of the martensite phase is too high, the ductility decreases.
  • the area ratio of (all) martensite should be between 30% and 70%. Ratio of tempered martensite phase in all martensite phases: 20% or more
  • the tempered martensite phase is softer than the tempered martensite phase, and by reducing the hardness difference between the ferrite phase and the martensite phase, the local deformability is improved and the hole expandability and bendability are improved. Improve. In order to fully express this effect, the ratio of the tempered martensite phase to the total martensite phase must be 20% or more in terms of area ratio.
  • Ratio of martensite phase with a particle size of 1 micron or less in all martensite phases 10% or less Fine martensite with a particle size of less than 1 is likely to be the starting point of local cracking and has a local deformability. Adversely affects hole expansibility and bendability. Therefore, the ratio of the martensite phase with a particle size of 1 micron or less to the total martensite phase must be 10% or less in terms of area ratio.
  • Average grain size of ferrite phase 3 / z m or more (preferred conditions)
  • the average particle size of the ferrite phase is preferably 3 / zm or more.
  • Average particle size of martensite phase 2 / z m or more (preferred conditions)
  • the average particle size of the martensite phase is less than 2 m. In this case, it tends to be a starting point of local cracking, and it may adversely affect the hole expandability and bendability because it reduces the local deformability. Therefore, to suppress this, the average particle size of the martensite phase is preferably 2 m or more.
  • the structure in the present invention is 20% in terms of the total area ratio of the remaining austenite phase, pearlite phase, and vanite phase in addition to the ferrite phase and the martensite phase, as long as the effects of the present invention are not exerted. You may include in the following ranges.
  • the area ratio of the ferrite phase and the martensite phase is the area ratio of each phase in the observation area.
  • the area ratio of the tempered martensite phase and the martensite phase with a particle size of l / m or less is the area ratio of the tempered martensite phase and the martensite phase with a particle size of lm or less in the area of the martensite phase. It is a ratio.
  • the area ratios and the average grain sizes of the ferrite phase and martensite phase are determined by polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, then corroding with nital, and using SEM (scanning electron microscope) Depending on the size, 10 fields of view can be observed at a magnification of about 1000 to 5000 times and obtained using commercially available image processing software.
  • High-strength hot-dip zinc plated steel sheet of the present invention a steel sheet having the aforementioned component composition is heated to a temperature range above Acl transformation point at an average heating rate of more than 5, (Ac 3 - Tl X T2) ⁇ or Soak 30 to 500 s in the temperature range below the Ac3 transformation point, cool to a temperature range of 550 3 ⁇ 4 or less at an average cooling rate of S SOt / s, then apply hot-dip zinc plating, and at an average cooling rate of 30 3 ⁇ 4 / s or less Can be manufactured by cooling method. Details will be described below.
  • Heating conditions for annealing Heating to a temperature range above the Acl transformation point at an average heating rate of 5 / s or more Recovery by heating to a temperature range above the Acl transformation point at an average heating rate of 53 ⁇ 4 / s or more, The formation of recrystallized ferrite phase can be suppressed, and the austenite phase can be evenly dispersed in the ferrite phase during soaking, so the hole expandability and bendability can be improved in the final structure.
  • Soaking conditions for annealing (Ac 3 -Tl X T2) above and below the Ac 3 transformation temperature for 30 to 500 s, where T 1 and T2 are the following formulas (1) and (2 ).
  • Tl 120 + 22.5 (% Si)-40 (% Cr) ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ Equation (1)
  • (% M) indicates the content (mass%) of element M in the steel.
  • Tl and ⁇ 2 are empirical formulas obtained from various experimental results by the inventors.
  • T1 indicates the temperature range in which ferrite and austenite coexist
  • ⁇ 2 is the austenite fraction during soaking. Indicates the ratio of the temperature range sufficient to cause self-tempering in the subsequent series of steps to the two-phase coexisting temperature range.
  • the soaking temperature is lower than (Ac 3 -T1 X T2) t
  • the austenite fraction is not sufficient and self-tempering does not occur, and not only the hole expandability and bendability are improved, but also the strength decreases.
  • the soaking temperature exceeds the Ac 3 transformation point
  • ferrite formation is not sufficient and ductility is insufficient.
  • the soaking time should be between 30 and 500 s. If the soaking time is less than 30 s, the reverse transformation of ferrite formed during heating to austenite is not sufficient and the required austenite fraction cannot be obtained. If the soaking time exceeds 500 s, the effect is saturated and productivity is
  • Cooling conditions during annealing From the soaking temperature to the following temperature range at 550 with the average cooling rate at 3 to 30 After cooling soaking, from the soaking temperature to the temperature range below 550 ⁇ (cooling stop temperature), 3 It is necessary to cool at an average cooling rate of ⁇ 30. If the average cooling rate is less than 3 / s, ferrite transformation progresses during cooling and C concentration in the untransformed austenite progresses, so that the self-tempering effect cannot be obtained and hole expandability and bendability are reduced. When the average cooling rate exceeds 30, the effect of suppressing ferrite transformation is saturated and it is difficult to achieve this with ordinary production equipment.
  • heat treatment for 20 to 150 s in the temperature range of 300 to 500 allows more effective softening of the martensite phase due to self-tempering and further improves hole expandability and bendability. Can be achieved. These effects are small when the heat treatment temperature is less than 300 or when the heat treatment time is less than 20 s. On the other hand, when the heat treatment temperature exceeds 500 C or the heat treatment time exceeds 150 s, the hardness of the martensite phase is remarkably reduced, and a TS of 780 MPa or more cannot be obtained.
  • galvanization can be alloyed in the temperature range of 450 to 600 regardless of whether or not the heat treatment is performed.
  • the Fe concentration during plating becomes 8 to 12%, which improves the adhesion of the plating and the corrosion resistance after coating. If it is less than 450, alloying does not proceed sufficiently, and the sacrificial anticorrosive action decreases, leading to a decrease in slidability, and if it exceeds 600, alloying proceeds too much and the powdering property decreases, and the pearlite phase A large amount of yawite phase is generated, making it impossible to increase the strength and improve the hole expansibility.
  • the conditions of the production method other than those described above are not particularly limited, but are preferably performed under the following conditions.
  • the steel sheet before galvanizing used for the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is manufactured by hot-rolling a slab having the above component composition and cold-rolling it to a desired thickness. From the viewpoint of productivity, the series of treatments such as annealing, heat treatment before hot dip zinc bonding, hot galvanization, and alloying of zinc galvanizing are preferably performed in a continuous hot galvanizing line.
  • the slab is preferably produced by a continuous forging method to prevent segregation of the mac mouth, but can also be produced by an ingot-making method or a thin slab forging method.
  • the slab is reheated, but the heating temperature is preferably 11503 ⁇ 4 or more to prevent an increase in rolling load.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably 1300 in order to prevent an increase in scale loss and an increase in fuel consumption rate.
  • the hot rolling is performed by rough rolling and finish rolling, but the finish rolling is preferably performed at a finishing temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point in order to prevent deterioration of formability after cold rolling and annealing.
  • the finishing temperature is preferably 950 and below.
  • the steel sheet after hot rolling is preferably scraped at a scraping temperature of 500 to 650 from the viewpoint of preventing scale defects and ensuring good shape.
  • the steel sheet after the slag is cold-rolled at a reduction ratio of 40% or more in order to efficiently generate a polygonal ferrite phase after removing the scale by pickling.
  • Example 1 For hot dip zinc plating, it is preferable to use a zinc plating bath containing 0.10 to 0.20% of A1. In addition, after plating, wiping can be performed in order to adjust the basis weight of plating.
  • the area ratio of each of the ferrite phase, martensite phase, tempered martensite phase, martensite phase with a grain size of 1 // m or less, ferrite phase, martensite phase The average particle size of was measured.
  • the microstructure is the thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and the corrosion appearance structure due to nital is magnified 5000 times with a scanning electron microscope (SEM) to show the ferrite phase and martensite. Phase and tempered martensite phase were identified.
  • JIS No. 5 tensile test specimen was taken in a direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was performed at a crosshead speed of 20 mm / min in accordance with JIS Z 2241 to measure TS and total elongation E1.
  • 100mm x 100mm specimens were collected, and the hole expansion test was performed three times in accordance with JFST 1001 (Iron Standard) to obtain the average hole expansion rate; L (%), and the hole expansion property was evaluated. .
  • All of the hot-dip galvanized steel sheets of the present invention have an excellent hole expansibility and bendability with TS of 780 MPa or more, a hole expansion ratio ⁇ of 40% or more, and a limit bending radius of 1.0 mm or less.
  • TS X E1 18000MPa ⁇ % the balance between strength and ductility is high, and it is clear that this is a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent formability.

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Abstract

780MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ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、質量%でC:0.05～0.15%、Si:0.8～2.5%、Mn:1.5～3.0%、P:0.001～0.05%、S:0.0001～0.01%、Al:0.001～0.1%、N:0.0005～0.01%、Cr:0.1～1.0%、Ti：0.0005～0.1%、B:0.0003～0.003%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。組織は、面積率で、30%以上のフェライト相と30%以上70%以下のマルテンサイト相を有し、かつ、前記マルテンサイト相において、焼戻しマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合が20%以上であり、さらに、粒径が1ミクロン以下のマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合が10%以下である。

Description

明細書 成形性に優れた高強度溶融亜鈴めつき銅板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 主に自動車の構造部材に好適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、 特に、 780MPa以上の引張強度 TSを有し、 かつ、 穴拡げ性や曲げ性な どの延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に関する。 背景技術
近年、 衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、 TS が 780MPa以上で板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められて いる。特に、最近では、 980MPa級、 1180MPa級の TSを有する極めて強度の高い銅板の適用 も検討されている。
しかしながら、 一般的に 、 鋼板の高強度化は鋼板の伸びや穴拡げ性や曲げ性などの低 下を招き、 成形性の低下につながることから、 高強度と優れた成形性を併せ持ち、 さらに は耐食性にも優れる溶融亜鉛めつき鋼板が望まれているのが現状である。
このような要望に対して、 例えば、 特許文献 1には、 質量 %で、 C:0.04〜0.1%、 Si:0.4 〜2.0%、 Mn:L5〜3.0%、 Β:0.0005~0.005%、 Ρ≤0.1 Ν 4Νく Ti≤0.05%、 Nb≤0.1¾を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる銅板表層に合金化亜鉛めつき層を有し、合金化溶 融亜鉛めつき層中の Fe¾が 5〜25%であり、 かつ鋼板の組織がフェライト相とマルテンサイ ト相の混合組織である TS800MPa以上の成形性およびめつき密着性に優れた高強度合金化 溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許文献 2には、 質量％で、 C:0.05〜0.15%、 Si:0.3~L5%、 Μη:1.5〜2.8¾、 Ρ:0·03¾以下、 S:0.02%以下、 Al:0.005~0.5%、 N:0.0060¾以下、 残部が Feおよび不可避的不純物からな り、 さらに (Mn%)/(C%)≥15かつ（Si%)/(C%)≥4を満たし、 フェライト相中に体積率で 3〜2 0¾のマルテンサイト相と残留オーステナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛 めっき鋼板が提案されている。 特許文献 3には、 質量％で、 C:0.04〜0.14¾、 Si:0.4〜2.2%、 Μη:1·2〜2.4%、 Ρ:0.02%以下、 S: 0.01%以下、 A1:0.002〜0.5%、 Ti :0.005〜0· 1¾、 Ν:0.006%以下を含有し、 さらに（Ti%)/ (S%)≥5を満足し、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相と残留ォー ステナイト相の体積率が合計で 6%以上で、 かつマルテンサイト相、残留オーステナイト相 およびべィナイト相の硬質相組織の体積率 α%としたとき、 α≤ 50000 X{(Ti /48+(Nb%)/ 93+ (Mo%) /96+ (V%) /51}である穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板が提案されてい る。
特許文献 4には、質 *%で、 C:0.001〜0.3%、 Si:0.01〜2.5%、 Μη:0.01〜3%、 Α1:0·001〜4% を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる銅板の表面に、 質量％で、 Al:0.001〜0. 5%、 Mn:0.001〜2¾を含有し、 残部 Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶 融亜鉛めつき鋼板であって、 鋼の Si含有率: X質量 ¾、 鋼の Mn含有率: Y質量％、 鋼の A1含 有率： Z質量 ¾、 めっき層の A1含有率: A質量％、 めっき層の Mn含有率: B質量 ¾が、 0≤3_(X+ Y/10+Z/3)-12.5X(A- B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で 70〜97¾のフェライト主 相とその平均粒径が 20 /zm以下であり、第 2相として体積率で 3〜30%のオーステナイト相 および/またはマルテンサイト相からなり、第 2相の平均粒径が 10 μιη以下である成形時の めっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めつき銅板が提案されている。
特許文献 1：特開平 9-13147号公報
特許文献 2：特開平 11-279691号公報
特許文献 3：特開 2002-69574号公報
.特許文献 4：特開 2003-55751号公報 発明の開示
しかしながら、特許文献 1〜4に記載された高強度溶融亜鉛めつき鋼板では、必ずしも優 れた穴摅げ性や曲げ性が得られない。
本発明は、 かかる事情に鑑み、 780MPa以上の TSを有し、 かつ穴拡げ性や曲げ性に優れ た高強度溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、 780MPa以上の TSを有し、 かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜 鉛めつき鋼板を得るべく鋭意検討を重ねたところ、 以下のことを見出した。 i ) 成分組成を適正化した上で、 面積率で 30%以上のフェライト相と 30%以上 70%以下 のマルテンサイト相を含み、 マルテンサイト相において焼戻しマルテンサイト相が全マル テンサイト相に対して 20%以上を占め、 さらに、 粒径が 1ミクロン以下のマルテンサイト 相が全マルテンサイト相に対して 10%以下であるミクロ とすることにより、 780Mpa以 上の TSおよび優れた穴拡げ性や曲げ性を達成できる。
i i ) こうしたミク口組織は、 焼鈍時に、 5¾ 以上の平均加熱速度で Acl変態点以上の 温度域に加熱し、化学組成によって定められる特定の温度域で 30〜500s均熱し、 3〜30で/ sの平均冷却速度で 550^以下の温度域まで冷却し、その後、溶融亜鉛めつきを施すことに よって得られる。 '
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
[1] 成分組成は、 質 で C:0.05~0.15%、 Si:0.8〜2.5¾、 Μη:1.5〜3.0%、 Ρ:0.001〜0.0 5%、 S:0.0001〜0.01%、 A1:0, 001〜0.1%、 N:0.0005〜0.01%、 Cr:0.1〜1.0%、 Ti： 0.0005~0. 1%、 B:0.0003〜0.003¾を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 組織は、 面積 率で、 30¾以上のフェライト相と 30%以上 70%以下のマルテンサイト相を有し、 かつ、 前記 マルテンサイト相において、 焼戻しマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合 が 20%以上であり、 さらに、 粒径が 1ミクロン以下のマルテンサイト相の全マルテンサイ ト相に対する割合が 10¾以下であるミク口組織を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。 、
[2]前記 [1] において、前記フヱライト相の平均粒径は 3/ m以上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。
[3]前記 [1] または [2] において、 前記マルテンサイト相の平均粒径は 2 以上で 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。
[4] 前記 [1] 〜 [3] のいずれかにおいて、 さらに、 成分組成として、 質量％で、 Nb : 0.0005〜0.05%を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。
[5]前記 [1] 〜 [4] のいずれかにおいて、 さらに、 成分組成として、 質量％で、 Mo : 0.01〜1.0%、 Ni： 0.01〜2.0%、 Cu： 0· 01〜2· 0%から選ばれる少なくとも 1種の元素を含有 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。
[6] 前記 [1] ~ [5] のいずれかにおいて、 さらに、 成分組成として、 質量％で、 Ca : 0.001〜0.Ό05¾を含有することを特徵とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。 [7] 前記 [1] 〜 [6] のいずれかにおいて、 亜鉛めつきが合金化亜鉛めつきであるこ 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。
[8] 前記 [1] 、 [4；] 〜 [6] のいずれかに記載の成分組成を有する鋼板を、 5で 以上の平均加熱速度で Acl変態点以上の温度域に加熱し、 （Ac3- Tl XT2) で以上 Ac3変態 点以下の温度域で 30~500s均熱し、 3〜30Τ/3の平均冷却速度で 550Τ以下の温度域まで 冷却し、 次いで、 溶融亜鉛めつきを施し、 30t/s以下の平均冷却速度で冷却することを特 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。 なお、 前記 T1および T2 は下記式 (1) および式 （2) により表されるものである。
Tl=120 + 22.5 (%Si) - 40 (%Cr) · · ·式 （ 1 )
T2=0.3 + 0.075 (%Cr) · · .式 （2)
ただし、 式中、 （％M) は鋼における元素 Mの含有量 （質量％) を示す。
[9] 前記 [8] において、 均熱、 冷却後、 溶融亜鉛めつきを施す前に、 300〜500 の温 度域で 20〜150sの熱処理を施す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。
[10] 前記 [8] または [9] において、 溶融亜鉛めつきを施した後、 冷却前に 450〜6 00での温度域で亜鉛めつきの合金化処理を施す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。
なお、 本明細書において、 鋼の成分を示す％は、 すべて質量％である。 また、 本発明に おいて、 「高強度溶融亜鉛めつき鋼板」 とは、 引張強度 TSが 780MPa以上である溶融亜鉛 めっき銅板である。
本発明によれば、 780MPa以上の TSを有し、 かつ、 穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶 融亜鉛めつき鋼板が得られる。 本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板を自動車構造部材に適 用することにより、 より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図 ることができる。 発明を実施するための最良の形態
以下に、 本発明の詳細を説明する。
1)成分組成
C:0.05〜0.15% Cは、 鋼を強化するにあたり重要な元素であり、 高い固溶強化能を有するとともに、 マル テンサイト相による組織強化を利用する際に、 その面積率や硬度を調整するために不可欠 な元素である。 C量が 0. 05%未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難に なるとともに、 マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、 C 量が 0. 15%を超えると、 溶接性が劣化するともに、 偏析層の形成により成形性の低下を招 く。 したがって、 C量は 0. 05%以上 0. 15%以下とする。
Si :0. 8〜2. 5%
Siは、本発明において極めて重要な元素である。 焼鈍〜冷却過程で、 フェライト変態を促 進するとともに、 フェライト相からオーステナイト相へ固溶 Cを排出してフェライト相を 清浄化し、 延性を向上させる。 同時に、 オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な 溶融亜鉛めつきラインでもマルテンサイト相を生成し、 複合組織化を容易にする。 特に、 その冷却過程において、 オーステナイト相の安定化で、 パーライト相やべイナィト相の生 成を抑制し、 マルテンサイト相の生成を促進する。 また、 フェライト相に固溶した Siは、 加工硬化を促進して延性を高めるとともに、 歪が集中する部位での歪伝搬性を改善して曲 げ性を向上させる。 さらに、 Siは、 フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテン サイト相の硬度差を低減し、 その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、 穴 拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。以上のような効果を得るには、 Si量は 0. 8%以上とする 必要がある。一方、 Si量が 2. 5%を超えると、変態点の上昇が著しく、 生産安定性が阻害さ れるのみならず、 異常組織が発達し、 成形性が低下する。 したがって、 Si量は 0. 8%以上 2. 5%以下とする。
Mn: l. 5~3. 0%
Mnは、銅の熱間脆化の防止ならぴに強度確保の めに有効である。 また、 焼入れ性を向上 させて複合組織化を容易にする。このような効果を得るには、 Mn量を 1. 5%以上にする必要 がある。 一方、 Mn量が 3. 0¾を超えると、成形性の劣化を招く。 したがって、 Mn量は 1. 5% 以上 3. 0%以下とする。
Ρ: θ. 001〜0· 05%
Ρは固溶強化の作用があり、 所望の強度に応じて添カ卩できる元素である。 また、 フヱライ ト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。このような効果を得るには、 Ρ 量を 0. 001%以上にする必要がある。 一方、 Ρ量が 0. 05%を超えると、 溶接性の劣化を招く とともに、 亜鉛めつきを合金化処理する場合には、 合金化速度を低下させ、 亜鉛めつきの 品質を損なう。 したがって、 P量は 0.001%以上 0.05%以下とする。
S:0.0001〜0.01%
Sは、 粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、 硫化物として存在して局部 変形能を低下させる。 そのため、 その量は 0.01%以下、 好ましくは 0.003%以下、 より好ま しくは 0.001%以下とする必要がある。 しかし、 生産技術上の制約から、 S量は 0.0001%以 上にする必要がある。 したがって、 S量は 0.0001%以上 0.01%以下、 好ましくは 0.0001% 以上 0.003¾以下、 より好ましくは 0.0001%以上 0.001%以下とする。
A1:0.001〜0.1%
A1は、フェライトを生成させ、強度と延性のバランスを-向上させるのに有効な元素である。 このような効果を得るには、 A1量を 0.001%以上にする必要がある。 一方、 A1量が 0.1%を 超えると、 表面性状の劣化を招く。 したがって、 八1量は0.001%以上0.1%以下とする。
N:0.0005〜0.01¾
Nは、 鋼の耐時効性を劣化させる元素である。 特に、 N量が 0.01%を超えると、 耐時効性の 劣化が顕著となる。 その量は少ないほど好ましいが、 生産技術上の制約から、 N量は 0.00 05%以上にする必要がある。 したがって、 N量は 0.0005%以上 0.01%以下とする。
Cr:0.1〜1.0%
Crは Si同様、 本発明において極めて重量な元素である。 焼鈍時の第 2相分率を増加させ て、 未変態オーステナイト中の C量を減少させ溶融亜鉛めつき処理後の冷却過程での自己 焼戻しを生じ易くし、 最終組織でのマルテンサイト相の硬度を低減し局部変形を抑制し穴 拡げ性や曲げ性の向上に大きく寄与する。 さらには、 Crは炭化物八固溶することにより炭 化物の生成を容易にし、 自己焼戻しを極めて短時間で進行させることが出来る。 同時に Cr は冷却過程でのパーライトやべイナィトの生成を抑制する作用があり、 オーステナイトか らマルテンサイトへの変態を容易にし、 その後自己焼戻しされるマルテンサイトを充分な 分率で生じせしめることが可能となる。 以上のような効果を得るには、 Cr添加量は 0.1% 以上とする必要がある。 一方、 Cr量が 1.0%を越えると、 第 2相の分率が大きくなりすぎ たり、 Cr炭化物が過剰に生成するなどして、延性の低下を招く。したがって、 Cr量は 0.1% 以上 1.0%以下とする。
Ti:0.0005〜0.1% Tiは、 C、 S、 Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。 また、 Bを 添加した場合は、 Nを TiNとして析出させるため、 BNの析出が抑制され、 下記 Bの効果が 有効に発現される。 このよう 効果を得るには、 Ti量を 0. 0005%以上にする必要がある。 一方、 Ti量が 0. 1%を超えると、 析出強化が過度に働き、 延性の低下を招く。 したがって、 Ti量は 0. 0005%以上 0. 1¾以下とする。
Β: 0. 0003〜0· 003%
Βは、 Crと共存することにより、上記した Crの効果、すなわち焼鈍時に、第 2相の分率を 大きくするとともに、 オーステナイト相の安定度を低下させ、 溶融亜鉛めつき後の冷却過 程でマルテンサイト変態、 引続く自己焼戻しを容易にする効果を助長する役割を持つ。 こ のような効果を得るには、 B量を 0. 0003% 上にする必要がある。一方、 B量が 0. 003%を越 えると、 延性の低下を招く。 したがって、 Bは 0. 0003%以上 0. 003%以下とする。
残部は Feおよび不可避的不純物である。ただし、 これらの成分元素に加えて、以下の合金 元素を必要に応じて添加することができる。
Nb： 0. 0005〜0. 05%
Nbは鋼板強度を高める効果を有し、所望の強度を確保するため必要に応じて添加する'こと ができる。 適当量を添加することで、 溶融亜鉛めつきラインにおける焼鈍時に逆変態で生 成するオーステナイトを微細化するため、 その後の焼鈍〜冷却過程後に銅組織を微細化し て強度を上昇する。 また、 熱間圧延時或いは溶融亜鉛めつきラインでの焼鈍〜冷却過程で 微細な Nb析出物を形成し強度を上昇する。 NbO. 0005%未満ではその効果に乏しく、 0. 05% 超えでは組織の微細化が i 度になり、 後述する好適の組織を得ることが出来ない。 したが つて、 Nb含有量は 0. 0005%以上 0. 05%以下とする。
Mo : 0. 01〜1. 0%、 Ni : 0. 01〜2. 0%、 Cu: 0. 01〜2. 0¾のいずれか 1種以上
Mo、 Ni、 Cuは、 固溶強化元素としての役割のみならず、 焼鈍時の冷却過程において、 ォー ステナイト相を安定化し、 複合組織化を容易にする。 このような効果を得るには、 Mo量、 Ni量、 Cu量は、それぞれ 0· 01%以上にする必要がある。一方、 Mo量が 1. 0%, Ni量が 2. 0%、 Cu量が 2. 0%を超えると、 めっき性、成形性、 スポット溶接性が劣化する。 したがって、含 有する場合は、 Mo量は 0. 01%以上 1. 0%以下、 Ni量は 0· 01%以上 2. 0%以下、 Cu量は 0. 01% 以上 2. 0¾以下とする。
Ca: 0. 001〜0. 005 Caは、 Sを CaSとして析出させ、 亀裂の発生や伝播を助長する MnSの生成を抑制し、 穴拡 げ性ゃ曲げ性を向上させる効果を有する。 このような効果を得るには、 Ca量を 0. 001%以 上にする必要がある。一方、 Ca量が 0. 005%を超えると、その効果は飽和する。 したがって、 含有する場合は、 Ca量は 0. 001%以上 0. ΟΟδΧ以下とする。
2)ミクロ組織
フェライト相の面積率： 30%以上
本発明の高強度溶融亜鈴めつき鋼板は、 延性に富む軟質なフヱライト相中に、 主として硬 質なマルテンサイト相を分散させた複合組織からなる。 そして、 十分な延性を確保するた めには、 面積率で 30%以上のフェライト相が必要である。
マルテンサイト相の面積率： 30%以上 70%以下
所望の TSを達成するためには、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイ ト相を適正分率 で含む必要がある。 780Mpa以上の TSを確保するには、 焼戻しマルテンサイトを含むマル テンサイト相の面積率を 30%以上にする必要がある。 一方で、 マルテンサイト相の分率が 過度に高い場合には延性が低下する。 70%超えの面積率で含む場合には充分な延性を得るこ とができない。 よって、 （全） マルテンサイ トの面積率は 30%以上 70%以下とする。 全マルテンサイト相中の焼戻しマルテンサイト相の割合： 20%以上
焼戻しマルテンサイ ト相は焼戻されていないマルテンサイト相に比較して軟質であり、 フ ェライト相とマルテンサイ ト相の硬度差を低減することで局部変形能を向上して穴拡げ性 や曲げ性を向上させる。 この効果を十分に発現するためには、 焼戻しマルテンサイト相の 全マルテンサイト相に対する割合は面積率で 20%以上とする必要がある。
全マルテンサイト相中の、 粒径が 1 ミク'ロン以下のマルテンサイ ト相の割合： 10%以下 粒径が 以下の微細なマルテンサイトは、局所的な亀裂の発生の起点となり易く、局部 変形能を低下させるため穴拡げ性や曲げ性に対して不利な影響を及ぼす。 よって、 粒径が 1 ミクロン以下のマルテンサイト相の全マルテンサイ ト相に対する割合は面積率で 10%以 下とする必要がある。
フェライト相の平均粒径： 3 /z m以上 （好適条件）
マルテンサイ ト相はフェライ ト粒界に沿って分布するため、 フェライ ト粒径が微細である 場合にはマルテンサイト相の分布が密になり易く、 亀裂の伝播を容易とし、 上記した焼戻 しマルテンサイトの分率を制御しても、 尚、 穴拡げ性や曲げ性に対して不利な影響を及ぼ す場合がある。 よって、 これを抑制するためには、 フェライ ト相の平均粒径は 3 /z m以上と するのが好ましい。
マルテンサイト相の平均粒径： 2 /z m以上 （好適条件）
上記したように全マルテンサイ トに対する粒径が 1 ミクロン以下のマルテンサイト相の割 合や焼戻しマルテンサイトの分率を制御しても、マルテンサイト相の平均粒径が 2 m未満 の微細である場合には、 局所的な亀裂の発生の起点となり易く、 局部変形能を低下させる ため穴拡げ性や曲げ性に対して不利な影響を及ぼす場合がある。 よって、 これを抑制する には、 マルテンサイ ト相の平均粒径は 2 m以上とするのが好ましい。
なお、 本発明における組織としては、 フェライト相とマルテンサイ ト相以外に、 本発明 の効果が揮なわれない範囲で、 残留オーステチイト相、 パーライト相、 べィナイ ト相を合 計の面積率で 20%以下の範囲で含んでもよい。
なお、 本発明におけるフェライト相およびマルテンサイト相の面積率とは、 観察面積に 占める各相の面積割合のことである。 また、 焼戻しマルテンサイト相、 粒径が l / m以下 のマルテンサイト相の面積率とは、 マルテンサイト相の面積に占める焼戻しマルテンサイ ト相、 粒径が l m以下のマルテンサイト相の各々の面積の割合のことである。 そして、 上記各面積率やフェライト相およびマルテンサイト相の平均粒径は、 鋼板の圧延方向に平 行な板厚断面を研磨後、 ナイタールで腐食し、 SEM (走査電子顕微鏡）を用いて、組織の大き さに応じて 1000〜5000倍程度の倍率で 10視野観察し、 市販の画像処理ソフトを用いて求 めることができる。
3)製造条件
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板を、 5で 以上の 平均加熱速度で Acl変態点以上の温度域に加熱し、 （Ac3- Tl X T2) ^以上 Ac3変態点以下 の温度域で 30〜500s均熱し、 S SOt/sの平均冷却速度で 550¾以下の温度域まで冷却し、 次いで、 溶融亜鉛めつきを施し、 30¾/s以下の平均冷却速度で冷却する方法によって製造 できる。 以下、 詳細に説明する。
焼鈍の加熱条件： 5 / s以上の平均加熱速度で Acl変態点以上の温度域に加熱 5¾/ s 以上の平均加熱速度で Acl変態点以上の温度域に加熱することにより、 加熱中の回復、 再 結晶フヱライ ト相の生成を抑制して、 均熱時にフェライト相ゃオーステナイ ト相を均一に 分散できるため、 最終組織において穴拡げ性や曲げ性を向上できる。 焼鈍の均熱条件： (Ac3-Tl X T2) で以上で Ac3変態点以下の温度域で 30〜500s均熱、 た だし、 前記 T 1および T2は下記式 （1 ) および式 （2 ) により表されるものである。 Tl=120 + 22. 5 (%Si) - 40 (%Cr) · · ·式 （ 1 )
Τ2=0· 3 + 0. 075 (%Cr) . . .式 （ 2 )
ただし、 式中、 （％M) は鋼における元素 Mの含有量 （質量％) を示す。
均熱時にオーステナイト分率を高めることにより、 オーステナイト中の C濃度が低減し M s点が上昇して溶融亜鉛めつき処理後の冷却過程での自己焼戻し効果が得ちれる。 また、 焼戻しによりマルテンサイト硬度が低下しても尚充分な強度の達成が可能となり、 充分な 強度と良好な局部延性を得ることができる。 これを実現するためには、 化学組成を適正に 制御した上で、 添加 Si量と Cr量で決定される Tl、 Τ2により表される （Ac3-T1 X T2) 以 上で Ac3変態点以下の温度域を均熱温度とする必要がある。 ここで、 Tl、 Τ2は発明者によ る種々の実験結果より求められた経験式であるが、 T1はフェライトとオーステナイトが共 存する温度範囲を示すものであり、 Τ2は均熱中のオーステナイト分率が、 引続く一連のェ 程中で自己焼戻しを生じるのに充分となる温度範囲の 2相共存温度範囲に対する比率を示 すものである。 均熱温度が （Ac3- T1 X T2) tを下回る場合には、 オーステナイト分率が充 分でなく自己焼戻しが生じず穴拡げ性や曲げ性が向上しないばかりか強度が低下する。 均 熱温度が Ac3変態点を超える場合にはフエライト生成が充分でなく延性が不足する。 また、均熱時間は 30以上 500 s以下とする。 均熱時間が 30sに満たない場合には、加熱中 に生成するフェライトのオーステナイトへの逆変態が充分でなく必要なオーステナイト分 率を得ることができない。均熱時間が 500sを超える場合には効果が飽和するとともに生産 性を阻害する。
焼鈍時の冷却条件；均熱温度から 3〜30で の平均冷却速度で 550で以下の温度域まで 冷却均熱後は、均熱温度から 550^以下の温度域（冷却停止温度） まで、 3〜30 の平均 冷却速度で冷却する必要がある。 平均冷却速度が 3で /s未満だと冷却中にフェライト変態 が進行して未変態オーステナイト中への Cの濃化が進み自己焼戻し効果が得られず穴拡げ 性や曲げ性の低下を招く。平均冷却速度が 30 を超える場合にはフェライト変態抑制の 効果が飽和するとともに一般的な生産設備ではこれを実現することが困難である。
また、 冷却停止温度が 550tを越える場合には、 フェライトやパーライトの生成によるマ ルテンサイト分率の低下が著しく 30%未満となるため、 780Mpa以上の TSが得られない。 焼鈍後は、 通常の条件で溶融亜鉛めつきが施される。
なお、 均熱、 冷却後、 溶融亜鉛めつきを施す前に、 300〜500^の温度域で 20〜150sの熱処 理を施すことが好ましい。
均熱、 冷却後の熱処理； 300〜500 の温度域で 20〜150s
焼鈍後に、 300〜500での温度域で 20〜150sの熱処理を行うことで、 自己焼戻しによるマル テンサイ ト相の軟質化をより効果的に発現させて穴拡げ性や曲げ性の一層の改善を図るこ とができる。 熱処理温度が 300で未満の場合や熱処理時間が 20s未満の場合は、 こうした 効果が小さい。 一方、 熱処理温度が 500 Cを超える場合や、 熱処理時間が 150sを超える場 合は、 マルテンサイ ト相の硬度低下が著しく、 780Mpa以上の TSが得られない。
また、 焼鈍後は、 上記熱処理を行うかどうかにかかわらず、 450〜600での温度域で亜鉛 めっきを合金化処理することができる。 450〜600 の温度域で合金化処理することにより、 めっき中の Fe濃度は 8〜 12%とになり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。 450 未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下ゃ摺動性の低下を招き、 600でを 超えると、 合金化が進行し過ぎてパウダリング性が低下したり、 パーライト相やべイナィ ト相などが多量に生成して高強度化や穴拡げ性の向上が図れない。
上記以外の製造方法の条件は、 特に限定しないが、 以下の条件で行うのが好ましい。 本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に用いられる亜鉛めつき前の鋼板は、 上記成分組成 を有するスラブを熱間圧延し、 所望の板厚まで冷間圧延して製造される。 また、 生産性の 観点から、 上記の焼鈍、 溶融亜鉛めつき前熱処理、 溶融亜鉛めつき、 亜鉛めつきを合金化 処理などの一連の処理は、 連続溶融亜鉛めつきラインで行うのが好ましい。
スラブは、マク口偏析を防止するため、連続錶造法で製造するのが好ましいが、造塊法、 薄スラブ铸造法により製造することもできる。 スラブを熱間圧延する時、 スラブは再加熱 されるが、圧延荷重の増大を防止するため、加熱温度は 1150¾以上にすることが好ましレ、。 また、 スケールロスの増大や燃料原単位の増加を防止するため、 加熱温度の上限は 1300 とすることが好ましい。
熱間圧延は、 粗圧延と仕上圧延により行われるが、 仕上圧延は、 冷間圧延 '焼鈍後の成 形性の低下を防ぐために、 Ar3変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。
また、 結晶粒の粗大化による組織の不均一やスケール欠陥の発生を防止するため、 仕上温 度は 950で以下とすることが好ましい。 熱間圧延後の鋼板は、スケール欠陥の防止や良好な形状性の確保の観点から、 500~650で の卷取温度で卷取ることが好ましい。
卷取り後の鋼板は、 スケールを酸洗などにより除去した後、 ポリゴナルフヱライト相を 効率的に生成させるため、 圧下率 40%以上で冷間圧延されることが好ましい。
溶融亜鉛めつきには、 A1量を 0. 10~0· 20%含む亜鉛めつき浴を用いることが好ましい。 また、めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイビングを行うことができる。 実施例
表 1に示す成分組成の鋼 No. A〜Kを転炉により溶製し、 連続铸造法でスラブとした。 得 られたスラブを、 1200でに加熱後、 850〜920¾の仕上温度で熱間圧延を行い、 600での卷取 温度で卷取った。 次いで、 酸洗後、 表 2に示す板厚に圧下率 50%で冷間圧延し、 連続溶融 亜鉛めつきラインにより、 表 2に示す焼鈍条件で焼鈍後、 一部については 400 で表 2に 示す時間めつき前熱処理を施した後、 0. 13%の A1を含む 475^の亜鈴めつき浴中に 3s浸漬 し、 付着量 45g/m2の亜鉛めつきを形成し、 表 2に示す温度で合金化処理を行い、 溶融亜鉛 めっき鋼板 No. 1〜20を作製した。
なお、 表 2に示すように、 一部の亜鉛めつき鋼板では、 めっき前熱処理や合金化処理を行 わなかった。
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以上により得られた亜鉛めつき鋼板について、 フヱライ ト相、 マルテンサイ ト相、 焼戻しマルテンサイ ト相、 粒径が 1 // m以下のマルテンサイ ト相の各々 の面積率、 およびフェライ ト相、 マルテンサイ ト相の平均粒径を測定した。 なお、 測定方法については、 ミクロ組織は鋼板の圧延方向に平行な板厚断面に ついて、 ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡 （SEM) で 5000倍 に拡大してフェライ ト相、 マルテンサイ ト相、 焼戻しマルテンサイ ト相を同定 した。 これを画像解析ソフ ト （Image-Pro ； Cybernetics社製） により解析し各 相の面積率を求め、 焼戻しマルテンサイ ト相の全マルテンサイ ト相に対する割 合を算出した。 また、 フヱライ ト相、 マルテンサイ ト相の各結晶粒の占有面積 を導出し各々の相毎に平均化し、 その平方根をもって各々の相の平均結晶粒径 とした。 さらに、 粒径が 1 ミクロン以下のマルテンサイ ト相を抽出して面積率 を導出し、 その全マルテンサイ ト相に対する割合を算出した。
また、 圧延方向と直角方向に JIS 5号引張試験片を採取し、 JIS Z 2241に準拠 して、 20mm/minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、 TSおよび全伸び E1 を測定した。 さらに、 100mm X 100讓の試験片を採取し、 JFST 1001 (鉄連規格） に準拠して穴拡げ試験を 3回行って平均の穴拡げ率; L (%)を求め、 穴拡げ性を 評価した。 さらにまた、 圧延方向と直角方向に幅 30mm X長さ 120匪の短冊状の 試験片を採取し、端部を表面粗さ Ryが 1. 6〜6. 3Sとなるように平滑にした後、 押し曲げ法により 180° の曲げ角度で曲げ試験を行い、 亀裂やネッキングの生 じない最小の曲げ半径を限界曲げ半径として求めた。
以上により得られた結果を表 3に示す。
表 3
Figure imgf000017_0001
本発明例の溶融亜鉛めつき鋼板は、 いずれも TSが 780MPa以上であり、 穴拡げ率 λが 40%以上、 限界曲げ半径が 1. 0瞧以下で優れた穴拡げ性と曲げ性を有してお り、 また、 TS X E1 18000MPa · %で強度と延性のバランスも高く、 成形性に優れ た高強度溶融亜鉛めつき鋼板であることがわかる。

Claims

請求の範囲
1. 成分組成は、 質 ¾%で C:0.05〜0.15%、 Si:0.8〜2.5%、 Mn:l.5〜3.0%、 P:0. 001〜0.05%、 S:0.0001〜0.01%、 Al:0.001〜0.1%、 N:0.0005〜0.01%、 Cr:0.1〜1. 0%、 Ti： 0.0005〜0.1%、 B:0.0003〜0.003%を含有し、 残部が鉄および不可避的不 純物からなり、組織は、 面積率で、 30%以上のフェライト相と 30%以上 70%以下の マルテンサイト相を有し、 かつ、 前記マルテンサイト相において、 焼戻しマルテ ンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合が 20%以上であり、 さらに、 粒径 が 1 ミクロン以下のマルテンサイト相の全マルテンサイト相に対する割合が 10% 以下であるミク口組織を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。
2. 前記フェライト相の平均粒径は 3 zm以上であ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. 前記マルテンサイト相の平均粒径は 2/zm以上であることを特徴とする請 求項 1または 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. さらに、 成分組成として、 質量で、 Nb： 0.0005〜0.05%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成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつ き鋼板。
5. さらに、 成分組成として、 質 *%で、 Mo： 0.01— 1.0%, Ni： 0.01〜2.0%、 C u： 0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも 1種の元素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成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
6. さらに、 成分組成として、 質量％で、 Ca： 0.001〜0.005%を含有することを 特徴とする請求項 1〜5のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつ き鋼板。
7 . 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項 1〜6のい ずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
8 . 請求項 1、 4〜 6のいずれかに記載の成分組成を有する銅板を、 5°C/s以上 の平均加熱速度で Acl変態点以上の温度域に加熱し、 （Ac3-Tl X T2) °C以上 Ac3 変態点以下の温度域で 30〜500s均熱し、 3〜30°C/sの平均冷却速度で 550°C以下 の温度域まで冷却し、次いで、溶融亜鉛めつきを施し、 30°C/s以下の平均冷却速 度で冷却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。 なお、 前記 T 1および T2は下記式 （1 ) および式 （2 ) により表される ものである。
Tl=120 + 22. 5 (%Si) - 40 (%Cr) · …式 （1 )
T2=0. 3 + 0. 075 (%Cr) · · '式 （ 2 )
ただし、 式中、 （％M) は鋼における元素 Mの含有量 （質量％) を示す。
9 . 均熱、 冷却後、 溶融亜鉛めつきを施す前に、 300〜500°Cの温度域で 20〜1 50sの熱処理を施すことを特徴とする請求項 8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。
.1 0 . 溶融亜鉛めつきを施した後、冷却前に 450〜600°Cの温度域で亜鉛めつき の合金化処理を施すことを特徵とする請求項 8または 9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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