(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１０９〜０．３％、
Ｍｎ：０．１〜３．３％、
Ｐ  ：０．００１〜０．０１９％、
Ｓ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．２５〜１．８％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
さらに、Ｓｉ、Ａｌの質量％と、狙いの強度値（ＴＳ）とが、下記  （Ａ）  式を満足し、
金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。
（0.0012×［TS狙い値］-0.29-［Si］）／1.45＜Al＜1.5-3*［Si］・・・（Ａ）       ここに、［ＴＳ狙い値］は鋼板の強度設計値で単位はＭｐａ、
［Ｓｉ］はＳｉの質量％
【請求項２】
さらに、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００５％、を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１乃至請求項３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、溶融亜鉛メッキ工程においてＡｃ１以上Ａｃ３＋１００℃以下の温度域に加熱し、３０秒以上３０分以下保持した後、１℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上のため、車体の軽量化がより一層要求されている。
車体の軽量化のためには、強度の高い鋼材を使用すれば良いが、強度が高くなるほど、プレス成形が困難となる。これは、一般に鋼材の強度が高くなるほど、鋼材の降伏応力が増大し、更に伸びが低下するからである。
これに対し、伸びの改善に対しては残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した鋼板（以下TRIP鋼）などが発明されており、例えば、特開昭６１−１５７６２５号公報に開示されている。
しかし、通常のTRIP鋼板は、多量のSi添加が必須であり鋼板表面の溶融亜鉛メッキ性が悪化するため適用可能な部材は制限される。更に、残留オーステナイト鋼において高強度を確保するためには多量のＣ添加が必要であり、ナゲット割れ等の溶接上の問題がある。
【０００３】
鋼板表面の溶融亜鉛メッキ性については、残留オーステナイトTRIP鋼のSi低減を目的とした発明が特開2000-345288号公報に開示されているが、この発明では溶融亜鉛メッキ性と延性の向上は望めるものの、前述の溶接性の改善は望めないうえ、引張り強度980MPa以上のTRIP鋼板では、非常に高い降伏応力となるためプレス時等での形状凍結性が悪化するという問題点があった。
また、降伏応力を低減させる技術として、特開昭５７−１５５３２９号公報に開示されているような、フェライトを含むDual Phase鋼（以下DP鋼という）が従来から知られているが、必ずしも十分な成形性を有する溶融亜鉛メッキ高強度鋼板は実現していなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することを課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
まず、本発明の技術思想を説明する。
本発明者らは、成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を鋭意検討した結果、鋼成分の最適化、すなわち、Si、Al、Tsのバランスを特定範囲とし、特にAl添加量を調整することで、降伏応力の低いＤＰ鋼において、これまで以上の伸びが確保できる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。
本発明の鋼板は従来の残留オーステナイト鋼並に準ずる程度に延性が向上し、また、Siを低減することにより溶融亜鉛メッキ性を向上させ、さらに合金化メッキをおこなっても特性が劣化することが少ない高強度鋼板を実現した。
さらに、遅れ破壊や二次加工脆性の問題が生じないように、不可避的に含まれる５％以下の残留オーステナイトを許容し、実質的に残留オーステナイトを含まないＤＰ鋼とした。
【０００６】
本発明の高強度鋼板は、590Mpaから1500Mpaの引張強度が実現できるが、980Mpa以上の高強度鋼板にて著しい効果を奏する。
本発明は、以上のような技術思想に基づくものであり、特許請求の範囲に記載した以下の内容をその要旨とする。
(１）質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１０９〜０．３％、
Ｍｎ：０．１〜３．３％、
Ｐ  ：０．００１〜０．０１９％、
Ｓ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．２５〜１．８％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
さらに、Ｓｉ、Ａｌの質量％と、狙いの強度値（ＴＳ）とが、下記  （Ａ）  式を満足し、金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。
（0.0012×［TS狙い値］-0.29-［Si］）／1.45＜Al＜1.5-3*［Si］・・・（Ａ）       ここに、［ＴＳ狙い値］は鋼板の強度設計値で単位はＭｐａ、
［Ｓｉ］はＳｉの質量％
【０００７】
（２）  さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、を含有することを特徴とする（１）に記載の成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。
（３）さらに、Ｃａ  ：０．０００５〜０．００５％、を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。
（４）（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、溶融亜鉛メッキ工程においてＡｃ１以上Ａｃ３＋１００℃以下の温度域に加熱し、３０秒以上３０分以下保持した後、１℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を詳細に説明する。
まず、本発明の高強度鋼板の成分および金属組織の限定理由を説明する。
Cは、強度確保の観点から、またマルテンサイトを安定化する基本元素として、必須の成分である。
Cが０．０１％未満では強度が満足せず、またマルテンサイト相が形成されない。また、０．３％を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足するほか、溶接性の劣化を招くため工業材料として使用できない。
従って、本発明におけるＣの範囲は、0.0１〜0.３％とし、好ましくは、０．０３〜０．１５％である。
Mnは強度確保の観点で添加が必要であることに加え、炭化物の生成を遅らせる元素でありフェライトの生成に有効な元素である。
Mnが0.1％未満では、強度が満足せず、またフェライトの形成が不十分となり延性が劣化する。
【００１０】
また、Mn添加量が３．３％を超えると、焼入れ性が必要以上に高まるため、マルテンサイトが多く生成し、強度上昇を招きこれにより、製品のバラツキが大きくなるほか、延性が不足し工業材料として使用できない。
従って、本発明におけるＭｎの範囲は、0.1〜3.3％とした。
Siは強度確保の観点で添加することに加え、通常、延性の確保のために添加される元素であるが、0.2%を超える添加により、溶融亜鉛メッキ性が劣化してしまう。従って、本発明におけるSiの範囲は、０．３％以下が好ましい。
Ｐは鋼板の強度を上げる元素として必要な強度レベルに応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、P上限値は０．０１９％とする。下限を0.001%としたのは、これ以上低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップに繋がるためである。
【００１１】
Ｓは、MnSを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素である。従って、上限を0.01%とする。下限を0.001%としたのは、Ｐと同様に、これ以上低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップに繋がるためである。
Alは、本発系において最も重要な元素である。 Alは添加によりフェライトの生成を促進し、延性向上に有効に作用する他、多量添加によっても溶融亜鉛メッキ性を劣化させない元素である。また、脱酸元素としても作用する。
延性を向上させるためには0.25％以上のAl添加が必要である、一方、Alを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その上限を1.8%とした。
Nは、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、AlN析出量が多くなってAl添加の効果を減少させるので、0.01%以下の含有が好ましい。 また、不必要にNを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので通常0.0005％程度以上に制御することが好ましい。
【００１２】
高強度鋼板とするためには一般に多量の元素添加が必要となり、フェライト生成が抑制される。このため、組織のフェライト分率が低減し、第２相の分率が増加するため、特に980MPa以上のDP鋼においては伸びが著しく低下する。この改善のために、Si添加、Mn低減が多く用いられるが、前者は溶融亜鉛メッキ性が劣化すること、後者は強度確保が困難となることから、本発明の目的とする鋼板においては利用できない。そこで、発明者らは鋭意検討した結果、Alの効果を見出し、式(Ａ)の関係を満たすAl、Si、TSバランスを有するとき、十分なフェライト分率を確保することができ、優れた伸びを確保できることを見出した。
(0.0012×[TS狙い値]-0.29-[Si])/1.45＜Al＜1.5-3*[Si]  ・・・(Ａ)
ここに、[TS狙い値]は鋼板の強度設計値で単位はMPa。[Si]はSiの質量％である。
【００１３】
Al添加量が(0.0012×[TS狙い値]-0.29-[Si])/1.45未満となると、延性を向上させるために十分でなく、1.5-3*[Si]を超えてしまうと、溶融亜鉛メッキ性が悪化する。
図１に、本発明における溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の発明範囲を示す。
本発明の金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする理由は、このような組織をとる場合は、強度延性バランスに優れた鋼板となるからである。ここでいう、フェライトは、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライトを差し、マルテンサイトは通常の焼き入れにより得られるマルテンサイトの他、６００℃以下の温度にて焼戻しを行ったマルテンサイトにおいても効果は変わらない。また、組織中にオーステナイトが残存すると２次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化するため、本発明では不可避的に存在する３％以下の残留オーステナイトを許容し、実質的に残留オーステナイトを含まない。
V、Ti 、Nbは、強度確保の目的でＶ：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、
Ｎｂ：0.005〜0.05％の範囲で添加してもよい。
【００１４】
Ｍｏは強度確保と焼入れ性に効果のある元素である。最低添加量を0.05％以下では、Moの強化が利用できないほか、Mo特有の焼き入れ性能が発揮されず、十分なマルテンサイトが形成されず強度不足となる。過多のＭｏの添加はDPにおけるフェライト生成を抑制し、延性の劣化を招くほか、溶融亜鉛メッキ性を劣化させることがあるので、上限を0.5%とした。
CaおよびＲＥＭは、介在物制御、穴拡げ改善の目的で、Ｃａ：0.0005〜0.005％、ＲＥＭ：0.0005〜0.005％の範囲で添加してもよい。
Bは、焼入れ性確保とBNによる有効Alの増大を目的として、B：0.0005〜0.002％の範囲で添加してもよい。
【００１５】
不可避的不純物として、例えば、Ｓｎなどがあるがこれら元素を０．０１質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
本発明の製造工程の限定理由は次の通りである。
本発明で用いる素材は通常の熱延工程を経て製造された熱延鋼板である。これらは酸洗、冷延をされもしくはそのまま直接、以下に述べる熱履歴を経ることにより得られる。
溶融亜鉛メッキ工程では、Ac1以上、Ac3+100℃以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識が不均一となる。一方、これ以上の温度では、オーステナイトの粗大化によりフェライト生成が抑制されるため伸びの劣化を招く。また、経済的な点から焼鈍温度は９００℃以下が望ましい。この際、層状の組識を解消するためには３０秒以上の保持が必要であるが、３０分を超えても効果は飽和し生産性も低下する。従って、３０秒以上３０分以下とする。
続いて、冷却終了温度を６００℃以下の温度とする。６００℃を超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、２次加工性、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。本発明は、この熱処理の後、穴拡げ性、脆性の改善を目的とした、６００℃以下の焼戻し処理を行っても効果は変わらない。
【００１６】
【実施例】
表１および表２に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて製造し、冷却凝固後１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて仕上圧延を行い、冷却後６００℃で１時間保持することで、熱延の巻取熱処理を再現した。得られた熱延板を研削によりスケールを除去し、７０％の冷間圧延した。その後連続焼鈍シミュレータを用い、７７０℃×６０秒の焼鈍を行い、３５０℃まで冷却した後、１０〜６００秒その温度で保持したあと、さらに室温まで冷却した。
引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片のＬ方向引張にて評価し、ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）の積が１８０００ＭＰａ％を以上を良好とした。金属組織は、工学顕微鏡で観察した。フェライトはナイタールエッチング。マルテンサイトはレペラーエッチングにより観察した。
【００１７】
メッキ性能は溶融亜鉛メッキシミュレーターにより、上記同様の焼鈍条件を施した後、溶融亜鉛メッキを行い、目視にてメッキの付着状況を確認し、メッキ面の内９０％以上の面積で均一に付着している場合を良好「○」、部分的に欠陥があるものを「×」とした。
表３および表４の結果から認められるように、本発明による鋼板は溶融亜鉛メッキ性が優れ、かついずれも強度・延性バランスに優れる高強度鋼板を製造できる。
一方、表３および表４の成分範囲が本発明の範囲から外れる比較例、および、Ａｌの範囲が（Ａ）式を満足しない比較例（ＣＩ，ＣＪ）は、強度・延性バランスを示すＴＳ×ＥＬの値が18000Mpa%未満である、もしくは、メッキ評価が×となっている。
【００１８】
【表１】
0003908964.tif 000002
【表２】
0003908964.tif 000003
【表３】
0003908964.tif 000004
【表４】
0003908964.tif 000005
【００１９】
【発明の効果】
本発明によれば、Si、Al、Tsのバランスを特定範囲とし、特にAl添加量を調整することで、降伏応力の低いＤＰ鋼において、これまで以上の伸びが確保できる成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することができ、産業上有用な、著しい効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明における溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の発明範囲を示す図である。
【図１】
0003908964.tif 000006