WO2009099079A1 - 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 - Google Patents

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Tatsuya Nakagaito
Saiji Matsuoka
Yoshitsugu Suzuki
Yuki Toji
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Definitions

  • the present invention is a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability used in industrial fields such as automobiles and electricity.
  • the tensile strength TS is 1200 MPa or more and the stretch E1 is 13 ° /.
  • the above description relates to a method of manufacturing high strength hot-dip galvanized steel sheets with a hole expansion ratio of 50% or more, which is an index of elongation flangeability.
  • Patent Document 2 states that, in mass%, C: 0.01 to 0.20 ° Si: l. 5% or less, Mn: 0.01 to 3 ° /. , P: 0.0010 to 0.1 ° S: 0. 0010 to 0.05%, ⁇ 1: 0.005 to 4%, Mo: 0.01 to 5.0%, Nb: 0.
  • Patent Document 1 JP-A-11-279691
  • Patent Document 2 JP 2003-193190 A Disclosure of the Invention
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a TS of 1200 MPa or more, E1 of 13% or more, and a hole expansion ratio of 50% or more, and a method for producing the same.
  • the present inventors have conducted extensive studies on a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a TS of 1200 MPa or more, an E1 of 13% or more, and a hole expansion ratio of 50% or more, and found the following.
  • the area ratio determined from the structure observation was 0-10% of ferrite, 0-10% martensite, 60-95% tempered martensite, and X-ray rotation method. It is effective to make a miku mouth structure containing 5 to 20% retained austenite at the calculated ratio.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and in mass 3 ⁇ 4, C: 0.05 to 0.5%, Si: 0.0 1 to 2.5%, ⁇ : 0 ⁇ 5 to 3.5%, ⁇ : 0 ⁇ 003 to 0.100 %, S: 0.02% or less, ⁇ 1: 0 ⁇ 010 to 0.5%, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the area ratio obtained from the structure observation is 0 to 10 ° / .
  • ferrite 0 to 10% martensite, 60 to 95% tempered martensite, and 5 to 20 ° / at a rate determined by X-ray diffraction method.
  • a high strength hot-dip galvanized steel sheet having a miku mouth structure containing the remaining austenite.
  • the high strength hot dip galvanized steel sheet of the present invention further includes mass. /. And Cr: 0.005-2.00 ° /. , Mo:. 0 005 ⁇ 2.00 0/ 0, V: 0.005 ⁇ 2.00 0/0, Ni: 0.005 ⁇ 2 ⁇ 00%, Cu: 0.005 ⁇ 2.00% from the least to be selected.
  • one element is contained. Furthermore, by mass%, at least one element selected from Ti: 0.01 to 0.20%, Nb: 0.01 to 0 ⁇ 20%, ⁇ : 0 ⁇ 0002 to 0.005%, Ca: 0.001 to 0 ⁇ 0 05% , REM: 0.001 to 0.005 ° /. More preferably, it contains at least one element selected from the group consisting of:
  • the zinc galvanizing can be an alloyed zinc galvanizing.
  • High-strength hot-dip zinc plated steel sheet of the present invention for example, a slab having the above component composition, hot rolling, subjected to cold rolling and cold-rolled steel sheet, the cold-rolled steel sheet, (Ac 3 transformation point - the temperature range of 50 ° C) ⁇ Ac 3-varying state point was heated at an average heating rate of less than 2 ° C / s, after soaking and holding 10s more than Ac 3 transformation point or more temperature range, 20 ° C / Cooling to a temperature range of (Ms point-100 ° C) to (Ms point-200 ° C) with an average cooling rate of s or more, and maintaining the temperature range of 300 to 600 ° C for l to 600s and reheating It can be manufactured by a method in which hot dip galvanizing is performed after annealing.
  • the zinc plating can be alloyed after the molten zinc plating.
  • the present invention it has become possible to produce a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability with TS of 1200 MPa or more, E1 of 13% or more, and a hole expansion ratio of 50% or more.
  • TS 1200 MPa or more
  • E1 13% or more
  • hole expansion ratio 50% or more.
  • C is an element necessary to raise TS by generating a second phase such as martensite and tempered martensite. If the C content is less than 0.05%, the area ratio of tempered martensite is 60% or less.
  • the amount of C is from 0 ⁇ 05 to 0.5%, preferably from 0.1 to 0.3 ° /.
  • Si is an effective element for solid solution strengthening to improve TS-E1 balance and to generate retained austenite.
  • the Si content must be 0.01% or more.
  • the Si content is 0.01 to 2.5 ° /. , Preferably 0.7 to 2.0 ° /.
  • ⁇ is an element that is effective for strengthening steel and promotes the formation of second phase such as martensite.
  • the amount of ⁇ ⁇ needs to be 0.5% or more.
  • the amount of ⁇ is set to 0.5 to 3.5%, preferably 1.5 to 3.0%.
  • ⁇ is an element effective for strengthening steel. To achieve such advantages, it is necessary to in the ⁇ amount 0.00 to 3% or more. On the other hand, if the amount of iron exceeds 0.100%, grain boundary segregation causes the steel to become brittle and deteriorates the impact resistance. Therefore, the dredging amount should be 0.003 to 0.100%.
  • S 0.02 ° /. Less than Since S exists as an inclusion such as MnS and deteriorates the impact resistance and weldability, the amount is preferably reduced as much as possible. However, the amount of sulfur should be 0.02% or less from the viewpoint of manufacturing cost.
  • A1 is an element effective in generating ferrite and improving TS-E1 balance. In order to obtain these effects, the A1 amount needs to be 0.010% or more. On the other hand, if the amount of A1 exceeds 0.5%, the risk of slab cracking during continuous forging increases. Therefore, the amount of A1 is 0.010 to 0.5%.
  • the balance is Fe and inevitable impurities, but Cr: 0.005 to 2.00%,: 0 ⁇ : 0 ⁇ 00 5 to 2.00 ° V: 0.005 to 2.00 for the following reasons. /. , Ni: 0.005-2.00%, Cu: 0.005-2.00 ° Ti: 0.01-0-20%, Nb: 0.01-0-20%, ⁇ : 0.0002-0.005%, Ca: 0.001-0.005%, REM: 0.001 ⁇ 0.005 ° /. It is preferable that at least one kind of is contained.
  • Cr, ⁇ , V, Ni, Cu are effective elements for the formation of second phase such as martensite.
  • the content of at least one element selected from Cr, Mo, V, Ni and Cu is 0.005 ° /. It is necessary to.
  • each content of Cr, Mo, V, Ni, Cu is 2.00 ° /. Exceeding this will saturate the effect and increase costs. Therefore, the Cr, Mo, V, Ni, and Cu contents are 0.005 to 2.00 ° // respectively.
  • Ti and Nb are elements that form carbonitrides and are effective in increasing the strength of steel by precipitation strength.
  • the content of at least one element selected from Ti and N3 ⁇ 4 needs to be 0.01% or more.
  • the content of Ti and N exceeds 0.20%, the effect of increasing the strength is saturated and E1 decreases. Therefore, the Ti and Nb contents should be 0.01 to 0.20%, respectively.
  • B is an effective element for the formation of the second phase by suppressing the formation of ferrite from the austenite grain boundaries.
  • the B content must be 0.0002% or more.
  • B amount If it exceeds 0.005%, the effect will be saturated and the cost will increase. Therefore, the amount of B is set to 0.0 002 to 0.005%.
  • Ca and REM are both effective elements for improving processability by controlling the morphology of sulfides.
  • the content of at least one element selected from Ca and REM needs to be 0.001% or more.
  • the contents of Ca and REM are each 0.001 to 0.005 ° /.
  • Hue-light area ratio 0 ⁇ 0 ° / 0
  • the area ratio of ferrite is 10 ° /. Exceeding this makes it difficult to achieve a TS of 1200 MPa or more and a hole expansion ratio of 50% or more. Therefore, the area ratio of ferrite is 0-10%.
  • the area ratio of martensite exceeds 10%, the decrease in the hole expansion ratio becomes remarkable. Therefore, the area ratio of martensite is 0-10 ° /.
  • Tempered martensite area ratio 60-95%
  • the area ratio of tempered martensite is less than 60%, it is difficult to achieve both TS of 1200MPa or more and a hole expansion ratio of 50% or more. On the other hand, when the area ratio exceeds 95%, the decrease in E1 becomes significant. Therefore, the area ratio of tempered martensite is 60-95%.
  • Residual austenite is effective in improving E1.
  • the ratio of retained austenite needs to be 5% or more.
  • the proportion of retained austenite is 5-20%.
  • pearlite and bainite may be included as phases other than ferrite, martensite, tempered martensite, and retained austenite, but the object of the present invention can be achieved as long as the above microstructure condition is satisfied.
  • the area ratio of ferrite, martensite, and tempered martensite is the ratio of the area of each phase to the observation area.
  • the area ratio of ferrite, martensite, and tempered martensite is the thickness cross section of the steel sheet. After being polished, it was corroded with 3% nital, and the position of the plate thickness 1/4 was observed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 1500 times and obtained using commercially available surface image processing software.
  • SEM scanning electron microscope
  • the ratio of residual austenite was determined by using Mo ⁇ ⁇ -rays with an X-ray diffractometer on the surface that was further polished to 0.1 mm by chemical polishing after the steel plate was polished to a thickness of 1/4. fee Integral strength of iron (200), (220), (311) plane and bcc iron (200), (211), ( 220 ) plane was measured, and the ratio of retained austenite was calculated from these. .
  • High-strength hot-dip zinc plated steel sheet of the present invention for example, a slab having the above component composition, hot rolling, subjected to cold rolling and cold-rolled steel sheet, the cold-rolled steel sheet, (Ac 3 transformation point - the temperature range of 50 ° C) ⁇ Ac 3-varying state point was heated at an average heating rate of less than 2 ° C / s, after soaking and holding 10s more than Ac 3 transformation point or more temperature range, 20 ° C / Cooling to a temperature range of (Ms point-100 ° C) to (Ms point-2003 ⁇ 4) at an average cooling rate of s or more, annealing at a temperature range of 300 to 600 ° C and holding for 1 to 600s and reheating Can be produced by a method of applying hot-dip zinc plating.
  • Heating conditions during annealing (Ac 3 transformation point - 50 ° C) ⁇ Ac 3 heating temperature range of the transformation point below the average heating rate of 2 ° C / s
  • Soaking conditions during annealing Soaking so as to maintain 10s or more in the temperature range above the Ac 3 transformation point
  • the soaking temperature is less than the Ac 3 transformation point or the holding time is less than 10 s, austenite is not sufficiently generated, and the microstructure of the present invention cannot be obtained. Therefore, it is necessary to maintain the temperature for 10 s or more in the temperature range above the Ac 3 transformation point.
  • the upper limit of the soaking temperature and the upper limit of the holding time are not specified, but it is effective even if soaking is performed at a temperature range of 950 ° C or higher or a holding time of 600s or longer. Since it becomes saturated and leads to cost, it is preferable that the soaking temperature is less than 950 ° C and the holding time is less than 600 s.
  • Cooling conditions during annealing Cool the temperature range from the soaking temperature (Ms point-100 ° C) to (Ms point-200 ° C) at an average cooling rate of 20 ° C / s or higher.
  • the average cooling rate in the temperature range from the soaking temperature (Ms point-100 ° C) to (Ms point-200 ° C) is less than 20 ° C / s, a large amount of ferrite is generated during cooling, and the present invention The microstructure cannot be obtained. Therefore, it is necessary to cool at an average cooling rate of 20 ° C / s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not specified in particular, but the shape of the steel plate deteriorates, and it becomes difficult to control the temperature at which the cooling reaches, that is, (Ms point-100 ° C) to (Ms point-200 ° C). 200 ° C / s or less is preferable.
  • the ultimate cooling temperature is one of the most important conditions for obtaining the microstructure of the present invention. Cooling When cooled to the ultimate temperature, part of austenite transforms into martensite, and during subsequent reheating and squeezing treatment, martensite becomes tempered martensite and untransformed austenite remains in austenite or martensite. Become an Init. At this time, if the temperature reached by cooling exceeds (Ms point-100 ° C), the martensitic transformation becomes insufficient, and if it is less than (Ms point-200.C), the untransformed austenite is remarkably reduced. The Mikuguchi organization is not obtained. Therefore, the ultimate cooling temperature must be in the temperature range of (Ms point-100 ° C) to (Ms point _200 ° C).
  • the Ms point is the temperature at which the martensitic transformation of austenite begins, and can be obtained from the change in the coefficient of linear expansion of the steel during cooling.
  • Reheating conditions during annealing Reheating with holding for l ⁇ 600s in the temperature range of 300 ⁇ 600 ° C
  • the martensite produced during cooling is tempered to become tempered martensite, and C to untransformed austenite Concentration progresses and stabilizes as retained austenite, or part of it transforms into martensite. If the reheating temperature is less than 300 ° C, tempering of martensite and stabilization as retained austenite are insufficient, and if it exceeds 600 ° C, untransformed austenite tends to undergo pearlite transformation. Yarn and weave cannot be obtained. Therefore, the reheating temperature is in the temperature range of 300 to 600 ° C.
  • the holding time is 1 to 600 s.
  • the conditions for other production methods are not particularly limited, but the following conditions are preferable.
  • the slab is preferably produced by a continuous forging method in order to prevent macro segregation, but can also be produced by an ingot-making method or a thin slab forging method.
  • the slab In order to hot-roll the slab, the slab may be cooled to room temperature and then reheated for hot rolling, or the slab may be charged into a heating furnace without being cooled to room temperature. Hot rolling can also be performed. Alternatively, an energy saving process in which hot rolling is performed immediately after performing a slight heat retention can be applied.
  • it is preferable to heat to 1100 ° C or higher in order to dissolve carbides and prevent an increase in rolling load. In order to prevent the increase of scale loss, the heating temperature of the slabs 1 3 00. It is good to make it below C.
  • the rough bar after rough rolling can be heated from the viewpoint of preventing troubles during rolling even if the heating temperature of the slab is lowered.
  • a so-called continuous rolling process in which rough bars are joined together and finish rolling is continuously performed can be applied.
  • Finish rolling is preferably performed at a finishing temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point because it may increase the anisotropy and lower the workability after cold rolling / annealing.
  • the steel sheet after hot rolling is preferably milled at a milling temperature of 450 to 700 ° C. from the viewpoint of temperature control and prevention of decarburization.
  • the steel plate after the shave is preferably cold-rolled at a reduction rate of 40% or more, annealed under the above conditions, and hot-dip galvanized.
  • the hot-rolled sheet annealing can be applied to the steel sheet after cutting.
  • Hot-dip zinc plating contains 0.12 to 0.22% of A1 if zinc alloy is not alloyed, or A1 content of 0.08 to 0.18 when alloying zinc alloy. Including 440-500 ° C hot water bath After dipping the steel plate, adjust the adhesion amount by gas wiping. In the case of alloying zinc plating, the alloying treatment is then performed by holding at 450 to 600 ° C for 1 to 30 seconds.
  • the steel sheet after hot dip galvanizing, or the steel sheet after galvanizing alloying treatment can be subjected to temper rolling for the purposes of shape correction and surface roughness adjustment.
  • Various paint treatments such as resin and oil coating can also be applied. Example
  • a deposit with an adhesion amount of 35 to 45 g / m 2 was formed, alloyed at 520 ° C., and cooled at a cooling rate of 10 ° C./second to produce plated steel sheets 1 to 30. As shown in Tables 2 and 3, some plated steel sheets were not alloyed. And about the obtained plated steel plate, the area ratio of ferrite, martensite, and tempered martensite and the ratio of retained austenite were measured by the above method. In addition, a JIS No. 5 tensile test piece was taken in a direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241. In addition, specimens of 150 mm x 150 mm were collected and subjected to a hole expansion test three times in accordance with JFST 1001 (iron standard) to determine the average hole expansion rate (%), and the stretch flangeability was evaluated.
  • JFST 1001 iron standard

Abstract

TSが1200MPa以上、Elが13%以上で、かつ穴拡げ率が50%以上の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を提供する。質量%で、C:0.05～0.5%、Si:0.01～2.5%、Mn:0.5～3.5%、P:0.003～0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010～0.5％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、組織観察より求めた面積率で0～10%のフェライト、0～10%のマルテンサイト、60～95%の焼戻しマルテンサイトと、X線回折法により求めた割合で5～20%の残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

明細書 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板おょぴその製造方法 技術分野
本発明は、 自動車、 電気などの産業分野で使用される加工性に優れた高強度溶融亜鉛 めっき鋼板、 特に、 引張強度 TSが 1200MPa以上、 伸ぴ E1が 13°/。以上で、 かつ伸びフラン ジ性の指標である穴拡げ率が 50%以上の高強度溶融亜鉛めつき鋼板おょぴその製造方法に 関する。 背景技術
近年、 地球環境の保全の見地から、 自動車の燃費向上が重要な課題にな？ている。 こ のため、 車体材料である鋼板を高強度化して薄肉化し、 車体そのものを軽量ィ匕しょうと いう動きが活発になってきている。 しかしながら、 一般的には、 鋼板の高強度化は鋼板 の延性の低下、 すなわち加工性の低下を招くことから、 高強度と高加工性を併せ持ち、 さらに耐食性にも優れる溶融亜鉛めつき鋼板が望まれている。
このような要望に対して、 これまで、 フェライトとマルテンサイトからなる DP (Dual P hase)鋼や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した TRIP (Transformation Induced Plasticity)鋼などの複合組織型の高強度溶融亜鉛めつき鋼板が開発されている。 例えば、 特許文献 1 には、 質量％で、 C : 0. 05〜0. 15%、 Si : 0. 3〜1. 5°/。、 Mn : 1. 5〜2. 8%、 P : 0. 03%以下、 S : 0. 02%以下、 Al : 0. 005〜0. 5%、 N: 0. 0060%以下、 残部が Feおよび不可避的不純物から なり、 さらに (Mn°/。) I (C%)≥ 15かつ（Si%) I (C%)≥4を満たし、 フェライト中に体積率で 3〜 20%のマルテンサイトと残留オーステナイトを含む加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛め つき鋼板が提案されている。 しかし、 こうした DP鋼や TRIP鋼は軟質なフェライトを含 むため、 TSが 980MPa以上の高強度化を達成するには多量の合金元素が必要となったり、 髙強度化した際にフェライトと第 2相の硬度差が大きくなり穴拡げ加工などで必要な伸 ぴフランジ性に劣るという問題がある。 そこで、 伸ぴフランジ性に優れた髙強度鋼板として、 特許文献 2には、 質量％で、 C: 0. 01〜0. 20°ん Si : l. 5%以下、 Mn: 0. 01〜3°/。、 P: 0. 0010〜0. 1°ん S : 0. 0010〜0. 05%、 Α1 : 0· 005 〜4%を含有し、 さらに、 Mo: 0. 01~5. 0%、 Nb: 0. 001~1. 0%の 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 組織がべィナイトまたはべィニティックフェラ ィトを面積率で 70%以上含有する、 穴拡げ性に優れた髙強度溶融亜鉛めつき鋼板が提案さ れてい
る。
特許文献 1 ： 特開平 11- 279691号公報
特許文献 2 ： 特開 2003-193190号公報 発明の開示
しかしながら、 特許文献 2に記載された高延性高強度冷延鋼板では、 十分な伸ぴ特†生 が得られない。
このように、 十分な伸ぴ特性と優れた伸ぴフランジ性を有する加工性に優れた高強度 溶融亜鉛めっき鋼板が得られていないのが実情である。
本発明は、 TSが 1200MPa以上、 E1が 13%以上で、 かつ穴拡げ率が 50%以上の加工性に 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、 TSが 1200MPa以上、 E1が 13%以上、 穴拡げ率が 50%以上となる高強度 溶融亜鉛めつき鋼板について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、 組織観察より求めた面積率で 0〜10%のフヱライト、 0 〜10%のマルテンサイト、 60~95%の焼戻しマルテンサイトと、 X線回^法により求めた割 合で 5〜20%の残留オーステナイトを含むミク口組織にすることが効果的である。
ii) こうしたミ'クロ組織は、 焼鈍時に、 （Ac3変態点- 50°C)〜Ac3変態点の温度域を 2°C/ s以下の平均加熱速度で加熱し、 Ac3変態点以上の温度域で 10s以上保持した後、 20°C/s 以上の平均冷却速度で (Ms点- 100°C) ~ (Ms点- 200°C)の温度域に冷却し、 300~600°Cの温 度域に再加熱して l〜600s保持することによって得られる。 本発明は、 このような知見に基づきなされたもので、 質量 ¾で、 C:0.05〜0.5%、 Si :0.0 1〜2.5%、 Μη:0· 5〜3.5%、 Ρ:0· 003〜0.100%、 S:0.02%以下、 Α1:0· 010〜0.5%を含み、 残 部が Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、 かつ、 組織観察より求めた面積 率で 0〜10°/。のフェライト、 0〜10%のマルテンサイト、 60〜95%の焼戻しマルテンサイトと、 X線回折法により求めた割合で 5〜20°/。の残留オーステナイトを含むミク口組織を有する 加工性に優れた髙強度溶融亜鉛めつき鋼板を提供する。
本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板には、 さらに、 質量。/。で、 Cr:0.005〜2.00°/。、 Mo:0. 005〜2.000/0、 V:0.005〜2.000/0、 Ni:0.005〜2· 00%、 Cu:0.005〜2.00%から選ばれる少なく と .
も 1種の元素が含有されることが好ましい。 さらにまた、 質量％で、 Ti:0.01〜0.20%、 N b:0.01〜0· 20%から選ばれる少なくとも 1種の元素や Β:0· 0002〜0.005%や Ca:0.001〜0· 0 05%、 REM:0.001〜0.005°/。から選ばれる少なくとも 1種の元素が含有されることがより好 ましい。
本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板では、 亜鉛めつきを合金化亜鉛めつきとすること もできる。
本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、 例えば、 上記の成分組成を有するスラブを、 熱間圧延、 冷間圧延を施して冷延鋼板とし、 前記冷延鋼板に、 （Ac3変態点- 50°C)〜Ac3変 態点の温度域を 2°C/s以下の平均加熱速度で加熱し、 Ac3変態点以上の温度域で 10s以上 保持して均熱後、 20°C/s以上の平均冷却速度で (Ms点- 100°C)〜 (Ms点- 200°C)の温度域に 冷却し、 300〜600°Cの温度域に l〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、 溶 融亜鉛めつきを施す方法によつて製造できる。
本発明の製造方法では、 溶融亜鉛めつきした後に、 亜鉛めつきを合金化処理すること もできる。
本発明により、 TSが 1200MPa以上、 E1が 13%以上で、 かつ穴拡げ率が 50%以上の加工 性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板を製造できるようになった。 本発明の高強度溶融 亜鉛めつき鋼板を自動車車体に適用することにより、 自動車の軽量化を促進でき、 耐食 性の向上も図ることができる。 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。 なお、 成分元素の含有量を表す 「°/。」 は、 特に断ら ない限り 「質量。/。」 を意味する。
1)成分組成
C: 0. 05〜0. 5%
Cは、 マルテンサイトゃ焼戻しマルテンサイトなどの第 2相を生成させて TSを上昇さ せるために必要な元素である。 C量が 0. 05%未満では、 焼戻しマルテンサイトを面積率で 60%以
上確保することが難しい。 一方、 C量が 0. 5%を超えると、 E1やスポット溶接性が劣化す る。 したがって、 C量は 0· 05〜0. 5%、 好ましくは 0. 1〜0. 3°/。とする。
Si : 0. 01〜2. 5%
Siは、 鋼を固溶強化して TS-E1パランスを向上させたり、 残留オーステナイトを生成 させるのに有効な元素である。 こうした効果を得るには、 Si量を 0. 01%以上にする必要 がある。 一方、 Si量が 2. 5%を超えると、 E1の低下や表面性状、 溶接性の劣化を招く。 し たがって、 Si量は 0. 01〜2. 5°/。、 好ましくは 0. 7〜2. 0°/。とする。
Μη: θ. 5〜3. 5%
Μηは、 鋼の強化に有効であり、 マルテンサイトなどの第 2相の生成を促進する元素で ある。 こうした効果を得るには、 Μη量を 0. 5%以上にする必要がある。 一方、 Μη量が 3. 5%を超えると、 E1の劣化が著しくなり、 加工性が低下する。 したがって、 Μη量は 0. 5〜3. 5%、 好ましくは 1. 5—3. 0%とする。
Ρ: 0· 003〜0. 100%
Ρは、 鋼の強化に有効な元素である。 こうした効果を得るには、 Ρ量を 0. 003%以上にす る必要がある。 一方、 Ρ量が 0. 100%を超えると、 粒界偏析により鋼を脆ィヒさせ、 耐衝撃 性を劣化させる。 したがって、 Ρ量は 0. 003〜0. 100%とする。
S : 0. 02°/。以下 Sは、 MnSなどの介在物として存在して、 耐衝擊性や溶接性を劣化させるため、 その量 は極力低減することが好ましい。 し力 し、 製造コストの面から S量は 0.02%以下とする。
A1:0.010〜0.5%
A1は、 フェライトを生成させ、 TS-E1パランスを向上させるのに有効な元素である。 こうした効果を得るには、 A1量を 0.010%以上にする必要がある。 一方、 A1量が 0.5%を 超えると、 連続錄造時のスラブ割れの危険性が高まる。 したがって、 A1量は 0.010〜0. 5%とする。
残部は Feおよび不可避的不純物であるが、 以下の理由で、 Cr:0,005~2.00%、 Μο:0·00 5〜2.00°ん V:0.005〜2.00。/。、 Ni:0.005〜2.00%、 Cu:0.005〜2.00°ん Ti:0.01〜0· 20%、 Nb: 0.01〜0·20%、 Β:0.0002〜0.005%、 Ca:0.001〜0.005%、 REM:0.001〜0.005°/。が少なくとも 1 種含有されることが好ましい。
Cr、 Mo、 V、 Ni、 Cu:それぞれ 0· 005〜2· 00%
Cr、 Μο、 V、 Ni、 Cuは、 マルテンサイトなどの第 2相の生成に有効な元素である。 こう した効果を得るには、 Cr、 Mo、 V、 Ni、 Cuから選ばれる少なくとも 1種の元素の含有量を 0.005°/。にする必要がある。 一方、 Cr、 Mo、 V、 Ni、 Cuのそれぞれの含有量が 2.00°/。を超え ると、 その効果が飽和し、 コストアップを招く。 したがって、 Cr、 Mo、 V、 Ni、 Cuの含有 量はそれぞれ 0· 005〜2.00°/。とする。
Ti、 Nb:それぞれ 0· 01 0.20%
Ti、 Nbは、 炭窒化物を形成し、 鋼を析出強ィヒにより高強度化するのに有効な元素であ る。 こうした効果を得るには、 Ti、 N¾から選ばれる少なくとも 1種の元素の含有量を 0· 01%以上にする必要がある。 一方、 Ti、 N のそれぞれの含有量が 0.20%を超えると、 高強 度化の効果は飽和し、 E1が低下する。 したがって、 Ti、 Nbの含有量はそれぞれ 0.01〜0. 20%とする。
B:0.0002〜0.005%
Bは、 オーステナイト粒界からのフヱライトの生成を抑制して第 2相の生成に有効な元 素である。 こうした効果を得るには、 B量を 0.0002%以上にする必要がある。 一方、 B量 が 0. 005%を超えると、 その効果が飽和し、 コストアップを招く。 したがって、 B量は 0. 0 002〜0. 005%とする。
Ca、 REM:それぞれ 0· 001〜0. 005%
Ca、 REMは、 いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善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、 Ca、 REMから選ばれる少なくとも 1種の元素の含有量を 0. 001%以上にする必要がある。 一方、 Ca、 REMのそれぞれの含有量が 0. 005%を超えると、 鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。 したがって、 Ca、 REMの含有量はそれぞれ 0. 001〜0. 005°/。とする。
2)ミクロ組織
フエ-ライトの面積率： 0〜10°/0
フェライトの面積率が 10°/。を超えると、 TSが 1200MPa以上と穴拡げ率が 50%以上の両立 が困難になる。 したがって、 フェライトの面積率は 0~10%とする。
マノレテンサイトの面積率： 0〜10°/0
マルテンサイトの面積率が 10%を超えると、 穴拡げ率の低下が顕著になる。 したがって、 マルテンサイトの面積率は 0〜10°/。とする。
焼戻しマルテンサイトの面積率： 60〜95%
焼戻しマルテンサイトの面積率が 60%未満だと、 TSが 1200MPa以上と穴拡げ率が 50%以 上の両立が困難になる。 一方、 その面積率が 95%を超えると、 E1の低下が顕著になる。 したがって、 焼戻しマルテンサイトの面積率は 60〜95%とする。
残留オーステナイトの割合: 5〜20%
残留オーステナイトは、 E1の向上に有効である。 このような効果を得るには、 残留ォ ーステナイトの割合を 5%以上にする必要がある。 しかしながら、 その割合が 20%を超え ると、 穴拡げ率の低下が顕著になる。 したがって、 残留オーステナイトの割合は 5〜20% とする。
なお、 フェライト、 マルテンサイト、 焼戻しマルテンサイト、 残留オーステナイト以 外の相として、 パーライトやべイナイトを含む場合もあるが、 上記のミクロ組織の条件 を満たしていれば、 本発明の目的は達成される。 ここで、 フェライト、 マルテンサイト、 焼戻しマルテンサイトの面積率とは、 観察面 積に占める各相の面積の割合のことで、 フェライト、 マルテンサイト、 焼戻しマルテン サイトの面積率は、 鋼板の板厚断面を研磨後、 3%ナイタールで腐食し、 板厚 1/4の位置 を SEM (走査電子顕微鏡）で 1500倍の倍率で観察し、 市販の面像処理ソフトを用いて求め た。 また、 残留オーステナイ トの割合は、 鋼板を板厚 1/4の位置まで研磨した後、 化学 研磨によりさらに 0. 1腿研磨した面について、 X線回折装置で Moの Κ α線を用いて、 fee 鉄の（200)、 （220)、 （311)面と bcc鉄の（200)、 （211)、 （220)面の積分強度を測定し、 こ れらから残留オーステナイトの割合を求めた。
3)製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、 例えば、 上記の成分組成を有するスラブを、 熱間圧延、 冷間圧延を施して冷延鋼板とし、 前記冷延鋼板に、 （Ac3変態点- 50°C)〜Ac3変 態点の温度域を 2°C/s以下の平均加熱速度で加熱し、 Ac3変態点以上の温度域で 10s以上 保持して均熱後、 20°C/s以上の平均冷却速度で (Ms点- 100°C)〜 (Ms点- 200¾)の温度域に 冷却し、 300~600°Cの温度域に l〜600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、 溶 融亜鉛めつきを施す方法によつて製造できる。
焼鈍時の加熱条件：（Ac3変態点- 50°C)〜Ac3変態点の温度域を平均加熱速度 2°C/s以下で 加熱
(Ac3変態点 - 50°C)〜Ac3変態点の温度域の平均加熱速度が 2°C/sを超えると、 均熱時に オーステナイト粒径が著しく微細になるため、 冷却中にフェライトの生成が促進され、 本発明のミクロ組織が得られない。 したがって、 （Ac3変態点- 50°C)〜Ac3変態点の温度域 を平均加熱速度 2°C/s以下で加熱する必要がある。
焼鈍時の均熱条件: Ac3変態点以上の温度域で 10s以上保持の均熱
均熱温度が Ac3変態点未満、 あるいは保持時間が 10s未満では、 オーステナイ トの生成 が不十分となり、 本発明のミクロ組織が得られない。 したがって、 Ac3変態点以上の温度 域で 10s以上保持して均熱する必要がある。 なお、 均熱温度の上限や保持時間の上限は、 特に規定しないが、 950°C以上の温度域あるいは 600s以上の保持時間で均熱しても効果 が飽和し、 コストアツプにつながるので、 均熱温度は 950°C未満、 保持時間は 600s未満 とすることが好ましい。
焼鈍時の冷却条件:均熱温度から（Ms点 - 100°C) ~ (Ms点 - 200°C)の温度域を平均冷却速 度 20°C/s以上で冷却
均熱温度から（Ms点- 100°C)〜 (Ms点- 200°C)の温度域の平均冷却速度が 20°C/s未満で は、 冷却中に多量のフェライトが生成し、 本発明のミクロ組織が得られない。 したがつ て、 平均冷却速度 20°C/s以上で冷却する必要がある。 平均冷却速度の上限は、 特に規定 しないが、 鋼板形状が悪化したり.、 冷却到達温度すなわち（Ms点- 100°C)〜 (Ms点- 200°C) の温度の制御が困難になるため、 200°C/s以下とすることが好ましい。
冷却到達温度は、 本発明のミクロ組織を得る上で最も重要な条件の一つである。 冷却 到達温度まで冷却すると、 オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、 その後の 再加熱時やめつき処理時に、 マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトに、 未変態のォー ステナイトは残留オーステナイトあるいはマルテンサイトやべイナィトになる。 このと き、 冷却到達温度が (Ms点 - 100°C)を超えると、 マルテンサイト変態が不十分となり、 （Ms 点- 200。C)未満では、 未変態のオーステナイトが著しく減少し、 本発明のミク口組織が得 られない。 したがって、 冷却到達温度は (Ms点- 100°C)〜(Ms点 _200°C)の温度域にする必 要がある。
ここで、 Ms点とは、 オーステナイトのマルテンサイト変態が開始する温度のことであ り、 冷却時の鋼の線膨張係数の変化から求めることができる。
焼鈍時の再加熱条件： 300〜600°Cの温度域で l~600s保持の再加熱
冷却到達温度まで冷却後、 300〜600°Cの温度域で Is以上保持して再加熱すると、 冷却 時に生成したマルテンサイトが焼戻され、 焼戻しマルテンサイトになり、 また、 未変態 オーステナイトへの C濃化が進行し、 残留オーステナイトとして安定化したり、 一部が マルテンサイトへ変態する。 再加熱温度が 300°C未満では、 マルテンサイトの焼戻しや残 留オーステナイトとしての安定化が不十分になり、 600°Cを超えると、 未変態オーステナ イトがパーライト変態しやすくなり、 本発明のミクロ糸且織が得られない。 したがって、 再加熱温度は 300~600°Cの温度域とする。 また、 保持時間が Is未満では、 マルテンサイ トの焼戻しが不十分になり、 また、 600s を超えると、 未変態オーステナイトがベイナイト変態しやすくなり、 本発明のミクロ組 織が得られない。 したがって、 保持時間は l〜600sとする。
その他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。
スラブは、 マクロ偏析を防止するため、 連続鎵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には、 スラブ をいつたん室温まで冷却し、 その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、 スラブを室 温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。 あるいはわずかの保 熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。 スラブを加熱 する場合は、 炭化物を溶解させたり、 圧延荷重の増大を防止するため、 1100°C以上に加 熱することが好ましい。 また、 スケールロスの増大を防止するため、 スラブの加熱温度 は 1300。C以下とすることが ^ましい。
スラブを熱間圧延する時は、 スラブの加熱温度を低くしても圧延時のトラブルを防止 する観点から、 粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。 また、 粗バー同士を接合し、 仕上圧延を連続的に行う、 いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。 仕上圧延は、 異方 性を増大させ、 冷間圧延 ·焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、 Ar3変態点以上 の仕上温度で行うことが好ましい。 また、 圧延荷重の低減や形状 ·材質の均一化のため に、 仕上圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が 0. 10〜0. 25となる潤滑圧延を行 うことが好ましい。
熱間圧延後の鋼板は、 温度制御や脱炭防止の観点から、 450〜700°C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、 好ましくは圧下率 40%以上 で冷間圧延され、 上記の条件で焼鈍され、 溶融亜鉛めつきが施される。 また、 冷間圧延 時の圧延負荷を低減するために、 卷取り後の鋼板に熱延板焼鈍を施すこともできる。
溶融亜鉛めつきは、 亜鉛めつきを合金化しない場合は A1量を 0. 12〜0. 22%含む、 ある いは亜鉛めつきを合金化する場合は A1量を 0. 08〜0. 18%含む 440〜500°Cのめつき浴中に 鋼板を浸漬後、 ガスワイビングなどによりめつき付着量を調整して行う。 亜鉛めつきを 合金化する場合は、 その後、 さらに 450〜600°Cで l〜30s保持して合金化処理を施す。 溶融亜鉛めつきを施した後の鋼板、 あるいはさらに亜鉛めつきの合金化処理を施した 後の鋼板には、 形状矯正や表面粗度の調整などを目的に調質圧延を行うことができる。 また、 樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。 実施例
表 1に示す成分組成の鋼 A〜Pを転炉により溶製し、 連続錶造法でスラブとした後、 仕 上温度 900°Cで板厚 3. 0mmに熱間圧延を行い、 圧延後 10°C/sの冷却速度で冷却し、 600°C の卷取温度で卷取った。 次いで、 酸洗後、 板厚 1. 2腿に冷間圧延し、 連続溶融亜鉛めつ きラインにより、 表 2、 3に示す焼鈍条件で焼鈍後、 460°Cのめつき浴中に浸漬し、 付着 量 35〜45g/m2のめつきを形成し、 520°Cで合金化処理を行い、 冷却速度 10°C/秒で冷却し、 めっき鋼板 1〜30を作製した。 なお、 表 2、 3に示すように、 一部のめっき鋼板では、 合 金化処理を行わなかった。 そして、 得られためっき鋼板について、 上記の方法でフェラ ィト、 マルテンサイト、 焼戻しマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの割 合を測定した。 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 に準拠して引張試験を行った。 さらに、 150mmX 150mm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 (%)を求め、 伸びフランジ性 を評価した。
結果を表 4、 5に示す。 本発明例であるめつき鋼板は、 いずれも TSが 1200MPa以上、 E ■1が 13%以上、 かつ穴拡げ率が 50%以上で加工性に優れていることがわかる。 表 1
Figure imgf000012_0001
表 2
Figure imgf000013_0001
表 3
Figure imgf000014_0001
表 4
Figure imgf000015_0001
*： Fフェライト、 Mマノ V^ f ト、 ステナイト、 Ρパーライト、 B^fナイト
表 5
Figure imgf000016_0001
*： Fフェライト、 Mマノ! ^ンサイト、 </； ^"ステナィト、 Pノ、'一ライト、 B^fナイト

Claims

請求の範囲
1 . 質 S0/。で、 C:0. 05~0. 5 Si:0. 01—2. 51 Mn:0. 5〜3. 5%、 P:0. 003〜0. 100°ん S: 0. 02%以 下、 Al :0. 010〜0. 5%を含み、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる成分 を有し、 力つ、 糸且織観察より求めた面積率で 0〜10%のフェライト、 0〜： 10%のマルテンサイト、 60〜95% の焼戻しマルテンサイトと、 X線回折法により求めた割合で5〜 20%の残留オーステナイトを 含むミク口紙織を有する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
2. さらに、 質 4%で、 Cr:0. 005~2. 00°/。、 Mo:0. 005—2. 00% V:0. 005〜2. 00°ん Ni :0. 005〜2. 00 Cu:0. 005-2. 00%から選ばれる少なくとも 1種の元素を含有する請求項 1に記載の加工 性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。 '
3 . さらに、 質 S0/。で、 Ti :0. 01〜0. 20°/。、 1¾:0. 01〜0. 20%から選ばれる少なくとも1種の元 素を含有する請求項 1または 2に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鈴めつき鋼板。
4. さらに、 質 fi%で、 B: 0. 0002〜0· 005%を含有する請求項 1力ら 3のいずれかに記載の加 ェ性に優れた髙強度溶融亜鉛めつき鋼板。
' 5. さらに、 質 S0/。で、 Ca:0. 001〜0. 005°ん 匪: 0. 001〜0. 00¾から選ばれる少なくとも 1種 の元素を含有する請求項 1カゝら 4のいずれがに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき 鋼板。
6 . めつきが合金化亜鉛めつきである請求項 1から 5の Vヽずれかに記載の加工性に優 れた髙強度溶融亜鉛めつき鋼板。
7. 請求項 1から 5の！/ヽずれかに記載の成分組成を有するスラプに、 熱間圧延、 冷間圧延 を施して冷延鋼板とし、 前記冷延鋼板に、 （Ac3変態点- 50°C)〜Ac3変態点の温度域を 2°C/s以 下の平均加熱速度で加熱し、 Ac3変態点以上の ^^域で 10s以上保持して均熱後、 20°C/s以上 の平均冷却速度で (Ms点- 100°C)〜 (Ms点- 200°C)の温度域に 卩し、 300〜600°Cの温度域に 1 ~600s保持して再加熱する条件で焼鈍を施した後、 溶融亜鉛めつきを施す加工性に優れた高 強度溶融 めつき鋼板の製造方法。 .
8 . 溶融亜&めつきを施した後、 亜鉛めつきの合金化処理を施す請求項 7に記載の加工性 に優れた高強度溶融 ¾ ^めつき鋼板の製造方法。
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