WO2012063969A1 - 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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健二 ▲高▼橋
金晴 奥田
義彦 小野
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention can be applied to press parts that require high formability and plating properties in automobile bodies and home appliances, and has a tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa, and is a high strength molten zinc excellent in uniform elongation and plating properties.
  • the present invention relates to a plated steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • the press formability such as ductility and deep drawability decreases as the strength of the steel sheet increases, it is difficult to apply the high-tensile steel sheet to press parts that require high formability.
  • a steel plate having a low tensile strength of 270 to 340 MPa and excellent formability has been used.
  • the total elongation value evaluated by a tensile test is used. The higher the total elongation, which is the sum of the uniform elongation and local elongation, the more processing can be applied up to the break.
  • a dual-phase (DP) steel sheet in which a hard martensite phase is dispersed in a soft ferrite phase is known.
  • the DP steel sheet is high in strength but low in yield strength, so it has excellent shape freezing property, and further excellent in work hardening characteristics, and exhibits relatively high uniform elongation (for example, Patent Document 1).
  • Patent Document 1 it is difficult to say that DP steel has sufficient workability comparable to 270 to 340 MPa grade steel.
  • transformation-induced plasticity Transformation formation
  • austenite is generated in a soft ferrite phase and austenite transforms into martensite during deformation, and exhibits high ductility, particularly high uniform elongation.
  • TRIP steel plate using an induced plasticity (TRIP) effect is known.
  • TRIP steel sheet there is known a Si-added TRIP steel that stabilizes austenite by delaying carbide formation by adding Si and promoting the concentration of C into austenite (for example, Patent Document 2).
  • the Si-added TRIP steel since Si is a very strong solid solution strengthening element, if Si is contained in an amount necessary for securing retained austenite, the tensile strength must be 590 MPa or more, and TS ⁇
  • the steel sheet is excellent in El balance but has a low absolute value of ductility and uniform elongation.
  • the conventional Si-added TRIP steel sheet has a uniform elongation of less than 24% in the cold-rolled material.
  • Si easily forms a strong oxide film on the surface of the steel sheet during the slab heating, hot rolling and annealing processes, which causes surface defects such as scale residue, uneven plating, and non-plating. Therefore, Si-added TRIP steel needs to be improved in terms of appearance quality.
  • TRIP steel sheet has been proposed in which, like Si, the concentration of C into austenite is promoted, and Al is added which has less influence on strength increase and plating deterioration than Si.
  • Patent Document 3 in a steel sheet in which the amount of Si is reduced and the amount of Al is 1.5-2% and a certain amount of retained austenite is generated, tensile strength (TS): 440-490 MPa, elongation (El): 36-39% A method for producing a steel sheet having excellent ductility and plating adhesion has been reported.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • any of the inventive steels has a yield point elongation exceeding 2%, which causes stretcher strain at the time of pressing and deteriorates the appearance quality.
  • Patent Document 4 also describes a method for producing a high ductility hot dip galvanized steel sheet utilizing residual austenite by reducing the amount of Si and adding Al, but this is also performed at 750 ° C. or higher before final annealing by CGL. Annealing and tempering at 250 to 550 ° C. are necessary.
  • Patent Document 5 proposes a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet based on a cold-rolled steel sheet excellent in ductility at a tensile strength (TS) of 440 to 490 MPa in a high Mn and high Al component steel containing Si. Yes.
  • the steel sheet shown in this document has an alloying temperature much higher than that of a conventional method, so that the powdering property of plating is remarkably deteriorated, and there is a problem in terms of plating quality.
  • rapid heating is required, and there is a problem that the manufacturing cost is significantly higher than that of existing CGL facilities.
  • Patent Document 6 in addition to the manufacturing method of plating with CGL after performing pre-heat treatment in high Al component steel, 10% is obtained by performing low-temperature winding at 350 to 500 ° C. in hot rolling without performing pre-heat treatment.
  • a steel plate and a manufacturing method excellent in TS ⁇ El balance in which a hot rolled structure having 80% or more of bainite is formed as a low temperature transformation phase including the above low temperature transformation phase, and then plated with CGL.
  • this technique employs a component system containing a certain amount of Si, and it is difficult to say that the plating property is sufficiently excellent.
  • Patent Document 7 discloses a method for producing a steel sheet exhibiting high El in high Al component steel.
  • a cooling capacity of 80 ° C./s or more at the secondary cooling rate is indispensable for the production of this steel sheet.
  • the present inventors investigated to the low cold speed range it became clear that some of the steel plates described in the examples were decomposed into pearlite in the second phase and the characteristics were greatly deteriorated.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high uniform elongation and plating properties at a strength level of 440 MPa or more and less than 590 MPa and capable of being manufactured without a significant increase in manufacturing cost or alloy cost, and a manufacturing method thereof are provided. It's hard to say.
  • the object of the present invention is a high-strength molten zinc having a tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa, excellent uniform elongation from the viewpoint of workability, suppressed yield elongation from the viewpoint of outer plate quality, and good plating properties. It is to provide a plated steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • a composite structure in which hard martensite is dispersed in a minute amount may be used. It was found that the production condition setting is important, and it is necessary to control the contents of Mn, Cr, P, B and Al within an appropriate range and to optimize the annealing conditions in the final annealing with the alloy components.
  • the component design reduces the solid solution strengthening of ferrite, and the volume of the second phase in order to ensure the volume fraction of such a soft ferrite phase. It has been found that the fraction needs to be 15% or less. For this reason, Si which is a strong solid solution strengthening element is reduced as much as possible. Furthermore, by adding Al and reducing Mn, the Ae 3 line in the Fe—C phase diagram of the steel shifts to the high C side, and the upper limit is regulated by using the amount of quenching elements such as Mn, Cr, P, and B as the Mn equivalent formula, Promotes ferrite transformation. Such steels tend to generate polygonal ferrite during annealing or primary cooling, resulting in a reduction in the amount of relatively hard bainitic ferrite produced, resulting in lower strength and higher ductility. can do.
  • metastable residual austenite and hard martensite are distributed in the above-mentioned soft ferrite phase with an appropriate volume fraction to form carbides. It is necessary to avoid the formation of phases such as pearlite and bainite with as much as possible. For this purpose, it is indispensable to promote ferrite transformation and suppress pearlite formation during primary cooling after annealing, and to appropriately suppress bainite formation during intermediate holding before plating bath immersion.
  • the content of elements exhibiting hardenability such as Mn, Cr, P, and B and the cooling conditions are managed by the relational expression between Mn equivalents described later, and bainite generation is also suppressed.
  • the manufacturing conditions may be appropriately managed from the relational expressions of Mn, P, B and Cr, Al.
  • Cr contributes to securing the martensite fraction. This is thought to be due to the effect of This is because, in addition to Cr being an austenite stabilizing element, Cr is an element with strong carbon affinity, so Cr delays C diffusion in austenite and inhibits the formation of carbide (Fe 3 C). This is considered to suppress the progress of bainitic ferrite. Therefore, Cr is a very effective element in the present invention.
  • the present invention has been completed based on such knowledge and provides the following (1) to (5).
  • Tensile strength ⁇ elongation balance is 19000 MPa ⁇ % or more, and tensile strength ⁇ uniform elongation balance is 12000 MPa ⁇ % or more. Uniform elongation and plating properties according to any one of (1) to (3) High strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • a steel slab having the composition described in any one of (1) to (3) above is hot-rolled after heating at 1100 ° C. or more and 1250 ° C. or less, and the resulting hot-rolled sheet is wound at a coiling temperature of 500.
  • T crit 870 ⁇ 2.5 (66 ⁇ Mn eq + CR)
  • Mn eq [% Mn] +1.3 [% Cr] +4 [% P] +150 [% B]
  • [% Mn], [% Cr], [% P] and [% B] are any Means mass% of Mn, Cr, P and B as chemical components of steel.
  • CR means an average cooling rate (° C./s) in primary cooling.
  • a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet can be obtained.
  • the steel sheet of the present invention has high tensile strength ⁇ elongation (TS ⁇ El) balance and tensile strength ⁇ uniform elongation (TS ⁇ U.El) balance, and the occurrence of yield elongation (YPEL) is suppressed, Excellent workability and surface quality.
  • C 0.06% or more and 0.20% or less
  • C is an inexpensive and very effective austenite stabilizing element, and is an extremely important element for remaining austenite. C is expelled from ferrite to austenite during the two-phase region annealing and the progress of ferrite transformation in the heat treatment process described later, and austenite remains to room temperature by stabilizing austenite. In order to improve the uniform elongation, 3% or more of such austenite that is sufficiently concentrated in C is necessary. If C is less than 0.06%, the final retained austenite amount is less than 3%, or even if 3% or more is secured, the concentration of C is small and unstable, so the uniform elongation is sufficiently improved. do not do.
  • the C content is set to 0.06% or more and 0.20% or less. In order to obtain a steel sheet with higher ductility, it is preferable to be 0.07% or more and less than 0.15%.
  • Mn 0.5% or more and less than 2.0%
  • Mn is an important element for suppressing the transformation of austenite to pearlite or bainite. If Mn is less than 0.5%, it becomes easy to decompose from austenite to pearlite or bainite during cooling after annealing, so it is very difficult to leave austenite to room temperature. On the other hand, when Mn becomes 2.0% or more, the second phase increases, the tensile strength becomes 590 MPa or more, and the ductility decreases. Therefore, the Mn content is 0.5% or more and less than 2.0%. Preferably it is less than 1.7%, more preferably less than 1.6%.
  • Si suppresses cementite precipitation from austenite, it is a very effective element for promoting C concentration of austenite.
  • Si has a very high solid solution strengthening ability, if it is contained in a large amount, the tensile strength is increased.
  • it since it has a high affinity with oxygen, it is easy to form an oxide film on the surface of the steel sheet, and even a small amount causes scale residue during hot rolling and non-plating due to oxide film formation during continuous hot dip galvanization. Therefore, it is desirable to reduce Si as much as possible, and the Si content is less than 0.50%. From the viewpoint of improving the plating quality, it is preferably less than 0.20%, more preferably less than 0.05%. In order to obtain particularly excellent plating quality, the content is preferably less than 0.03%.
  • Al 0.60% or more and 2.00% or less
  • Al is an essential element for increasing the C concentration of austenite in the present invention in order to suppress carbide precipitation from austenite. Furthermore, since Al is a strong ferrite stabilizing element, the Ae3 line is shifted to the high C side, the C concentration of austenite coexisting with ferrite can be increased, and the stability of retained austenite is further increased. If the Al content is less than 0.60%, the effect of suppressing the formation of carbides cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 2.00%, an oxide layer is formed on the surface of the steel sheet, and the plating property is remarkably deteriorated.
  • the Al content is set to 0.60% or more and 2.00% or less. In order to exhibit the effect of Al more effectively, 0.70% or more is preferable. Moreover, in order to avoid the said inconvenience more reliably, 1.80% or less is preferable.
  • Mn equivalent (Mn eq ) is an item to be strictly managed in the present invention.
  • Mn, Cr, P and B have the effect of delaying pearlite generation. It was found that it was expressed as a formula.
  • Mn eq [% Mn] + 1.3 [% Cr] + 4 [% P] + 150 [% B]
  • [% Mn], [% Cr], [% P], and [% B] all mean mass% of Mn, Cr, P, and B as chemical components of the steel.
  • the Mn equivalent also delays the ferrite formation, it greatly affects the second phase fraction and is an important factor that almost determines the tensile strength (TS) of the steel of the present invention.
  • FIG. 1 shows C: 0.11%, Si: 0.01%, Mn: 0.5 to 1.7%, P: 0.01%, S: 0.002%, Al: 1.50%, The results of investigating the relationship between the Mn equivalent of steel with Cr: 0.3%, N: 0.002%, B: 0 to 0.001% and TS, and the presence or absence of pearlite during continuous cooling are shown.
  • steel plates that achieve a uniform elongation of 24% or more are indicated by ⁇
  • steel plates that have a uniform elongation of less than 24% despite no pearlite generation are indicated by ⁇ . .
  • the preparation method of the test piece is as follows. A 27 mm-thick slab having the above components was heated to 1200 ° C., then hot-rolled to a thickness of 4 mm at a finish rolling temperature of 950 ° C., immediately cooled with water spray, and subjected to a winding process at 580 ° C. for 1 hour. This hot-rolled sheet was cold-rolled to a thickness of 0.80 mm at a rolling rate of 80% to obtain a cold-rolled sheet. After performing a two-phase region annealing at 850 ° C.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was collected from the steel sheet thus obtained, and a tensile test was performed according to the method described in JISZ2241. Further, the microstructure of the steel sheet was observed with a scanning electron microscope at a magnification of 3000 times, and the presence or absence of pearlite and bainite was confirmed.
  • the change in TS is proportional to the change in Mn equivalent (Mn eq ), and in order to promote the ferrite transformation of the steel sheet and reduce the strength to TS ⁇ 590 MPa, Mn eq is set to 2.0 or less.
  • Mn equivalent Mn equivalent
  • FIG. 2 shows C: 0.11%, Si: 0.01%, Mn: 0.5 to 1.7%, P: 0.01%, S: 0.002%, Al: 0.70 to 2 Results of investigating uniform elongation when Mn equivalent and Al content of steel changed in 0.000%, Cr: 0.3%, N: 0.002%, B: 0-0.001% Indicates.
  • a steel having a uniform elongation of 24% or more is indicated by ⁇ , and a steel having a uniform elongation of less than 24% is indicated by ⁇ .
  • the test steel production method and test method are the same as those described in the explanation of FIG.
  • Mn eq +1.3 [% Al] ⁇ 2.8 is set from the viewpoint of controlling the alloy elements to secure stable retained austenite and obtaining high uniform elongation. Furthermore, from the viewpoint of obtaining a high TS ⁇ uniform elongation balance, 2.9 or more is preferable, and 3.0 or more is more preferable.
  • FIG. 3 shows that as the Cr content increases, the retained austenite generation in the second phase is suppressed, the martensite generation amount increases, and a structure close to DP is obtained.
  • Cr content was increased, it was observed from the structure observation that the formation of bainitic ferrite from austenite was suppressed, which is considered to be the cause of the suppression of residual austenite generation.
  • Cr suppresses the formation of bainitic ferrite is not clear, but Cr is an element having a strong carbon affinity, delaying the diffusion of C in austenite and delaying the nucleation of bainitic ferrite. it is conceivable that. Therefore, it is necessary to suppress the Cr content in order to secure retained austenite.
  • the steel in which Mn equivalent is ensured only by Mn without addition of Cr has a retained austenite of 3% or more, but the uniform elongation (U.El) is about 2% lower than 0.3% Cr steel. Indicated. This is because the ferrite was solid-solution strengthened by adding about 0.5% of Mn in order to secure an equivalent Mn equivalent of Cr: 0.3%, and TS ⁇ U. El) is equivalent to U.I. This is because the absolute value of El has decreased. Thus, Cr has the effect of replacing Mn and increasing the uniform elongation. In order to obtain such an effect, the Cr amount needs to be 0.10% or more.
  • the Cr content is set to 0.10% to 0.40%. More preferably, it is 0.35% or less.
  • B 0.003% or less (including 0%) B can be added as appropriate in order to promote C concentration to austenite since B can strongly suppress pearlite transformation during cooling after annealing even in a very small amount. However, if the amount of B exceeds 0.003%, the hot rolling load increases, and B carbide precipitates to conversely reduce the hardenability. From such a viewpoint, the B content is set to 0.003% or less (including 0%).
  • P 0.05% or less
  • P has an effect of increasing hardenability by adding a small amount and suppressing pearlite transformation during cooling after annealing.
  • P is a very strong solid solution strengthening element. If it is excessively contained, the strength increases more than necessary. In addition, plating unevenness due to delay in alloying and surface quality deterioration due to segregation are caused. Therefore, the P content is 0.05% or less. More preferably, it is 0.03% or less.
  • S is preferably contained in an amount of 0.001% or more.
  • content of S shall be 0.02% or less. More preferably, it is 0.01% or less.
  • N less than 0.004% N forms fine AlN with Al in the steel and lowers the grain growth property of the ferrite structure, so that the structure becomes stronger. Further, when a large amount of AlN is precipitated, the hot ductility is drastically lowered, so that the production stability in continuous casting is significantly impaired. Therefore, N is an element that should be kept as low as possible. From such a viewpoint, the N content is less than 0.004%. More preferably, it is less than 0.0035%.
  • each Ti, Nb, V has strong affinity with N, and has the effect of fixing N in steel as a metal nitride, reducing the amount of AlN deposited can do. Therefore, these elements have the effect of suppressing the grain growth of the ferrite structure accompanying the fine AlN precipitation and the reduction of hot ductility.
  • N fixation by Ti, Nb, and V it is preferable to add these elements in an amount of 0.002% or more. However, since all of them are expensive elements, if they are added in a large amount, the cost will increase significantly. Further, since fine carbides are likely to precipitate during annealing, the strength of the steel sheet is increased.
  • Ti, Nb, and V are each preferably 0.02% or less.
  • Ni 0.2% or less Since Ni is an austenite stabilizing element, 0.05% or more can be added as necessary to suppress pearlite transformation. However, if added in a large amount, the alloy cost increases and the ductility of the steel decreases. Therefore, when adding Ni, the content is made 0.2% or less.
  • Cu and Mo each less than 0.1% Since Cu and Mo are austenite stabilizing elements, 0.02% or more can be added if necessary for the purpose of suppressing pearlite transformation. Although not as much as Si and Al, these elements are also expected to have an effect of suppressing the formation of cementite. However, since both are expensive elements, the alloy cost is remarkably increased. Furthermore, since the strength of the steel sheet is increased by solid solution strengthening or by refining the steel structure, it is not preferable to contain a large amount. Accordingly, when Cu and Mo are added, their contents are each less than 0.1%. More preferably, it is less than 0.05%.
  • each Sb and Sn can suppress the oxidation and nitridation in the steel plate surface by adding a trace amount, and can each be added 0.004% or more as needed. However, if contained in a large amount, the strength is increased, the toughness is deteriorated, and the cost is increased. Therefore, when adding Sb and Sn, these content shall be 0.2% or less, respectively.
  • Ca and REM 0.01% or less Since Ca and REM have a strong affinity with S, S is fixed in steel, and it also progresses in steel by hot rolling and cold rolling to become a starting point of fracture. In order to control the form of inclusions, 0.002% or more can be added as necessary. However, even if they are added in excess of 0.01%, the effect is saturated. Therefore, when adding Ca and REM, these content shall be 0.01% or less, respectively.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has the above component composition, and further has a second phase volume fraction of 15% or less with ferrite as a parent phase, and a volume fraction as the second phase. It has a structure in which martensite is 3% or more and retained austenite with a volume fraction of 3% or more, and the total volume fraction of pearlite and bainite is less than or equal to the volume fraction of martensite and retained austenite. Thereby, the tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa and excellent workability can be obtained.
  • the structure of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention will be described.
  • ferrite and bainitic ferrite are slightly different in structure, they cannot be distinguished from each other because the structure is not easily discriminated using an optical microscope or a scanning electron microscope, and the characteristics are relatively close. Treat as ferrite.
  • the second phase is a general term for phases existing in the structure other than ferrite.
  • Pearlite refers to a layered structure composed of ferrite and cementite.
  • Bainite refers to a hard structure formed from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point), in which fine carbides are dispersed in acicular or plate-like ferrite.
  • Martensite may be partially tempered during cooling to become tempered martensite, but it is also hard enough to distinguish from martensite. Martensite and retained austenite are hardly corroded and difficult to distinguish with a microscope, but the volume fraction of retained austenite can be determined by X-ray diffraction. The martensite fraction is determined by excluding the volume fractions of all other phases from the second phase volume fraction. In addition,% showing the quantity of the volume fraction of a phase means the volume% unless there is particular notice.
  • the second phase fraction is 15% or less. More preferably, it is 14% or less. That is, the steel sheet according to the present invention has 85% or more, more preferably 86% or more of ferrite.
  • the volume fraction of retained austenite is very important in order to obtain a high uniform elongation by utilizing the TRIP effect of retained austenite.
  • it is necessary to contain at least 3% of retained austenite.
  • the uniform elongation is less than 24%.
  • it is preferably 4% or more.
  • -Martensite volume fraction 3% or more
  • martensite volume integral is suppressed in order to suppress yield elongation (YPEl) by dispersing a small amount of martensite appropriately enriched in C. Rate is important.
  • YPEl yield elongation
  • 3% or more of martensite may be contained, and 4% or more is preferable.
  • the martensite fraction is preferably suppressed to 10% or less.
  • -Perlite and bainite volume fraction martensite and residual austenite volume fraction or less
  • the influence of the structure in the second phase on uniform elongation (U. El) and yield elongation (YPEL) was investigated. 4 and 5, the component composition is C: 0.080 to 0.160%, Si: 0.01 to 0.02%, Mn: 0.50 to 1.31%, P: 0.01 to 0. 03%, S: 0.002 to 0.008%, Al: 0.97 to 1.55%, Cr: 0.15 to 0.32%, B: 0 to 0.001%, N: 0.0020 Changes in mechanical properties were observed when the structure of the steel was changed to ⁇ 0.0035%, Mn eq : 0.93 to 1.74, Mn eq + 1.3Al: 2.88 to 3.76. . Specifically, Fig.
  • Fig. 4 shows the effect of the difference between the retained austenite volume fraction and the total pearlite and bainite volume fraction on the uniform elongation (U. El), and Fig. 5 shows the yield elongation (YPEl). The effect of the difference between the martensite volume fraction and the total pearlite and bainite volume fraction is shown.
  • the ⁇ plots in these figures are steel sheets having a structural change with TS of 440 MPa or more and less than 590 MPa.
  • the sample was manufactured by heating a 27 mm thick slab having the above composition to 1200 ° C., then hot rolling to a 4 mm thickness at a finishing rolling temperature of 870 to 970 ° C., and immediately cooling with water spray to a temperature of 450 to 650 ° C.
  • the winding process for 1 hour was implemented in the temperature range.
  • This hot-rolled sheet was cold-rolled to a thickness of 0.80 mm at a rolling rate of 80% to obtain a cold-rolled sheet. After performing a two-phase region annealing at 740 to 900 ° C.
  • the primary cooling was stopped at an average cooling rate of 1 to 30 ° C./s to a temperature range of 550 to 700 ° C., and then the average up to 470 ° C.
  • After cooling at a cooling rate of 25 ° C./s immediately isothermally holding for 20 to 200 seconds, immersed in a 460 ° C. galvanizing bath, held at 510 ° C. for 20 seconds for alloying, and then 200
  • An average cooling rate of 20 ° C./s to a temperature range of less than or equal to 0 ° C., and further cooling from that to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./s, followed by temper rolling with an elongation rate of 0.5%.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was collected from the steel sheet thus obtained, and a tensile test was performed according to the method described in JISZ2241. Moreover, in order to obtain
  • the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate was polished and then corroded with nital, and 10 structural photographs were taken with a scanning electron microscope at a magnification of 3000 times. A total of 700 intersections were obtained on the obtained structural photograph.
  • Lattice lines having 25 (25 parallel lines vertically at equal intervals of 1.5 ⁇ m, and 28 parallel lines horizontally at equal intervals of 1 ⁇ m so as to be perpendicular to the 25 vertical lines.
  • the ratio of lattice points overlapping the second phase in all lattice points is measured.
  • the area ratio of the two phases was measured.
  • the area ratio of the L cross section obtained in this way showed almost the same value as the area ratio obtained from the vertical cross section parallel to the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet.
  • the area ratio of the L cross section was defined as the volume ratio of the second phase.
  • ferrite is a dark color contrast area.
  • the area where carbides are observed in a lamellar shape in ferrite is pearlite
  • the area where carbides are observed in a row in ferrite is bainite
  • Regions with brighter contrast were martensite or retained austenite.
  • the volume fractions of the areas recognized as pearlite, bainite, martensite, and retained austenite were measured, and the total volume fraction was taken as the second phase volume fraction.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by the following method. By grinding and chemical polishing, a 1/4 thickness of the steel sheet is exposed, and an iron ferrite phase is formed by an X-ray diffractometer (equipment: RINT2200 manufactured by Rigaku) using Mo-K ⁇ rays as a radiation source and an acceleration voltage of 50 keV. Measure the integrated intensity of the X-ray diffraction lines of the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane of the austenite phase.
  • the volume ratio of retained austenite was determined using the calculation formula described in non-patent literature (Rigaku Corporation: X-ray diffraction handbook (2000), p26, 62-64).
  • the volume ratio of martensite was determined by subtracting the volume ratio of retained austenite measured by X-ray diffraction from the total volume ratio of martensite and retained austenite measured from the above microstructure.
  • FIG. 4 shows that when the total volume fraction of pearlite and bainite is smaller than the residual austenite volume fraction, that is, when the difference is 0 or more, the uniform elongation (U.El) is 24% or more.
  • FIG. 5 shows that the yield elongation (YPEL) disappears when the total volume fraction of pearlite and bainite is less than the martensite volume fraction, that is, when the difference is 0 or more. For this reason, as the structure of the second phase, the total volume fraction of pearlite and bainite needs to be suppressed below the martensite and retained austenite volume fraction. Further, from the viewpoint of excellent ductility, the total volume fraction of pearlite and bainite is preferably 3% or less, more preferably 1% or less.
  • the tensile strength (TS) is 440 MPa or more and less than 590 MPa
  • the uniform elongation (U. El) is 24% or more
  • the occurrence of yield elongation (YPEL) occurs.
  • a suppressed galvanized steel sheet can be obtained.
  • the TS ⁇ El balance is preferably 19000 MPa ⁇ % or more. More preferably, it is 19500 MPa *% or more, More preferably, it is 20000 MPa *% or more.
  • the El balance is preferably 12000 MPa ⁇ % or more, and more preferably 12,500 MPa ⁇ % or more. More preferably, it is 13000 MPa ⁇ % or more.
  • YPEl yield elongation
  • a high-strength steel sheet having excellent workability and plating properties can be obtained by controlling the predetermined component steel to the above-described structure, and a manufacturing method for obtaining such a high-strength steel sheet will be described below. Will be described.
  • the slab heating temperature before hot rolling is set to 1100 to 1250 ° C. If heating temperature is less than 1100 degreeC, the rolling load at the time of hot rolling will increase. Further, the composition of the present invention has a high Ae3 temperature because of a high Al content and a low Mn content.
  • the slab heating temperature is less than 1100 ° C.
  • a locally cooled portion such as an edge during hot rolling. May become a temperature below Ae 3 and a large amount of ferrite may be generated. Thereby, since the structure
  • the heating temperature is high, the alloy components and the structure can be made uniform and the rolling load can be reduced. However, if the heating temperature exceeds 1250 ° C., the oxide scale produced on the slab surface increases non-uniformly and the surface quality deteriorates. Therefore, the slab heating temperature is 1250 ° C. or lower.
  • the hot rolling conditions are not particularly defined and may be carried out according to a conventional method, but the finish rolling finish temperature is preferably 850 to 950 ° C. If it is less than 850 ° C., it will enter the ferrite transformation temperature range. Therefore, if the finishing temperature is less than 850 ° C., ferrite formation is remarkably accelerated, and uneven grain formation in the steel sheet and abnormal grain growth near the surface are likely to occur. It becomes difficult to obtain a stable material. On the other hand, when it exceeds 950 ° C., the generation of secondary scale is promoted and the surface quality is deteriorated.
  • the range of the average cooling rate from hot rolling finish rolling to winding is not specified.
  • the hot-rolled sheet needs to be wound at a coiling temperature of more than 500 ° C. after receiving arbitrary cooling. This is because the hot-rolled sheet structure is a ferrite + pearlite structure, whereby the strength of the hot-rolled sheet can be reduced, and an increase in cold-rolling load in the next process can be suppressed. Furthermore, since austenite stabilizing elements such as C, Mn, and Cr once homogenized at the time of slab heating are locally distributed from the ferrite phase to the pearlite phase, they remain after annealing, and austenite stabilization is promoted. Cheap.
  • the hot rolled sheet structure is preferably 80% by volume or more of ferrite + pearlite structure, more preferably 90% by volume or more.
  • the cold rolling rate is preferably 40 to 90%.
  • the cold-rolled sheet thus obtained is heated to an annealing temperature of 750 to 950 ° C. and held for 20 to 200 seconds. Thereby, all the carbides in the structure are dissolved to generate austenite, and at the same time, concentration of austenite stabilizing elements such as C, Mn, and Cr in the austenite is promoted. If the annealing temperature is less than 750 ° C. and the holding time is less than 20 seconds, undissolved carbides may remain and ductility may decrease. From the viewpoint of sufficiently dissolving the carbide, the annealing temperature is preferably 770 ° C or higher. However, the operation at a soaking temperature exceeding 950 ° C.
  • the annealing temperature is set to 950 ° C. or less.
  • the annealing equipment is lengthened or the production rate is greatly reduced, so the time is set to 200 seconds or less.
  • the primary cooling process is a very important process for determining the ferrite fraction of the steel sheet of the present invention.
  • the primary cooling stop temperature is lower, the ferrite fraction is increased and the ductility is improved.
  • the temperature is too low, pearlite transformation occurs, which causes a reduction in uniform elongation.
  • FIG. 6 shows C: 0.11%, Si: 0.01%, Mn: 0.5 to 1.3%, P: 0.01 to 0.03%, S: 0.002%, Al: 1 Continuous steel plates with different Mn equivalents (Mn eq ) of 0.001 to 1.50%, Cr: 0.3%, N: 0.002%, B: 0 to 0.001% at various average cooling rates
  • Mn equivalents Mn eq
  • the preparation method of the test piece is as follows.
  • a 27 mm-thick slab having the above components was heated to 1200 ° C., then hot-rolled to a thickness of 4 mm at a finish rolling temperature of 950 ° C., immediately cooled with water spray, and subjected to a winding process at 580 ° C. for 1 hour.
  • This hot-rolled sheet was cold-rolled to a thickness of 0.80 mm at a rolling rate of 80% to obtain a cold-rolled sheet.
  • the microstructure of the steel sheet thus obtained was observed with a scanning electron microscope at a magnification of 3000 times to confirm the presence or absence of pearlite.
  • the relationship between the primary cooling stop temperature and uniform elongation (U.El) at that time is shown in FIG.
  • the primary cooling stop temperature is set to be equal to or higher than the critical primary cooling temperature T crit .
  • the primary cooling stop temperature is preferably T crit + 20 ° C. or higher.
  • the primary cooling stop temperature is preferably set to T crit + 170 ° C. or lower.
  • the average primary cooling rate is set to 5 ° C./s or more.
  • the average primary cooling rate is more preferably more than 10 ° C./s.
  • the primary cooling average speed is set to 40 ° C./s or less. Preferably it is 20 degrees C / s or less.
  • secondary cooling is performed at an average cooling rate of 15 ° C./s or more from the primary cooling stop temperature to an intermediate holding temperature range of 410 to 500 ° C. This avoids a pearlite transformation nose.
  • a higher secondary cooling rate is advantageous in that pearlite generation can be avoided, and is more preferably 20 ° C./s or more.
  • the cooling rate is preferably 100 ° C./s or less.
  • bainitic ferrite is generated by holding in an intermediate holding temperature range of 410 to 500 ° C. for 10 seconds or more, and C concentration to austenite is promoted. If the holding time is less than 10 seconds, the formation of bainitic ferrite does not proceed sufficiently, the retained austenite fraction and its stability are insufficient, and the uniform elongation decreases. On the other hand, even if holding is performed for more than 180 seconds in this temperature range, austenite is decomposed into pearlite or bainite, so that the uniform elongation is remarkably reduced. Therefore, the holding time in the intermediate holding temperature range is 180 seconds or less. From the viewpoint of obtaining a high uniform elongation, the holding time is preferably within 140 seconds.
  • the intermediate holding temperature is set to 410 ° C. or more and 500 ° C. or less. More preferably, it is 420 degreeC or more and 490 degrees C or less.
  • the steel plate held in this way is immersed in a hot dip galvanizing bath and then cooled at an average cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • the alloying treatment can be performed by raising the temperature to a temperature range of 490 to 600 ° C. and holding for 3 to 100 seconds. When the alloying temperature is less than 490 ° C., alloying does not proceed sufficiently. When the alloying temperature exceeds 600 ° C., alloying is remarkably promoted, the galvanizing is hardened and easily peeled off, and austenite is transformed into pearlite, leading to a decrease in ductility and generation of YPEL.
  • This galvanized steel sheet may be subjected to temper rolling for the purpose of adjusting the surface roughness and flattening the shape of the steel sheet.
  • the elongation rate in pressure regulation is preferably 0.2% or more and 0.6% or less.
  • Table 1 shows the chemical composition of the test steel
  • Table 2 shows the production conditions.
  • Steels having the chemical composition shown in Table 1 were melted in a vacuum melting furnace and cast into slabs. This was reheated to a temperature range of 1150 to 1290 ° C. and then subjected to rough rolling to obtain a rough bar having a thickness of about 27 mm. Subsequently, hot finish rolling is performed to a thickness of 4 mm in a temperature range of 870 to 980 ° C., immediately cooled to a temperature range of 450 to 650 ° C. with a water spray, and held in a heating furnace at that temperature for 1 hour for winding. Corresponding treatment was performed to obtain a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet After removing the scale of the hot-rolled sheet by pickling, it was cold-rolled at a rolling rate of 80% to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.8 mm.
  • the cold-rolled sheet thus obtained was subjected to annealing heating, primary cooling, secondary cooling, and intermediate holding in accordance with the temperature conditions shown in Table 2, and then immersed in a 460 ° C hot dip galvanizing bath. Is galvanized steel sheet cooled at an average cooling rate of 10 ° C./s, and the others are further alloyed at 510 ° C. for 20 seconds to form alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and then the elongation of each steel sheet is 0.5%. Temper rolling was applied.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken in the longitudinal direction from the plated steel sheet thus obtained, and mechanical properties (TS, YPEL, U, El, El) were evaluated by a tensile test based on JISZ2241 (1998). . In addition, the volume fraction of the microstructure was measured. Furthermore, the appearance evaluation of galvanization was performed.
  • the stretch flangeability of the obtained steel sheet was also evaluated.
  • the stretch flangeability was evaluated by a hole expansion test in accordance with the rules of Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001 (1996). That is, a 100 mm ⁇ 100 mm square test piece was collected from the annealed plate, and a punched hole was produced using a punching tool having a punch diameter of 10 mm and a die diameter of 10.2 mm (clearance 12.5%).
  • the measurement of the volume fraction of the microstructure was performed as follows.
  • the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate was polished and then corroded with nital, and 10 structural photographs were taken with a scanning electron microscope at a magnification of 3000 times. A total of 700 intersections were obtained on the obtained structural photograph.
  • the ratio of lattice points overlapping the second phase in all lattice points is measured.
  • the area ratio of the two phases was measured.
  • the area ratio of the L cross section obtained in this way showed almost the same value as the area ratio obtained from the vertical cross section parallel to the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet.
  • the area ratio of the L cross section was defined as the volume ratio of the second phase.
  • ferrite is a dark color contrast area.
  • the area where carbides are observed in a lamellar shape in ferrite is pearlite
  • the area where carbides are observed in a row in ferrite is bainite
  • Regions with brighter contrast were martensite or retained austenite.
  • the volume fractions of the areas recognized as pearlite, bainite, martensite, and retained austenite were measured, and the total volume fraction was taken as the second phase volume fraction.
  • the volume fraction of ferrite is 100-second phase volume fraction.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by the following method. By grinding and chemical polishing, a 1/4 thickness of the steel sheet is exposed, and an iron ferrite phase is formed by an X-ray diffractometer (equipment: RINT2200 manufactured by Rigaku) using Mo-K ⁇ rays as a radiation source and an acceleration voltage of 50 keV. Measure the integrated intensity of the X-ray diffraction lines of the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane of the austenite phase.
  • the volume ratio of retained austenite was determined using the calculation formula described in non-patent literature (Rigaku Corporation: X-ray diffraction handbook (2000), p26, 62-64).
  • the volume ratio of martensite was determined by subtracting the volume ratio of retained austenite measured by X-ray diffraction from the total volume ratio of martensite and retained austenite measured from the above microstructure.
  • Appearance evaluation of galvanization is ⁇ when there is no appearance defect such as non-plating, unevenness of alloying and other defects that impair the surface quality, and there is no unevenness of color tone, especially when appropriate surface quality is secured as an automobile outer plate A case having an excellent appearance was judged as ⁇ , a case where some defects were observed was judged as ⁇ , and a case where many surface defects were found was judged as ⁇ .
  • TS is 440 MPa or more and less than 590 MPa in the plated steel sheet of the example of the present invention that satisfies the component composition and production conditions within the scope of the present invention.
  • El is 24% or more, and all show values satisfying the scope of the present invention.
  • TS ⁇ U It has excellent characteristics such as El of 12000 MPa ⁇ % or more and TS ⁇ El of 19000 MPa ⁇ % or more. Also, the plating appearance is good.
  • steel satisfying the ranges of the components and production conditions of the present invention has good stretch flangeability ( ⁇ ) of 80% or more in addition to the above characteristics.
  • ⁇ stretch flangeability
  • steel plates with treatment numbers 1, 2, 5, 6, and 36 manufactured using steels A, B, E, and K having Mn eq +1.3 [% Al] of less than 2.8 are pearlite and bainite.
  • U. El was less than 24%.
  • the steel plates with treatment numbers 43, 44, and 46 manufactured using steels O and Q with Mn eq exceeding 2.0 have high strength of TS of 590 MPa or more, and therefore TS ⁇ U.
  • U.I. El was less than 24%.
  • the steel plate with process number 45 produced using steel P with a C lower than the appropriate range has a small amount of retained austenite. El was less than 24%.
  • a steel sheet that deviates from the production conditions has any of the following inferior characteristics.
  • the primary cooling stop temperature is less than the critical temporary cooling temperature T crit
  • the processing number 14 is less than 5 ° C./s in the primary cooling rate.
  • a steel plate with treatment number 28 having an intermediate holding temperature of less than 410 ° C. and a steel plate with treatment condition 25 having an intermediate holding time exceeding 180 seconds are also disclosed in U.S. Pat. El was less than 24%. Further, a steel plate with a processing number 15 having an annealing temperature of 750 ° C. or lower is also disclosed in US Pat. El was low and YPEl was generated. The steel plate with the treatment number 13 having a coiling temperature of 500 ° C. or lower has insufficient stability of retained austenite. El did not reach 24%. In the treatment No. 51, since the coiling temperature was low, the martensite fraction was low, the uniform elongation was low, and YPEL was generated. In Process No. 52, since the holding time at the intermediate holding temperature was too long, no martensite was present and YPEL was generated.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention is used in industrial fields such as automobiles and home appliances, and is particularly useful for applications where strength, workability and appearance quality are required.

Abstract

本発明は、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度を有し、加工性の観点から均一伸びに優れ、外板品質の観点から降伏伸びが抑制され、めっき性も良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。Ｃ:０．０６％以上０．２０％以下、Ｓｉ:０．５０％未満、Ｍｎ:０．５％以上２．０％未満、Ｐ:０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ:０．６０％以上２．００％以下、Ｎ：０．００４％未満、Ｃｒ：０．１０％以上０．４０％以下、Ｂ:０．００３％以下（０％を含む）を含有し、０．８≦Ｍｎｅｑ≦２．０かつＭｎｅｑ＋１．３［％Ａｌ］≧２．８を満足し、フェライトを母相として第二相体積分率が１５％以下であり、第二相が体積分率３％以上のマルテンサイトと体積分率３％以上の残留オーステナイトを有し、パーライトおよびベイナイトの合計体積分率がマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率以下である。

Description

均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車車体や家電製品における、高い成形性とめっき性が要求されるプレス部品へ適用可能で、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度を有する、均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、自動車の燃費向上の観点から車体の軽量化が強く求められている。それに加えて、車両の衝突時に乗員を保護する観点から、車両の衝突安全性の向上も求められている。このような車体の軽量化と衝突安全性の向上を同時に達成するために、車体部品への高張力鋼板適用による高強度化と薄肉化が進められている。
　しかし、鋼板の高強度化に伴って延性や深絞り性といったプレス成形性は低下するため、高い成形性が要求されるプレス部品には高張力鋼板の適用が難しい。例えば、自動車外板としてドアアウターやバックドアを例にとれば、従来は引張強度が２７０~３４０ＭＰａ級の低強度で成形性に優れた鋼板が使用されてきた。このような部品を高強度化するには、高い成形性の維持が必要となる。成形性の一つの指標として、引張試験で評価される全伸び値が用いられる。均一伸びと局部伸びの和である全伸びが高いほど、破断までにより大きな加工を加えることが可能である。しかし、実際のプレス成形において、鋼板が均一伸びを超える変形を受けて局部伸び領域に達すると、鋼板は局部伸びをした部位に変形が集中して、集中的に板厚が減少しネッキングを生じる。そのため、ネッキング部は容易に破断しやすくプレス成形時の割れ危険部位となる。さらに、外板パネルにおいて意匠面にネッキングが発生すると表面外観が損なわれる。このような理由から、外板パネル用鋼板においては、高い均一伸びが要求される。また、従来、このような鋼板ではストレッチャーストレインの発生による外観品質の劣化も防ぐために、降伏点伸びの発生を抑制することが強く求められる。
　それと同時に、車体の長寿命化の観点から、車体部品の耐食性の確保も重要な課題であるため、車体部品への溶融亜鉛めっきの適用が進められている。このため、高張力鋼板のめっき性も重要な要求特性の一つとなっている。
　鋼板の引張強度を高強度化しつつ、延性を向上するアプローチの一つとして、軟質なフェライト相中に硬質なマルテンサイト相を分散させたＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ（ＤＰ）鋼板が知られている。ＤＰ鋼板は、高強度でありながら降伏強度が低いため形状凍結性に優れ、さらに加工硬化特性に優れるため比較的高い均一伸びを示す（例えば特許文献１）。しかしながら、ＤＰ鋼板は２７０~３４０ＭＰａ級鋼板に匹敵するような十分な加工性があるとは言い難い。
　そこで、より優れた延性を得るためのアプローチとして、軟質なフェライト相中に残留オーステナイトを生成し、変形時にオーステナイトがマルテンサイトへ変態することで高い延性、特に高い均一伸びを示す変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ−ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：ＴＲＩＰ）効果を用いたＴＲＩＰ鋼板が知られている。ＴＲＩＰ鋼板としては、Ｓｉ添加で炭化物生成を遅延し、オーステナイトへのＣの濃縮を促進してオーステナイトを安定化させたＳｉ添加ＴＲＩＰ鋼が知られている（例えば特許文献２）。しかし、Ｓｉ添加ＴＲＩＰ鋼は、Ｓｉが非常に強力な固溶強化元素であるため、残留オーステナイトの確保に必要な量のＳｉを含有させると引張強度が５９０ＭＰａ以上にならざるを得ず、ＴＳ×Ｅｌバランスには優れるが延性および均一伸びの絶対値は低い鋼板となる。事実、従来のＳｉ添加ＴＲＩＰ鋼板は、冷延材において、均一伸びが２４％未満である。さらに、Ｓｉは、スラブ加熱や熱延および焼鈍過程において鋼板表面に強固な酸化皮膜を形成しやすいため、スケール残りやめっきむら、不めっきといった表面欠陥の原因となる。したがって、Ｓｉ添加ＴＲＩＰ鋼は外観品質の点でも改善が必要である。
　そこで、Ｓｉと同様にオーステナイトへのＣの濃化を促進し、Ｓｉより強度上昇およびめっき性劣化の影響が少ないＡｌを添加したＴＲＩＰ鋼板が提案されている。例えば特許文献３では、Ｓｉ量を低減しＡｌ量を１．５~２％とし残留オーステナイトを一定量生成した鋼板において、引張強度（ＴＳ）：４４０~４９０ＭＰａ、伸び（Ｅｌ）：３６~３９％を有する延性とめっき密着性に優れた鋼板の製造方法が報告されている。しかし、この鋼板を製造するためには、最終焼鈍前に８００℃で１時間程度の二相域焼鈍を施し、Ｍｎを予め分配させておくことが不可欠であり、さらに焼鈍＋めっき工程においても８００℃×６０秒の均熱焼鈍後に冷却し、４４０℃でめっき浴浸漬後に１０分以下の長時間の焼鈍が必要である。すなわち、この製造方法では、めっき浸漬後に焼鈍ラインを持たない通常のＣＧＬラインでの製造は困難であり、さらに最終焼鈍前の前熱処理が不可欠なため製造コストが大幅に増加する問題がある。また、実施例にあるように、いずれの発明鋼も、２％を超える降伏点伸びが存在し、プレス時にストレッチャーストレインを生じて外観品質が低下する。
特許文献４にも、Ｓｉ量を低減しＡｌを添加することによって残留オーステナイトを活用した高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されているが、これもＣＧＬによる最終焼鈍前に７５０℃以上での焼鈍、および２５０~５５０℃での焼戻しが必要である。
　特許文献５には、Ｓｉを含有する高Ｍｎ、高Ａｌ成分鋼において引張強度（ＴＳ）：４４０~４９０ＭＰａで延性に優れた冷延鋼板を下地とした溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。しかし、この文献に示されている鋼板は、合金化温度が常法よりも非常に高く、めっきのパウダリング性が著しく劣化し、めっき品質の点で課題がある。また、急速加熱が必要であり、既存のＣＧＬ設備にくらべて製造コストが著しく高くなるという問題がある。
　特許文献６には、高Ａｌ成分鋼において前熱処理を実施後にＣＧＬでめっきする製造方法以外に、前熱処理を実施せずに熱延において３５０~５００℃の低温巻取りを行うことで、１０％以上の低温変態相を含み低温変態相として８０％以上のベイナイトを有する熱延組織を形成した後に、ＣＧＬにてめっきを行う、ＴＳ×Ｅｌバランスに優れた鋼板と製造方法が提案されている。しかし、この技術ではＳｉを一定量含有した成分系を採用しており、めっき性が十分優れるとは言い難い。
　特許文献７には、高Ａｌ成分鋼において高いＥｌを示す鋼板の製造方法が開示されている。しかしこの鋼板の製造には、実質的に二次冷却速度で８０℃／ｓ以上の冷却能力が不可欠である。なお、本発明者らが低冷速域まで調査を行ったところ、実施例に記載の鋼板の幾つかは第二相がパーライトへと分解し、特性が大きく劣化することが明らかになった。
特許第４２０７７３８号公報 特開平５−２５５７９９号公報 特開２００１−３５５０４１号公報 特許第４３３３３５２号公報 特開２０００−２５６７８９号公報 特開２００４−２５６８３６号公報 特許第３５６９３０７号公報
　このように、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の強度レベルにおいて、高い均一伸びとめっき性を有し、製造コストや合金コストの著しい増大なしに製造可能な高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法は、提供されているとは言い難い。
　したがって、本発明の目的は、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度を有し、加工性の観点から均一伸びに優れ、外板品質の観点から降伏伸びが抑制され、めっき性も良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することにある。
　従来、高延性化のために多量の残留オーステナイトを確保すべく、多量のＳｉ、Ｍｎを含有する鋼が検討されてきたが、そのことが鋼板の均一伸びやめっき性を低下させる原因となっていた。本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ね、優れた外板品質を確保する観点から、Ｓｉを始めとする多量の合金添加をしない成分系での検討を行った。その結果、従来のＴＲＩＰ鋼に勝る優れた均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）を得るためには、多量のフェライト体積分率を確保して引張強度（ＴＳ）を５９０ＭＰａ未満に抑えながら、組織中に準安定な残留オーステナイトを微量分散させることが重要であることを見出した。
さらに、鋼板の降伏伸び（ＹＰＥｌ）の発生を抑制するには、硬質なマルテンサイトを微量分散した複合組織とすればよく、そのためには、従来技術では開示されていない合金成分設計とそれに合わせた製造条件設定が重要であり、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、ＢおよびＡｌの含有量を適正範囲に制御するとともに、最終焼鈍における焼鈍条件を合金成分によって適正化する必要があることを見出した。
　具体的には以下の（１）~（３）に示す通りである。
　（１）表面外観の観点から、Ｓｉ量を極力低減し、適量のＡｌを添加する。
　（２）ＴＳ＜５９０ＭＰａの低強度化を達成するためには、フェライトの固溶強化を低減した成分設計をするとともに、そのような軟質なフェライト相の体積率を確保するため第二相の体積分率を１５％以下にする必要があることを見出した。このため、強力な固溶強化元素であるＳｉを極力低減する。さらにＡｌ添加およびＭｎの低減によって鋼のＦｅ−Ｃ状態図におけるＡｅ３線は高Ｃ側にシフトするとともに、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂといった焼入元素量をＭｎ当量式として上限を規制し、フェライト変態を促進する。このような鋼は、焼鈍時や一次冷却時にポリゴナルフェライトが生成しやすいため、結果的に、比較的硬質なベイニティックフェライトの生成量を低減することができ、低強度化かつ高延性化することができる。
　（３）２４％以上の高い均一伸びとＹＰＥｌの発生を抑制するには、上記の軟質なフェライト相中に準安定な残留オーステナイトと硬質なマルテンサイトを適切な体積分率で分布させ、炭化物生成を伴うパーライトやベイナイトなどの相の生成は極力避ける必要がある。このためには、焼鈍後の一次冷却時のフェライト変態の促進とパーライト生成の抑制、さらに、めっき浴浸漬前の中間保持におけるベイナイト生成の適切な抑制が不可欠である。フェライト生成の促進とパーライト生成の抑制には、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂといった焼入性を示す元素の含有量と冷却条件を後述するＭｎ当量との関係式で管理し、ベイナイト生成の抑制も、同様に、Ｍｎ、Ｐ、Ｂと、Ｃｒ、Ａｌの関係式から製造条件を適切に管理すればよい。
　低強度化による均一伸びの向上およびめっき性向上のためには、Ｓｉ量を極力低減し、Ａｌを添加するだけでは不十分であり、さらに第二相分率を一定以下に抑制しなければならない。このことは、オーステナイトやマルテンサイトの体積分率の確保および残留オーステナイトの安定化の達成を非常に困難にするが、Ｍｎ当量を０．８％以上２．０％以下にすることで、未変態オーステナイトの安定性を適切に制御でき、焼鈍後冷却時にフェライト変態は進行させつつ、パーライト生成は遅延することができる。しかしこれだけでは、ベイナイト変態温度域における、ベイナイト生成の抑制には十分ではなく、さらにＡｌをＭｎ当量とバランスさせて添加することで、安定なオーステナイトを確保できる。ここで、Ｃｒを０．１０％以上０．４０％以下添加することで、微量のマルテンサイトを適切に確保できる。
　Ｃｒがマルテンサイト分率の確保に寄与する理由は必ずしも明確ではないが、後述するように、Ｃｒはオーステナイトからのベイニティックフェライト生成を効果的に抑制し、全てが残留オーステナイトになることを抑制する効果があるためと考えられる。これは、Ｃｒがオーステナイト安定化元素であることに加えて、炭素親和性の強い元素であることから、Ｃｒがオーステナイト中のＣ拡散を遅延すること、および炭化物（Ｆｅ３Ｃ）の形成を阻害することで、ベイニティックフェライトの進展を抑制しているものと考えられる。したがって、Ｃｒは本発明において非常に有効な元素である。
　本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）~（５）を提供する。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：０．５％以上２．０％未満、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．６０％以上２．００％以下、Ｎ：０．００４％未満、Ｃｒ：０．１０％以上０．４０％以下、Ｂ：０．００３％以下（０％を含む）を含有するとともに、以下に示すＭｎｅｑが、０．８≦Ｍｎｅｑ≦２．０かつＭｎｅｑ＋１．３［％Ａｌ］≧２．８を満足し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、鋼の組織が、フェライトを母相として、第二相体積分率が１５％以下であり、第二相としては体積分率３％以上のマルテンサイトと体積分率３％以上の残留オーステナイトを有し、パーライトおよびベイナイトの合計体積分率がマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率以下である鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有し、引張強度が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満、均一伸びが２４％以上であることを特徴とする、均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　Ｍｎｅｑ＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋４［％Ｐ］＋１５０［％Ｂ］
　ただし、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］はいずれも鋼の化学成分としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂの質量％を意味する。
　また、上記［％Ａｌ］も鋼の化学成分としてのＡｌの質量％を意味する。
　（２）Ｓｉ：０．０５％未満であることを特徴とする（１）に記載の均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（３）上記成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｖ：０．０２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％未満、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．１％未満、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下、ＣａおよびＲＥＭ：０．０１％以下のうち少なくとも１種以上を含むことを特徴とする（１）または（２）に記載の均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（４）引張強度×伸びバランスが１９０００ＭＰａ・％以上、引張強度×均一伸びバランスが１２０００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする（１）から（３）のいずれかに記載の均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（５）上記（１）から（３）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１２５０℃以下で加熱後に熱間圧延し、得られた熱延板を巻取温度５００℃超で巻き取った後に、酸洗を施してから冷間圧延し、次いで、７５０℃以上９５０℃以下の温度に昇温して２０秒以上２００秒以下保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下で、以下の式に示す臨界一次冷却温度Ｔｃｒｉｔ以上の一次冷却停止温度まで一次冷却した後、そこから４１０℃以上５００℃以下の中間保持温度域まで平均冷却速度１５℃／ｓ以上で二次冷却し、その温度域に１０秒以上１８０秒以下保持した後に、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする、あるいは溶融亜鉛めっき後さらにめっきの合金化処理を施すことを特徴とする均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　Ｔｃｒｉｔ＝８７０−２．５（６６×Ｍｎｅｑ＋ＣＲ）
　ただし、Ｍｎｅｑ＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋４［％Ｐ］＋１５０［％Ｂ］であり、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］はいずれも鋼の化学成分としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂの質量％を意味する。また、ＣＲは一次冷却における平均冷却速度（℃／ｓ）を意味する。
　本発明によれば、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度で、２４％以上の高い均一伸びを有するめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、およびそのような鋼板を複雑な工程やコストの増大なしに製造可能な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が得られる。さらには、本発明の鋼板は、引張強度×伸び（ＴＳ×Ｅｌ）バランス、および引張強度×均一伸び（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ）バランスが高く、降伏伸び（ＹＰＥｌ）の発生が抑制されており、優れた加工性、表面品質を有している。
鋼のＭｎ当量とＴＳとの関係、および連続冷却時のパーライト生成の有無を調査した結果を示す図である。 鋼のＭｎ当量とＡｌ含有量が変化した場合の均一伸びを調査した結果を示す図である。 均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）、引張強度（ＴＳ）および残留オーステナイト、マルテンサイト、パーライトおよびベイナイトの含有量に及ぼすＣｒ含有量の影響を示す図である。 均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）に及ぼす残留オーステナイト体積分率とパーライトおよびベイナイト体積分率の差の影響を示す図である。 降伏伸び（ＹＰＥｌ）に及ぼすマルテンサイト体積分率とパーライトおよびベイナイト体積分率の差の影響を示す図である。 Ｍｎ当量（Ｍｎｅｑ）の異なる鋼板を、種々の冷却速度で連続冷却した際に、パーライト生成が起こる温度を調査した結果を示す図である。 均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）に及ぼす一次冷却停止温度の影響を示す図である。
　以下、本発明について「成分」、「組織」、「製造方法」に分けて詳細に説明する。
　［成分］
　まず、本発明における各成分の限定理由について説明する。なお、以下において成分量の％表示は、特にことわらない限り質量％を意味する。
　・Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下
　Ｃは廉価かつ非常に有効なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを残留させる上で極めて重要な元素である。Ｃは後述する熱処理過程において、二相域焼鈍時およびフェライト変態の進行に伴って、フェライトからオーステナイトへと吐き出され、オーステナイトを安定化することでオーステナイトを室温まで残留させる。均一伸びを向上するには、このような十分にＣを濃化したオーステナイトが３％以上必要である。Ｃが０．０６％未満では、最終的な残留オーステナイトの量が３％未満になるか、３％以上確保してもＣの濃化量が少なく不安定なために、均一伸びが十分に向上しない。Ｃ量が多いほど残留オーステナイトの生成量および安定度は増加するが、Ｃ量が０．２０％を超えると第二相分率が増えすぎ、さらに溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量を０．０６％以上０．２０％以下とする。より高い延性を備えた鋼板を得るためには０．０７％以上０．１５％未満とすることが好ましい。
　・Ｍｎ：０．５％以上２．０％未満
　Ｍｎはオーステナイトがパーライトやベイナイトへ変態するのを抑制するために重要な元素である。Ｍｎが０．５％未満では、焼鈍後の冷却時に、オーステナイトからパーライトやベイナイトへ分解しやすくなるので、室温までオーステナイトを残存させるのが非常に難しい。一方、Ｍｎが２．０％以上になると、第二相が増加して、引張強度が５９０ＭＰａ以上になり延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を０．５％以上２．０％未満とする。好ましくは１．７％未満、より好ましくは１．６％未満である。
　・Ｓｉ：０．５０％未満
　Ｓｉは、オーステナイトからのセメンタイト析出を抑制するので、オーステナイトのＣ濃化を促進させるのに非常に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉは固溶強化能が非常に高いため、多量に含有すると引張強度の上昇を招く。また、酸素との親和性が高いため鋼板表面に酸化皮膜を形成しやすく、微量でも、熱延時のスケール残りや連続溶融亜鉛めっき時の酸化皮膜形成による不めっきを生じさせる。したがって、Ｓｉはできるだけ少なくすることが望ましく、Ｓｉ含有量を０．５０％未満とする。めっき品質を向上する観点から、０．２０％未満が好ましく、さらに０．０５％未満が好ましい。特に優れためっき品質を得るには、０．０３％未満とすることが好ましい。
　・Ａｌ：０．６０％以上２．００％以下
　Ａｌは、オーステナイトからの炭化物析出を抑制するため、本発明においてオーステナイトのＣ濃度を増加させるため必須の元素である。さらに、Ａｌは強力なフェライト安定化元素であるため、Ａｅ３線を高Ｃ側へ遷移し、フェライトと共存するオーステナイトのＣ濃度を高濃度化でき、残留オーステナイトの安定度がさらに増加する。Ａｌ含有量が０．６０％未満では炭化物の生成を抑制する効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が２．００％を超えると、鋼板表面に酸化層を形成し、めっき性を著しく劣化する。さらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成するため、それが介在物となり鋳造性が低下する。また、大きなフェライトバンド組織を形成しやすくなり、不均一な組織になるため材質が劣化する。したがって、Ａｌ含有量を０．６０％以上２．００％以下とする。上記Ａｌの効果をより有効に発揮するためには０．７０％以上が好ましい。また、上記不都合をより確実に回避するためには１．８０％以下が好ましい。
　・０．８≦Ｍｎｅｑ≦２．０
　室温でも安定なオーステナイトを得るには、まず、二相域焼鈍後の連続冷却時のパーライト生成を抑制しなければならない。そのため、Ｍｎ当量（Ｍｎｅｑ）は本発明において厳密に管理されるべき項目である。
　二相域焼鈍後の連続冷却時のパーライト生成に及ぼす各種合金元素の影響を調査した結果、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂがパーライト生成を遅延する効果を有しており、以下のようなＭｎ当量式として表されることがわかった。
　Ｍｎｅｑ＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋４［％Ｐ］＋１５０［％Ｂ］
ここで、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］はいずれも鋼の化学成分としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂの質量％を意味する。
　さらに、Ｍｎ当量はフェライト生成も遅延するので、第二相分率に大きく影響し、本発明鋼の引張強度（ＴＳ）をほぼ決定する重要な因子でもある。
　図１は、Ｃ：０．１１％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．５~１．７％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：１．５０％、Ｃｒ：０．３％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０~０．００１％とした鋼のＭｎ当量とＴＳとの関係、および連続冷却時のパーライト生成の有無を調査した結果を示す。図中、均一伸び２４％以上を達成する鋼板を●、パーライトが生成し均一伸びが２４％未満の鋼板を■、パーライト生成が無いにもかかわらず均一伸び２４％未満の鋼板を□と表記した。
　試験片の作製方法は以下の通りである。上記の成分を有する２７ｍｍ厚のスラブを１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度９５０℃で４ｍｍ厚まで熱間圧延し、直ちに水スプレー冷却を行い５８０℃で１時間の巻取り処理を実施した。この熱延板を０．８０ｍｍ厚まで圧延率８０％で冷間圧延し冷延板とした。これを、８５０℃で１２０秒の二相域焼鈍を行った後に、平均冷却速度１５℃／ｓで冷却し、後述するＭｎ当量で決定される適正な一次冷却停止温度域まで冷却し、続いてそこから４７０℃までを平均冷却速度２５℃／ｓで冷却し、直ちに４０秒の等温保持を行った後、４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、合金化のために５１０℃で２０秒の保持を行い、その後２００℃以下の温度域まで平均冷却速度２０℃／ｓ、さらにそこから室温までを平均冷却速度：１０℃／ｓで冷却し、伸張率：０．５％の調質圧延を施した。
　このようにして得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に記載の方法に従って引張試験を行った。また、走査型電子顕微鏡による鋼板のミクロ組織観察を、倍率３０００倍で行い、パーライトおよびベイナイトの有無を確認した。
　図１より、ＴＳの変化はＭｎ当量（Ｍｎｅｑ）の変化と比例しており、鋼板のフェライト変態を促進しＴＳ＜５９０ＭＰａに低強度化するためには、Ｍｎｅｑを２．０以下とする必要があることがわかる。Ｍｎｅｑが低いほど、フェライト分率は増加し低強度な鋼板を得られるが、Ｍｎｅｑが０．８未満になるとパーライト変態が抑制できなくなることがわかる。したがって、ＴＳ＜５９０ＭＰａとしつつ、Ｍｎｅｑによる冷却時のパーライト生成の遅延効果を得る観点から、Ｍｎｅｑの範囲を０．８≦Ｍｎｅｑ≦２．０とする。さらに強度を低く抑える観点からはＭｎｅｑが１．９以下であることが好ましい。
・Ｍｎｅｑ＋１．３［％Ａｌ］≧２．８
　めっき浴浸漬前の保持温度におけるパーライトおよびベイナイト生成を抑制し、残留オーステナイトを確保するために、これらの温度での保持時の変態挙動に及ぼす合金元素の影響を調査した結果、上記Ｍｎ当量に加えて、Ａｌも大きな抑制効果を有することが分かった。そこでＭｎ当量およびＡｌ含有量が、焼鈍後の鋼板の均一伸びに及ぼす影響を調査した。
　図２は、Ｃ：０．１１％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．５~１．７％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．７０~２．００％、Ｃｒ：０．３％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０~０．００１％とした鋼において、鋼のＭｎ当量とＡｌ含有量が変化した場合の均一伸びを調査した結果を示す。図中、均一伸びが２４％以上の鋼を○、均一伸びが２４％未満の鋼を×と表記した。試験鋼の作成方法および試験方法は、図１の説明の部分で述べた方法と同一である。
　図２より、Ｍｎｅｑが０．８以上２．０以下であり、かつ、Ｍｎｅｑ＋１．３［％Ａｌ］≧２．８である領域で２４％以上の高い均一伸びを得られることがわかる。Ｍｎｅｑ＋１．３［％Ａｌ］＜２．８の鋼の均一伸びが低いのは、めっき浸漬前の保持時間中にパーライトまたはベイナイトが生成し、残留オーステナイト量が減少したためである。また、Ｍｎｅｑ＞２．０の鋼は、ＴＳが高すぎるため均一伸びが低下し、Ｍｎｅｑ＜０．８の鋼は空冷時に多量のパーライトが生成してしまい均一伸びが低い。
　以上の結果に基づき、合金元素を制御して安定な残留オーステナイトを確保し、高い均一伸びを得る観点から、Ｍｎｅｑ＋１．３［％Ａｌ］≧２．８とする。さらに、高いＴＳ×均一伸びバランスを得る観点からは、２．９以上が好ましく、３．０以上がさらに好ましい。
　・Ｃｒ：０．１０％以上０．４０％以下
　図３にＣ：０．１１％、Ｓｉ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：１．５％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０~０．００１％とし、Ｃｒ量を０％（無添加）、０．１５％、０．３％、０．８％と変化させて、Ｍｎ当量がほぼ１（０．９３~１．０８）になるようＭｎ量（Ｍｎ：０．０３~１．０３％）をバランスさせた鋼の、均一伸び、引張強度および残留オーステナイト量、マルテンサイト量、パーライトおよびベイナイト量に及ぼすＣｒ含有量の影響を示す。製造方法は図１の説明の部分で述べたのと同様である。
　図３より、Ｃｒ含有量が増加するほど、第二相中の残留オーステナイト生成が抑制され、マルテンサイト生成量が増加しＤＰに近い組織になることがわかる。Ｃｒ含有量を増加した場合には、オーステナイトからのベイニティックフェライト生成が抑制される様子が組織観察より認められ、これが残留オーステナイト生成が抑制された原因と考えられる。Ｃｒがベイニティックフェライト生成を抑制する理由は明確ではないが、Ｃｒは炭素親和性の強い元素であり、オーステナイト中のＣの拡散を遅延し、ベイニティックフェライトの核生成を遅延していると考えられる。そのため、残留オーステナイトを確保するにはＣｒ含有量を抑制する必要がある。
　一方で、Ｃｒ無添加でＭｎ当量をＭｎだけで確保した鋼は、残留オーステナイトは３％以上存在するものの、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）は０．３％Ｃｒ鋼よりも２％程度低い値を示した。これは、Ｃｒ：０．３％相当のＭｎ当量を確保するために、Ｍｎを０．５％程度添加したことでフェライトが固溶強化されて、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ）が同等でもＵ．Ｅｌの絶対値が低下したためである。このように、ＣｒにはＭｎを置換し均一伸びを増加する効果がある。このような効果を得るには、Ｃｒ量が０．１０％以上である必要がある。
しかし、図３から分かるように、Ｃｒ量が過剰になると残留オーステナイトの生成が抑制されてＴＳ×Ｕ．Ｅｌバランスが悪化する。さらに、Ｃｒは高価な元素であるため、過剰な添加は合金コストの増加を招く。したがって、残留オーステナイトの確保および合金コスト抑制の観点から、Ｃｒは０．４０％以下に抑える必要がある。このように、ＴＳ×Ｕ．ＥｌバランスおよびＵ．Ｅｌをともに向上させる観点から、本発明ではＣｒ含有量を０．１０％以上０．４０％以下とする。より好ましくは０．３５％以下である。
　・Ｂ：０．００３％以下（０％を含む）
　Ｂは極微量でも焼鈍後の冷却時のパーライト変態を強く抑制できるため、オーステナイトへのＣ濃縮を促進するのに適宜添加することができる。ただしＢ量が０．００３％を超えると熱延負荷が増大するとともに、Ｂ炭化物を析出し逆に焼入れ性を低下させる。そのような観点から、Ｂの含有量を０．００３％以下（０％を含む）とする。
　・Ｐ：０．０５％以下
　ＰはＢと同様に微量の添加で焼入れ性を増大し、焼鈍後の冷却時におけるパーライト変態を抑制する効果がある。ただしＰは非常に強い固溶強化元素であり、過剰に含有すると必要以上に強度が上昇する。また合金化の遅延によるめっきムラや偏析による表面品質の低下を招く。したがってＰの含有量を０．０５％以下とする。より好ましくは０．０３％以下である。
・Ｓ：０．０２％以下
　Ｓを適量含有させることで、一次スケールの剥離性を向上し、鋼板の最終的なめっき外観品質を向上させることが可能であり、このような効果を得るには、Ｓを０．００１％以上含有させるのが好ましい。しかし、Ｓが多量に存在した場合、鋼の熱間延性が低下し、熱間圧延時に鋼板表面に割れが発生することで表面品質を劣化し、さらには、粗大なＭｎＳを形成して破壊の基点となるため鋼板の延性を低下させる。このため、Ｓの含有量を０．０２％以下とする。より好ましくは０．０１％以下である。
　・Ｎ：０．００４％未満
　Ｎは鋼中のＡｌと微細なＡｌＮを形成しフェライト組織の粒成長性を低下させるため、組織が高強度化する。また多量のＡｌＮが析出すると熱間延性が急激に低下するため連続鋳造での製造安定性を著しく損なう。したがって、Ｎはできる限り低く抑えられるべき元素であり、そのような観点からＮの含有量を０．００４％未満とする。より好ましくは０．００３５％未満である。
　・Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：それぞれ０．０２％以下
　Ｔｉ、Ｎｂ、ＶはいずれもＮとの親和性が強く、鋼中のＮを金属窒化物として固定する効果があり、ＡｌＮの析出量を低減することができる。したがって、これらの元素は、微細なＡｌＮ析出にともなうフェライト組織の粒成長の抑制や熱間延性の低下を抑制する効果がある。Ｔｉ、Ｎｂ、ＶによるＮ固定の効果を得るには、これらの元素を０．００２％以上添加することが好ましい。ただし、いずれも高価な元素であるため多量に添加すれば大幅なコスト増加となり、また、焼鈍時に微細な炭化物を析出しやすいため鋼板の強度を増加させる。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ０．０２％以下とするのが好ましい。
　・Ｎｉ：０．２％以下
　Ｎｉはオーステナイト安定化元素であるためパーライト変態の抑制のために必要に応じて０．０５％以上添加することができる。ただし多量に添加すると合金コストが増大することに加えて、鋼の延性が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を０．２％以下とする。
　・Ｃｕ、Ｍｏ：それぞれ０．１％未満
　Ｃｕ、Ｍｏはオーステナイト安定化元素なのでパーライト変態を抑制する目的で必要に応じてそれぞれ０．０２％以上添加することができる。またＳｉ、Ａｌほどではないが、これらの元素はセメンタイトの生成を抑制する効果も期待される。しかしいずれも高価な元素であるため合金コストを著しく増大させる。さらに、固溶強化や鋼の組織を微細化することによって鋼板の強度を上昇するので多量に含有させることは好ましくない。したがって、Ｃｕ、Ｍｏを添加する場合には、これらの含有量はそれぞれ０．１％未満とする。より好ましくは０．０５％未満である。
　・Ｓｂ、Ｓｎ：それぞれ０．２％以下
　Ｓｂ、Ｓｎは、微量添加することで鋼板表面における酸化や窒化を抑制でき、必要に応じてそれぞれ０．００４％以上添加することができる。ただし、多量に含有させると強度の上昇と靭性の劣化、およびコストの増大を招く。そのため、Ｓｂ、Ｓｎを添加する場合には、これらの含有量をそれぞれ０．２％以下とする。
　・ＣａおよびＲＥＭ：０．０１％以下
　ＣａおよびＲＥＭはＳとの親和性が強いため、鋼中Ｓを固定し、また、熱延および冷延によって鋼中で進展して破壊の起点となるＳ介在物の形態を制御するために必要に応じてそれぞれ０．００２％以上添加することができる。しかしこれらは０．０１％を超えて添加しても効果は飽和する。そのため、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、これらの含有量をそれぞれ０．０１％以下とする。
　以上の成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　［組織］
　本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成を有した上で、さらに、フェライトを母相として、第二相体積分率が１５％以下であり、第二相としては体積分率３％以上のマルテンサイトと体積分率３％以上の残留オーステナイトを有し、パーライトおよびベイナイトの合計体積分率がマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率以下である組織を有している。これにより、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度と優れた加工性を得られる。以下、本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。
　ここで、フェライトとベイニティックフェライトは、組織形態がやや異なるものの、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡を用いての組織判別が容易でないこと、および特性が比較的近いことから、両者を区別せずにフェライトとして扱う。第二相とはフェライト以外に組織中に存在する相の総称である。パーライトはフェライトおよびセメンタイトからなる層状組織を指す。ベイナイトは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状または板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。炭化物が生成せずに上記の硬質なフェライトのみが生成した組織、一般にベイニティックフェライトと呼ばれる組織は、特にことわりの無い限りは、ポリゴナルフェライトと合わせてフェライトの範疇に含める。
マルテンサイトは冷却途中に一部焼き戻されて焼戻しマルテンサイトとなる場合があるが、これも十分硬質であることからマルテンサイトと区別しない。マルテンサイトと残留オーステナイトは、腐食されにくく顕微鏡による判別が困難であるが、残留オーステナイトの体積分率はＸ線回折法により求めることができる。マルテンサイト分率は、第二相体積分率から他の全ての相の体積分率を除いて求める。なお、相の体積分率の量を表す％は、特にことわらない限り体積％を意味する。
　・第二相体積分率：１５％以下
　合金成分により固溶強化を抑えても、第二相分率が１５％を超えると、引張強度が増加し延性が大きく低下してしまう。このため第二相分率は１５％以下とする。より好ましくは１４％以下である。すなわち、本発明に係る鋼板は、８５％以上、より好ましくは８６％以上のフェライトを有する。
　・残留オーステナイト体積分率：３％以上
　本発明に係る鋼板においては、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果を活用し高い均一伸びを得るため、残留オーステナイトの体積分率が非常に重要である。高い均一伸びを得るには、残留オーステナイトを少なくとも３％以上含有する必要がある。３％未満の場合、均一伸びは２４％未満となる。さらに優れた均一伸びを得るには４％以上であることが好ましい。
　・マルテンサイト体積分率：３％以上
　本発明に係る鋼板では、適切にＣが濃化したマルテンサイトを微量に分散させることで、降伏伸び（ＹＰＥｌ）の発生を抑制するため、マルテンサイト体積分率が重要である。ＹＰＥｌの発生を抑制するためには３％以上のマルテンサイトを含有すればよく、４％以上含有するのが好ましい。しかし、マルテンサイトが過剰に存在すると組織の高強度化を招くため、マルテンサイト分率は１０％以下に抑えることが好ましい。
　・パーライトおよびベイナイト体積分率：マルテンサイトおよび残留オーステナイト体積分率以下
　パーライトおよびベイナイトといった炭化物の析出を伴った第二相は、生成すると、残留オーステナイトやマルテンサイトの生成量およびＣ濃化量が低下するため、均一伸びの低下やＹＰＥｌの発生を招く。
　そこで、第二相中の組織構成が均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）および降伏伸び（ＹＰＥｌ）に及ぼす影響を調査した。図４、５に、成分組成をＣ：０．０８０~０．１６０％、Ｓｉ：０．０１~０．０２％、Ｍｎ：０．５０~１．３１％、Ｐ：０．０１~０．０３％、Ｓ：０．００２~０．００８％、Ａｌ：０．９７~１．５５％、Ｃｒ：０．１５~０．３２％、Ｂ：０~０．００１％、Ｎ：０．００２０~０．００３５％、Ｍｎｅｑ：０．９３~１．７４、Ｍｎｅｑ＋１．３Ａｌ：２．８８~３．７６とした鋼の組織構成を変化させたときの機械的特性の変化を示した。具体的には、図４は均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）に及ぼす残留オーステナイト体積分率とパーライトおよびベイナイト合計体積分率との差の影響を示すものであり、図５は降伏伸び（ＹＰＥｌ）に及ぼすマルテンサイト体積分率とパーライトおよびベイナイト合計体積分率との差の影響を示すものである。これらの図の●プロットは、ＴＳが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満で組織構成を変化させた鋼板である。
　サンプルの製造方法は、上記の成分組成を有する２７ｍｍ厚のスラブを１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度８７０~９７０℃で４ｍｍ厚まで熱間圧延し、直ちに水スプレー冷却を行い４５０~６５０℃の温度範囲で１時間の巻取り処理を実施した。この熱延板を０．８０ｍｍ厚まで圧延率８０％で冷間圧延し冷延板とした。これを、７４０~９００℃で１２０秒の二相域焼鈍を行った後に、平均冷却速度１~３０℃／ｓで５５０~７００℃の温度範囲まで一次冷却停止し、続いて４７０℃までを平均冷却速度２５℃／ｓで冷却し、直ちに２０~２００秒の等温保持を行った後、４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、合金化のために５１０℃で２０秒の保持を行い、その後２００℃以下の温度域まで平均冷却速度２０℃／ｓ、さらにそこから室温までを平均冷却速度：１０℃／ｓで冷却し、伸張率：０．５％の調質圧延を施した。
　このようにして得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に記載の方法に従って引張試験を行った。また、鋼板のミクロ組織の体積分率を求めるために、以下の測定を行った。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させ、走査型電子顕微鏡にて倍率３０００倍の組織写真を１０視野撮影し、得られた組織写真に合計７００点の交点を有する格子線（１．５μｍの等間隔で縦に２５本の平行な線を、この縦の２５本の線に直角となるように、１μｍの等間隔で横に２８本の平行な線を形成して作成した、１個あたり１．５μｍ×１μｍの大きさの長方形からなる格子群）を重ねて、全格子点中で第二相と重なっている格子点の割合を計測することで第二相の面積率を測定した。このようにして得られたＬ断面の面積率は、鋼板の圧延直角方向に平行な垂直断面より求められた面積率とほぼ同一の値を示したことから、面積率の異方性はないものと判断し、ここでは前記Ｌ断面の面積率を第二相の体積率とした。
　組織写真において、フェライトは暗色のコントラストの領域であり、フェライト中に炭化物がラメラー状に観察された領域をパーライト、フェライト中に炭化物が点列状に観察された領域をベイナイトとし、それ以外のフェライトよりも明るいコントラストの付いている領域をマルテンサイトもしくは残留オーステナイトとした。パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトと認められる領域の体積率を測定し、これらを合計した体積率を第二相体積分率とした。
　残留オーステナイトの体積率は、次の方法により求めた。
　研削および化学研磨により、鋼板の板厚１／４部を露出し、Ｍｏ−Ｋα線を線源とし加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折装置（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって鉄のフェライト相の｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイト相の｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて非特許文献（理学電機株式会社：Ｘ線回折ハンドブック（２０００），ｐ２６、６２−６４）に記載の計算式を用いて残留オーステナイトの体積率を求めた。マルテンサイトの体積率は、上記のミクロ組織から測定したマルテンサイトと残留オーステナイトの合計体積率からＸ線回折法で測定した残留オーステナイトの体積率を差し引いて求めた。
　図４から、パーライトおよびベイナイト合計体積分率が残留オーステナイト体積分率より少ない、すなわち、差分が０以上になると、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）が２４％以上になることがわかる。
　図５から、パーライトおよびベイナイト合計体積分率がマルテンサイト体積分率より少ない、すなわち差分が０以上になると降伏伸び（ＹＰＥｌ）が消失することがわかった。このような理由から、第二相の組織構成として、パーライトおよびベイナイト合計体積分率はマルテンサイトおよび残留オーステナイト体積分率以下に抑制される必要がある。さらに優れた延性の観点からは、パーライトおよびベイナイト合計体積分率は３％以下が好ましく、より好ましくは１％以下である。
　本発明においては、以上のような成分組成および組織とすることで、引張強度（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）が２４％以上で、降伏伸び（ＹＰＥｌ）の発生が抑制された溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　高強度かつ延性に優れた鋼板の指標として、延性、均一伸びの絶対値に引張強度を乗じた強度−延性（ＴＳ×Ｅｌ）バランスや強度−均一伸び（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ）バランスが用いられる。高強度かつ優れたプレス成形性を確保する観点から、ＴＳ×Ｅｌバランスは１９０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。より好ましくは１９５００ＭＰａ・％以上であり、さらに好ましくは２００００ＭＰａ・％以上である。同様に、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌバランスとしては１２０００ＭＰａ・％以上が好ましく、１２５００ＭＰａ・％以上がより好ましい。さらに好ましくは１３０００ＭＰａ・％以上である。
　さらに、プレス後も優れた外観品質を維持する観点から、鋼板におけるストレッチャーストレインの発生を抑制する必要がある。降伏伸び（ＹＰＥｌ）が０．２％を超えると、プレス成形品に明瞭なストレッチャーストレインを生じる場合があることから、ＹＰＥｌは０．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０％である。
　［製造方法］
　本発明においては、所定の成分鋼を上記の組織に制御することによって優れた加工性とめっき性を有する高強度鋼板が得られるが、以下に、このような高強度鋼板を得るための製造方法について説明する。
　熱間圧延前のスラブ加熱温度を１１００~１２５０℃とする。加熱温度が１１００℃未満では熱間圧延時の圧延負荷が増大する。また、本発明の組成は、Ａｌ含有量が多くＭｎ含有量が少ないためＡｅ３温度が高く、スラブ加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延中にエッジのような局所的に冷却された部位がＡｅ３温度以下になってフェライトが多量に生成する可能性がある。これにより、熱延板中の組織が不均一になるため、材質のばらつきや鋼板形状の悪化を招く。一方、加熱温度が高ければ、合金成分および組織の均一化と圧延負荷の低減が図れるが、１２５０℃を超えるとスラブ表面に生成される酸化スケールが不均一に増加し表面品質が低下する。したがって、スラブ加熱温度は１２５０℃以下とする。
　次に、熱間圧延の条件は特に規定せず常法に従って行えばよいが、仕上圧延終了温度は８５０~９５０℃とすることが好ましい。８５０℃未満ではフェライト変態温度域に入っていくため、仕上温度が８５０℃未満になるとフェライト生成が著しく促進され、鋼板内での不均一な組織形成や表面近傍での異常粒成長が発生しやすくなり、安定した材質を得難くなる。一方、９５０℃を超えると、二次スケールの生成が促進されて表面品質が劣化する。
　熱延仕上圧延後から巻取りまでの平均冷却速度の範囲は特に規定しない。熱延板は、任意の冷却を受けた後に、巻取温度５００℃超で巻き取る必要がある。これは、熱延板組織をフェライト＋パーライト組織とするためで、これにより熱延板強度を低強度化し、次工程の冷延負荷の増大を抑制することができる。さらに、スラブ加熱時に一度均質化したＣ、Ｍｎ、Ｃｒといったオーステナイト安定化元素がフェライト相からパーライト相へと局所的に分配されるため、焼鈍後もそれが残存し、オーステナイトの安定化が促進されやすい。上記に加えて、巻取ったコイル中で易酸化元素の内部酸化が進みやすいため、その後の焼鈍時の合金元素の表面濃化が低減されてめっき性も向上する。これに対して巻取温度が５００℃以下では、低温変態相の生成量が増大するので冷延負荷が増大し、合金元素の分配も低減するとともに、内部酸化量が低減しめっき性が低下する。冷延負荷の観点から、熱延板組織としては、８０体積％以上がフェライト＋パーライト組織であることが好ましく、９０体積％以上がより好ましい。
　この熱延板を巻き取った後、酸洗処理を行い、その後に冷間圧延を行う。冷間圧延の条件は特に規定せず常法に従って行えばよいが、目標の特性を得るには、冷間圧延率は４０~９０％とすることが好ましい。
　このようにして得られた冷延板を、焼鈍温度７５０~９５０℃まで昇温し２０~２００秒保持する。これにより、組織中の炭化物を全て溶解してオーステナイトを生成するとともに、オーステナイトへのＣ、ＭｎおよびＣｒといったオーステナイト安定化元素の濃化を促す。焼鈍温度が７５０℃未満、保持時間が２０秒未満では、未固溶の炭化物が残存し延性が低下する場合がある。炭化物を十分に溶解する観点から、焼鈍温度は７７０℃以上とするのが好ましい。しかし、９５０℃を超える均熱温度での操業は焼鈍設備の負荷が大きいので焼鈍温度は９５０℃以下とする。また均熱保持時間が２００秒を超えると、焼鈍設備の長大化あるいは生産速度の大幅な低下を招くため、２００秒以下とする。
　焼鈍後は直ちに一次冷却を施す。一次冷却工程は、本発明鋼板のフェライト分率を決めるために非常に重要な工程である。一次冷却停止温度が低い方がフェライト分率が増加し延性が向上するが、低すぎるとパーライト変態が起こるため、均一伸びの低下を招く。
　そこで、適正な一次冷却停止温度の検討を行った。図６は、Ｃ：０．１１％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．５~１．３％、Ｐ：０．０１~０．０３％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：１．００~１．５０％、Ｃｒ：０．３％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０~０．００１％としたＭｎ当量（Ｍｎｅｑ）の異なる鋼板を、種々の平均冷却速度で連続冷却した際に、パーライト生成が起こる温度を調査した結果を示す。図中、平均冷却速度５℃／ｓの時のパーライト生成温度を△、１５℃／ｓの時のパーライト生成温度を□、３０℃／ｓの時のパーライト生成温度を○とした。
　試験片の作製方法は以下の通りである。上記の成分を有する２７ｍｍ厚のスラブを１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度９５０℃で４ｍｍ厚まで熱間圧延し、直ちに水スプレー冷却を行い５８０℃で１時間の巻取り処理を実施した。この熱延板を０．８０ｍｍ厚まで圧延率８０％で冷間圧延し冷延板とした。これを、８５０℃で１２０秒の二相域焼鈍に供した後に、平均冷却速度５、１５、３０℃／ｓで冷却し、５００~７００℃の種々の温度に達したところで、水冷した。このようにして得られた鋼板のミクロ組織を走査型電子顕微鏡によって倍率３０００倍で観察し、パーライトの有無を確認した。
　図６より、パーライトの生成開始温度はＭｎ当量（Ｍｎｅｑ）および冷却速度の変化に比例しており、Ｍｎ当量が高く冷却速度（ＣＲ（℃／ｓ））が速いほど低温化する。この結果から、パーライトの生成開始温度を臨界一次冷却温度Ｔｃｒｉｔとして、以下の式で整理することができる。
　Ｔｃｒｉｔ＝８７０−２．５（６６×Ｍｎｅｑ＋ＣＲ）
　一次冷却停止温度がＴｃｒｉｔ以上ではフェライト変態だけが進行し、フェライト分率の増加とオーステナイトのＣ濃化が促進される。
　さらに、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）に及ぼす一次冷却停止温度の影響を調査するため、Ｃ：０．１１％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．０％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：１．５０％、Ｃｒ：０．３％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０％とした鋼を、図６の場合と同様の条件で冷間圧延まで実施した後に、８５０℃で１２０秒の二相域焼鈍を行い、その後に、平均冷却速度１５℃／ｓで冷却し、一次冷却停止温度を５５０~８００℃まで変化させ、続いて平均冷却速度２５℃／ｓで二次冷却を行い、４７０℃で４０秒の中間保持を行った後に、４６０℃の亜鉛めっき浴へ浸漬し、合金化のために５１０℃で２０秒の保持を行い、その後２００℃以下の温度域まで平均冷却速度２０℃／ｓ、さらにそこから室温までを平均冷却速度：１０℃／ｓで冷却し、伸張率：０．５％の調質圧延を施した。
　その際の一次冷却停止温度と均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）との関係を図７に示す。図７より、一次冷却停止温度が臨界一次冷却温度Ｔｃｒｉｔ以上であれば、一次冷却時のパーライト生成が抑制され、高い均一伸びを得られることがわかる。したがって、一次冷却停止温度は臨界一次冷却温度Ｔｃｒｉｔ以上とする。ただし、一次冷却停止温度が臨界一次冷却温度Ｔｃｒｉｔに近すぎると、二次冷却時に一部パーライトを生成しやすくなり、均一伸びが低下する。そのため、さらに優れた均一伸びを得るには、一次冷却停止温度をＴｃｒｉｔ＋２０℃以上とするのが好ましい。一方、一次冷却停止温度が高すぎると、オーステナイトのＣ濃化不足や、フェライトの中でも比較的硬質なベイニティックフェライトの比率が増大し、均一伸びが低下する。そのため、一次冷却工程で十分にフェライト変態させるためには、一次冷却停止温度をＴｃｒｉｔ＋１７０℃以下とすることが好ましい。
　本発明に係る鋼板は、一次冷却平均速度を５℃／ｓ未満とした場合、パーライト変態が高温で起こりやすくなるため均一伸びが低下しやすくなる。したがって、一次冷却平均速度は５℃／ｓ以上とする。パーライト変態を十分に回避するには、一次冷却平均速度は１０℃／ｓ超であることがさらに好ましい。一方、４０℃／ｓ超では冷却速度が速すぎて、フェライト変態が十分に進行しない。よって、一次冷却平均速度は４０℃／ｓ以下とする。好ましくは２０℃／ｓ以下である。
　引き続いて、上記の一次冷却停止温度から４１０~５００℃の中間保持温度域まで、平均冷却速度１５℃／ｓ以上で二次冷却する。これにより、パーライト変態ノーズを回避する。二次冷却速度が速いほどパーライト生成を回避でき有利であり、２０℃／ｓ以上とするのがさらに好ましい。しかしながら、冷却速度が１００℃／ｓを超える冷却は通常の設備では困難であるため、１００℃／ｓ以下とするのが好ましい。
　続いて、４１０~５００℃の中間保持温度域に１０秒以上保持することで、ベイニティックフェライトを生成し、オーステナイトへのＣ濃化を促進する。保持時間が１０秒未満では、ベイニティックフェライト生成が十分に進行せず、残留オーステナイト分率およびその安定度が不足し、均一伸びが低下する。一方で、この温度域で１８０秒を超えて保持を行っても、オーステナイトがパーライトやベイナイトへと分解してしまうので、均一伸びが著しく低下する。そのため、中間保持温度域での保持時間は１８０秒以下とする。高い均一伸びを得る観点からは、保持時間を１４０秒以内とするのが好ましい。
　５００℃を超える温度域で中間保持を開始すると、パーライトが短時間で多量に生成して、均一伸びが著しく低下し、降伏伸び（ＹＰＥｌ）も発生する。また、４１０℃未満では、ベイナイトが多量に生成して、やはり均一伸びが著しく低下するとともにＹＰＥｌが発生する。したがって、中間保持温度は４１０℃以上５００℃以下とする。より好ましくは４２０℃以上４９０℃以下である。
　このようにして中間保持された鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後に、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。また、必要に応じて、４９０~６００℃の温度域に昇温し３~１００秒保持することで合金化処理を施すこともできる。合金化温度が４９０℃未満では合金化が十分に進まない。合金化温度が６００℃超では、合金化が著しく促進され亜鉛めっきが硬質化し剥離しやすくなるとともに、オーステナイトがパーライトへと変態し、延性の低下やＹＰＥｌの発生をまねく。
　この亜鉛めっき鋼板は、表面粗度の調整や鋼板形状の平坦化の目的から、調質圧延を施しても良い。ただし、過剰な調圧は均一伸びを低減させることから、調圧における伸長率は０．２％以上０．６％以下とすることが好ましい。
　以上述べたような製造方法を用いることで、複雑な工程を用いることなく均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
　以下、本発明の実施例について説明する。
　表１に供試鋼の化学成分組成、表２に製造条件を示す。表１に示す化学成分組成の鋼を真空溶解炉にて溶製し、鋳造してスラブとした。これを１１５０~１２９０℃の温度範囲に再加熱した後に、粗圧延を施し、厚さ約２７ｍｍの粗バーとした。引き続いて、８７０~９８０℃の温度範囲で厚さ４ｍｍまで熱間仕上圧延を行い、直ちに水スプレーで４５０~６５０℃の温度範囲に冷却し、当該温度の加熱炉で１時間保持して巻取相当処理を行い熱延板とした。この熱延板のスケールを酸洗により除去後、圧延率８０％で冷間圧延し厚さ０．８ｍｍの冷延板とした。このようにして得られた冷延板を、表２に示す温度条件に従って焼鈍加熱、一次冷却、二次冷却、および中間保持を行った後、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、一部は平均冷却速度１０℃／ｓで冷却し亜鉛めっき鋼板とし、その他はさらに５１０℃で２０秒の合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし、その後それぞれの鋼板について伸長率０．５％の調質圧延を施した。
　このようにして得られためっき鋼板から長手方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）に準拠した引張試験によって機械的特性（ＴＳ、ＹＰＥｌ、Ｕ、Ｅｌ、Ｅｌ）を評価した。また、ミクロ組織の体積分率の測定を行った。さらに、亜鉛めっきの外観評価を行った。
　さらに、得られた鋼板の伸びフランジ性も評価した。伸びフランジ性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１（１９９６年）の規定に準拠した穴広げ試験により評価した。すなわち、焼鈍板より１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズの試験片を採取し、ポンチ径１０ｍｍ、ダイス径１０．２ｍｍ（クリアランス１２．５％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き穴を作製後、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穴広げ加工を行い、割れが板厚を貫通したところでのｄ０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）から穴広げ率λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００を求めた。
　ミクロ組織の体積分率の測定は以下のように実施した。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させ、走査型電子顕微鏡にて倍率３０００倍の組織写真を１０視野撮影し、得られた組織写真に合計７００点の交点を有する格子線（１．５μｍの等間隔で縦に２５本の平行な線を、この縦の２５本の線に直角となるように、１μｍの等間隔で横に２８本の平行な線を形成して作成した、１個あたり１．５μｍ×１μｍの大きさの長方形からなる格子群）を重ねて、全格子点中で第二相と重なっている格子点の割合を計測することで第二相の面積率を測定した。このようにして得られたＬ断面の面積率は、鋼板の圧延直角方向に平行な垂直断面より求められた面積率とほぼ同一の値を示したことから、面積率の異方性はないものと判断し、ここでは前記Ｌ断面の面積率を第二相の体積率とした。
　組織写真において、フェライトは暗色のコントラストの領域であり、フェライト中に炭化物がラメラー状に観察された領域をパーライト、フェライト中に炭化物が点列状に観察された領域をベイナイトとし、それ以外のフェライトよりも明るいコントラストの付いている領域をマルテンサイトもしくは残留オーステナイトとした。パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトと認められる領域の体積率を測定し、これらを合計した体積率を第二相体積分率とした。フェライトの体積分率は、１００−第二相体積分率である。
　残留オーステナイトの体積率は、次の方法により求めた。
　研削および化学研磨により、鋼板の板厚１／４部を露出し、Ｍｏ−Ｋα線を線源とし加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折装置（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって鉄のフェライト相の｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイト相の｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて非特許文献（理学電機株式会社：Ｘ線回折ハンドブック（２０００），ｐ２６、６２−６４）に記載の計算式を用いて残留オーステナイトの体積率を求めた。マルテンサイトの体積率は、上記のミクロ組織から測定したマルテンサイトと残留オーステナイトの合計体積率からＸ線回折法で測定した残留オーステナイトの体積率を差し引いて求めた。
　亜鉛めっきの外観評価は、不めっき、合金化むら、その他表面品質を損なう欠陥などの外観不良がなく自動車外板として適切な表面品質が確保されている場合を○、特に色調のムラなどもなく優れた外観を有する場合を◎、一部欠陥が認められる場合を△、多くの表面欠陥が認められた場合を×と判定した。
　これらの結果を表３に示す。
　表３からわかるように、本発明の範囲内の成分組成および製造条件を満たした本発明例のめっき鋼板はＴＳが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満であり、Ｕ．Ｅｌが２４％以上であり、いずれも本発明の範囲を満たす値を示している。さらに、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌが１２０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×Ｅｌが１９０００ＭＰａ・％以上と優れた特性を有している。また、めっき外観はいずれも良好である。
　さらに、本発明の成分および製造条件の範囲を満足する鋼は、上記特性に加えて、伸びフランジ性（λ）が８０％以上と良好であることも分かった。この理由は明確ではないが、焼鈍時にオーステナイトへＣ濃縮させる過程でＡｌが周囲のフェライトへ吐き出されるため、フェライトが部分的に固溶強化されて、隣接するマルテンサイトや残留オーステナイトとフェライトの硬度差が緩和されたためと考えられる。
　これに対し、Ｍｎｅｑ＋１．３［％Ａｌ］が２．８未満の鋼Ａ、Ｂ、ＥおよびＫを用いて製造した処理番号１、２、５、６、３６の鋼板は、パーライトおよびベイナイト体積分率が高くＵ．Ｅｌは２４％未満となった。またＭｎｅｑが２．０を超える鋼ＯとＱを用いて製造した処理番号４３、４４、４６の鋼板はＴＳが５９０ＭＰａ以上と高強度であるため、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌが高いにもかかわらずＵ．Ｅｌが２４％未満となった。Ｃが適正範囲より低い鋼Ｐを用いて製造した処理番号４５の鋼板は、残留オーステナイトが少ないためＵ．Ｅｌが２４％未満であった。Ｃｒが適正範囲から外れた鋼Ｓ、Ｔを用いて製造した処理番号４８，４９の鋼板はＵ．Ｅｌが２４％未満となった。Ｓｉが高い鋼Ｒを用いて製造した処理番号４７の鋼板は、均一伸びは優れるものの、不めっきが生じて外観品質が損なわれた。また、上述した鋼ＰはＮが高いため、処理番号４５の鋼板の製造過程でスラブにヘゲが観察され、表面欠陥として残存し外観品質が劣化した。
　成分が本発明の範囲内の供試鋼でも、製造条件を外れる鋼板は、以下のようにいずれかの特性が劣っていた。スラブ加熱温度が規定よりも高い処理番号１６は表層に二次スケールが一部残存した部位があり、表面品質が低下した。また、処理番号１６、および処理番号３３は一次冷却停止温度が臨界一時冷却温度Ｔｃｒｉｔ未満であり、処理番号１４は一次冷却速度が５℃／ｓ未満であって、いずれも適切な製造条件から外れているため、得られた鋼板の第二相中のパーライト分率が増加するため、残留オーステナイト体積分率が減少し、Ｕ．Ｅｌが２４％未満で、さらにＹＰＥｌが発生した。中間保持温度が４１０℃未満の処理番号２８の鋼板、および中間保持が１８０秒を超える処理条件２５の鋼板もＵ．Ｅｌが２４％未満となった。また、焼鈍温度が７５０℃以下の処理番号１５の鋼板もＵ．Ｅｌが低く、またＹＰＥｌが発生した。巻取り温度が５００℃以下の処理番号１３の鋼板は、残留オーステナイトの安定度が足りず、Ｕ．Ｅｌが２４％に達しなかった。処理番号５１は巻取温度が低いため、マルテンサイト分率が低く、均一伸びが低くかつＹＰＥｌが発生した。処理番号５２は中間保持温度での保持時間が長すぎるため、マルテンサイトが存在せず、ＹＰＥｌが発生した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
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　本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車や家電などの産業分野において使用され、特に強度と加工性および外観品質が求められる部位への適用に有用である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：０．５％以上２．０％未満、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．６０％以上２．００％以下、Ｎ：０．００４％未満、Ｃｒ：０．１０％以上０．４０％以下、Ｂ：０．００３％以下（０％を含む）を含有するとともに、以下に示すＭｎｅｑが、０．８≦Ｍｎｅｑ≦２．０かつＭｎｅｑ＋１．３［％Ａｌ］≧２．８を満足し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、鋼の組織が、フェライトを母相として、第二相体積分率が１５％以下であり、第二相としては体積分率３％以上のマルテンサイトと体積分率３％以上の残留オーステナイトを有し、パーライトおよびベイナイトの合計体積分率がマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率以下である鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有し、引張強度が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満、均一伸びが２４％以上であることを特徴とする、均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
    　Ｍｎｅｑ＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋４［％Ｐ］＋１５０［％Ｂ］
    　ただし、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］はいずれも鋼の化学成分としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂの質量％を意味する。
    　また、上記［％Ａｌ］も鋼の化学成分としてのＡｌの質量％を意味する。
  2. 　Ｓｉ：０．０５％未満であることを特徴とする請求項１に記載の均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　上記成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｖ：０．０２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％未満、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．１％未満、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下、ＣａおよびＲＥＭ：０．０１％以下のうち少なくとも１種以上を含むことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　引張強度×伸びバランスが１９０００ＭＰａ・％以上、引張強度×均一伸びバランスが１２０００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１から請求項３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１２５０℃以下で加熱後に熱間圧延し、得られた熱延板を巻取温度５００℃超で巻き取った後に、酸洗を施してから冷間圧延し、次いで、７５０℃以上９５０℃以下の温度に昇温して２０秒以上２００秒以下保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下で、以下の式に示す臨界一次冷却温度Ｔｃｒｉｔ以上の一次冷却停止温度まで一次冷却した後、そこから４１０℃以上５００℃以下の中間保持温度域まで平均冷却速度１５℃／ｓ以上で二次冷却し、その温度域に１０秒以上１８０秒以下保持した後に、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする、あるいは溶融亜鉛めっき後さらにめっきの合金化処理を施すことを特徴とする均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    　Ｔｃｒｉｔ＝８７０−２．５（６６×Ｍｎｅｑ＋ＣＲ）
    　ただし、Ｍｎｅｑ＝［％Ｍｎ］＋１．３［％Ｃｒ］＋４［％Ｐ］＋１５０［％Ｂ］であり、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｐ］、［％Ｂ］はいずれも鋼の化学成分としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂの質量％を意味する。また、ＣＲは一次冷却における平均冷却速度（℃／ｓ）を意味する。
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