WO2010150919A1 - 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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小野義彦
高橋健二
奥田金晴
平章一郎
櫻井理孝
伏脇祐介
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Definitions

  • the present invention relates to a press-forming high-strength hot-dip galvanized steel sheet used in automobiles, home appliances and the like through a press-forming process, and a method for producing the same.
  • 340MPa class BH steel plate (baking hardening type steel plate, hereinafter referred to as 340BH).
  • 340BH is a ferrite single-phase steel in which the amount of solid solution C is controlled by addition of carbonitride-forming elements such as Nb and Ti in an ultra-low carbon steel with C: less than 0.01%, and solid solution strengthened with Si, Mn, and P It is.
  • the surface distortion resistance of the press-formed product is significantly deteriorated due to the increase in YP.
  • the surface distortion is a fine wrinkle or wavy pattern on the press-molded surface that is likely to occur on the outer periphery of the knob portion of the door. Since surface distortion significantly impairs the appearance quality of automobiles, the steel sheet applied to the outer panel may have a low YP that is close to the current level of 340BH, while increasing the strength of the pressed product while the strength of the pressed product is increased. Required.
  • the flange portion In press molding of the part, the flange portion is bent for joining with the inner part, but the ductility of the blank end face after shearing or punching, so-called stretch flange formability is insufficient. If it is, a crack will occur in the end face. For example, if the tensile strength is reduced from 340BH and the flangeability decreases, the outer edge of the back door and the flange of the window frame opening of the door are hemmed, or the flange end of the joint to the side panel of the fender is bent. When processed, cracks often occur on the flange end face. For this reason, the steel sheet used for such an application is required to have excellent stretch flangeability.
  • steel plates for automobiles.
  • steel plates are in close contact with the hem-processed parts and spot weld peripheral parts of parts such as doors, hoods, and trunk lids, and rust is likely to occur because it is difficult to form a chemical conversion film during electrodeposition coating.
  • rust perforation often occurs at corners in front of the hood and corners at the bottom of the door where water tends to accumulate and exposed to a moist atmosphere for a long time.
  • studies have been conducted by car body manufacturers to improve the anti-corrosion performance of the car body and extend the drilling life from the previous 10 years to 12 years, and the steel sheet has sufficient corrosion resistance. Is essential.
  • Patent Document 1 the amount of Ti is controlled so that Ti (%) / C (%) ⁇ 4.0 in steel of C: 0.020% or less, and Si, A method for obtaining a high strength steel sheet of 340 to 490 MPa class by adding a large amount of Mn and P is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses a cooling rate after annealing of steel containing C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 2.0%, Cr: 0.023 to 0.8%.
  • a method of obtaining an alloyed galvanized steel sheet having both low yield stress (YP) and high ductility (El) by optimizing the above and forming a composite structure mainly composed of ferrite and martensite is disclosed.
  • Patent Document 3 includes C: 0.02 to 0.033%, Mn: 1.5 to 2.5%, Cr: 0.03 to 0.5%, Mo: 0 to 0.5%. Steel sheet with excellent ductility (El) and stretch flangeability (hole expansion ratio, ⁇ ) when the total amount of Mn, Cr, and Mo in the steel is 1.8 to 2.5% and YP is 300 MPa or less. Is disclosed.
  • Patent Document 4 describes the total amount of Mn and Cr in steels containing C: 0.02 to 0.14%, Mn: 1.3 to 3.0%, Cr: 0.3 to 1.5%.
  • 440 to 590 MPa by setting the metal structure of the steel sheet to 2.0 to 3.5% and the metal structure of the steel sheet to be a composite structure composed of a ferrite phase of 50% or more in area ratio, 3 to 15% bainite and 5 to 20% martensite.
  • Patent Document 5 contains C: 0.02 to 0.08%, Mn: 1.0 to 2.5%, P: 0.05% or less, Cr: more than 0.2% and 1.5% or less A method of obtaining a steel sheet having a low yield ratio, high BH, and excellent normal temperature aging resistance by setting Cr / Al to 30 or more in the obtained steel is disclosed.
  • Patent Document 6 includes a steel containing C: 0.01% or more and less than 0.040%, Mn: 0.3 to 1.6%, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less.
  • Low YR and high bake hardening by cooling to a temperature of 550 to 750 ° C. at a cooling rate of 3 to 20 ° C./s after annealing and cooling to a temperature of 200 ° C. or less at a cooling rate of 100 ° C./s or more.
  • a method of obtaining a steel sheet having properties is disclosed.
  • Patent Document 1 is an IF steel in which C is fixed with Ti and is a ferrite single-phase steel, it is necessary to utilize the solid solution strengthening of Si, Mn, and P as a strengthening mechanism. YP is increased by adding a large amount of these elements, and the plating appearance quality and powdering resistance are significantly deteriorated.
  • Patent Documents 2 and 3 are steels in which an appropriate amount of a second phase mainly composed of martensite is dispersed in a ferrite structure, and YP is reduced compared to a conventional solid solution strengthened steel such as IF steel.
  • a conventional solid solution strengthened steel such as IF steel.
  • Patent Document 5 has a relatively low YP and a high hole expansibility because it actively uses Cr. However, it has been revealed that many of the steel sheets described in the examples have insufficient corrosion resistance. In addition, these steel plates contain a large amount of expensive elements such as Cr and Mo, and the cost of such steel plates increases.
  • Patent Document 6 since the technique described in Patent Document 6 requires rapid cooling after annealing, it can be applied to a continuous annealing line (CAL) that is not subjected to plating, but is maintained at 450 to 500 ° C. during cooling after annealing. In principle, it is difficult to apply in a continuous hot dip galvanizing line (CGL) in which a plating process is performed by dipping in a galvanizing bath.
  • CAL continuous annealing line
  • the present invention has been made to solve such problems, and does not require the addition of a large amount of expensive elements such as Mo and Cr, and has high corrosion resistance, low YP, and high stretch flangeability.
  • An object is to provide a hot-dip galvanized steel sheet and a method for producing the same.
  • the present inventors have conducted intensive studies on a method for simultaneously securing low YP and excellent stretch flangeability without using an expensive element while improving corrosion resistance for a conventional composite steel sheet having low yield strength. The following conclusions were obtained.
  • I to III set the Mn equivalent to be described later as high as 2.2 or more, suppress the addition amount of Mn, Mo, Cr and actively use P and B, and the heating rate during annealing. This can be achieved by controlling to less than 5.0 ° C./sec.
  • the reduction of the heating rate in the annealing process also has the effect of uniformly dispersing the second phase.
  • Mn and P have the effect of slightly improving the corrosion resistance. Therefore, by adding P and B while controlling the addition amount of Mn, Mo and Cr within a predetermined range and reducing the heating rate in the annealing process, all of good corrosion resistance, low YP, and high stretch flangeability are satisfied. Steel can be obtained. In addition, since it is not necessary to add a large amount of expensive elements such as Mo and Cr, it can be manufactured at low cost.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the second phase contains 2 to 12% volume fraction, the second phase contains 1 to 10% volume fraction martensite and 0 to 5% volume fraction residual ⁇ , and further contains martensite in the second phase.
  • the ratio of the volume fraction of residual ⁇ is 70% or more, and the ratio of the volume fraction of the second phase volume fraction that exists at the triple point of the grain boundary is 50% or more.
  • [Mneq] [% Mn] +1.3 [% Cr] +8 [% P] + 150B * + 2 [% V] +3.3 [% Mo]
  • B * [% B] + [% Ti] /48 ⁇ 10.8 ⁇ 0.9+[%Al]/27 ⁇ 10.8 ⁇ 0.025
  • [% Mn], [% Cr], [% P], [% B], [% Ti], [% Al], [% V], and [% Mo] are Mn, Cr, P, B, Ti, sol.
  • Each content of Al, V, and Mo is represented.
  • a steel slab having the composition described in any one of [1] to [5] is hot-rolled and cold-rolled, and then in a continuous hot-dip galvanizing line (CGL) in a range of 680 to 750 ° C. Is heated at an average heating rate of less than 5.0 ° C./sec, and then annealed at an annealing temperature of 750 ° C. or more and 830 ° C. or less, and the average cooling rate from the annealing temperature to immersion in the galvanizing bath is 2 to 30 ° C. After cooling so that the holding time in the temperature range of 480 ° C. or less is 30 seconds or less, and then dipping in a galvanizing bath and galvanizing.
  • CGL continuous hot-dip galvanizing line
  • the average cooling rate is 5 to 100 ° C./sec.
  • High strength characterized by cooling to below °C, or after galvanizing, further alloying treatment of plating, and cooling to 300 °C or less at an average cooling rate of 5-100 ° C./sec after alloying treatment Of manufacturing hot-dip galvanized steel sheet.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent corrosion resistance, low YP and excellent stretch flangeability can be produced at low cost. Since the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has excellent corrosion resistance, excellent surface strain resistance, and excellent stretch flangeability, the strength and thickness of automobile parts can be increased.
  • the figure which shows the relationship between YP and P content The figure which shows the relationship between hole expansion rate (lambda) and P content.
  • % showing the quantity of a component means the mass%.
  • Component composition of steel Cr less than 0.40% Cr is an important element that needs to be strictly controlled in the present invention. That is, conventionally, Cr has been actively used for the purpose of reducing YP and improving stretch flange formability, but Cr is not only an expensive element, but when added in a large amount, It has been found that the corrosion resistance is significantly degraded. That is, when door outer and hood outer parts are made of conventional composite steel with low YP and corrosion resistance is evaluated in a wet environment, the drilling life of the hem-processed part is reduced by 1 to 4 years compared to conventional steel. A steel plate was observed.
  • Cr is an element that can be arbitrarily added from the viewpoint of optimizing [Mneq] shown below, and the lower limit is not specified (including Cr: 0%), but from the viewpoint of low YP, Cr is 0. It is preferable to add 02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • This pearlite is likely to be formed adjacent to hard martensite and tends to be a starting point of cracks at the shear end face. Therefore, even if a small amount of steel containing martensite is present, stretch flangeability is significantly deteriorated. Moreover, bainite is a hard phase and raises YP notably.
  • this pearlite and bainite are as fine as about 1 to 2 ⁇ m and are formed adjacent to martensite, it is difficult to distinguish them from martensite with an optical microscope, and they are observed using a SEM at a magnification of 3000 times or more. Can be identified. For example, when the structure of conventional 0.03% C-1.5% Mn-0.5% Cr steel is examined in detail, it is coarse in observation with an optical microscope or SEM at a magnification of about 1000 times.
  • [% Mn], [% Cr], [% P], [% B], [% V], [% Mo], [% Ti], and [% Al] are Mn, Cr, P, B, V, Mo, Ti + sol. Each content of Al is represented.
  • [Mneq] When this [Mneq] is set to 2.2 or more, pearlite and bainite are sufficiently suppressed even in the CGL thermal history in which slow cooling is performed after annealing. Therefore, in order to secure excellent stretch flange formability while reducing YP, [Mneq] needs to be 2.2 or more. Furthermore, from the viewpoint of lowering YP and improving stretch flange formability, [Mneq] is preferably 2.3 or more, and more preferably 2.4 or more. When [Mneq] exceeds 3.1, the amount of Mn, Mo, Cr, and P added is too large, and it becomes difficult to ensure a sufficiently low YP and excellent corrosion resistance at the same time. Therefore, [Mneq] is set to 3.1 or less.
  • Mn 1.0% or more and 1.9% or less
  • at least [Mneq] is necessary to improve stretch flange formability while reducing YP, but that alone is insufficient. It is necessary to control the amount and the contents of Mo, P, and B described later within a predetermined range. That is, Mn is added to increase the hardenability and increase the ratio of martensite in the second phase. However, if the content is too high, the ⁇ ⁇ ⁇ transformation temperature in the annealing process becomes low, and ⁇ grains are formed at the fine grain boundary immediately after recrystallization or at the interface of the recovery grains during recrystallization. , And becomes non-uniform and the second phase is refined to increase YP.
  • the amount of Mn is set to 1.9% or less.
  • the amount of Mn is set to 1.9% or less.
  • the amount of Mn is too small, it becomes difficult to ensure sufficient hardenability even if a large amount of other elements are added.
  • the Mn content is 1.0% or more and 1.9% or less.
  • Mn is desirably 1.2% or more, and from the viewpoint of lowering YP, the Mn content is desirably 1.8% or less.
  • Mo Less than 0.15% Mo can be added from the viewpoint of improving hardenability, suppressing the formation of pearlite, and improving stretch flange formability.
  • Mo like Mn, has a strong effect of refining the second phase, and also has a strong effect of refining ferrite grains. Therefore, when Mo is added excessively, YP is remarkably increased. Further, Mo is an extremely expensive element, and a large amount of addition leads to a significant cost increase. Therefore, the amount of Mo added is limited to less than 0.15% (including 0%) from the viewpoint of reducing YP and reducing costs. From the viewpoint of further reducing the YP, Mo is desirably 0.05% or less, and more desirably 0.02% or less. Most preferably, it does not contain Mo.
  • P 0.015% or more and 0.050% or less P is an important element for achieving low YP and improvement in stretch flangeability in the present invention. That is, P is contained in a predetermined range in combination with Cr and B described later, so that low YP and excellent stretch flange formability can be simultaneously obtained at a low production cost, and excellent corrosion resistance can be secured. .
  • P has been conventionally used as a solid solution strengthening element, and it was considered desirable to reduce it from the viewpoint of low YP.
  • P has a large effect of improving hardenability even when added in a small amount.
  • P has an effect of uniformly and coarsely dispersing the second phase at the triple point of the ferrite grain boundary. Therefore, it has been clarified that YP is lower when P is used than when Mn or Mo is used even with the same Mn equivalent. Further, it has been clarified that it has an effect of improving the balance between strength and stretch flangeability and an effect of improving corrosion resistance. Therefore, by using P as a quenching element and reducing the addition amount of Mn and Mo, low YP and high stretch flangeability can be obtained at the same time, and by using P and reducing Cr, corrosion resistance is improved. Remarkably improved.
  • the test piece was prepared by the following method. That is, a slab having a thickness of 27 mm was heated to 1200 ° C., hot-rolled to 2.8 mm at a finish rolling temperature of 850 ° C., and immediately after rolling, water spray cooling was performed and a winding process was performed at 570 ° C. for 1 hr. Further, after cold rolling at a rolling rate of 73% to 0.75 mm, heating was performed so that the average heating rate in the range of 680 to 750 ° C. was 2 ° C./sec, and the soaking was maintained at 780 ° C. for 40 sec. Cooling so that the holding time in the temperature range of 480 ° C.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was collected from the obtained steel plate and subjected to a tensile test (based on JIS Z2241). The stretch flange formability was evaluated by a hole expansion test in accordance with the provisions of JFST1001.
  • the hardenability is improved by adding P in a steel with a relatively low Mn content of 1.6%, resulting in a structure mainly composed of ferrite and martensite or residual ⁇ . Since the two phases are uniformly dispersed, YP is significantly reduced and the hole expansion ratio ⁇ is remarkably increased.
  • the addition amount of P is 0.015% or more and 0.050% or less, YP is suppressed to 220 MPa or less, and a high ⁇ of TS ⁇ ⁇ ⁇ 38000 (MPa ⁇ %) and ⁇ ⁇ 90% is obtained. Since both TS and ⁇ are increased by the addition of P, TS ⁇ ⁇ is significantly increased by the addition of P.
  • the steel added with a large amount of Mn and Mo has high ⁇ but high YP.
  • steel added with a large amount of Cr has a low YP and a high ⁇ , but the corrosion resistance is remarkably inferior due to a large amount of Cr.
  • B 0.005% or less B has an effect of uniformly and coarsening ferrite grains and martensite and an effect of suppressing pearlite by improving hardenability. For this reason, by replacing Mn with B while securing a predetermined amount of [Mneq], low YP can be achieved while ensuring high stretch flange formability. However, when B is added in excess of 0.005%, the castability and rollability are remarkably lowered. Therefore, it is desirable to add B in the range of 0.005% or less. In order to further exhibit the effect of lowering YP due to the addition of B, B is preferably added in an amount of 0.0002% or more, and more preferably more than 0.0010%.
  • FIG. 4 a steel plate of YP ⁇ 215 MPa and TS ⁇ ⁇ ⁇ 40000 (MPa ⁇ %) is indicated by ⁇ , and a steel plate of 215 MPa ⁇ YP ⁇ 220 MPa and TS ⁇ ⁇ ⁇ 40000 (MPa ⁇ %) is indicated by ⁇ , and 215 MPa ⁇ YP A steel sheet satisfying ⁇ 220 MPa and 38000 (MPa ⁇ %) ⁇ TS ⁇ ⁇ ⁇ 40000 (MPa ⁇ %) is indicated by ⁇ . Further, a steel plate of YP> 220 MPa or TS ⁇ ⁇ ⁇ 38000 (MPa ⁇ %) that does not satisfy the above characteristics is indicated by ⁇ .
  • [Mneq] is 2.2 or more, [% Mn] +3.3 [% Mo] is 1.9 or less, and ([% Mn] +3.3 [% Mo]) / (1.3 [% When [Cr] +8 [% P] + 150B * ) ⁇ 3.5 is satisfied, it can be seen that a low YP and a high TS ⁇ ⁇ can be obtained simultaneously.
  • Such a steel sheet has a structure mainly composed of martensite with ferrite, and the generation amount of pearlite and bainite is reduced. Further, the ferrite grains are uniform and coarse, and the martensite is uniformly dispersed mainly at the triple points of the ferrite grains.
  • [% Mn] +3.3 [% Mo] is set to 1.9 or less. Further, ([% Mn] +3.3 [% Mo]) / (1.3 [% Cr] +8 [% P] + 150B * ) is less than 3.5, more preferably less than 2.8.
  • C more than 0.015% and less than 0.10% C is an element necessary for ensuring a predetermined volume ratio of the second phase.
  • C is preferably 0.02% or more.
  • the amount of C is 0.10% or more, the volume fraction of the second phase is excessively increased, YP is increased, and stretch flangeability is also deteriorated. Moreover, weldability also deteriorates. Therefore, the C content is less than 0.10%. In order to ensure excellent stretch flangeability while obtaining a lower YP, the C content is preferably less than 0.060%, and more preferably less than 0.040%.
  • Si 0.5% or less
  • Si is desirably 0.3% or less, and more desirably less than 0.2%.
  • Si is an element that can be added arbitrarily, and the lower limit is not specified (including Si: 0%), but from the above viewpoint, Si is preferably added in an amount of 0.01% or more, and 0.02% or more is added. Further preferred.
  • S 0.03% or less S can be contained because it has an effect of improving the primary scale peelability of the steel sheet and improving the appearance quality of the plating by containing an appropriate amount of S.
  • MnS precipitated in the steel becomes too much, and the elongation of the steel sheet and the stretch flangeability are deteriorated.
  • hot-rolling a slab hot ductility is reduced and surface defects are easily generated.
  • the corrosion resistance is slightly reduced. For this reason, the amount of S is made into 0.03% or less.
  • S is preferably 0.02% or less, more preferably 0.01% or less, and further preferably 0.002% or less.
  • sol. Al 0.01% or more and 0.5% or less
  • Al is the purpose of fixing N to promote the effect of improving the hardenability of B, the purpose of improving aging resistance, and improving the surface quality by reducing inclusions. Add for purpose.
  • sol. Al is 0.01% or more.
  • sol. Al is preferably contained in an amount of 0.015% or more, and more preferably 0.04% or more.
  • sol. Al Even if Al is added in excess of 0.5%, the effect of remaining solid solution B and the effect of improving the aging resistance are saturated, resulting in an increase in cost. In addition, the castability is deteriorated and the surface quality is deteriorated. For this reason, sol. Al is 0.5% or less. From the viewpoint of ensuring excellent surface quality, sol. Al is preferably less than 0.2%.
  • N 0.005% or less
  • N is an element that forms nitrides such as BN, AlN, TiN, etc. in steel, and has the adverse effect of eliminating the effect of improving the stretch flangeability while reducing YP through the formation of BN.
  • fine AlN is formed to lower the grain growth property and increase YP.
  • N must be strictly controlled.
  • the N content exceeds 0.005%, YP increases and the aging resistance deteriorates, and the applicability to the outer panel becomes insufficient. From the above, the N content is set to 0.005% or less. From the viewpoint of further reducing YP by reducing the amount of precipitated AlN, N is preferably 0.004% or less.
  • Ti Less than 0.020% Ti has the effect of fixing N and improving the hardenability of B, the effect of improving aging resistance, and the effect of improving castability. It is an element that can be optionally added to obtain. However, when the content increases, fine precipitates such as TiC and Ti (C, N) are formed in the steel to significantly increase YP, and TiC is generated during cooling after annealing to reduce BH. Since there exists an effect
  • the content of Ti is preferably 0.002% or more, and the Ti content is preferably less than 0.010% in order to suppress the precipitation of TiC and obtain a low YP.
  • V 0.4% or less
  • V is an element that improves hardenability, has little effect on YP and stretch flangeability, and has little effect on deterioration of plating quality and corrosion resistance. Use as an alternative to Mn and Cr. can do. From the above viewpoint, V is preferably added in an amount of 0.002% or more, and more preferably 0.01% or more. However, if added over 0.4%, the cost increases significantly. Therefore, it is desirable to add V at 0.4% or less.
  • the balance is iron and inevitable impurities, but the following elements can also be contained in predetermined amounts.
  • Nb less than 0.02%
  • Nb has the effect of refining the structure and precipitating NbC and Nb (C, N) to strengthen the steel sheet, so it can be added from the viewpoint of increasing the strength.
  • Nb is preferably added in an amount of 0.002% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • Nb is preferably added at less than 0.02%.
  • W 0.15% or less W can be used as a hardenable element and a precipitation strengthening element. From the above viewpoint, W is preferably added in an amount of 0.002% or more, and more preferably 0.005% or more. However, if the amount added is too large, YP is increased, so it is desirable to add W at 0.15% or less.
  • Zr 0.1% or less Zr can also be used as a hardenable element and a precipitation strengthening element. Zr is preferably added in an amount of 0.002% or more, more preferably 0.005% or more from the above viewpoint. However, if the amount added is too large, YP will increase, so it is desirable to add Zr at 0.1% or less.
  • Ni 0.5% or less
  • Ni is also an element having an action of improving corrosion resistance. Moreover, Ni has the effect
  • Ca 0.01% or less Ca has an effect of fixing S in steel as CaS, further increasing the pH in the corrosion product, and improving the corrosion resistance around the hem-processed portion and the spot welded portion. Moreover, the production
  • Ce 0.01% or less Ce can also be added for the purpose of fixing S in steel and improving stretch flangeability and corrosion resistance. Ce is preferably added in an amount of 0.0005% or more from the above viewpoint. However, since it is an expensive element, adding a large amount increases the cost. Therefore, it is desirable to add Ce at 0.01% or less.
  • La 0.01% or less
  • La can also be added for the purpose of fixing S in steel and improving stretch flangeability and corrosion resistance. From the above viewpoint, La is preferably added in an amount of 0.0005% or more. However, since it is an expensive element, adding a large amount increases the cost. Therefore, it is desirable to add La at 0.01% or less.
  • Mg 0.01% or less Mg can be added from the viewpoint of finely dispersing the oxide and homogenizing the structure. From the above viewpoint, Mg is preferably added in an amount of 0.0005% or more. However, since the surface quality deteriorates when the content is large, it is desirable to add Mg at 0.01% or less.
  • At least one of the following Sn and Sb: Sn: 0.2% or less Sn is preferably added from the viewpoint of suppressing decarburization and de-B in the several tens of microns region of the steel sheet surface layer caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface. This improves fatigue properties, aging resistance, surface quality, and the like. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, it is preferable to add 0.002% or more of Sn, and more preferably 0.005% or more. However, if it exceeds 0.2%, YP increases and toughness deteriorates. Therefore, it is desirable to contain Sn at 0.2% or less.
  • Sb 0.2% or less Sb is also preferably added from the viewpoint of suppressing decarburization and de-B of the several tens of micron region of the steel sheet surface layer caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface, similarly to Sn.
  • the steel sheet surface layer can be prevented from reducing the amount of martensite generated, and the decrease in B can prevent the hardenability from decreasing, thereby improving fatigue properties and aging resistance.
  • the wettability of hot dip galvanization can be improved and plating external appearance quality can be improved.
  • Sb is preferably added in an amount of 0.002% or more, more preferably 0.005% or more. However, if it exceeds 0.2%, YP increases and toughness deteriorates. Therefore, it is desirable to contain Sb at 0.2% or less.
  • the steel sheet structure of the present invention is mainly composed of ferrite, martensite, a trace amount of residual ⁇ , pearlite, and bainite, and also contains a trace amount of carbide.
  • the volume ratio of the second phase was determined by corroding the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel sheet with Nital after polishing, observing 10 fields of view at a magnification of 4000 times with a SEM at the 1/4 thickness position of the steel sheet, and photographing.
  • the obtained tissue photograph was subjected to image analysis to determine the area ratio of the second phase. That is, the steel sheet according to the present invention has a small difference in structure between the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction, and the area ratio of the second phase measured in either direction showed almost the same value.
  • the area ratio of the second phase thus obtained was defined as the volume ratio of the second phase.
  • ferrite is a slightly black contrast region
  • the region where carbides are generated in a lamellar or dot-like shape is pearlite or bainite, and particles with white contrast are martensite or residual ⁇ .
  • the volume ratio of martensite and residual ⁇ was obtained by measuring the area ratio of this white contrast region.
  • the fine dot-like particles having a diameter of 0.4 ⁇ m or less recognized on the SEM photograph are mainly carbides by TEM observation, and since these area ratios are very small, it is considered that the material is hardly affected.
  • volume ratio was calculated
  • the volume fraction of the second phase indicates the total amount of these tissues.
  • particles in contact with three or more ferrite grain boundaries were defined as second phase particles existing at the triple point of the ferrite grain boundary, and the volume ratio was determined.
  • the volume fraction of residual ⁇ is determined by using a K ⁇ X-ray source with Co as a target, and the ⁇ 200 ⁇ ⁇ 211 ⁇ ⁇ 220 ⁇ plane of ⁇ and ⁇ 200 ⁇ ⁇ 220 of ⁇ by X-ray diffraction at the 1/4 thickness position of the steel plate. ⁇ It was determined from the integrated intensity ratio of the ⁇ 311 ⁇ plane.
  • the volume ratio of martensite was determined by subtracting the volume ratio of residual ⁇ determined by X-ray diffraction from the volume ratio of martensite and residual ⁇ determined by the above SEM observation.
  • volume ratio of the second phase 2-12%
  • the volume ratio of the second phase needs to be 2% or more.
  • the volume ratio of the second phase is in the range of 2 to 12%.
  • the volume ratio of the second phase is preferably 10% or less, more preferably 8% or less, and even more preferably 6% or less. preferable.
  • Martensite volume ratio 1-10%
  • the volume ratio of martensite needs to be 1% or more.
  • the volume ratio of martensite is in the range of 1 to 10%.
  • the volume ratio of martensite is preferably 8% or less, and more preferably 6% or less.
  • the residual ⁇ can be contained in an amount of 0 to 5%. That is, in the present invention, the component composition of steel is optimized, and the heating rate and cooling rate in CGL are optimized, and the holding time at 480 ° C. or less is optimized. The three key points are generated. Residual ⁇ is softer than martensite and bainite, and does not have quenching strain formed around martensite. For this reason, it became clear that the residual ⁇ formed in this steel hardly contributes to the increase in YP when the volume ratio is 5% or less. However, when the volume ratio of the residual ⁇ exceeds 5%, YP slightly increases and stretch flangeability deteriorates. Therefore, the volume ratio of residual ⁇ is set to a range of 0 to 5%. From the viewpoint of improving stretch flange formability, the volume ratio of the residual ⁇ is preferably 4% or less, and more preferably 3% or less.
  • Ratio of volume ratio of martensite and residual ⁇ to second phase volume ratio 70% or more If [Mneq] is not optimized in the thermal history of CGL subjected to slow cooling after annealing, it is adjacent to martensite. Fine pearlite is generated and stretch flangeability is remarkably deteriorated, and bainite is generated to increase YP. In order to sufficiently suppress pearlite and bainite and ensure low YP and excellent stretch flangeability at the same time, the ratio of the volume ratio of martensite and residual ⁇ to the second phase volume ratio must be 70% or more. .
  • Ratio of volume fraction of second phase volume fraction present at grain boundary triple point 50% or more
  • type of second phase and volume fraction it is necessary to optimize the position of the second phase. That is, even if the steel plate has the same second phase volume ratio, the ratio of the martensite to the same second phase and the volume ratio of residual ⁇ , the steel plate in which the second phase is fine and the second phase is generated non-uniformly. YP is high. In addition, if the second phase is generated non-uniformly, stretch flangeability deteriorates.
  • the ratio of the volume fraction of the second phase volume fraction that exists at the triple point of the grain boundary may be controlled to 50% or more. did.
  • the existence position of the second phase may be either within the ferrite grain or the ferrite grain boundary, but the second phase usually generates and selects an energy stable ferrite grain boundary.
  • 80% or more of the second phase precipitates at the ferrite grain boundaries.
  • the second phase is easily generated by being connected on the ferrite grain boundary, and is easily dispersed unevenly.
  • the steel composition and annealing conditions it is possible to disperse the second phase at the triple point of the grain boundary among the ferrite grain boundaries. In this case, the second phase is uniformly dispersed.
  • the ratio of the volume fraction of the second phase volume fraction that exists at the grain boundary triple point is 50% or more.
  • Such a structural form can be obtained by optimizing the composition range of Mn, Mo, Cr, P, B, etc., and optimizing the heating rate during annealing.
  • the steel sheet of the present invention after hot rolling and cold rolling the steel slab having the component composition limited as described above, in a continuous hot dip galvanizing line (CGL),
  • the temperature range from 680 to 750 ° C. is heated at an average heating rate of less than 5.0 ° C./sec, further annealed at an annealing temperature of 750 ° C. or more and 830 ° C. or less, and the average from the annealing temperature to immersion in the galvanizing bath After cooling so that the cooling rate is 2 to 30 ° C./sec and the holding time in the temperature range of 480 ° C.
  • Hot rolling In order to hot-roll steel slabs, a method of rolling the slab after heating, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating, a method of rolling the slab after continuous casting by performing a short heat treatment, etc. You can do it.
  • the hot rolling may be performed according to a conventional method.
  • the slab heating temperature is 1100 to 1300 ° C.
  • the finish rolling temperature is Ar 3 transformation point to Ar 3 transformation point + 150 ° C.
  • the winding temperature is 400 to 720 ° C. do it.
  • the cooling rate after hot rolling is desirably 20 ° C./sec or more
  • the coiling temperature is 600 ° C. or less. desirable.
  • the slab heating temperature is set to 1250 ° C. or lower, and descaling is sufficiently performed to remove the primary and secondary scales generated on the steel plate surface, and the finish rolling temperature is set to 900. It is desirable that the temperature is not higher than ° C.
  • the rolling rate may be 50 to 85%. From the viewpoint of improving the r value and improving the deep drawability, the rolling rate is preferably 65 to 73%, and from the viewpoint of reducing the r value and the in-plane anisotropy of YP, the rolling rate is 70 to 73%. 85% is preferable.
  • CGL The steel sheet after cold rolling is annealed and plated by CGL, or further alloyed after plating.
  • the heating rate during annealing is an important production condition that must be controlled in order to obtain a desired structure form to achieve both low YP and excellent stretch flangeability.
  • FIG. 5 shows C: 0.028%, Si: 0.01%, Mn: 1.73%, P: 0.030%, Cr: 0.15%, sol.
  • the relationship between the average heating rate of 680 to 750 ° C., YP, and hole expansion rate during annealing in steel containing Al: 0.06% and B: 0.0013% is shown.
  • the sample preparation conditions other than the heating rate were the same as the previous conditions (in the case of FIGS.
  • the heating rate during annealing is less than 5.0 ° C./sec, the second phase is uniformly and coarsely dispersed, and YP is significantly reduced. At this time, the hole expansion rate maintains a high value. That is, it is possible to achieve both low YP and high stretch flange formability by optimizing the heating rate.
  • the reason why the heating rate at 680 to 750 ° C during annealing has a significant effect on YP is that recrystallization and ⁇ ⁇ ⁇ transformation proceed simultaneously in this temperature range. This is because the ⁇ ⁇ ⁇ transformation proceeds without being performed, and a large number of ⁇ is generated at the interface of the non-recrystallized grains, and the second phase is finely dispersed after cooling. From the above, the average heating rate at 680 to 750 ° C. during annealing is less than 5.0 ° C./sec.
  • the annealing temperature is 750 ° C. or higher and 830 ° C. or lower. If it is less than 750 ° C., the solid solution of carbide becomes insufficient, and the volume fraction of the second phase cannot be secured stably. If it exceeds 830 ° C., pearlite and bainite are likely to be generated, or the amount of residual ⁇ is excessively increased, so that a sufficiently low YP cannot be obtained.
  • the soaking time may be 20 sec or more and 200 sec or less, more preferably 40 sec or more and 200 sec or less, in a temperature range of 750 ° C. or higher, which is performed by normal continuous annealing.
  • the average cooling rate from the annealing temperature until dipping in a galvanizing bath normally maintained at 450 to 500 ° C. is 2 to 30 ° C./sec, and in the temperature range of 480 ° C. or lower in the cooling process. Cooling is performed so that the holding time is 30 sec or less.
  • YP can be kept low. Further, by setting the holding time in the temperature range of 480 ° C. or less to 30 sec or less, fine bainite, fine residual ⁇ , and fine martensite are suppressed from being generated at positions other than the grain boundary triple point, and YP Can be kept low.
  • the alloying treatment is followed by cooling to 300 ° C. or lower at an average cooling rate of 5 to 100 ° C./sec.
  • the cooling rate is lower than 5 ° C./sec, pearlite is generated around 550 ° C., and bainite is generated in the temperature range of 400 ° C. to 450 ° C., thereby increasing YP.
  • the cooling end temperature exceeds 300 ° C., tempering of martensite proceeds significantly and YP increases.
  • the cooling rate in the temperature range below 300 ° C is not specified, but it should be cooled at a cooling rate in the normal range of 0.1 to 1000 ° C / s that can be used in the cooling line length and cooling method of existing annealing equipment. Desired characteristics can be obtained. If there is equipment that can be tempered and tempered, it is possible to perform an overaging treatment at a temperature of 300 ° C. or lower for 30 sec to 10 min from the viewpoint of low YP.
  • the obtained galvanized steel sheet can be subjected to skin pass rolling from the viewpoint of stabilizing the press formability such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape.
  • the skin pass elongation rate is preferably 0.1 to 0.6% from the viewpoint of low YP and high El.
  • the slab was heated to 1180 to 1250 ° C. and then hot-rolled at a finish rolling temperature in the range of 820 to 900 ° C. Thereafter, the film was cooled to 640 ° C. or lower at an average cooling rate of 15 to 35 ° C./sec, and wound at a winding temperature CT: 400 to 640 ° C.
  • the obtained hot-rolled sheet was cold-rolled at a rolling rate of 70 to 77% to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.8 mm.
  • the obtained cold-rolled sheet was heated so that the heating rate (average heating rate) in the temperature range of 680 to 750 ° C. was 0.8 to 18 ° C./sec. Then, annealing was performed at an annealing temperature AT for 40 seconds, and the average cooling rate from the annealing temperature AT to the plating bath temperature was cooled at the primary cooling rate shown in Tables 3 and 4. Moreover, at this time, the time until it is immersed in the plating bath after being cooled to 480 ° C. or lower is shown in Tables 3 and 4 as the holding time of 480 ° C. or lower.
  • the average cooling rate from the plating bath temperature to 300 ° C. after galvanization is in the case of cooling to 300 ° C. or less so as to obtain the secondary cooling rate shown in Table 3 and Table 4 and alloying treatment after galvanization, the average cooling rate from the alloying temperature to 300 ° C. is shown after alloying treatment. 3 and Table 4 were cooled to 300 ° C. or less so as to achieve the secondary cooling rate.
  • Zinc plating is performed at a bath temperature of 460 ° C. and Al in the bath of 0.13%, and the alloying treatment is performed by plating from 480 to 540 ° C.
  • the obtained hot-dip galvanized steel sheet was subjected to temper rolling with an elongation of 0.1%, and a sample was collected.
  • the volume ratio of the second phase and the ratio of the volume ratio of martensite and residual ⁇ to the second phase volume ratio (ratio of martensite and residual ⁇ in the second phase) by the method described above.
  • the ratio of the volume ratio of the second phase existing at the grain boundary triple point (the ratio of the second phase existing at the grain boundary triple point in the second phase) was investigated.
  • the type of steel structure was separated by SEM observation.
  • a JIS No. 5 test piece was collected from the direction perpendicular to the rolling direction and subjected to a tensile test (based on JIS Z2241) to evaluate YP and TS. Further, the hole expansion rate ⁇ was evaluated by the method described above.
  • each steel plate was evaluated with a structure simulating the periphery of the hem-processed part and spot welded part.
  • two steel plates obtained were spot welded to form a state where the steel plates were in close contact with each other, and further subjected to a corrosion test under SAEJ2334 corrosion cycle conditions after applying chemical conversion treatment and electrodeposition coating simulating the painting process in an actual vehicle. Went.
  • the electrodeposition coating film thickness was 20 ⁇ m. Corrosion products were removed from the corrosion samples after 90 cycles, and the reduction amount of the plate thickness from the original plate thickness measured in advance was determined as the corrosion loss.
  • the steel sheet of the present invention has a significantly reduced corrosion weight loss compared to conventional steels whose Cr, Mn, and P contents are not optimized, and has a low Mn equivalent, steel with a large amount of Mn added, Mo Compared with steel to which steel is added or steel whose heating rate is not optimized during annealing, the steel with the same TS level has a low YP, that is, a low YR and a high hole expansion ratio ⁇ at the same time.
  • this steel (conventional 340BH)
  • the chemical components of this steel are C: 0.002%, Si: 0.01%, Mn: 0.4%, P: 0.05%, S: 0.008%, Cr : 0.04%, sol. Al: 0.06%, Nb: 0.01%, N: 0.0018%, B: 0.0008%.
  • the steel of the present invention has substantially the same corrosion resistance as the conventional steel.
  • component steels with a Cr content of less than 0.30% steels G, H, I, J, K added with a large amount of P while further reducing the Cr content, and further Cr reduction, P Steel M, R, and S in which Ce, Ca, and La are added in combination are also good in corrosion resistance, and steel N in which Cu and Ni are added in combination are particularly good in corrosion resistance.
  • steel A having a heating rate of less than 5.0 ° C./sec during annealing is TS: 440 MPa class, low YP of 220 MPa or less, low YR of 49% or less, and high TS ⁇ ⁇ of 38000 MPa ⁇ % or more (hole expansion) Rate).
  • Steels B and C increase the P and B contents while decreasing the Mn contents ([% Mn] +3.3 [% Mo]) / (1.3 [% Cr] +8 [% P] +150 B * ).
  • the ratio of the second phase existing at the grain boundary triple point increases in the order of steels A, B, and C, and YP is reduced. Yes.
  • the component steels within the scope of the present invention have a predetermined microstructure if the annealing temperature, the heating rate during annealing, the primary cooling rate, the holding time in the temperature range of 480 ° C. or less, and the secondary cooling rate are within the predetermined range. And a good material is obtained.
  • the heating rate during annealing and reducing the holding time in the temperature range of 480 ° C. or lower, the second existing in the martensite ratio in the second phase and the grain boundary triple point in the second phase.
  • the phase ratio increases, resulting in a much lower YP and a higher hole expansion ratio ⁇ .
  • steels T and Y in which [Mneq] is not optimized have a high YP and a low hole expansion rate ⁇ . Even if [Mneq] is optimized ([% Mn] +3.3 [% Mo]) / (1.3 [% Cr] +8 [% P] + 150B * ) is not optimized, steel U is YP. Is expensive. Steel AC to which P is added excessively has high YP. Steel AD to which a large amount of Mo is added has a high YP. Steels AE, AF and AG in which Ti, C and N are not optimized have high YP.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent corrosion resistance, low YP and high hole expansion rate can be manufactured at low cost. Since the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has excellent corrosion resistance, excellent surface strain resistance, and excellent stretch flange formability, it is possible to increase the strength and thickness of automobile parts.

Abstract

低いＹＰ、良好な伸びフランジ性、優れた耐食性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．０１５％超０．１０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下、Ｐ：０．０１５％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．４０％未満、Ｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１５％未満、Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２０％未満を含有し、２．２≦［Ｍｎｅｑ］≦３．１および［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜３．５を満足する。鋼組織は、フェライトと第２相を有し、第２相の体積率が２～１２％、第２相として１～１０％の体積率のマルテンサイトと０～５％の体積率の残留γを含む。

Description

高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　従来、フード、ドア、トランクリッド、バックドア、フェンダーといった優れた耐デント性の要求される自動車外板パネルには、ＴＳ：３４０ＭＰａクラスのＢＨ鋼板（焼付け硬化型鋼板、以後、３４０ＢＨと呼ぶ）が適用されてきた。３４０ＢＨはＣ：０．０１％未満の極低炭素鋼において固溶Ｃ量をＮｂ、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の添加により制御し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐで固溶強化したフェライト単相鋼である。近年、車体軽量化ニーズが更に高まり、これらの３４０ＢＨの適用されてきた外板パネルを更に高強度化して鋼板を薄肉化する、あるいは同板厚でＲ／Ｆ（レインフォースメント：内側の補強部品）を削減する、さらには焼付け塗装工程を低温、短時間化する等の検討が進められている。
　しかしながら、従来の３４０ＢＨに更にＳｉ、Ｍｎ、Ｐを多量添加して高強度化を図ると、ＹＰの増加に起因してプレス成形品の耐面歪性が著しく劣化する。ここで、面歪とは、ドアのノブ部の外周などに生じやすいプレス成形面の微小なしわ、うねり状の模様である。面歪は自動車の外観品質を著しく損なうので、外板パネルに適用される鋼板には、プレス品の強度を高めつつも、プレス成形前の降伏応力は現状の３４０ＢＨに近い低いＹＰを有することが要求される。
　また、当該部品のプレス成形においては、インナー部品との接合のためにフランジ部に曲げ加工が施されるが、せん断あるいは打ち抜き加工された後のブランク端面の延性、所謂伸びフランジ成形性が不十分であると端面に亀裂が生じる。例えば、３４０ＢＨからハイテン化して伸びフランジ性が低下すると、バックドアの外周部やドアの窓枠開口部のフランジ部をヘム加工した場合や、フェンダーのサイドパネルへの接合部のフランジ端部を曲げ加工した場合にフランジ端面に亀裂がしばしば発生するようになる。このため、このような用途に使用する鋼板には優れた伸びフランジ性が必要とされる。
　さらには、自動車用の鋼板には優れた耐食性も求められる。例えば、ドア、フード、トランクリッド等の部品のヘム加工部やスポット溶接周辺部は鋼板同士が密着しており電着塗装時の化成皮膜がつきにくいので錆びが生じやすい。特に、水がたまりやすく長時間湿潤雰囲気に曝されるフード前方のコーナ部やドア下部のコーナ部では錆びによる穴明きがしばしば生じる。さらに、近年、車体の防錆性能を向上させ、耐穴明き寿命を従来の１０年から１２年に拡大する検討が車体メーカで進められており、鋼板が十分な耐食性を具備していることは必要不可欠である。
　このような背景から、例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０２０％以下の鋼にＴｉ（％）／Ｃ（％）≧４．０となるようにＴｉ量を制御し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐを多量に添加することで３４０~４９０ＭＰａ級の高強度鋼板を得る手法が開示されている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．００５~０．１５％、Ｍｎ：０．３~２．０％、Ｃｒ：０．０２３~０．８％を含有する鋼の焼鈍後の冷却速度を適正化し、主としてフェライトとマルテンサイトからなる複合組織を形成させることにより、低い降伏応力（ＹＰ）、高い延性（Ｅｌ）を兼ね備えた合金化亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。
　また、特許文献３には、Ｃ：０．０２~０．０３３％、Ｍｎ：１．５~２．５％、Ｃｒ：０．０３~０．５％、Ｍｏ：０~０．５％を含有する鋼のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの合計量を１．８~２．５％とすることでＹＰが３００ＭＰａ以下で延性（Ｅｌ）や伸びフランジ成形性（穴拡げ率、λ）に優れた鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献４には、Ｃ：０．０２~０．１４％、Ｍｎ：１．３~３．０％、Ｃｒ：０．３~１．５％を含有する鋼のＭｎとＣｒの合計量を２．０~３．５％とし、鋼板の金属組織を面積率で５０％以上のフェライト相と３~１５％のベイナイトおよび５~２０％のマルテンサイトよりなる複合組織とすることで４４０~５９０ＭＰａ級の引張強度を有し伸びフランジ成形性（穴拡げ率、λ）に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。
　特許文献５には、Ｃ：０．０２~０．０８％、Ｍｎ：１．０~２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．２％超１．５％以下を含有した鋼においてＣｒ／Ａｌを３０以上とすることにより、低い降伏比、高いＢＨ、優れた常温耐時効性を有する鋼板を得る方法が開示されている。
　特許文献６には、Ｃ：０．０１％以上０．０４０％未満、Ｍｎ：０．３~１．６％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下を含有する鋼を焼鈍後５５０~７５０℃の温度までを３~２０℃／ｓの冷却速度で冷却し、２００℃以下の温度までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することにより、低いＹＲと高い焼付硬化性を備えた鋼板を得る方法が開示されている。
特公昭５７−５７９４５号公報 特公昭６２−４０４０５号公報 特許第３６１３１２９号公報 特開平８−１３４５９１号公報 特開２００８−１９５０２号公報 特開２００６−２３３２９４号公報
　しかしながら、上記特許文献１に記載の鋼板は、ＣをＴｉで固定したＩＦ鋼であり、フェライト単相鋼なので、強化機構としてＳｉ、Ｍｎ、Ｐの固溶強化を活用せざるを得ず、これらの元素の多量添加によりＹＰが増加し、めっき外観品質や耐パウダリング性が著しく劣化する。
　また、特許文献２、３に記載されている方法は、フェライト組織に主としてマルテンサイトからなる第２相を適量分散させた鋼であり、従来のＩＦ鋼等の固溶強化鋼よりＹＰは低減される。しかしながら、ドア等の部品においてこれらの鋼のプレス成形を行うと、従来の３４０ＢＨより面歪の発生量の大きい鋼板が多く、より一層の低ＹＰ化が必要とされている。また、フランジ端部を曲げ成形した後に亀裂が生じる鋼がしばしば認められるので、伸びフランジ性もさらに改善する必要がある。さらに、本発明者らがこれらの鋼についてフードやドア等の実部品での耐食性の調査を行ったところ、実施例に記載の鋼板のいくつかは鋼板同士が密着した部位での耐食性が従来の３４０ＢＨより著しく劣ることが明らかになった。また、これらの実施例に記載の鋼板の多くにはＣｒやＭｏといった高価な元素が多量に添加されており、このような鋼板では著しいコスト増も招く。
　また、特許文献４に記載の鋼は、鋼板組織としてベイナイトを活用しているので、ＹＰが高く十分な耐面歪性が得られない。また、上記と同様に実施例に記載の鋼板の多くは耐食性が不十分であることが明らかになった。
　特許文献５に記載の鋼は、Ｃｒを積極的に活用しているので比較的低いＹＰと高い穴拡げ性を有す。しかしながら、実施例に記載の鋼板の多くは、同様に耐食性が不十分であることが明らかになった。また、これらの鋼板にはＣｒやＭｏといった高価な元素が多量に添加されており、このような鋼板ではコスト増になる。
　また、特許文献６に記載の手法は、焼鈍後に急速冷却を必要とするので、めっき処理を施さない連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）では適用できるが、焼鈍後の冷却中に４５０~５００℃に保持された亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施す現状の連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）においては適用するのが原理的に難しい。
　このように、従来技術において良好な耐食性、低いＹＰ、優れた伸びフランジ成形性の全てを満足する溶融亜鉛めっき鋼板は得られていなかった。
　本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、ＭｏやＣｒなどの高価な元素の多量添加を必要とせず、優れた耐食性、低いＹＰ、良好な伸びフランジ性を有する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ことを目的とする。
　本発明者らは、従来の降伏強度の低い複合組織鋼板を対象に、耐食性を改善しつつ、高価な元素を使わずとも低ＹＰ、優れた伸びフランジ性を同時に確保する手法について鋭意検討を行い以下の結論を得た。
　（Ｉ）フェライトと第２相からなる複合組織鋼において高λ化するには、フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト、フェライト＋残留γのいずれかの組織とする必要があり、特にマルテンサイトを含有する鋼においては硬質なマルテンサイトに隣接して生成したパーライトが伸びフランジ性に顕著に悪影響するので、このような組織の鋼ではパーライトを十分低減することで伸びフランジ性が著しく向上する。
　（ＩＩ）高λ化しつつ同時に低ＹＰ化するには、上記のうち、主としてフェライトとマルテンサイトからなる組織もしくはそれに少量の残留γを含む組織とする必要がある。つまり、ベイナイトはＹＰを上昇させる作用があるので、パーライトと同様に十分低減する必要がある。また、マルテンサイトは、少量分散させることでＹＰが顕著に低下するので、体積率で１~１０％含有させる必要がある。残留γはＹＰに及ぼす影響は小さいので体積率で５％以下含有させることができる。しかしながらそれだけでは十分な耐面歪性を有する鋼を得ることは出来ず、優れた伸びフランジ成形性を維持しつつより一層低ＹＰ化するためには、さらにマルテンサイトおよび残留γを粒界の３重点に均一粗大に分散させる必要がある。
　（ＩＩＩ）耐食性を向上させるにはＣｒを０．４０％未満にするとともにＭｎ、Ｐの含有量を適正化する必要がある。
　Ｉ~ＩＩＩは、後述するＭｎ当量を２．２以上と高く設定するとともに、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒの添加量を抑制してＰ、Ｂを積極的に活用すること、ならびに焼鈍時の加熱速度を５．０℃／ｓｅｃ未満に制御することで達成できる。
　すなわち、３９０~５９０ＭＰａ級の複合組織鋼において耐食性を軟鋼もしくは３４０ＢＨ相当に向上させる観点からは少なくともＣｒを０．４０％未満に制御する必要がある。しかしながら、Ｃｒを低減すると、Ｍｎ当量が低くなりすぎてパーライトが生成して伸びフランジ成形性が著しく劣化し、Ｃｒを低減した鋼においてＭｎやＭｏを多量に添加するとフェライト粒ならびにマルテンサイト粒が微細化しすぎてＹＰが著しく上昇するので、良好な耐食性と良好な機械特性を両立することが出来ない。これに対して、Ｐ（リン）やＢ（ホウ素）は第２相を均一粗大に分散させる作用がある。さらに焼鈍過程の加熱速度の低減も第２相を均一に分散させる作用がある。また、ＭｎやＰは耐食性を僅かに向上させる作用がある。したがって、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒの添加量を所定範囲に制御しつつＰ，Ｂを添加し、焼鈍過程の加熱速度を低減することで、良好な耐食性、低いＹＰ、高い伸びフランジ性の全てを満足した鋼を得ることができる。しかも、ＭｏやＣｒといった高価な元素の多量添加を必要としないので安価に製造できる。
　本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　［１］　鋼の成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０１５％超０．１０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下、Ｐ：０．０１５％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．４０％未満、Ｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１５％未満、Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２０％未満を含有し、更に２．２≦［Ｍｎｅｑ］≦３．１および［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜３．５を満足し、残部鉄および不可避不純物からなり、鋼の組織として、フェライトと第２相を有し、第２相の体積率が２~１２％、第２相として１~１０％の体積率のマルテンサイトと０~５％の体積率の残留γを含み、さらに第２相におけるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率が７０％以上、第２相体積率のうち粒界３重点に存在するものの体積率の比率が５０％以上であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
ここで、［Ｍｎｅｑ］＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊＋２［％Ｖ］＋３．３［％Ｍｏ］、Ｂ＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５で表され、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］、［％Ｔｉ］、［％Ａｌ］、［％Ｖ］、［％Ｍｏ］はＭｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ｔｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｖ、Ｍｏのそれぞれの含有量を表す。［％Ｂ］＝０のときはＢ＊＝０、Ｂ＊≧０．００２２のときはＢ＊＝０．００２２とする。
　［２］　（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜２．８を満足することを特徴とする［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［３］　更に、質量％で、Ｎｂ：０．０２％未満、Ｗ：０．１５％以下およびＺｒ：０．１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［４］　更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以下、Ｌａ：０．０１％以下およびＭｇ：０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］乃至［３］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［５］　更に、質量％で、Ｓｎ：０．２％以下およびＳｂ：０．２％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］乃至［４］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［６］　［１］乃至［５］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した後、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）において、６８０~７５０℃の範囲を５．０℃／ｓｅｃ未満の平均加熱速度で加熱し、その後７５０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から亜鉛めっき浴に浸漬するまでの平均冷却速度が２~３０℃／ｓｅｃでなおかつ４８０℃以下の温度域の保持時間が３０ｓｅｃ以下となるように冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、亜鉛めっき後５~１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する、または亜鉛めっき後さらにめっきの合金化処理を施し、合金化処理後５~１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、耐食性に優れ、ＹＰが低く、伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性、優れた耐面歪性、優れた伸びフランジ性を兼ね備えているため、自動車部品の高強度化、薄肉化を可能にする。
ＹＰとＰ含有量の関係を示す図。 穴拡げ率λとＰ含有量の関係を示す図。 ＹＰと（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）の関係を示す図。 ＹＰ、ＴＳ×λと［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］、１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊の関係を示す図。 ＹＰ、穴拡げ率λと焼鈍時の６８０~７５０℃の範囲の平均加熱速度の関係を示す図。
　以下、本発明の詳細を説明する。なお、成分の量を表す％は、特に断らない限り質量％を意味する。
　１）鋼の成分組成
　Ｃｒ：０．４０％未満
　Ｃｒは本発明において厳密に制御される必要のある重要な元素である。すなわち、従来、ＣｒはＹＰを低減し、伸びフランジ成形性を向上させる目的で積極的に活用されてきたが、Ｃｒは高価な元素であるばかりでなく、多量に添加されるとヘム加工部の耐食性を著しく劣化させることが明らかになった。すなわち、従来のＹＰの低い複合組織鋼でドアアウタやフードアウタの部品を作製し、湿潤環境下での耐食性を評価したところ、ヘム加工部の穴明き寿命が従来鋼より１~４年も減少する鋼板が認められた。例えば、Ｃｒを０．４２％添加した鋼では穴明き寿命が１年低下し、Ｃｒを０．６０％添加した鋼では穴明き寿命が２．５年低下する。このような穴明き寿命の低下は、Ｃｒが０．４０％未満では小さく０．３０％未満ではほとんど生じないことが明らかになった。したがって、良好な耐食性を確保するためには、Ｃｒの含有量は０．４０％未満とする必要がある。さらに優れた耐食性を付与するためには、Ｃｒは０．３０％未満とすることが望ましい。Ｃｒは以下に示す［Ｍｎｅｑ］を適正化する観点から任意に添加することができる元素であり、下限は規定しないが（Ｃｒ：０％を含む）、低ＹＰ化の観点からはＣｒは０．０２％以上添加するのが好ましく、０．０５％以上添加するのがさらに好ましい。
　［Ｍｎｅｑ］：２．２以上３．１以下
　優れた伸びフランジ性を確保しつつ低いＹＰを確保するためには、少なくとも鋼組織としてフェライトと主としてマルテンサイトからなる複合組織とする必要がある。従来鋼では、伸びフランジ性に優れていない、あるいはＹＰあるいはＹＲが十分低減されていない鋼板が多く見られ、その原因を調査した結果、伸びフランジ成形性に劣る鋼板では第２相としてマルテンサイトと少量の残留γに加えてパーライトが生成しており、ＹＰの高い鋼板ではマルテンサイトと少量の残留γに加えてパーライトあるいはベイナイトが生成していることが明らかになった。このパーライトは、硬質なマルテンサイトに隣接して生成しやすく、せん断端面におけるクラックの起点になりやすいので、マルテンサイトを含む鋼では微量に存在していても伸びフランジ成形性を著しく劣化させる。また、ベイナイトは硬質相でありＹＰを顕著に上昇させる。
　このパーライトやベイナイトは、１~２μｍ程度と微細でありマルテンサイトに隣接して生成しているので、光学顕微鏡ではマルテンサイトと識別することは難しく、ＳＥＭを用いて３０００倍以上の倍率で観察することで識別できる。例えば、従来の０．０３％Ｃ−１．５％Ｍｎ−０．５％Ｃｒ鋼の組織を詳細に調査すると、光学顕微鏡での観察や１０００倍程度の倍率でのＳＥＭでの観察では粗大なパーライトのみが識別され、第２相の体積率に占めるパーライトもしくはベイナイトの体積率は１０％程度と測定されるが、４０００倍のＳＥＭ観察で詳細に調査を行うと、パーライトもしくはベイナイトの第２相の体積率に占める割合は３０~４０％を占める。このようなパーライトもしくはベイナイトを抑制することで低いＹＰと高い伸びフランジ成形性を同時に得ることが出来る。
　焼鈍後に緩冷却が施されるＣＧＬ熱履歴において、このような微細なパーライトもしくはベイナイトを十分に低減するために、各種元素の焼入性を調査した。その結果、これまでに焼入性元素としてよく知られるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂに加え、Ｐも大きな焼入性向上効果を有していることが明らかになった。また、ＢはＴｉやＡｌと複合で添加すると焼入性向上効果が顕著に増加するが、所定量以上添加しても焼入性の向上効果は飽和するで、これらの効果は次式の様にＭｎ当量式として表されることがわかった。
［Ｍｎｅｑ］＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊＋２［％Ｖ］＋３．３［％Ｍｏ］
Ｂ＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５
但し、［％Ｂ］＝０の場合はＢ＊＝０、Ｂ＊≧０．００２２のときはＢ＊＝０．００２２とする。
ここで、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］、［％Ｖ］、［％Ｍｏ］、［％Ｔｉ］、［％Ａｌ］は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ＋ｓｏｌ．Ａｌのそれぞれの含有量を表す。
　Ｂ＊は、Ｂ、Ｔｉ、Ａｌ添加により固溶Ｂを残存させて焼入性を向上させる効果を表す指標であり、Ｂが無添加の鋼ではＢ添加による効果は得られないのでＢ＊＝０である。また、Ｂ＊が０．００２２以上である場合、Ｂによる焼入性の向上効果は飽和するので、Ｂ＊は０．００２２となる。
　この［Ｍｎｅｑ］を２．２以上とすることで焼鈍後に緩冷却が施されるＣＧＬ熱履歴においてもパーライトならびにベイナイトが十分抑制される。したがって、ＹＰを低減しつつ優れた伸びフランジ成形性を確保するためには、［Ｍｎｅｑ］は２．２以上とする必要がある。さらに低ＹＰ化、伸びフランジ成形性向上の観点からは［Ｍｎｅｑ］は２．３以上とすることが望ましく、２．４以上とすることがさらに望ましい。［Ｍｎｅｑ］が３．１を超える場合には、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｐの添加量が多くなりすぎ、十分低いＹＰ、優れた耐食性を同時に確保することが困難になる。したがって、［Ｍｎｅｑ］は３．１以下とする。
　Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下
　上述のとおり、低ＹＰ化しつつ伸びフランジ成形性を向上させるには少なくとも［Ｍｎｅｑ］の適正化が必要であるが、それだけでは不十分であり、Ｍｎ量や後述するＭｏ、Ｐ、Ｂの含有量を所定範囲に制御する必要がある。すなわち、Ｍｎは焼入性を高め、第２相中のマルテンサイトの比率を増加させるために添加される。しかしながら、その含有量が多すぎると、焼鈍過程におけるα→γ変態温度が低くなり、再結晶直後の微細なフェライト粒界あるいは再結晶途中の回復粒の界面にγ粒が生成するので、フェライト粒が展伸して不均一になるとともに第２相が微細化してＹＰが上昇するので、Ｍｎ量は１．９％以下とする。一方、Ｍｎ量が少なすぎると他の元素を多量に添加しても十分な焼入性を確保することは困難になる。また、ＭｎＳが微細に多数分散して耐食性が劣化する。十分な焼入性ならびに耐食性を確保するためにＭｎは少なくとも１．０％以上添加する必要がある。
したがって、Ｍｎ量は１．０％以上１．９％以下とする。さらに耐食性を向上させる観点からはＭｎは１．２％以上とすることが望ましく、さらに低ＹＰ化する観点からはＭｎ量は１．８％以下とすることが望ましい。
　Ｍｏ：０．１５％未満
　Ｍｏは焼入性を向上させてパーライトの生成を抑制し、伸びフランジ成形性を向上させる観点から添加することができる。しかしながら、ＭｏはＭｎと同様に第２相を微細化する作用が強く、さらにフェライト粒を微細化する作用も強い。したがって、Ｍｏは過剰に添加するとＹＰを著しく増加させる。また、Ｍｏは極めて高価な元素であり添加量が多いと著しいコストアップにつながる。したがって、ＹＰの低減ならびに低コスト化の観点からＭｏの添加量は０．１５％未満に限定する（０％を含む）。より一層低ＹＰ化する観点からはＭｏは０．０５％以下とすることが望ましく、０．０２％以下とすることがより望ましい。Ｍｏを含まないことが最も好ましい。
　［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９
　低ＹＰ化するには、Ｍｎ、Ｍｏのそれぞれの含有量に加え、これらの含有量を所定範囲に制限する必要がある。これらの含有量の重み付け当量式である［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］が１．９を超えるとＹＰが上昇するので［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］は１．９以下にする必要がある。
　Ｐ：０．０１５％以上０．０５０％以下
　Ｐは本発明において低ＹＰ化と伸びフランジ成形性の向上を達成する重要な元素である。つまり、Ｐは後述するＣｒやＢと併用して所定範囲で含有させることで、低い製造コストで低ＹＰ化、優れた伸びフランジ成形性が同時に得られるとともに、優れた耐食性の確保も可能になる。
　Ｐは従来固溶強化元素として活用されており、低ＹＰ化の観点からは低減することが望ましいと考えられていた。しかしながら、上述したようにＰは微量添加でも大きな焼入性の向上効果を有していることが明らかになり、さらにＰは第２相をフェライト粒界の３重点に均一かつ粗大に分散させる効果があるので、同一Ｍｎ当量でもＭｎやＭｏを活用するよりもＰを活用した方がＹＰが低くなることが明らかになった。また、強度と伸びフランジ成形性のバランスを改善する効果や耐食性を向上させる作用も有することが明らかになった。したがって、焼入元素としてＰを活用してＭｎ、Ｍｏの添加量を削減することで低いＹＰと高い伸びフランジ成形性を同時に得ることができ、Ｐを活用してＣｒを低減することで耐食性が著しく向上する。
　図１、図２は、Ｃ：０．０２８％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．６％、Ｐ：０．００５~０．０５４％、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％、Ｃｒ：０．２０％、Ｎ：０．００３％、Ｂ：０．００１％とした鋼（記号◆）のＹＰ、伸びフランジ成形性（穴拡げ率：λ）の関係を調査した結果を示す。また、比較として、Ｍｎ：１．９％とした高Ｍｎ鋼（記号×）、Ｃｒ：０．４２％とした高Ｃｒ鋼（記号○）、Ｃｒ：ｔｒ．、Ｍｏ：０．１８％とした高Ｍｏ鋼（記号●）の特性値を併せて示す。比較鋼においてその他の元素はＰを変化させたベース鋼と同一である。
　試験片は以下の方法にて作製した。すなわち、２７ｍｍ厚のスラブを１２００℃に加熱後、仕上圧延温度８５０℃で２．８ｍｍまで熱間圧延し、圧延後ただちに水スプレー冷却を行い５７０℃で１ｈｒの巻取処理を施した。さらに０．７５ｍｍまで圧延率７３％で冷間圧延した後に６８０~７５０℃の範囲の平均加熱速度が２℃／ｓｅｃとなるように加熱し、７８０℃で４０ｓｅｃ均熱保持した後に、焼鈍温度から４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬するまでの平均冷却速度７℃／ｓｅｃでなおかつ４８０℃以下の温度域での保持時間が１０ｓｅｃとなるように冷却し、その後４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施した後、めっきを合金化処理するために５１０℃で１５ｓｅｃの保持を行い、その後３００℃以下の温度域まで２５℃／ｓｅｃの平均冷却速度にて冷却し、０．１％の伸長率で調質圧延を施した。なお、３００℃~２０℃までの冷却速度は１０℃／ｓとした。
　得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠）を実施した。また、伸びフランジ成形性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴拡げ試験により評価した。すなわち、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルにポンチ径１０ｍｍ、ダイス径１０．２ｍｍ（クリアランス１３％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角６０度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行った際のｄ０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴拡げ率λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００として求めた。
　図１、図２より、Ｍｎ添加量を１．６％と比較的低く抑えた鋼においてＰを添加することで焼入性が改善してフェライトとマルテンサイトもしくは残留γ主体の組織になるとともに第２相が均一に分散するようになるので、ＹＰが顕著に低下するとともに穴拡げ率λが顕著に増加する。Ｐの添加量が０．０１５％以上０．０５０％以下の時にＹＰは２２０ＭＰａ以下に抑えられ、ＴＳ×λ≧３８０００（ＭＰａ・％）、λ≧９０％の高いλが得られる。Ｐ添加により、ＴＳ、λの両者が増加するので、ＴＳ×λはＰ添加により顕著に増加する。これに対して、ＭｎやＭｏを多量に添加した鋼は、λは高いがＹＰが高い。一方、Ｃｒを多量に添加した鋼はＹＰが低くλも高いがＣｒ添加量が多いことにより耐食性が著しく劣位である。
　このようなＰ添加による低ＹＰ化、伸びフランジ性の向上、耐食性の改善といった効果を得るにはＰは少なくとも０．０１５％以上添加する必要がある。
しかしながら、Ｐは０．０５０％を超えて添加されると焼入性向上効果や組織の均一化、粗大化効果が飽和するとともに、固溶強化量が大きくなり過ぎて低いＹＰが得られなくなる。また、Ｐは０．０５０％を超えて添加されると地鉄とめっき層の合金化反応が著しく遅延して耐パウダリング性が劣化する。また、溶接性も劣化する。したがって、Ｐ量は０．０５０％以下とする。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂはフェライト粒やマルテンサイトを均一、粗大化する作用、焼入性を向上させてパーライトを抑制する作用がある。このため、所定量の［Ｍｎｅｑ］を確保しつつＭｎをＢで置換することで高い伸びフランジ成形性を確保しつつ、低ＹＰ化が図られる。しかしながら、Ｂは０．００５％を超えて添加すると鋳造性や圧延性が著しく低下する。したがって、Ｂは０．００５％以下の範囲で添加することが望ましい。Ｂ添加による低ＹＰ化の効果をさらに発揮させるにはＢは０．０００２％以上添加するのがよく、さらには０．００１０％超添加するのがよい。
　（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜３．５
　極めて低いＹＰと高い伸びフランジ成形性を両立するには、Ｍｎ当量の適正化やＭｎ、Ｍｏの添加量の適正化に加えて、Ｍｎ、Ｍｏといった第２相やフェライト粒を微細化する作用のある元素とＣｒ、Ｐ、Ｂといった第２相を均一粗大に分散させる作用のある元素の組成比を所定範囲に制御する必要がある。これにより、第２相が粒界の３重点に分散した組織となり、高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低いＹＰを得ることができる。
　図３はＣ：０．０２７％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．５~２．２％、Ｐ：０．００２~０．０４８％、Ｓ：０．００３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０６％、Ｃｒ：０．１５~０．３３％、Ｎ：０．００３％、Ｂ：０~０．００１６％、Ｔｉ：無添加、Ｍｏ：０．０１％、Ｖ：０．０１％として、［Ｍｎｅｑ］が２．５０から２．５５の範囲でほぼ一定となるようにＭｎの添加量とＰ、Ｃｒ、Ｂの添加量をバランスさせた鋼について（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）とＹＰの関係を調査した結果を示す。サンプルの作成方法ならびにＹＰの評価方法は先（図１、２の場合）と同じである。これより、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）が３．５未満でＹＰが低くなり、２．８未満でさらに低いＹＰが得られる。なお、上記の鋼は何れもＴＳ≧４４０ＭＰａの強度を有している。
　そこで、適正な［Ｍｎｅｑ］、［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）の範囲をより明確化するためにＭｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｂの組成を広く変化させた鋼について機械特性を調査した。供試鋼の化学成分は、Ｃ：０．０２２~０．０３０％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．３６~２．１７、Ｐ：０．００１~０．０４２％、Ｓ：０．００８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０６％、Ｎ：０．００３％、Ｂ：０~０．００１８％、Ｃｒ：０．２０~０．３８％、Ｍｏ：０．０１％、Ｖ：０．０１％、Ｔｉ：０~０．００５％であり、第２相の体積率が約４~５％の範囲でほぼ一定となるようにＣ量を調整した。サンプルの作製方法は先と同様である。
　得られた結果を図４に示す。図４においてＹＰ≦２１５ＭＰａかつＴＳ×λ≧４００００（ＭＰａ・％）の鋼板を●で示し、２１５ＭＰａ＜ＹＰ≦２２０ＭＰａかつＴＳ×λ≧４００００（ＭＰａ・％）の鋼板を○で示し、２１５ＭＰａ＜ＹＰ≦２２０ＭＰａかつ３８０００（ＭＰａ・％）≦ＴＳ×λ＜４００００（ＭＰａ・％）の鋼板を△で示した。また、上記の特性を満足しないＹＰ＞２２０ＭＰａ又はＴＳ×λ＜３８０００（ＭＰａ・％）の鋼板を◆で示した。
　これより、［Ｍｎｅｑ］が２．２以上、［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］が１．９以下、かつ（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜３．５を満足するときに、低いＹＰと高いＴＳ×λが同時に得られることがわかる。さらに、［Ｍｎｅｑ］が２．３以上を満足することでＴＳ×λがより一層向上し、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜２．８を満足するときに、ＹＰがより一層低下し非常に低いＹＰと高いＴＳ×λが同時に得られる。このような鋼板はフェライトを主としてマルテンサイトからなる組織を有し、パーライトやベイナイトの生成量は低減されている。また、フェライト粒は均一、粗大であり、マルテンサイトは主にフェライト粒の３重点に均一に分散している。
以上より、［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］は１．９以下とする。また、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）は３．５未満とし、さらに好ましくは２．８未満とする。
　Ｃ：０．０１５％超０．１０％未満
　Ｃは所定量の第２相の体積率を確保するために必要な元素である。Ｃ量が少ないと第２相が形成されなくなり、穴拡げ性は増加するが、ＹＰが著しく増加する。所定量の第２相の体積率を確保し十分低いＹＰを得るためには、Ｃは０．０１５％超とする必要がある。耐時効性を向上させ、ＹＰをさらに低減する観点からはＣは０．０２％以上とすることが望ましい。一方、Ｃ量が０．１０％以上となると第２相の体積率が多くなりすぎてＹＰが増加し、伸びフランジ成形性も低下する。また、溶接性も劣化する。したがって、Ｃ量は０．１０％未満とする。より低いＹＰを得つつ優れた伸びフランジ成形性を確保するためにはＣ量は０．０６０％未満とすることが好ましく、０．０４０％未満とすることがさらに好ましい。
　Ｓｉ：０．５％以下
　Ｓｉは微量添加することで熱間圧延でのスケール生成を遅延させて表面品質を改善する効果、めっき浴中あるいは合金化処理中の地鉄と亜鉛の合金化反応を適度に遅延させる効果、鋼板のミクロ組織をより均一、粗大化する効果等があるので、このような観点から添加することができる。しかしながら、Ｓｉを０．５％超えで添加するとめっき外観品質が劣化して外板パネルへの適用が難しくなるとともにＹＰの上昇を招くので、Ｓｉ量は０．５％以下とする。さらに表面品質を向上させ、ＹＰを低減する観点からＳｉは０．３％以下とするのが望ましく、０．２％未満とするのがさらに望ましい。Ｓｉは任意に添加できる元素であり、下限は規定しないが（Ｓｉ：０％を含む）、上記の観点からＳｉは０．０１％以上添加するのが好ましく、０．０２％以上添加するのがさらに好ましい。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは適量含有させることで鋼板の一次スケールの剥離性を向上させ、めっき外観品質を向上させる作用があるので、含有させることが出来る。しかしながら、Ｓはその含有量が多いと鋼中に析出するＭｎＳが多くなりすぎ鋼板の伸びや伸びフランジ成形性を低下させる。また、スラブを熱間圧延する際に熱間延性を低下させ、表面欠陥を発生させやすくする。さらには耐食性を僅かに低下させる。このため、Ｓ量は０．０３％以下とする。伸びフランジ成形性や耐食性を向上させる観点から、Ｓは０．０２％以下とすることが望ましく、０．０１％以下とすることがより望ましく、０．００２％以下とすることはさらに望ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下
　ＡｌはＮを固定してＢの焼入性向上効果を促進する目的、耐時効性を向上させる目的、介在物を低減して表面品質を向上させる目的で添加される。Ｂの焼入性向上効果や耐時効性を向上させる観点からｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１％以上とする。このような効果をより発揮させるためには、ｓｏｌ．Ａｌは０．０１５％以上含有させることが望ましく、０．０４％以上とすることがさらに望ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌを０．５％を超えて添加しても固溶Ｂを残存させる効果や耐時効性を向上させる効果は飽和し、徒にコストアップを招く。また、鋳造性を劣化させて表面品質を劣化させる。このためｓｏｌ．Ａｌは０．５％以下とする。優れた表面品質を確保する観点からはｓｏｌ．Ａｌは０．２％未満とするのが望ましい。
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、Ｂの低ＹＰ化しつつ伸びフランジ成形性を向上させる効果をＢＮの形成を通じて消失させる弊害がある。また、微細なＡｌＮを形成して粒成長性を低下させ、ＹＰの上昇をもたらす。さらには、固溶Ｎが残存すると耐時効性が劣化する。このような観点からＮは厳密に制御されなければならない。Ｎ含有量が０．００５％を超えるとＹＰが上昇するとともに耐時効性が劣化し、外板パネルへの適用性が不十分となる。以上より、Ｎの含有量は０．００５％以下とする。ＡｌＮの析出量を軽減してより一層ＹＰを低減する観点からはＮは０．００４％以下にすることが望ましい。
　Ｔｉ：０．０２０％未満
　Ｔｉは、Ｎを固定してＢの焼入性を向上させる効果、耐時効性を向上させる効果や鋳造性を向上させる効果があり、このような効果を補助的に得るために任意に添加できる元素である。しかし、その含有量が多くなると鋼中でＴｉＣやＴｉ（Ｃ，Ｎ）といった微細な析出物を形成して著しくＹＰを上昇させるとともに、焼鈍後の冷却中にＴｉＣを生成してＢＨを減少させる作用があるので、添加する場合はＴｉの含有量は適正範囲に制御する必要がある。Ｔｉの含有量が０．０２０％以上になると著しくＹＰが増加する。したがって、Ｔｉの含有量は０．０２０％未満とする。Ｔｉは任意に添加できる元素であり、下限は規定しないが（Ｔｉ：０％を含む）、ＴｉＮの析出によりＮを固定してＢの焼入性の向上効果を発揮させるためにはＴｉの含有量は０．００２％以上とするのが好ましく、ＴｉＣの析出を抑えて低いＹＰを得るためにはＴｉの含有量は０．０１０％未満とするのが好ましい。
　Ｖ：０．４％以下
　Ｖは焼入性を向上させる元素であり、ＹＰや伸びフランジ成形性に及ぼす影響は小さく、めっき品質や耐食性を劣化させる作用も小さいので、ＭｎやＣｒの代替として活用することができる。Ｖは上記の観点から０．００２％以上添加するのが好ましく、０．０１％以上添加するのがさらに好ましい。しかしながら、０．４％を超えて添加すると著しいコスト増になるので、Ｖは０．４％以下で添加することが望ましい。
　残部は、鉄および不可避不純物であるが、更に以下の元素を所定量含有させることもできる。
　下記のＮｂ、ＷおよびＺｒのうちの少なくとも１種：
　Ｎｂ：０．０２％未満
　Ｎｂは組織を細粒化するとともにＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を析出させ鋼板を強化する作用があるので、高強度化の観点から添加することができる。Ｎｂは上記の観点から０．００２％以上添加するのが好ましく、０．００５％以上添加するのがさらに好ましい。しかしながら、０．０２％以上添加するとＹＰが著しく上昇するので、Ｎｂは０．０２％未満で添加することが望ましい。
　Ｗ：０．１５％以下
　Ｗは焼入性元素、析出強化元素として活用できる。Ｗは上記の観点から０．００２％以上添加するのが好ましく、０．００５％以上添加するのがさらに好ましい。しかしながら、その添加量が多すぎるとＹＰの上昇を招くのでＷは０．１５％以下で添加することが望ましい。
　Ｚｒ：０．１％以下
　Ｚｒも同様に焼入性元素、析出強化元素として活用できる。Ｚｒは上記の観点から０．００２％以上添加するのが好ましく、０．００５％以上添加するのがさらに好ましい。しかしながら、その添加量が多すぎるとＹＰの上昇を招くのでＺｒは０．１％以下で添加することが望ましい。
　下記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｃｅ、ＬａおよびＭｇのうちの少なくとも１種：
　Ｃｕ：０．５％以下
　Ｃｕは耐食性を僅かに向上させるので、耐食性向上の観点から添加することが望ましい。また、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを削減することができる。耐食性向上の観点からＣｕは０．０１％以上添加するのが好ましく、０．０３％以上添加するのがさらに望ましい。しかしながら、その含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となるので、Ｃｕは０．５％以下とするのが望ましい。
　Ｎｉ：０．５％以下
　Ｎｉも耐食性を向上する作用のある元素である。また、ＮｉはＣｕを含有させる場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用がある。したがって、耐食性を向上させつつ表面品質を改善する観点からＮｉは０．０１％以上添加するのが好ましく、０．０２％以上添加するのがさらに望ましい。しかし、Ｎｉの添加量が多くなりすぎると加熱炉内でのスケール生成が不均一になり表面欠陥の原因になるとともに、著しいコスト増となる。したがって、Ｎｉは０．５％以下とする。
　Ｃａ：０．０１％以下
　Ｃａは鋼中のＳをＣａＳとして固定し、さらには腐食生成物中のｐＨを増加させ、ヘム加工部やスポット溶接部周辺の耐食性を向上させる作用がある。また、ＣａＳの生成により伸びフランジ成形性を低下させるＭｎＳの生成を抑制し、伸びフランジ成形性を向上させる作用がある。このような観点からＣａは０．０００５％以上添加することが望ましい。しかしながら、Ｃａは溶鋼中で酸化物として浮上分離しやすく、鋼中に多量に残存させることは難しい。したがって、Ｃａの含有量は０．０１％以下とする。
　Ｃｅ：０．０１％以下
　Ｃｅも鋼中のＳを固定し、伸びフランジ成形性ならびに耐食性を向上させる目的で添加することができる。Ｃｅは上記の観点から０．０００５％以上添加するのが好ましい。しかし、高価な元素であるので多量添加するとコストアップになる。したがって、Ｃｅは０．０１％以下で添加するのが望ましい。
　Ｌａ：０．０１％以下
　Ｌａも鋼中のＳを固定し、伸びフランジ成形性ならびに耐食性を向上させる目的で添加することができる。Ｌａは上記の観点から０．０００５％以上添加するのが好ましい。しかし、高価な元素であるので多量添加するとコストアップになる。したがって、Ｌａは０．０１％以下で添加するのが望ましい。
　Ｍｇ：０．０１％以下
　Ｍｇは酸化物を微細分散させ、組織を均一化する観点から添加することが出来る。Ｍｇは上記の観点から０．０００５％以上添加するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多いと表面品質が劣化するので、Ｍｇは０．０１％以下で添加することが望ましい。
　下記のＳｎおよびＳｂのうちの少なくとも１種：
　Ｓｎ：０．２％以下
　Ｓｎは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数十ミクロン領域の脱炭や脱Ｂを抑制する観点から添加するのが望ましい。これにより、疲労特性、耐時効性、表面品質などが改善される。窒化や酸化を抑制する観点からＳｎは０．００２％以上添加するのが好ましく、０．００５％以上添加するのがさらに望ましいが、０．２％を超えるとＹＰの上昇や靱性の劣化を招くのでＳｎは０．２％以下で含有させるのが望ましい。
　Ｓｂ：０．２％以下
　ＳｂもＳｎと同様に鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数十ミクロン領域の脱炭や脱Ｂを抑制する観点から添加するのが望ましい。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表層においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止したり、Ｂの減少により焼入性が低下するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善する。また、溶融亜鉛めっきの濡れ性を向上させてめっき外観品質を向上させることが出来る。窒化や酸化を抑制する観点からＳｂは０．００２％以上添加するのが好ましく、０．００５％以上添加するのがさらに望ましいが、０．２％を超えるとＹＰの上昇や靱性の劣化を招くのでＳｂは０．２％以下で含有させるのが望ましい。
　２）組織
　本発明の鋼板組織は、主としてフェライト、マルテンサイト、微量の残留γ、パーライト、ベイナイトからなり、この他に微量の炭化物を含む。最初にこれらの組織形態の測定方法を説明する。
　第２相の体積率は、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、鋼板１／４厚み位置においてＳＥＭで４０００倍の倍率にて１０視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して第２相の面積率を測定することにより求めた。すなわち、本発明の鋼板は圧延方向、圧延直角方向の組織形態の差が小さく、いずれの方向に測定した第２相の面積率はほぼ同一の値を示したので、ここではＬ断面にて測定した第２相の面積率を第２相の体積率とした。
　組織写真で、フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、炭化物がラメラー状もしくは点列状に生成している領域をパーライトもしくはベイナイトとし、白いコントラストの付いている粒子をマルテンサイトもしくは残留γとした。マルテンサイトおよび残留γの体積率は、この白いコントラストの領域の面積率を測定して求めた。なお、ＳＥＭ写真上で認められる直径０．４μｍ以下の微細な点状粒子は、ＴＥＭ観察より主に炭化物であり、また、これらの面積率は非常に少ないため、材質に殆ど影響しないと考え、ここでは０．４μｍ以下の粒子径の粒子は体積率の評価から除外し、主にマルテンサイトであり微量の残留γを含む白いコントラストの粒子とパーライトおよびベイナイトであるラメラーもしくは点列状の炭化物を含む組織を対象として体積率を求めた。第２相の体積率はこれらの組織の総量を示す。このような第２相粒子のうち、３本以上のフェライト粒界と接している粒子をフェライト粒界の３重点に存在する第２相粒子とし、その体積率を求めた。なお、第２相同士が隣接して存在している場合は、両者の接触部分が一旦粒界と同じ幅になっているものは別々にカウントし、粒界の幅より広い場合、つまりある幅で接触している場合は一つの粒子としてカウントした。
　残留γの体積率は、ＣｏをターゲットとしたＫαＸ線源を用い、鋼板１／４厚み位置でのＸ線回折によるαの｛２００｝｛２１１｝｛２２０｝面、γの｛２００｝｛２２０｝｛３１１｝面の積分強度比より求めた。
マルテンサイトの体積率は、上記のＳＥＭ観察により求められたマルテンサイトおよび残留γの体積率からＸ線回折により求められた残留γの体積率を差し引くことにより求めた。
　第２相の体積率：２~１２％
　低いＹＰを得るためには、第２相の体積率を２％以上とする必要がある。しかしながら、第２相の体積率が１２％を超えるとＹＰが上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、第２相の体積率は２~１２％の範囲とする。さらに低いＹＰと優れた伸びフランジ成形性を得るためには第２相の体積率は１０％以下とするのが好ましく、８％以下とすることが更に好ましく、６％以下とすることがより一層好ましい。
　マルテンサイトの体積率：１~１０％
　低いＹＰを得るためには、マルテンサイトの体積率を１％以上とする必要がある。しかしながら、マルテンサイトの体積率が１０％を超えるとＹＰが上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、マルテンサイトの体積率は１~１０％の範囲とする。さらに低いＹＰと優れた伸びフランジ成形性を得るためにはマルテンサイトの体積率は８％以下とするのが好ましく６％以下とすることが更に好ましい。
　残留γの体積率：０~５％
　本発明において残留γは０~５％含有させることができる。すなわち、本発明においては、鋼の成分組成が適正化されており、なおかつＣＧＬにおける加熱速度、冷却速度、４８０℃以下における保持時間が適正化されているので、残留γは粗大に主に粒界の３重点に生成している。また、残留γはマルテンサイトやベイナイトと比べると軟質であり、マルテンサイトの周囲に形成される焼入歪も有していない。このため、本鋼において形成される残留γは体積率が５％以下ではＹＰの上昇に殆ど寄与しないことが明らかになった。しかしながら、残留γの体積率が５％を超えるとＹＰがわずかに上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、残留γの体積率は０~５％の範囲とする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは残留γの体積率は４％以下とすることが望ましく、３％以下とすることがさらに望ましい。
　第２相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率：７０％以上
　焼鈍後に緩冷却が施されるＣＧＬの熱履歴では［Ｍｎｅｑ］が適正化されていなければ、マルテンサイトに隣接して微細なパーライトが生成し伸びフランジ成形性が著しく劣化するとともに、ベイナイトが生成してＹＰを上昇させる。パーライトならびにベイナイトを十分抑制して低いＹＰと優れた伸びフランジ成形性を同時に確保するためには、第２相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率を７０％以上とする必要がある。
　第２相体積率のうち粒界３重点に存在するものの体積率の比率：５０％以上
　優れた伸びフランジ成形性を確保しつつＹＰを十分低減するためには、第２相の種類や体積率の制御に加えて、第２相の存在位置も適正化する必要がある。つまり、同一の第２相体積率、同一の第２相に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率の鋼板であっても、第２相が微細で第２相が不均一に生成した鋼板ではＹＰが高い。また、第２相が不均一に生成すると伸びフランジ成形性が低下する。これに対して第２相が主に粒界３重点に均一、粗大に分散した鋼板では高い伸びフランジ成形性を維持しつつＹＰが低減されることを知見した。また、このような低いＹＰと高い伸びフランジ成形性を得るためには、第２相体積率のうち粒界３重点に存在するものの体積率の比率を５０％以上に制御すればよいことを知見した。つまり、第２相の存在位置としては、フェライト粒内、フェライト粒界のいずれかが考えられるが、第２相はエネルギー的に安定なフェライト粒界を通常は選択して生成する。通常、第２相のうち８０％以上はフェライト粒界に析出する。このため、第２相はフェライト粒界上に連結して生成しやすく、不均一に分散しやすい。一方、鋼組成や焼鈍条件を適正化することで、フェライト粒界の中でも粒界の３重点に第２相を分散させることができる。この場合、第２相は均一に分散する。組織形態をこのように制御することで、第２相を粗大に分散させつつ第２相同士の連結した箇所を低減することが出来、ＹＰを低減しつつ高い伸びフランジ成形性を維持することが出来る。ＹＰが低減される理由については必ずしも明らかではないが、第２相が均一、粗大に分散してマルテンサイト粒同士の間隔が十分確保されることで、初期のマルテンサイト周囲からの変形が容易に生じるようになると考えられる。したがって、第２相体積率のうち粒界３重点に存在するものの体積率の比率は５０％以上とする。
　このような組織形態は、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ等の組成範囲を適正化し、なおかつ焼鈍時の加熱速度等を適正化することにより得られる。
　３）製造条件
　本発明の鋼板は、上述したように、上記のように限定された成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）において、６８０~７５０℃の温度範囲を５．０℃／ｓｅｃ未満の平均加熱速度で加熱し、さらに７５０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から亜鉛めっき浴に浸漬するまでの平均冷却速度が２~３０℃／ｓｅｃでなおかつ４８０℃以下の温度域の保持時間が３０ｓｅｃ以下となるように冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、亜鉛めっき後５~１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却し、あるいは亜鉛めっき後さらにめっきの合金化処理を施し、合金化処理後５~１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する方法により製造できる。
　熱間圧延：
　鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などで行える。熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００~１３００℃、仕上圧延温度はＡｒ３変態点~Ａｒ３変態点＋１５０℃、巻取温度は４００~７２０℃とすればよい。ｒ値の面内異方性を低減する観点、ＢＨを向上させる観点からは、熱延後の冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上とすることが望ましく、巻取温度は６００℃以下とするのが望ましい。
　外板用の美麗なめっき表面品質を得るためには、スラブ加熱温度は１２５０℃以下として鋼板表面に生成した１次、２次スケールを除去するためにデスケーリングを十分行い、仕上圧延温度を９００℃以下とするのが望ましい。
　冷間圧延：
　冷間圧延では、圧延率を５０~８５％とすればよい。ｒ値を向上させて深絞り性を向上させる観点からは圧延率は６５~７３％とするのが好ましく、ｒ値やＹＰの面内異方性を低減する観点からは、圧延率は７０~８５％にすることが好ましい。
　ＣＧＬ：
　冷間圧延後の鋼板には、ＣＧＬで焼鈍とめっき処理、又はめっき処理後さらに合金化処理が施される。焼鈍時の加熱速度は低ＹＰと優れた伸びフランジ成形性を両立するための所望の組織形態を得るために制御しなければならない重要な製造条件である。図５にＣ：０．０２８％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．７３％、Ｐ：０．０３０％、Ｃｒ：０．１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０６％、Ｂ：０．００１３％を含有する鋼における焼鈍時の６８０~７５０℃の平均加熱速度とＹＰ、穴拡げ率の関係を示す。なお、加熱速度以外のサンプル作製条件については先（図１、２の場合）と同じ条件とした。焼鈍時の加熱速度が５．０℃／ｓｅｃ未満になると第２相が均一、粗大に分散し、ＹＰが顕著に低下する。また、このとき、穴拡げ率は高い値を維持する。つまり、加熱速度を適正化することで低いＹＰと高い伸びフランジ成形性を両立することが出来る。焼鈍時の６８０~７５０℃における加熱速度がＹＰに顕著な影響を及ぼすのは、この温度域で再結晶とα→γ変態が同時に進行するためであり、加熱速度が速いと再結晶が十分完了しないままα→γ変態が進行し、γが未再結晶粒の界面に多数生成して冷却後に第２相が微細分散するためである。以上より、焼鈍時の６８０~７５０℃の平均加熱速度は５．０℃／ｓｅｃ未満とする。
　焼鈍温度は７５０℃以上８３０℃以下とする。７５０℃未満では炭化物の固溶が不十分となり、安定して第２相の体積率が確保できなくなる。８３０℃超ではパーライトやベイナイトが生成しやすくなったり残留γの生成量が多くなりすぎて十分低いＹＰが得られなくなる。均熱時間は通常の連続焼鈍で実施される７５０℃以上の温度域で２０ｓｅｃ以上２００ｓｅｃ以下とすればよく、４０ｓｅｃ以上２００ｓｅｃ以下とすることがより好ましい。
　均熱後は、焼鈍温度から通常４５０~５００℃に保持されている亜鉛めっき浴に浸漬するまでの平均冷却速度が２~３０℃／ｓｅｃとなり、なおかつ当該冷却過程における４８０℃以下の温度域の保持時間が３０ｓｅｃ以下となるように冷却する。冷却速度を２℃／ｓｅｃ以上とすることで、５００~６５０℃の温度域でパーライトが生成するのを抑制し、優れた伸びフランジ成形性を得ることができる。また、冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以下とすることで、ベイナイトや残留γの生成量が過剰になるのを抑制するとともに、粒界３重点以外に生成する第２相の体積率を低減し、ＹＰを低く抑えることができる。また、４８０℃以下の温度域での保持時間を３０ｓｅｃ以下とすることで、微細なベイナイト、微細な残留γ、微細なマルテンサイトが粒界３重点以外の位置で生成するのを抑制し、ＹＰを低く抑えることが出来る。
　その後、亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきするが、必要に応じてさらに４７０~６５０℃の温度域で４０ｓｅｃ以内保持することにより合金化処理を施すこともできる。従来の［Ｍｎｅｑ］が適正化されていない鋼板ではこのような合金化処理を施すことにより材質が著しく劣化していたが、本発明の鋼板ではＹＰの上昇が小さく、良好な材質を得ることができる。
　亜鉛めっき後もしくは合金化処理する場合は合金化処理後、平均冷却速度５~１００℃／ｓｅｃの冷却速度で３００℃以下まで冷却する。冷却速度が５℃／ｓｅｃより遅いと５５０℃付近でパーライトが、また４００℃~４５０℃の温度域でベイナイトが生成してＹＰを上昇させる。また、冷却終了温度が３００℃を超えるとマルテンサイトの焼戻しが顕著に進行してＹＰが上昇する。一方、冷却速度が１００℃／ｓｅｃより大きいと連続冷却中に生じるマルテンサイトの自己焼戻しが不十分となってマルテンサイトが硬質化しすぎて伸びフランジ成形性が低下する。３００℃未満の温度域の冷却速度については特に規定しないが、既存の焼鈍設備の冷却ライン長や冷却方式の中でとりうる０．１~１０００℃／ｓの通常の範囲の冷却速度で冷却すれば所望の特性が得られる。焼戻し調質処理の可能な設備がある場合は、低ＹＰ化の観点から３００℃以下の温度で３０ｓｅｃ~１０ｍｉｎの過時効処理を施すことも可能である。
　得られた亜鉛めっき鋼板に、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点からスキンパス圧延を施すことができる。その場合は、低ＹＰ、高Ｅｌ化の観点からスキンパス伸長率は０．１~０．６％とするのが好ましい。
　表１及び表２に示す鋼番Ａ~ＡＬの鋼を溶製後、２３０ｍｍ厚のスラブに連続鋳造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　このスラブを１１８０~１２５０℃に加熱後、８２０~９００℃の範囲の仕上圧延温度にて熱間圧延を施した。その後、１５~３５℃／ｓｅｃの平均冷却速度で６４０℃以下まで冷却し、巻取温度ＣＴ：４００~６４０℃にて巻き取った。得られた熱延板は７０~７７％の圧延率にて冷間圧延を施し、板厚０．８ｍｍの冷延板とした。
　得られた冷延板を、ＣＧＬにおいて、表３及び表４に示すように、６８０~７５０℃の温度域の加熱速度（平均加熱速度）が０．８~１８℃／ｓｅｃとなるように加熱して、焼鈍温度ＡＴで４０ｓｅｃ焼鈍し、焼鈍温度ＡＴからめっき浴温度までの平均冷却速度を表３及び表４に示す１次冷却速度で冷却した。また、このとき、４８０℃以下に冷却された後にめっき浴に浸漬されるまでの時間を４８０℃以下の保持時間として表３及び表４に示した。その後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、さらに合金化処理を施した後に、もしくは亜鉛めっき後合金化処理しないものは、亜鉛めっき後、めっき浴温から３００℃までの平均冷却速度が表３及び表４に示す２次冷却速度になるようにして３００℃以下に冷却し、亜鉛めっき後合金化処理するものは合金化処理後、合金化温度から３００℃までの平均冷却速度が表３及び表４に示す２次冷却速度になるようにして３００℃以下に冷却した。亜鉛めっきは、浴温：４６０℃、浴中Ａｌ：０．１３％で行い、合金化処理は、めっき浴浸漬後、１５℃／ｓｅｃの平均加熱速度で４８０~５４０℃まで加熱してめっき中Ｆｅ含有量が９~１２％の範囲になるように１０~２５ｓｅｃ保持して行った。めっき付着量は片側あたり４５ｇ／ｍ２とし両面に付着させた。なお、３００℃~２０℃までの冷却速度は１０℃／ｓとした。得られた溶融亜鉛めっき鋼板に０．１％の伸長率の調質圧延を施し、サンプル採取した。
　得られたサンプルについて、先に述べた方法にて第２相の体積率、第２相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率（第２相中のマルテンサイトおよび残留γの比率）、第２相のうち粒界３重点に存在するものの体積率の比率（第２相中の粒界３重点に存在する第２相の比率）を調査した。また、ＳＥＭ観察により鋼組織の種別を分離した。さらに、圧延方向と直角方向よりＪＩＳ５号試験片を採取して引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠）を実施し、ＹＰ、ＴＳを評価した。また、先に述べた方法により穴拡げ率λを評価した。
　さらに、ヘム加工部やスポット溶接部周辺を模擬した構造体にて各鋼板の耐食性を評価した。すなわち、得られた鋼板を２枚重ねてスポット溶接して鋼板同士が密着した状態とし、さらに実車での塗装工程を模擬した化成処理、電着塗装を施した後にＳＡＥＪ２３３４腐食サイクル条件にて腐食試験を行った。電着塗装膜厚は２０μｍとした。９０サイクル経過後の腐食サンプルについて腐食生成物を除去し、あらかじめ測定しておいた元板厚からの板厚の減少量を求め腐食減量とした。
　結果を表３及び表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000005
　本発明例の鋼板は、従来のＣｒ、Ｍｎ、Ｐの含有量が適正化されていない鋼と比べると腐食減量が著しく低減し、なおかつＭｎ当量の低い鋼、Ｍｎを多量に添加した鋼、Ｍｏを添加した鋼、あるいは焼鈍時の加熱速度の適正化されていない鋼と比べると同一ＴＳレベルの鋼では低いＹＰ、すなわち低いＹＲを有しつつ高い穴拡げ率λを同時に有している。
　すなわち、従来のＣｒを多量に添加した鋼Ｖ、Ｗは腐食減量が０．５３~０．７８ｍｍと著しく大きい。このような鋼は実部品での穴明き寿命が１~２．５年も低下するので、外板パネルとしての使用が難しい。また、Ｃｒは０．４０％未満でもＰやＭｎの含有量が適正化されていない鋼Ｔ、Ｕ、Ｙは腐食減量が０．４３~０．４６ｍｍとやや大きい。これに対して、本発明鋼の腐食減量は０．２２~０．３９ｍｍであり大幅に低減している。なお、表には記していないが、従来の３４０ＢＨについても耐食性の評価を併せて行ったところ、腐食減量は０．３４~０．３７ｍｍであった。なお、本鋼（従来の３４０ＢＨ）の化学成分は、Ｃ：０．００２％，Ｓｉ：０．０１％，Ｍｎ：０．４％，Ｐ：０．０５％，Ｓ：０．００８％，Ｃｒ：０．０４％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．０６％，Ｎｂ：０．０１％，Ｎ：０．００１８％，Ｂ：０．０００８％であった。このように、本発明鋼は、従来鋼とほぼ同等の耐食性を有していることがわかる。なかでも、Ｃｒ量を０．３０％未満とした成分鋼や、Ｃｒ量をより一層低減しつつＰを多量に添加した鋼Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋや、さらにはＣｒの低減、Ｐの多量添加に加え、Ｃｅ、Ｃａ、Ｌａも複合で添加した鋼Ｍ、Ｒ、Ｓも耐食性が良好であり、Ｃｕ、Ｎｉを複合で添加した鋼Ｎでは特に耐食性が良好である。
　このようにＣｒを低減してＰ量を適正化することにより耐食性を向上させた鋼においても、さらにＭｎ当量、Ｍｎ，Ｍｏの添加量（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）、焼鈍時の加熱速度を適正化した鋼は、パーライトやベイナイトの生成が抑制されるとともに、粒界３重点に存在する第２相の比率が高く、高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低いＹＰが得られる。たとえば、焼鈍時の加熱速度を５．０℃／ｓｅｃ未満とした鋼ＡはＴＳ：４４０ＭＰａ級で２２０ＭＰａ以下の低いＹＰ、４９％以下の低いＹＲと３８０００ＭＰａ・％以上の高いＴＳ×λ（穴拡げ率）を示す。鋼Ｂ，ＣはＭｎ量を減少させつつＰ、Ｂ量を増加させて（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）を同一Ｍｎ当量で順次低減したものであり、同一加熱速度の鋼で比較すると、鋼Ａ，Ｂ，Ｃの順に粒界３重点に存在する第２相の比率が増加して、ＹＰが低減されている。また、鋼Ｄ，Ｅより、［Ｍｎｅｑ］≧２．２で第２相中のマルテンサイトおよび残留γの比率が増加して低いＹＰと高いＴＳ×λ（穴拡げ率）が得られ、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）を本発明範囲に制御しながら［Ｍｎｅｑ］を増加することにより一層ＹＰは低減されλが向上することがわかる。
　また、Ｃ量を順次増加させた鋼Ｇ（ＴＳ：３９０ＭＰａ鋼），Ｈ（ＴＳ：４９０ＭＰａ鋼），Ｉ（ＴＳ：５４０ＭＰａ鋼），Ｊ（ＴＳ：５９０ＭＰａ鋼）は、ＴＳの増加によりＹＳは増加し、λは低下するが、Ｍｎ，Ｍｏ量や（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）が制御されていない従来鋼と比べて同一強度レベルでは同等以上の高いＴＳ×λ（穴拡げ率）を有しつつ、低いＹＰを有している。
　なお、表３、表４に記載の発明例の鋼板はいずれも第２相のうち８０％以上がフェライト粒界に生成しており、フェライト粒界の中でも粒界の３重点に存在する第２相の比率を増加させることが高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低ＹＰ化するのに必要であることがわかる。
　本発明範囲の成分鋼は、焼鈍温度、焼鈍時の加熱速度、１次冷却速度、４８０℃以下の温度域での保持時間、２次冷却速度が所定範囲にあれば、所定の組織形態が得られ、良好な材質が得られている。なかでも、焼鈍時の加熱速度を低減し、４８０℃以下の温度域での保持時間を低減することにより第２相中のマルテンサイト比率や第２相中の粒界３重点に存在する第２相の比率が増加して、より一層低いＹＰと高い穴拡げ率λが得られる。
　これに対して、［Ｍｎｅｑ］が適正化されていない鋼Ｔ，ＹはＹＰが高く穴拡げ率λが低い。［Ｍｎｅｑ］が適正化されていても（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）が適正化されていない鋼ＵはＹＰが高い。Ｐが過剰に添加された鋼ＡＣはＹＰが高い。Ｍｏが多量に添加された鋼ＡＤはＹＰが高い。Ｔｉ，Ｃ，Ｎが適正化されてない鋼ＡＥ，ＡＦ，ＡＧはいずれもＹＰが高い。
　本発明によれば、耐食性に優れ、ＹＰが低く、穴拡げ率の高い高強度溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで製造できるようになる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性、優れた耐面歪性、優れた伸びフランジ成形性を兼ね備えているため、自動車部品の高強度化、薄肉化を可能にする。

Claims (6)

  1. 　鋼の成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０１５％超０．１０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下、Ｐ：０．０１５％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．４０％未満、Ｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１５％未満、Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２０％未満を含有し、更に２．２≦［Ｍｎｅｑ］≦３．１および［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜３．５を満足し、残部鉄および不可避不純物からなり、鋼の組織として、フェライトと第２相を有し、第２相の体積率が２~１２％、第２相として１~１０％の体積率のマルテンサイトと０~５％の体積率の残留γを含み、さらに第２相におけるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率が７０％以上、第２相体積率のうち粒界３重点に存在するものの体積率の比率が５０％以上であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
    ここで、［Ｍｎｅｑ］＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊＋２［％Ｖ］＋３．３［％Ｍｏ］、Ｂ＊＝［％Ｂ］＋［％Ｔｉ］／４８×１０．８×０．９＋［％Ａｌ］／２７×１０．８×０．０２５で表され、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］、［％Ｔｉ］、［％Ａｌ］、［％Ｖ］、［％Ｍｏ］はＭｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ｔｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｖ、Ｍｏのそれぞれの含有量を表す。［％Ｂ］＝０のときはＢ＊＝０、Ｂ＊≧０．００２２のときはＢ＊＝０．００２２とする。
  2. 　（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜２．８を満足することを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　更に、質量％で、Ｎｂ：０．０２％未満、Ｗ：０．１５％以下およびＺｒ：０．１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以下、Ｌａ：０．０１％以下およびＭｇ：０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　更に、質量％で、Ｓｎ：０．２％以下およびＳｂ：０．２％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　請求項１乃至５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した後、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）において、６８０~７５０℃の範囲を５．０℃／ｓｅｃ未満の平均加熱速度で加熱し、その後７５０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から亜鉛めっき浴に浸漬するまでの平均冷却速度が２~３０℃／ｓｅｃでなおかつ４８０℃以下の温度域の保持時間が３０ｓｅｃ以下となるように冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、亜鉛めっき後５~１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する、または亜鉛めっき後さらにめっきの合金化処理を施し、合金化処理後５~１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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