(57)【要約】【課題】ＭｏやＣｒなどの高価な元素の多量添加や特殊なＣＧＬ熱履歴を必要とせず、低いＹＰ、高いＢＨ、優れた耐時効性、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。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１５％超０．１００％未満、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．９０％未満、Ｐ：０．０１５％以上０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．３０％未満、Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下、Ｔｉ：０．０１４％未満を含有し、２．２≦［Ｍｎｅｑ］≦３．１および０．４２≦８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊≦０．７３を満足する。鋼組織は、フェライトと第２相を有し、第２相の面積率が３〜１５％、第２相面積率に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率の比率が７０％超、第２相面積率のうち粒界３重点に存在するものの面積率の比率が５０％以上である。【選択図】図１
2010196159.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の成分組成として、質量%で、C:0.015%超0.100%未満、Si:0.3%以下、Mn:1.90%未満、P:0.015%以上0.05%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01%以上0.5%以下、N:0.005%以下、Cr:0.30%未満、B:0.0003%以上0.005%以下、Ti:0.014%未満を含有し、更に2.2≦[Mneq]≦3.1および0.42≦8[%P]+150B*≦0.73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相の面積率が3〜15%、第2相面積率に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率の比率が70%超、第2相面積率のうち粒界3重点に存在するものの面積率の比率が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*、B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]はMn、Cr、P、B、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。B*≧0.0022のときはB*=0.0022とする。
【請求項２】
鋼の成分組成として、質量%で、C:0.015%超0.100%未満、Si:0.3%以下、Mn:1.90%未満、P:0.015%以上0.05%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01%以上0.5%以下、N:0.005%以下、Cr:0.30%未満、B:0.0003%以上0.005%以下、Mo:0.1%以下、Ti:0.014%未満を含有し、更に2.2≦[Mneq]≦3.1および0.42≦8[%P]+150B*≦0.73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相の面積率が3〜15%、第2相面積率に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率の比率が70%超、第2相面積率のうち粒界3重点に存在するものの面積率の比率が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*、B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]はMn、Cr、P、B、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。B*≧0.0022のときはB*=0.0022とする。
【請求項３】
0.48≦8[%P]+150B*≦0.73を満足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。
【請求項４】
更に、質量%で、V:0.4%以下、Nb:0.015%以下、W:0.15%以下、Zr:0.1%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Sn:0.2%以下、Sb:0.2%以下、Ca:0.01%以下、Ce:0.01%以下、La: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。
【請求項５】
請求項１乃至4のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン(CGL)において、740℃超840℃未満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を2〜30℃/secで冷却した後、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100℃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100℃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。
【請求項６】
熱間圧延するに際して、熱間圧延後、20℃/sec以上の平均冷却速度で640℃以下まで冷却し、その後400〜620℃で巻取ることを特徴とする請求項5に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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、単に340BHと呼ぶ)が適用されてきた。340BHはC：0.01%未満（%は質量％、以下同じ）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、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。
【０００３】
しかしながら、従来の340BHに更にMn、Pを多量添加して高強度化を図ると、降伏応力（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。
【０００４】
一方、低い降伏応力を維持しつつプレス成形および焼付け塗装後の強度を高くするためには、プレス時の加工硬化(WH)、プレス後の焼付け硬化(BH)を増加させる必要がある。なかでも、プレス成形時に付与される歪量に依存せず高い耐デント性を安定して確保するためにはBHを増加させることが好ましい。しかしながら、BHを増加させると耐時効性の劣化が生じる。とりわけ、近年の車両生産拠点のグローバル化により、北米や北東アジア地域だけでなく、東南アジア、南米、インド等においてもパネル用鋼板の需要が増加しつつあり、更なる耐時効性の向上が求められている。例えば、赤道付近の地域で鋼板を使用する場合は、輸送工程や現地の倉庫での保管期間を考慮すると、鋼板は40〜50℃に2〜5ヶ月曝されるので、従来のフェライト単相鋼では耐時効性は十分でなく、プレス後の外板意匠面にしわ状の模様が発生する。このように、近年は高いBHを保持しつつも従来鋼より優れた耐時効性を有していることが鋼板特性として要求される。
【０００５】
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において、外板パネルはインナーと接合するためにフランジ部がヘム加工により曲げられる。あるいは、スポット溶接が施される。こ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。したがって、外板パネル用の鋼板には優れた耐食性が求められる。特に、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。
【０００６】
このような背景から、例えば、特許文献1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)、高い焼付け硬化(BH)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。
【０００７】
また、特許文献2には、C:0.01%超0.03%未満、Mn：0.5〜2.5%、B:0.0025%以下を含有する鋼にMoを0.02〜1.5%添加し、さらにsol.Al、N、B、Mn量をsol.Al≧9.7×N、B≧1.5×104×(Mn2+1)となるように制御してフェライトと低温変態生成相からなる組織を得ることにより、焼付硬化性と常温耐時効性の両者に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。
【０００８】
特許文献3には、C:0.005%以上0.04%未満、Mn:0.5〜3.0%を含有する鋼板を熱間圧延する過程において圧延終了後２秒以内に70℃/s以上の冷却速度で650℃以下まで冷却することにより、耐時効性に優れた鋼板を得る方法が開示されている。
【０００９】
特許文献4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。
【００１０】
特許文献5には、C:0.005〜0.04%、Mn:1.0〜2.0%、Cr:0.2〜1.0%を含有する鋼においてMn+1.29Crを2.1〜2.8に制御するとともに、Crを比較的多く添加することにより、YPが低くBHの高い溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。
【００１１】
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、焼付硬化性に優れた鋼板を得る方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特公昭62-40405号公報
【特許文献２】特開2005-8904号公報
【特許文献３】特開2005-29867号公報
【特許文献４】特開2008-19502号公報
【特許文献５】特開2007-211338号公報
【特許文献６】特開2006-233294号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
しかしながら、上記特許文献1〜5に記載の鋼板は、いずれも鋼板の組織としてフェライトとマルテンサイトを主体とした複合組織鋼であり、このような組織の鋼では、高価な元素であるMoやCrを多量に添加した鋼では従来の固溶強化型の鋼板と比べて十分低いYPと高いBHを有しているものの、Mo、Crの添加量の少ない鋼では十分低いYPと高いBHを兼ね備えた鋼を得ることは困難であった。例えば、従来鋼では、Moを0.2%以上あるいはCrを0.30%以上添加した鋼では、TS:440MPaクラスの鋼板で250MPa程度かそれ以下の低いYPと50MPa程度かそれ以上の高いBHが得られるが、MoやCrの少ない鋼板ではYPが高いか、BHが低い。
【００１４】
また、上記特許文献に記載の従来鋼は、耐時効性も必ずしも十分ではなかった。例えば、赤道付近の地域での鋼板の使用を想定して、特許文献3に記載の鋼板を50℃で3ヶ月保持して時効後の降伏点伸び(YPEl)の発現有無の評価を行ったが、必ずしも良好な結果は示さなかった。これは、特許文献3に記載の時効条件は100℃で10〜15hrであり、この時効条件は50℃換算ではせいぜい0.8〜1.2ヶ月なので、上記の時効条件が十分ではなかったことによると考えられる。また、特許文献3に記載の手法は熱延後に特殊な急速冷却を必要とするので、特別な急冷設備を有していない通常の圧延ラインでは適用することも難しい。さらに、特許文献2に記されている様に、従来技術では、耐時効性を向上させるために、0.2%程度の多量のMoが添加された技術が多く、このような鋼は製造コストが著しく高い。
【００１５】
さらに、同様に上記の特許文献1〜6に記載の鋼板においてフードやドアのヘム加工部を模擬した鋼板形状での耐食性を調査した結果、その多くの鋼において耐食性は必ずしも十分でなく、そのうちのいくつかは従来鋼より耐食性が著しく劣ることがわかった。
【００１６】
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難しい。
【００１７】
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や特殊なCGL熱履歴を必要とせず、低いYP、高いBH、優れた耐時効性、優れた耐食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。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
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、高BH、良好な耐時効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。
【００１９】
(I)従来の複合組織鋼板には、低強度を維持しつつ焼入性を確保するためにCrが比較的多量に添加されていたが、ヘム加工部の耐食性はCr添加により著しく劣化する。このため、340BHと同等以上の耐食性を確保するには、Cr含有量を0.30%未満に低減する必要がある。
【００２０】
(II)YPあるいは降伏比（YR）を低く抑え、良好な耐時効性を確保するには、Mn当量を高めてパーライトの生成を抑制してフェライトと主としてマルテンサイトである第2相による複合組織に制御しつつ、第2相の面積率を3%以上確保する必要がある。
【００２１】
(III)耐食性確保の観点からCrを低減しつつ十分なMn当量を確保するためには、例えばMnを活用する必要があるが、Mnを多量添加するとフェライト粒が展伸して不均一な粒度分布になるとともにマルテンサイトが著しく微細化してYPの増加を招く。これに対して、B（ホウ素）やP（リン）は焼入性を改善する効果が顕著であり、なおかつフェライト粒を均一、粗大にポリゴナル化する作用や、第2相をフェライト粒界の3重点に均一に分散させる作用がある。具体的には、Bはフェライト粒を均一、粗大化する作用が強く、Pはマルテンサイトを均一分散させる作用が強い。このため、PとBを所定の範囲で複合添加し、さらにMnの添加量を所定範囲に抑制することで均一、粗大なフェライト粒と均一に分散したマルテンサイト粒が同時に得られ、CrやMoを低減した成分鋼においても低いYPが得られる。
【００２２】
(IＶ)Mnの多量添加は固溶Cの減少と第2相の不均一分散化によりBHを著しく劣化させる。一方、PとBは、それ自体、添加することでBHを増加させる効果がある。したがって、PとBを所定量以上添加してMnの添加量を削減することでBHは著しく増加する。このため、Mn当量の制御に加えて、P、B、Mnを特定範囲に制御することで低いYPと高いBHが同時に得られる。
【００２３】
(Ｖ)PとBを活用してMn当量を高めた本鋼では、熱延後の冷却過程でのフェライト変態が遅延するので、特殊な急速冷却を施さずとも適度な急速冷却と所定の温度域での巻取処理を施すことで、熱延組織が微細なフェライトおよび微細なパーライト、もしくはベイナイトとなり冷延、焼鈍後の組織が均一化してより一層BHが向上する。
【００２４】
このように、Crを0.30%未満に低減するとともに、Mn当量を高めつつ、PとBを複合で所定量添加してMnの添加量を所定範囲に制御し、さらには熱延後の冷却速度を適正化することで、優れた耐食性、低いYP、高いBH、良好な耐時効性の全てを兼ね備え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を使用しないので安価に製造でき、特殊な熱履歴も必要としない。
【００２５】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、鋼の成分組成として、質量%で、C:0.015%超0.100%未満、Si:0.3%以下、Mn:1.90%未満、P:0.015%以上0.05%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01%以上0.5%以下、N:0.005%以下、Cr:0.30%未満、B:0.0003%以上0.005%以下、Ti:0.014%未満を含有し、更に2.2≦[Mneq]≦3.1および0.42≦8[%P]+150B*≦0.73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相の面積率が3〜15%、第2相面積率に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率の比率が70%超、第2相面積率のうち粒界3重点に存在するものの面積率の比率が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を提供する。
ここで、[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*、B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]はMn、Cr、P、B、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。B*≧0.0022のときはB*=0.0022とする。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、Mo:0.1%以下にすることが好ましい。
【００２６】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板においては、0.48≦8[%P]+150B*≦0.73を満足させることが好ましい。
【００２７】
更に、質量%で、V:0.4%以下、Nb:0.015%以下、W:0.15%以下、Zr:0.1%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Sn:0.2%以下、Sb:0.2%以下、Ca:0.01%以下、Ce:0.01%以下、La:0.01%以下のうちの少なくとも1種を含有させることが好ましい。
【００２８】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記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、740℃超840℃未満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を2〜30℃/secで冷却した後、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100℃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100℃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により製造できる。
【００２９】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、熱間圧延後、20℃/sec以上の平均冷却速度で640℃以下まで冷却し、その後400〜620℃で巻取ることが好ましい。
【発明の効果】
【００３０】
本発明によれば、耐食性に優れ、YPが低く、BHが高く、さらには耐時効性にも優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、特殊なCGL熱履歴を必要とすることなく、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、優れた耐デント性、優れた耐時効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。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】YPと8P+150B*の関係を示す図（Pは[%P]を示す）。
【図２】BHと8P+150B*の関係を示す図（Pは[%P]を示す）。
【図３】YPとP量の関係を示す図。
【図４】BHとP量の関係を示す図。
【図５】YP,BHとMn,8P+150B*の関係を示す図（Pは[%P]を示す）。
【図６】熱延後640℃までの平均冷却速度とBHの関係を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
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。
【００３３】
1)鋼の成分組成
Cr:0.30%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の低減、BHの向上といった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作製したドアアウタやフードアウタの部品の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。そしてさらに、このような耐食性の劣化は、Crの含有量が0.30%以上で生じ、0.40%以上で著しく生じることが明らかになった。したがって、十分な耐食性を確保するためには、Crの含有量は0.30%未満とする必要がある。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出来る元素であり、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、さらには0.05%以上添加するのが好ましい。
【００３４】
[Mneq]：2.2以上3.1以下
高いBHを確保しつつ同時に低いYPと優れた耐時効性を確保するためには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、YPあるいはYRが十分低減されていない鋼板や耐時効性が不十分な鋼板が多く見られ、その原因を調査した結果、このような鋼板では第2相としてマルテンサイトと少量の残留γに加え、パーライトや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相の面積率に占めるパーライトもしくはベイナイトの面積率は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相の面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高いBHを確保しつつ低いYPが得られる。
【００３５】
このような微細なパーライトもしくはベイナイトを焼鈍後に緩冷却が施されるCGL熱履歴において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、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ので、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。
【００３６】
[Mneq]＝[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*
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]、[%Ti]、[%Al]は、Mn、Cr、P、B、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。
【００３７】
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。
【００３８】
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もしくは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耐時効性を得るためには、[Mneq]を2.2以上とする必要がある。さらに低YP化の観点からは[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、Cr、Pの添加量が多くなりすぎ、十分低いYP、高いBH、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。
【００３９】
Mn:1.90%未満
上述のとおり、低YP化しつつ高BH化するには少なくとも[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。同時に、Mnの添加はFe-C状態図のA1線を低温、低C側に移行させるのでフェライト中の固溶Cを減少させ、なおかつ第2相を不均一に分散させる作用があるので、BHを著しく低下させる。
【００４０】
したがって、低YPと高BHを同時に得るためにはMn量は1.90%未満にする必要がある。より一層低YP化しつつ高BH化するためにはMn量は1.8%以下とすることが望ましい。またこのようなMnの効果を発揮させるには、Mnは1.0%超添加するのが好ましい。
【００４１】
P:0.015%以上0.05%以下
Pは本発明において低YP化と高BH化を達成する重要な元素である。つまり、Pは後述する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、高BH化、良好な耐時効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。
【００４２】
Pは従来固溶強化元素として活用されており、低YP化の観点からはむしろ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った。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や、BHを僅かに増加させる効果を有していることが明らかになった。そこで、Pの焼入性向上効果を活用して低YP化、高BH化する手法について鋭意検討した。その結果、所定の[Mneq]を保持しながらMnをPで置換することで、第2相を極めて均一に分散させることができ、YPが低減するとともに大幅にBHが向上することが明らかになった。
【００４３】
しかも、Pは耐食性を僅かに改善する元素でもあるので、CrをPに代替することで良好な材質を維持しつつ耐食性を向上させることができる。このようなP添加による効果を得るにはPは少なくとも0.015%以上添加する必要があり、0.02%以上添加するのが好ましい。
【００４４】
しかしながら、Pは0.05%を越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、BHの増加効果も小さくなる。また、Pは0.05%を越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0.05%以下とする。
【００４５】
B:0.0003%以上0.005%以下
Bはフェライト粒を均一、粗大化する作用、焼入性を向上させる作用、BHを増加させる作用がある。このため、所定量の[Mneq]を確保しつつMnをBで置換することで低YP化と高BH化が図られる。マルテンサイトを粒界に生成させる作用のあるPとフェライト粒を均一粗大化する作用のあるBを併用することで均一粗大なフェライト粒とその粒界3重点に均一に分散したマルテンサイトからなる鋼組織が得られ、YPの低減、BHの向上が顕著に図られる。このようなB添加の効果を得るには、Bは少なくとも0.0003％以上必要である。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0.0005%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。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。このため、Bは0.005%以下とする。鋳造性、圧延性を確保する観点からBは0.004%以下で添加するのが好ましい。
【００４６】
0.42≦8[%P]+150B*≦0.73
低YP化と高BH化を両立するには、P、B、Mnのそれぞれの含有量に加え、PとB*の重み付け当量式を所定範囲に制御して適正化する必要がある。そこでまず、[Mneq]を一定として、PとBを添加したときの機械特性の変化を調査した。供試鋼の化学成分はC:0.027%、Si:0.01%、Mn:1.5〜2.2%、P:0.004〜0.05%、S:0.003%、sol.Al:0.05%、Cr:0.20%、N:0.003%、B:0.0005〜0.0018%として、[Mneq]が2.5から2.6の範囲でほぼ一定となるようにMnの添加量とP,Bの添加量をバランスさせた鋼を真空溶解した。また、比較として、P:0.01%、B:無添加としてMn:2.2%、Cr:0.20%としたMn主体の成分鋼、P:0.01%、B:無添加としてMn:1.6%、Cr:0.65%としたCr添加した成分鋼、P:0.01%、B:0.001%としてMn:1.6%、Cr:無添加、Mo:0.2%としたMo添加した成分鋼を併せて溶解した。なお、Mn主体の成分鋼とCr主体の成分鋼は[Mneq]をP,B添加鋼と同様に2.5〜2.6に調整している。
【００４７】
得られたインゴットから27mm厚のスラブを切り出して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。得られた熱延板を0.75mmまで圧延率73％で冷間圧延した。得られた冷延板に780℃×40secの焼鈍を施し、焼鈍温度から平均冷却速度7℃/secにて冷却し、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100℃以下の温度域まで25℃/secの冷却速度にて冷却し、0.2%の伸長率で調質圧延を施した。
【００４８】
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、2%の予歪を付与した後の応力と、2%の予歪を付与してさらに170℃で20minの焼付塗装工程相当の熱処理を施した後の上降伏応力の差を測定してBHとした。
【００４９】
得られた結果を図１および図２に示す。ここで、◆はB:0.0005〜0.0010%の比較的B添加量の少ない成分鋼においてPを添加した鋼、◇はB:0.0013〜0.0018%の比較的B添加量の多い成分鋼においてPを添加した鋼の機械特性を示す。また、×はMn主体の成分鋼、○はCr主体の成分鋼、●はMo添加した鋼の機械特性を示す。これより、8[%P]+150B*が0.42以上でYPが低くなるとともに、BHが著しく増加する。さらに、8[%P]+150B*が0.48以上になると、低いYPを維持しつつさらに高いBHが得られる。このときのYPは、Mn主体の鋼やMo添加した鋼より低く、Cr添加した鋼に近い低い値を示す。また、このときのBHはMn主体の鋼より大幅に高く、Cr添加鋼やMo添加鋼と同等かそれ以上の値を示す。また、図3、図4は、上記のB：0.0013〜0.0018%の比較的B添加量の多い成分鋼（B*は0.0019〜0.0022でほぼ一定の鋼）と、比較で示したMn主体の成分鋼、Cr主体の成分鋼、Mo添加した成分鋼について、YPとP量、BHとP量の関係を示したものである。サンプルの作製方法は図1、図2の方法と同様である。これより、B添加鋼にPを添加してMnを削減することで、低いYPを維持して高いBHが得られることが判る。また、そのような効果を得るためには、Pは少なくとも0.015%以上必要であることがわかる。なお、上記の鋼は何れもTS≧440ＭＰａの強度を有している。
【００５０】
そこで、適正なMn量と8[%P]+150B*の範囲をより明確化するためにMnとP,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。なお、Mn、P、B以外の化学成分および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5に示す。図中には、YP＜215MPaかつBH≧60MPaの鋼板を●で示し、215MPa≦YP≦220MPaかつBH≧60MPaの鋼板を△で示し、YP≦220MPaかつ55MPa≦BH＜60MPa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BH＜55MPaの鋼板を◆で示した。
【００５１】
これより、[Mneq]が2.2以上、Mn量1.90%未満かつ0.42≦8[%P]+150B*≦0.73を満足するときに、低いYPと高いBHが同時に得られることがわかる。さらに、0.48≦8[%P]+150B*を満足するときに、さらに高いBHが得られる。さらに、[Mneq]を2.3以上とし、8[%P]+150B*を0.70以下にすることで、より低いYPとさらに高いBHが得られる。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。ただし、8[%P]+150B*が0.73を超えるとPを0.05%を超えて添加することが必要になるので、組織は均一化するがPの固溶強化が大きくなりすぎて十分低いYPが得られなくなる。
【００５２】
以上より、8[%P]+150B*は0.42以上0.73以下とし、さらに好ましくは0.48以上0.73以下、さらに好ましくは、0.48以上0.70以下とする。
【００５３】
C:0.015%超0.100%未満
Cは所定量の第2相の面積率を確保するために必要な元素である。C量が少なすぎると十分な第2相の面積率が確保できなくなり、十分な耐時効性や低いYPが得られなくなる。従来鋼と同等以上の耐時効性を得るためにはCは0.015%超とする必要がある。耐時効性をさらに向上させ、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0.100%以上となると第2相の面積率が多くなりすぎてYPが増加し、BHも低下する。また、溶接性も劣化する。したがって、C量は0.100%未満とする。より低いYPを得つつ高いBHを得るためには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。
【００５４】
Si:0.3%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0.3%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0.3%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0.2%未満とするのが望ましい。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、さらには0.02%以上添加するのが好ましい。
【００５５】
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性といった延性を低下させ、プレス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。延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。
【００５６】
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。Alの焼入性向上効果は、B無添加鋼では小さくMnの0.1〜0.2倍程度であるが、Bを添加した鋼ではNをAlNとして固定して固溶Bを残存させる効果により、少量のsol.Alの添加量でも大きい。逆にsol.Alの含有量が適正化されていないとBの焼入性向上効果は得られず、固溶Nが残存して耐時効性も劣化する。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。
【００５７】
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、BNの形成を通じてBの効果を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Bの焼入性向上効果が十分得られなくなりYPが上昇する。また、このような成分鋼では耐時効性が劣化し、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。Bを有効に活用し、なおかつ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。
【００５８】
Mo:0.1%以下
Moは焼入性を向上させてパーライトの生成を抑制し、低YR化する、あるいは良好な耐時効性を維持しつつBH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は極めて高価な元素であるので、その添加量が多いと著しいコストアップにつながる。また、Moは添加量が増加するとYPが増加する。したがって、Moを添加する場合は、YPの低減および低コスト化の観点からMoの添加量は0.1%以下に限定する（Mo:0%を含む）。より一層低YP化する観点からは0.05%以下とすることが望ましく、さらにMoは無添加（0.02%以下）とすることが好ましい。
【００５９】
Ti:0.014%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0.014%以上になると著しくYPが増加しBHが低下する。したがって、Tiの含有量は0.014%未満とする（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と高いBH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。
【００６０】
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。
【００６１】
V:0.4%以下
Vは焼入性を向上させる元素であり、めっき品質や耐食性を劣化させる作用が小さいので、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0.005%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%以下で記載添加することが望ましい。
【００６２】
Nb:0.015%以下
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、細粒化によりBHを増加させる作用があるので、高強度化、高BH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0.003%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、0.015%を超えて添加するとYPが著しく上昇するので、Nbは0.015%以下で添加することが望ましい。
【００６３】
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0.01%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。
【００６４】
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0.01%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。
【００６５】
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。Cuは上記の観点から0.02%以上添加するのが好ましく、さらに耐食性向上の観点からはCuは0.03%以上添加するのが望ましい。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。
【００６６】
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、Niは上記の観点から0.01%以上添加するのが好ましく、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0.02%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。
【００６７】
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0.005%以上添加することが望ましく、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。
【００６８】
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0.005%以上添加することが望ましく、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。
【００６９】
Ca:0.01%以下
Caは鋼中のSをCaSとして固定し、さらには腐食性生物中の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性を低下させるMnSの生成を抑制し、伸びフランジ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。
【００７０】
Ce:0.01%以下
Ceも鋼中のSを固定する目的で添加することができる。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は上記の観点から0.0005%以上添加するのが好ましく、Ceは0.01%以下で添加するのが望ましい。
【００７１】
La:0.01%以下
Laも鋼中のSを固定す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。
【００７２】
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。
【００７３】
第２相の面積率は鋼板のL断面(圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後ナイタールで腐食し、SEMで4000倍の倍率にて10視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して求めた。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およびベイナイトとし、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。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面積率や平均粒子径の評価から除外し、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面積率を求めた。第2相の面積率はこれらの組織の総量を示す。なお、残留γの体積率はここでは特に規定しないが、例えば、CoをターゲットとしたX線源を用い、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ることができる。本鋼では材料組織の異方性は極めて小さいので、残留γの体積率と面積率はほぼ等しい。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、その面積率を求めた。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。
【００７４】
第２相の面積率:3〜15%
優れた耐時効性を確保しつつ低いYPを得るためには、第2相の面積率を3%以上とする必要がある。第2相分率が3%未満では高いBHは得られるが、耐時効性が劣化してYPが上昇する。また、第2相の面積率が15%を超えるとYPが上昇しBHが低下する。したがって、第2相の面積率は3〜15%の範囲とする。さらに高いBHを得つつ低いYPを得るためには第2相の面積率は10%以下とするのが好ましく7%以下とすることが更に好ましい。
【００７５】
第2相面積率に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率の比率：70%超
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もしくはベイナイトが生成しYPの上昇、耐時効性の劣化、BHの低下が生じる。[Mneq]の適正化によりパーライトもしくはベイナイトの生成を抑制し、第2相面積率に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率の比率を70%超とすることで本発明に規定した範囲の少量の第2相分率でも十分な耐時効性が確保できる。また、低いYPや高いBHを付与するためには第2相面積率に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率の比率を70%超とする必要がある。
【００７６】
第2相面積率のうち粒界3重点に存在するものの面積率の比率：50%以上
低いYPや高いBHを得るためには第2相分率や第2相に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率を上記の範囲に制御する必要があるが、それだけでは不十分であり、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相分率、同一の第2相に対するマルテンサイトおよび残留γの面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。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YPが低くなおかつBHが高いことを知見した。また、このような低いYPと高いBHを得るためには、第2相面積率のうち粒界3重点に存在するものの面積率の比率を50%以上に制御すればよいことを知見した。したがって、第2相面積率のうち粒界3重点に存在するものの面積率の比率は50%以上とする。
【００７７】
この理由については必ずしも明らかではないが、以下のように推定される。すなわち、種々の鋼板の下部組織をTEMで観察したところ、第2相が微細で不均一に生成している鋼板ではマルテンサイトはフェライト粒の粒界3重点のみならず、3重点以外の特定の粒界上に不均一に点列状に分散しており、マルテンサイト同士の間隔の狭い領域が散在する。マルテンサイトの周囲には焼入れ時に付与された転位が多数導入されているが、マルテンサイトが点列状に密集して生成していると、マルテンサイト周囲の転位の導入されている領域が互いにオーバーラップしていることが明らかになった。フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼において降伏はマルテンサイト周囲から生じると考えられるが、マルテンサイト同士が密に分布していると、このようなマルテンサイト周囲からの初期の低い応力からの変形が妨げられ、YPが高くなると考えられる。第2相が均一に粒界の3重点に存在する鋼板ではマルテンサイトは互いに十分広い間隔を有して分散しており、このようなマルテンサイトの周囲からの塑性変形が容易に開始するものと考えられる。また、原因は明らかではないが、第2相が均一に分散した鋼板では、2%の予歪と170℃で20minの熱処理を施した後の変形において明瞭な降伏点現象、すなわち上降伏点と下降伏点が明瞭に生じる現象が認められ、BHが高くなる。
【００７８】
このような組織形態は、PやBを添加することや、熱延後の冷却過程で所定範囲の急速冷却を施し、低温巻取りすることにより得られる。
【００７９】
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、740℃超840℃未満の焼鈍温度で焼鈍し、前記焼鈍温度から2〜30℃/secの平均冷却速度で冷却した後、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100℃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100℃以下まで冷却する方法により製造できる。
【００８０】
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。
【００８１】
本発明鋼では、PとBが複合添加されており、熱延後のγ→α,パーライト,ベイナイト変態が著しく遅延するので、熱延条件を以下に示す範囲に制御することでさらに高いBHを得ることができる。
【００８２】
C:0.024%、Si:0.01%、Mn:1.55%、P:0.035%、S:0.003%、sol.Al:0.05%、Cr:0.20%、N:0.003%、B:0.0018%を含有する鋼（Mneq:2.4、8P+150B*:0.59、本発明鋼）と、C:0.024%、Si:0.01%、Mn:1.85%、P:0.01%、S:0.003%、sol.Al:0.05%、Cr:無添加、N:0.003%、B:0.0008%(Mneq:2.1、8P+150B*:0.29、比較鋼)を含有する鋼を真空溶解し、BHと熱延後の冷却速度の関係を調査した。本鋼をサンプル作製するにあたり、熱間圧延後に640℃までの平均冷却速度を2℃/sec〜90℃/secの範囲で変化させた。その他の製造条件、BHの測定方法は先と同様である。その結果を図6に示す。
【００８３】
図6より、本発明鋼は比較鋼よりBHが高く、熱延での冷却速度が20℃/sec以上となるときに特に高いBHを示す。また、冷却速度70℃/sec以上でより一層高いBHを示す。比較鋼ではBHを増加させるのに非常に大きな冷却速度を必要とするが、Mn当量を高くし、Bを活用した本鋼では適度な急速冷却でもBHを増加させる効果が得られる。これは、従来鋼では粗大なパーライトを消失させるのに非常に大きな冷却速度を必要とするが、Bを添加し、Mn当量を高くした本鋼では20℃/sec以上の冷却速度で粗大なパーライトが消失して微細なパーライトとなり、70℃/sec以上の冷却速度でベイナイト主体の組織となるためである。その結果、焼鈍後の第2相が粒界3重点においてより均一に分散するとともにフェライト粒も均一化してBHが向上する。このような冷却速度の制御は640℃までの温度範囲において行う必要がある。これより高い温度で急速冷却を停止した場合は、その後の緩冷却時に粗大なパーライトが生成するためである。また、巻取温度は400〜620℃の範囲とするのがよい。これは巻取温度が高いと、同様に巻取後の長時間保持時に粗大なパーライトが生成するためである。したがって、本発明鋼においては熱間圧延後、20℃/sec以上の平均冷却速度で640℃以下の温度まで冷却し、その後400〜620℃で巻取ることが望ましい。
【００８４】
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。また、C、Mn、Pからなる本発明鋼を常法に従い製造すると、圧延直角方向のr値が高くなり、圧延45度方向のr値が低くなる。すなわちΔrが+0.3〜0.4生じる。また、圧延45度方向のYP(YPD)は圧延方向のYP(YPL)や圧延直角方向のYP(YPC)と比べて5〜15MPa高くなる。r値やYPの面内異方性を低減する観点からは、熱延後の平均冷却速度は20℃/sec以上とするか、あるいは、仕上圧延温度を830℃以下とするのがよい。これにより、Δrは0.2以下、YPD-YPCを5MPa以下に抑えることができ、ドアの取手周りの面歪を効果的に抑制することができる。熱延後の平均冷却速度を70℃/sec以上とすることでΔｒは0.15以下に抑えることができるので熱延後の冷却速度はこの範囲に制御するのが望ましい。
【００８５】
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。
【００８６】
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。焼鈍温度は740℃超840℃未満とする。740℃以下では炭化物の固溶が不十分となり、安定して第2相の面積率が確保できなくなる。840℃以上では十分低い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740℃超の温度域で20sec以上とすればよく、40sec以上とすることがより好ましい。
【００８７】
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の温度までの平均冷却速度2〜30℃/secで冷却する。冷却速度が2℃/secより遅い場合、500〜650℃の温度域でパーライトが多量に生成し、十分低いYPが得られなくなる。一方、冷却速度が30℃/secより大きくなると、めっき浴に浸漬する前後の500℃付近でγ→α変態が顕著に進み、第2相が微細化するとともに粒界3重点に存在する第2相の面積率が少なくなり、YPが上昇する。
【００８８】
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30sec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。
【００８９】
亜鉛めっき後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100℃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。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YPが上昇すると共に延性が低下する。焼戻し調質処理の可能な設備がある場合は、300℃以下の温度で30sec〜10minの過時効処理を施すことも低YP化の観点から可能である。
【００９０】
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0.2〜0.6%とするのが好ましい。
【実施例】
【００９１】
表1及び表2に示す鋼番A〜AOの鋼を溶製後、230mm厚のスラブに連続鋳造した。
【００９２】
【表１】
2010196159.tif 000003
【００９３】
【表２】
2010196159.tif 000004
【００９４】
このスラブを1180〜1250℃に加熱後、820〜890℃の範囲の仕上圧延温度にて熱間圧延を施した。その後、表3及び表4に示すように、15〜80℃/secの平均冷却速度で640℃以下まで冷却し、巻取温度CT：400〜650℃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0.75mmの冷延板とした。
【００９５】
得られた冷延板を、CGLにおいて、表3及び表4に示す焼鈍温度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、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきした。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100℃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100℃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100℃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100℃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。得られた溶融亜鉛めっき鋼板に0.2%の伸長率の調質圧延を施し、サンプル採取した。
【００９６】
得られたサンプルについて、先に述べた方法にて第2相の面積率、第2相面積率に対するマルテンサイトおよび残留γの面積率の比率（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面積率の比率（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、先に述べたX線回折による方法で残留γの体積率を測定した。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、YR（＝YP/TS）、Elを評価した。また、上記と同一の試験片に2%の予歪を付与したときの応力に対する、2%予歪付与後170℃で20minの熱処理を施した後のYPの増加量からBHを求めた。また、50℃で3ヶ月保持した後の機械特性を同様に調査し、YPElの発生量で耐時効性を評価した。
【００９７】
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SAE J2334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。
【００９８】
結果を表3及び表4に示す。
【００９９】
【表３】
2010196159.tif 000005
【０１００】
【表４】
2010196159.tif 000006
【０１０１】
本発明例の鋼板は、従来のCr添加鋼と比べると腐食減量が著しく低減し、なおかつMnを多量に添加した鋼やMoを添加した鋼と比べると同一TSレベルの鋼では低いYPと高いBHを有している。すなわち、従来のCrを多量に添加した鋼AF、AGは腐食減量が0.45〜0.75mmと大きい。これに対して、本発明鋼の腐食減量は0.25〜0.37mm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(0.002%C-0.01%Si-0.4%Mn-0.05%P-0.008%S-0.04%Cr-0.06%sol.Al-0.0018%N-0.0008%B鋼)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0.32〜0.37mmであった。したがって、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量が低くなおかつPを多量に添加した鋼Eや鋼I、さらにはCrの低減、Pの多量添加に加え、Cu、Niも複合で添加した鋼R、Caを添加した鋼Vなどで特に耐食性が良好である。
【０１０２】
このようにCrを低減して耐食性を向上させつつも、Mn当量を制御し、さらにはMnの多量添加を抑えて8P+150B*を所定範囲に制御した鋼は、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、低いYPを維持しながら高いBHが得られる。たとえば、鋼A,B,C,D,Eはいずれも220MPa以下の低いYPを維持しながら55MPa以上の高いBHを得ている。特に、鋼A,B,C,D,Eはこの順にMnの添加量を抑制しつつ8P+150B*を増加させており、第2相中の粒界3重点に存在するものの比率が増加し、低いYPを維持しながらBHが顕著に増加している。また、鋼F,Hより、このような特性はPが0.015%以上、Bが0.0003%以上添加された鋼において得られることがわかる。鋼C,I,Jより、[Mneq]≧2.2で低いYPが得られ、[Mneq]≧2.3とすることでさらに低いYPが得られ、[Mneq]≧2.4でより一層低いYPが得られることがわかる。
【０１０３】
また、これらの鋼では、熱延後の冷却速度を20℃/sec以上、より好ましくは70℃/sec以上とすることで第2相中の粒界3重点に存在するものの比率が増加し、BHがより一層増加する。また、本発明範囲の成分鋼は、焼鈍温度、1次冷却速度、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。
【０１０４】
また、C量を順次増加させた鋼K,L,M,Nも、Mnや8P+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低いYPと高いBHを有している。
【０１０５】
さらに、第2相分率を所定範囲に制御し、パーライトやベイナイトの分率を低減した本発明鋼は、50℃で3ヶ月保持した後のYPElの発生量は0.3%以下であり、いずれも耐時効性に優れている。
【０１０６】
また、第2相の面積率、第2相に対するマルテンサイトおよび残留γの合計面積率の比率、第2相の分散形態が制御された本発明鋼は、高いElも兼ね備えている。
【０１０７】
これに対して、8P+150B*が適正化されていない鋼X,YはYPが高くBHが低い。Pが過剰に添加された鋼ACはBHは高いがYPが高い。Moが多量に添加された鋼AHはYPが高い。Ti,C,N,[Mneq]が適正化されてない鋼AI,AJ,AK,ALはいずれもYPが高い。また、鋼AJ,AK,ALは耐時効性も不十分である。
【産業上の利用可能性】
【０１０８】
本発明によれば、耐食性に優れ、YPが低く、BHが高く、さらには耐時効性にも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、優れた耐デント性、優れた耐時効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。
【図１】
2010196159.tif 000007
【図２】
2010196159.tif 000008
【図３】
2010196159.tif 000009
【図４】
2010196159.tif 000010
【図５】
2010196159.tif 000011
【図６】
2010196159.tif 000012