(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成は、質量%でC:0.01%以上0.06%未満、Si:0.2%以下、Mn:1.0%超1.6%以下、P:0.10%以下、S:0.03%以下、Al:0.1%以下、N:0.008%以下、Cr:0.5%超を含有し、かつ1.9≦Mn（質量%）+1.3Cr（質量%）≦2.8を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織はフェライト相と面積率で2〜15%のマルテンサイト相を有し、パーライト相および／またはベイナイト相の合計面積率が1.0%以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
質量%で、前記Crは0.65%超であることを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、B：0.01％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、Mo：0.15％以下、V：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
請求項1〜4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をした後、750℃超820℃未満の焼鈍温度で焼鈍し、該焼鈍温度からめっき浴に浸漬するまでの温度域を3〜15℃/sの平均冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっきを施した後、5℃/s以上の平均冷却速度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】
前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項５に記載のプレス成形性に優れた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、家電等の分野に適し、低降伏応力でかつ耐常温時効性および焼付硬化性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板に対しては、車体軽量化による燃費向上を目的とした鋼板の薄肉化および安全性向上のための高強度化が進められている。しかしながら、鋼板の高強度化は一般にプレス成形性の劣化を招き、面歪と呼ばれる数十μm程度のゆがみが発生し意匠性の劣化を招くという問題がある。
これに対して、プレス成形時には軟質で成形しやすく、プレス成形後の塗装焼付工程にて高い焼付硬化性を示す鋼板(BH鋼板)が開発されてきた。この鋼板は、極低炭素鋼をベースにTi、Nbを添加し固溶C量を制御したもので、強度が340MPa級では降伏応力(以下、YPと称することもある)が240MPa程度と低いため耐面歪性は良好であり、プレス成形および塗装焼付後の降伏応力(YP’)は300MPa程度と高めて耐デント性を確保するものである。
しかしながら、軽量化の観点からは現状の板厚0.65〜0.80mmの340BH鋼板よりさらに薄い鋼板が望まれ、例えば、板厚を0.05mm薄肉化するためにはプレス成形および塗装焼付後の降伏応力(YP’)が約350MPa以上必要である。そして、低YPを確保しつつ高いYP’を得るためには、塗装焼付硬化性(以下、BHと称することもある)および加工硬化性(以下、WHと称することもある)の高い鋼板が必要となる。
このような背景から、例えば、特許文献1には、C：0.005〜0.0070%、Mn：0.01〜4.0%、Cr：0.01〜3.0%を含有する鋼の焼鈍および冷却条件を適正に制御し、焼鈍後の組織を低温変態生成物単位組織とすることで、低降伏応力で高いWH、BH性を併せ持ち、さらに耐常温時効性に優れた鋼板を得る方法が記載されている。
また、特許文献2には、C：0.04%以下、Mn：0.5〜3.0%、Mo：0.01〜1.0%を含有する鋼の焼鈍および冷却条件を適正に制御し、焼鈍後の組織を体積率で0.5%以上10%未満の残留オーステナイトを含み、残部がフェライトとベイナイトおよび/またはマルテンサイトの硬質相からなる複合組織とすることで、降伏応力が300MPa以下でかつ高いWH、BH性を併せ持つ耐常温時効性、形状凍結性、耐デント性に優れた鋼板を得る方法が記載されている。
特許文献3には、C：0.01%以上0.040%未満、Mn：0.3〜1.6%、Cr：0.5%以下、Mo：0.5%以下でかつMn+1.29Cr+3.29Moが1.3%以上2.1%以下を含有する鋼の焼鈍後の冷却条件を適正に制御し、焼鈍後の組織を体積分率で70%以上のフェライトと1〜15%のマルテンサイトとすることで高強度かつ高い焼付硬化性(BH)を有する鋼板を得る方法が記載されている。
特許文献4にはC：0.0025%以上0.04%未満、Mn：0.5〜2.5%、Cr：0.05〜2.0%を含有する鋼をAc1変態点以上Ac3変態点未満の温度で焼鈍後、650℃から450℃の温度範囲を15〜200℃/sの冷却速度で冷却し、さらにC、Mn、Cr量から規定される温度範囲を10℃/s未満で冷却することで優れた焼付硬化性と耐常温時効性およびプレス成形性を有する鋼板を得る方法が記載されている。
【特許文献１】特開平6-122940号公報
【特許文献２】特開2005-281867号公報
【特許文献３】特開2006-233294号公報
【特許文献４】特開2006-52465号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、上記従来技術には次のような問題点がある。
例えば、特許文献1に記載の技術は、耐常温時効性の評価として100℃×1hrの人工時効処理後の降伏点伸び（以降、YPElと称することもある）の回復量で評価しているが、(1)式に示すHundyの式(出典：Hundy,B.B”Accelerated Strain Ageing of Mild Steel”.J.Iron & Steel Inst., 178,p.34-38, (1954).)を用いて30℃での等価時効時間を算出した結果、30℃では18日相当であり、必ずしも耐常温時効性に優れるとは言えない。また、低温変態生成物単位組織とするため、例えば、実施例では860〜980℃の極めて高い温度域で焼鈍を実施しているが、この場合、板破断等のトラブルが懸念される。これらより、高温焼鈍を必要とせず、また、耐常温時効性に優れる鋼板の開発が必要である。
log10(tr/t)=4400(1/Tr-1/T)-log10(T/Tr)・・・(1)
T：促進時効温度（K）
Tr：評価対象温度（K）
ｔ：促進時効温度Tでの時効時間（hr）
ｔｒ：評価対象温度Tr（K）に換算したときの等価時効時間(hr)
特許文献2に記載の技術は、加工硬化性(WH)を高める観点から、Moを0.01%以上1.0%以下、好ましくは0.1%以上0.6%以下含有し、金属組織として残留オーステナイトを活用している。しかしながら、Moは非常に高い元素であり、実施例にあるようにMoを0.18〜0.56%も添加すると著しいコスト増を招く。一方、実施例中のMoの添加量が極めて低い比較例ではYRが高く、WHが著しく低い。これらより、高価なMoを必要とせず、低YRで高WHを有する鋼板の開発が必要である。
特許文献3に記載の技術は、マルテンサイト分率およびフェライト中の固溶Cを制御し、高い焼付硬化性を得るために焼鈍後の冷却として、550〜750℃の温度から200℃以下の温度まで100℃/sの冷却速度で冷却している。しかしながら、このような冷却条件を満足するには特許文献3にも記載されているような噴流水中に焼入れるなどの特殊な方法が必要であり、現状の連続溶融亜鉛めっきラインでの製造は困難である。
特許文献4に記載の技術は、焼鈍均熱後の冷却に際して650℃から450℃の温度範囲を15〜200℃/sで冷却し、C、Mn、Cr量から規定される温度範囲を10℃/s未満で冷却している。実施例においては焼鈍温度から680℃までを3℃/sで冷却し、Tsで表される温度までを80℃/sで急冷し、Tfと表される温度までを10℃/s未満で徐冷し、次いで180℃までを15℃/sで冷却し、室温までを100℃/sで冷却している。このような技術は、溶融亜鉛めっき処理を行わず過時効帯の併設されているCALでは可能であるが、冷却途中で溶融亜鉛めっき処理を施し、なおかつ通常過時効処理設備の併設されていないCGLでは難しい（めっき処理を施す場合、約460℃のめっき浴に鋼板を数秒間浸漬させ、さらに合金化する場合は500〜600℃に加熱して数十秒保持する必要がある）。また、めっき処理設備を有するCGLでは過時効帯を併設するとライン長が極端に長くなりすぎるので、通常、過時効帯は併設されておらずめっき処理後ガス冷却される。したがって、実施例で示されているような650〜450℃の温度域を15℃/s以上の冷却速度とし、なおかつ390℃以下の温度域を1.3℃/s程度の極めて遅い冷却速度で冷却することは現状のCGLのヒートサイクルでは難しい。室温まで上記冷却パターンで冷却後、溶融亜鉛めっきすることもできるが、その場合は著しいコスト増を招く。したがって、上記のような熱履歴を必要とせず、通常のCGL熱サイクルで良好な材質を得る手法を開発することが必要である。
【０００４】
本発明は、上述の問題を解決するためになされたもので、通常のCGL熱サイクルを前提とした場合でも、高価なMoを活用することなく、低降伏応力でかつ耐常温時効性および焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
上記課題を解決するため、鋭意研究した結果、下記の知見を得た。
焼入性の高いMn、Crを特定範囲に制御することで、冷却速度の遅いCGLヒートサイクルにおいてもパーライト、ベイナイトが抑制され、低降伏応力で、かつ高い加工硬化性が得られる。
また、同一Mn当量ではMn添加量が少なくなるほどFe-C状態図のA1およびA3線が高温、高C側にシフトするため、フェライト中の固溶Cが増大する。このため、Mn添加量を少なくすると固溶Cの歪時効現象であるBH特性は向上する。一方、Mn添加量を低減しすぎると時効性が劣化するため、耐常温時効性と焼付硬化性を両立するためにはMnを適正な範囲に制御することが重要である。
すなわち、Mn量を適正に制御することで耐常温時効性と焼付硬化性を高位にバランスさせ、Cr量の調整によるMn当量(=Mn+1.3Cr)を適正な範囲に制御することで、低降伏応力でかつ高い加工硬化性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が製造できることを見出し、本発明を完成させた。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、質量%でC：0.01%以上0.06%未満、Si：0.2%以下、Mn：1.0%超1.6%以下、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al：0.1%以下、N：0.008%以下、Cr：0.5%超を含有し、かつ1.9≦Mn(質量%)+1.3Cr(質量%)≦2.8を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織はフェライト相と面積率で2〜15%のマルテンサイト相を有し、パーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率が1.0%以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記［１］において、質量%で、前記Crは0.65%超であることを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、質量%で、B：0.01%以下を含有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかにおいて、さらに、質量%で、Mo：0.15%以下、V：0.5%以下、Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］前記［１］〜［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をした後、750℃超820℃未満の焼鈍温度で焼鈍し、該焼鈍温度からめっき浴に浸漬するまでの温度域を3〜15℃/sの平均冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっきを施した後、5℃/s以上の平均冷却速度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。
［６］前記［５］において、前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とするプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべて質量%である。また、高強度溶融亜鉛めっき鋼板とは、340MPa以上の引張強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。
【発明の効果】
【０００６】
本発明によれば、低降伏応力でかつ耐常温時効性および焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この結果、自動車内外板用途に用いた場合、薄肉化による軽量化も可能である。
そして、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は上記のような優れた特性を有しているため、自動車用鋼板をはじめ、家電等に広く活用でき、産業上有益である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
本発明は、成分組成をMn：1.0%超1.8%以下、Cr：0.5%超と規定し、さらにMn当量を1.9≦Mn(質量%)+1.3Cr(質量%)≦2.8と適正な範囲に制御する。そして、組織をフェライト相と面積率で2〜15%のマルテンサイト相を有し、パーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率が1.0%以下とする。これは本発明の特徴であり、最も重要な要件である。このような成分組成と組織とすることで、低降伏応力でかつ耐常温時効性および焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることになる。
また、このような低降伏応力でかつ耐常温時効性および焼付硬化性に優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板を製造するには焼鈍・めっき条件の制御が必須であり、本発明では、750℃超820℃未満の焼鈍温度で焼鈍し、該焼鈍温度からめっき浴に浸漬するまでの温度域を3〜15℃/sの平均冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっきを施した後、5℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。
【０００８】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
C: 0.01%以上0.08%未満
Cは高強度化に有効であり、本発明において重要な元素のひとつである。本発明においては、所定量以上のマルテンサイト相を確保するために0.01%以上とする。一方、C量が0.08%以上では、マルテンサイト相が多くなりすぎてしまい、YPの上昇、BH量の低下、さらに溶接性も劣化させる。したがって、C量は0.08%未満とし、より低YP、高BHを得るためにはC量は0.06%未満とすることが望ましく、0.05%以下とすることがさらにより好ましい。
Si: 0.2%以下
Siは固溶強化能が大きく、低降伏強度化（低YP化）の観点から少ない方がよい。しかしながら、Si量が0.2%までは許容されるため、Si量は0.2%以下とする。
Mn: 1.0%超1.8%以下
Mnは本発明において最も重要な元素である。Mn量が1.8%を超えるとフェライト中の固溶C量が減少し、BH性が低下する。また、Mn量が1.0%以下ではフェライト中の固溶Cが多いため高いBH性を有するが、その一方で耐常温時効性が劣化する場合がある。したがって、BH性と耐常温時効性を両立する観点から、Mn量は1.0%超1.8%以下とし、好ましくは1.0%超1.6%以下とする。
P: 0.10%以下
Pは高強度化に有効な元素である。しかし、P量が0.10%を超えると、降伏強度（ＹＰ）が上昇し、耐面歪性が劣化する。また、亜鉛めっき層の合金化速度を低下させ、めっき不良や不めっきの原因となるとともに、鋼板の粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。したがって、P量は0.10%以下とする。
S: 0.03%以下
Sは熱間加工性を低下させ、スラブの熱間割れ感受性を高めるので少ない方がよい。特に、S量が0.03%を超えると微細なMnSの析出により延性が劣化し、プレス成形性を劣化させる。よって、S量は0.03%以下とする。なお、プレス成形性の観点からは、S量を0.015%以下とすることが好ましい。
Al:0.1%以下
Alは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させ、さらに鋼中の不要な固溶Nを窒化物として固定する役割がある。しかし、Al量が0.1%を超えると、クラスター状のアルミナ系介在物が増加し、延性が劣化し、プレス成形性を劣化させる。したがって、Al量は0.1%以下とする。脱酸素元素として活用し、鋼中の酸素を十分に低減するにはAlは0.02％以上含有させることが好ましい。
N:0.008%以下
Nは耐常温時効性の観点から固溶状態で残存させることは好ましくないので、少ない方がよい。特に、N量が0.008%を超えると、Nを固定するのに必要な窒化物形成元素の添加量が増加し製造コストの増加を招く。また、過剰な窒化物の生成により延性および靭性が劣化する。したがって、N量は0.008%以下とする。延性および靱性確保の観点からNは0.005%未満とすることが好ましい。
Cr：0.5%超
Crは焼入性向上元素であり、マルテンサイト相の生成に非常に重要な元素である。さらにCrはMnと比較して、焼入性向上効果が高く、また、固溶強化能が小さいため、低YP化に有効であり、本発明では積極的に添加する。Cr量が0.5%以下では上記の焼入性向上効果および低YP効果が得られない場合があるため、0.5%超とし、好ましくは0.65%超とする。
また、上述のように、MnはBH特性と耐常温時効性を両立する観点から、その添加量が制限されるため、冷却速度の遅いCGLヒートサイクルにおいてもパーライト、ベイナイトを抑制し、低YP化するためには、Cr量の調整により所定のMn当量に制御する必要がある。以上より、Cr量は0.5%超とし、好ましくは0.65%超とする。
Mn+1.3Cr：1.9%以上2.8%以下
Mn+1.3Crの値は、焼入れ性を表す指標のひとつであり、マルテンサイト相を生成させるために最適に制御することが重要となる。Mn+1.3Crの値が1.9%未満になると、焼入れ性が不十分となり、焼鈍後の冷却時にパーライトやベイナイトが生じやすくなり、YPが上昇する。一方、Mn+1.3Crの値が2.8を超えると、焼入性効果は飽和し、過剰な合金元素の添加によって製造コストの増大を引き起こす。したがって、Mn + 1.3Crの値は1.9%以上2.8％以下とし、好ましくは2.3%超2.8％以下とする。
以上の必須添加元素で、本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、必要に応じて下記の元素を添加することができる。
【０００９】
B：0.01％以下
Bは焼入性向上元素であり、マルテンサイト相を安定して生成させるために0.0005％以上添加することができる。さらにBは0.0015%以上0.004%以下添加することで、フェライトの粒成長性を向上させるとともに、BHを向上させることが出来、低YP化と高BH化のバランスをさらに改善することができる。しかし、Bは0.01%を超えて添加すると材質や鋳造性などへの悪影響が顕著になる。したがって、Bを添加する場合は0.01％以下とする。
【００１０】
Mo：0.15%以下、V：0.5%以下、Ti：0.1%以下、Nb：0.1%以下のうちの1種以上
Mo：0.15%以下
Moは高価な元素でありYPの上昇を招く元素であるが、めっき表面品質を改善する、あるいは焼入性を向上させ、マルテンサイト相を安定して得るのに有効な元素でもあり、0.01%以上添加することができる。しかし、Mo量が0.15%を超えるとその効果が飽和し、著しいコスト増を招く。したがって、Moを添加する場合、YP上昇への悪影響の小さい0.15%以下とする。低コスト化、低YP化の観点からはMoは少ない程よく、Moは無添加（不可避的に混入する0.02％以下）とすることが望ましい。
V：0.5％以下
Vは焼入性向上元素であり、マルテンサイト相を安定して生成させるために0.01％以上添加することができる。しかし、Vは過剰に添加してもコストに見合う効果が得られない。したがって、Vを添加する場合は0.5％以下とする。
Ti： 0.1%以下、Nb： 0.1%以下
Ti、Nbは、炭窒化物を形成して固溶C、N量を低下させ、時効劣化を防止するため、それぞれ0.01%以上添加することができる。しかし、いずれも0.1%を超えて過剰に添加しても、その効果は飽和し、コストに見合う効果が得られない。したがって、Ti、Nbを添加する場合は、それぞれ0.1%以下とする。
なお、上記以外の残部はFe及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、Oは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、Oは0.003%以下に低減するのが望ましい。
【００１１】
次に、本発明のプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。
フェライト相と面積率で2%以上15%以下のマルテンサイト相
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト相と面積率で2%以上15%以下のマルテンサイト相の２相組織とする。マルテンサイト相をこの範囲に制御することで耐面歪性や加工硬化性を高め、自動車外板パネル用途に使用可能な鋼板が得られる。マルテンサイト相の面積率が15%を超えると、強度が著しく上昇し、例えば、本発明が対象とする自動車内外板パネル用鋼板として十分な耐面歪性やプレス成形性を有しない。したがって、マルテンサイト相の面積率は15%以下とする。一方で、マルテンサイト相の面積率が2%未満の場合、YPElが残存しやすく、また、YPが高くなり、その結果、耐面歪性が劣化する。したがってマルテンサイト相の面積率は2%以上15%以下とし、好ましくは2%以上10%以下とする。
パーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率：1.0%以下
焼鈍後に緩冷却が施され、特に合金化処理が施される場合、Mn当量が適正化されていないと、主にマルテンサイトに隣接して微細なパーライト相もしくはベイナイト相が生成し、YRが上昇する。つまり、パーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率で1.0%以下とすることで低YP化が図れるため、この合計面積率を1.0%以下とする。
なお、本発明の鋼板ではフェライト相、マルテンサイト相、パーライト相、ベイナイト相のほかに、残留γ相、不可避的な炭化物が面積率で1.0%程度であれば含まれても良い。
また、上記面積率は鋼板の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12視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して求めることができる。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とした。
また、例えば、Mn当量および焼鈍後の冷却条件を適正に制御することで、組織を上記面積率範囲内に制御することができる。
【００１２】
次に本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の化学成分範囲に調整された鋼を溶製しスラブとし、次いで、熱間圧延後、（酸洗）、冷間圧延を行い、次いで、焼鈍後、該焼鈍温度からめっき浴に浸漬するまでの温度域を3〜15℃/sの平均冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっきを施した後、5℃/s以上の平均冷却速度で冷却することとする。
ここで、鋼の溶製方法は特に限定せず、電気炉を用いても、転炉を用いても良い。また、溶製後の鋼の鋳造方法は、連続鋳造法により鋳片としても良いし、造塊法により鋼塊としても良い。
連続鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたって、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延してもよいし、またはスラブを加熱することなく直送圧延することもできる。また、鋼塊を造塊した後に分塊圧延してから、熱間圧延に供しても良い。
熱間圧延は常法に従って実施可能であり、例えば、スラブの加熱温度は1100〜1300℃、仕上圧延温度はAr3点以上、仕上圧延後の冷却速度は10〜200℃/s、巻取温度は400〜750℃とすることができる。冷間圧延率については、通常の操業範囲内の50〜85%で行うことができる。
以下、本発明において重要な焼鈍およびめっき工程（ＣＧＬ工程）について詳細を説明する。
焼鈍温度：750℃超820℃未満
焼鈍温度は、フェライト相＋マルテンサイト相のミクロ組織を得るため、適切な温度に加熱する必要がある。焼鈍温度が750℃以下では、オーステナイト相の生成が不十分のため、所定量のマルテンサイト相を得ることができない。このため、YPElの残存やYPの上昇などにより耐面歪性が劣化する。一方、焼鈍温度が820℃以上であると、フェライト中の固溶C量が低減し、高いBH量が得られない場合がある。また、オーステナイトへのC濃化が不十分となり、その後の冷却時や合金化処理時にパーライトやベイナイトが生じやすく、YPの上昇が懸念される。したがって、焼鈍温度は750℃超820℃未満とする。
（1次）平均冷却速度： 3℃/s以上15℃/s以下
溶融亜鉛めっき鋼板の製造に際して、焼鈍後、該焼鈍温度からめっき浴浸漬までの1次平均冷却速度は3℃/s以上15℃/s以下とする。冷却速度が3℃/s未満では冷却中のパーライトやベイナイト生成量が顕著となり、YPが上昇する。また、パーライトやベイナイトが生成することで所定量のマルテンサイト相が得られなくなり、YPElの残存によりYPが上昇する。一方、冷却速度が15℃/s超えでは、オーステナイトへのC、Mn、Crの濃化が不十分となり、その後の冷却時や合金化処理時にオーステナイトがパーライトやベイナイトに分解し、その生成量が増大するため、YPが上昇する。また、フェライト中のC濃化が抑制され、高いBH量が得られない場合がある。したがって、焼鈍後、該焼鈍温度からめっき浴浸漬までの1次平均冷却速度は３℃/s以上15℃/s以下とする。好ましい平均冷却速度は5℃/s以上15℃/s以下である。なお、めっき処理におけるめっき浴温は通常の400〜480℃程度で良い。
また、溶融亜鉛めっき処理を施した後、必要に応じて溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すこともできる。この場合の溶融亜鉛めっきの合金化処理は、例えば、溶融亜鉛めっき浴に浸漬後、必要に応じて500〜700℃の温度域に加熱し、数秒〜数十秒保持する。従来のMn当量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で材質が著しく劣化していたが、本発明鋼ではこのような合金化処理を施してもYPの上昇が小さい。
また、溶融亜鉛めっき条件としては、めっき付着量は片面あたり20〜70g/m2であり、合金化処理する場合、めっき層中のFe%は6〜15%とすることが好ましい。
（2次）冷却速度：5℃/s以上
溶融亜鉛めっき処理後、あるいは溶融亜鉛めっきの合金化処理を施した後の2次冷却は、マルテンサイトを安定して得るためにMs点以下の温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却する。2次冷却速度が5℃/s未満の緩冷却では400〜500℃付近でパーライトあるいはベイナイトが生成し、YPが上昇する。一方、2次冷却速度の上限に関しては特に限定する必要はないが、100℃/sを超えるとマルテンサイトが硬くなりすぎてしまい、延性が低下する。したがって、2次冷却速度は100℃/s以下が好ましい。以上より、2次冷却速度は5℃/s以上とし、好ましくは10℃/s以上100℃/s以下とする。
さらに、本発明においては、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも可能である。また、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造することもできる。
また、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、さらに有機皮膜処理を施してもよい。
【実施例１】
【００１３】
以下、実施例により本発明をさらに説明する。
表1に示す鋼A〜Yの化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製し、スラブを作製した。これらのスラブを1200℃にて加熱した後、仕上げ温度を850℃として、熱間圧延を行い、次いで冷却した後、600℃で巻取り、板厚2.5mmの熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板に対して酸洗した後、圧延率70%で冷間圧延を行い、板厚0.75mmの冷延鋼板とした。
【００１４】
【表１】
0005332355.tif 000002
【００１５】
次いで、上記により得られた冷延鋼板から切り出したサンプルを赤外線イメージ炉にて、表2に示す焼鈍温度で60秒保持した後、表2に示す条件で1次冷却し、溶融亜鉛めっき（めっき浴温度：460℃）をした後、合金化処理(520℃×15s)し、150℃以下の温度まで2次冷却を行い、その後、伸長率0.4%の調質圧延を施した。ここでめっき処理は付着量が片面50g/m2となるように調整し、合金化処理はめっき層中のFe%を9〜12%となるように調整した。
以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、サンプルを採取し、マルテンサイト相の面積率、パーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率を測定し、引張特性、加工硬化量(WH)、焼付硬化量(BH)および促進時効試験後の降伏点伸び(YPEl)を測定した。詳細な測定方法を以下に示す。
(1)マルテンサイト相の面積率：サンプルのL断面(圧延方向に平行な垂直断面)を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡(SEM)で倍率4000倍にて12視野について観察を行い、撮影した組織写真(SEM写真)を用いて定量化した。ここで、白いコントラストのついている粒子をマルテンサイト、残りの黒いコントラストのついているものをフェライトとし、全体に占めるマルテンサイトの割合を求めた。
(2)引張特性：圧延方向に対して90°方向(C方向)にJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、降伏応力(YP)および引張強度（TS)を測定した。
(3)加工硬化量(WH)：2%予歪後の応力と降伏応力(YP)の応力差を測定した。
(4)焼付硬化量(BH)：2%予歪後の応力と170℃×20分の塗装焼付相当の熱処理を加えた後の降伏応力の応力差を測定した。
(5)促進時効試験後の降伏点伸び(YPEl)：100℃×24時間の熱処理を施した後、引張試験(JIS Z 2241準拠)を行い、YPElを測定した。促進時効条件は、例えば、鋼板を輸出する際に赤道を越えるような場合も想定し、Hundyの式で算出した等価時効時間が30℃では1.2年、50℃では約2ヶ月となるように設定した。
以上の測定結果を製造条件と併せて表２に示す。
【００１６】
【表２】
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【００１７】
表2においてNo.1〜4、6〜11、13〜17および40〜42は成分、製造条件が本発明範囲であり、マルテンサイト相の面積率が2%以上15%以下でかつパーライトおよび／またはベイナイトの合計面積率が1.0%以下である組織を有する本発明例である。本発明例は、比較例と比べて、低YR、高BHでかつ時効後YPElも0.2%以下と小さい。
一方、成分が本発明範囲から外れる鋼R〜Vを用いて製造されたNo.18〜22の比較例はYR、BH、時効後YPElのいずれかが劣っている。
具体的には、No.18(鋼R)はMn量、Cr量が本発明範囲外であり、特にMnが多いためBH量が低い。No.19(鋼S)はMnが少ないため、フェライト中の固溶Cが多く高いBHを有するが、その一方で時効後のYPElが高く、耐時効性が劣位である。No.20(鋼T)はMnが多いため、フェライト中の固溶C量が少なく、BHが低い。また、フェライトが固溶強化されるため、YPが高めであり、耐面歪性が劣位である。No.21(鋼U)はMn+1.3Crの値が低いため、焼鈍後の冷却時にパーライトやベイナイトが生じ、所定量のマルテンサイトが確保できないため、YRが高めで、かつ時効後のYPElが高い。No.22(鋼V)はC量が少ないため、所定量のマルテンサイトが得られず、YRが高く、時効後のYPElも高い。
【実施例２】
【００１８】
表1に示す鋼C、D、E、Gの化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製し、実施例1と同様の条件にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施し、表3に示す焼鈍温度で60秒保持した後、表3に示す条件で1次冷却し、溶融亜鉛めっき処理（めっき浴温度：460℃）をした後、合金化処理をし、150℃以下の温度まで2次冷却および調質圧延を施した。
上記より得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、サンプルを採取し、実施例1と同様の方法にて、マルテンサイト相の面積率、パーライト相および/またはベイナイト相の合計面積率、さらには引張特性、加工硬化量(WH)、焼付硬化量(BH)および促進時効試験後のYPElを測定した。
得られた結果を製造条件と併せて表3に示す。
【００１９】
【表３】
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【００２０】
表3においてNo.23、25、26、28〜30、36〜39は成分、製造条件が本発明範囲であり、マルテンサイト相の面積率が2%以上15%以下でかつパーライトおよび／またはベイナイトの合計面積率が1.0%以下である組織を有する本発明例である。本発明例では、比較例と比べて、低YR、高BHでかつ時効後YPElも0.2%以下と小さい。
一方、No.24は焼鈍温度が低いため、所定量のマルテンサイト相が得られず、YRが高く、時効後のYPElも高く、耐常温時効性が劣位である。
No.27は焼鈍温度が高いため、焼鈍中のオーステナイトへの元素濃化が不十分となり、合金化処理時にパーライトやベイナイトが生成する。この結果、同一強度の発明例と比べてYRが高めとなる。
No.32は1次冷却速度が遅いため、パーライトやベイナイトの生成ノーズを横切るため、これらの生成量が増大し、YPが上昇する。また、パーライトやベイナイトが生成することで所定量のマルテンサイトが得られなくなり、YPElの残存によりYPが上昇し、YRが高めとなり、時効後のYPElも高めとなる。
No.33は1次冷却速度が速いため、オーステナイト中への元素濃化が不十分となり、合金化処理時にパーライトやベイナイトが生成しやすくなる。この結果、冷却後に得られるマルテンサイト面積率が減少し、YRが高めで、時効後のYPElも高くなる。
No.34は2次冷却速度が遅いため、2次冷却中の400〜500℃付近の温度域でオーステナイトがパーライトやベイナイトに分解し、これらの生成量が増加するため、冷却後に得られるマルテンサイト面積率が減少する。このため、YRが高めで、時効後のYPElも高くなる。
【産業上の利用可能性】
【００２１】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、低降伏応力でかつ優れた耐常温時効性および焼付硬化性を兼ね備えるため、高成形性を有する部品に適用することができ、自動車内外板用途はもとより、高成形性が必要とされる分野に好適に使用される。