(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が重量％で、
Ｃ  ：０．０１０〜０．０６％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．０％未満、
Ｐ  ：０．２０％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
かつＭｎ＋１．３Ｃｒ：１．９〜２．３％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織がフェライトとマルテンサイトを含む第２相とからなり、組織中の第２相の割合が面積率で２０％以下であり、かつ第２相に占めるマルテンサイトの割合が８０％以上である冷延鋼板を母材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層が形成された、延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
組織中の第２相の割合が面積率で１０％以下であり、かつ第２相に占めるマルテンサイトの割合が９０％以上である請求項１に記載した延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載した冷延鋼板を母材とし、その表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成された、延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１に記載した化学成分を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにてフェライト＋オーステナイトの２相共存領域に加熱して再結晶焼鈍を行った後、焼鈍温度からめっき温度まで１〜１０℃／ｓの第１冷却速度で冷却して溶融亜鉛めっきを施した後、冷却する、延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項５】
焼鈍温度からめっき温度まで１〜３℃／ｓの第１冷却速度で冷却して溶融亜鉛めっきを施した後、１０℃／ｓ以上の第２冷却速度で冷却する請求項４に記載した延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１に記載した化学成分を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにてフェライト＋オーステナイトの２相共存領域に加熱して再結晶焼鈍を行った後、焼鈍温度からめっき温度まで１〜１０℃／ｓの第１冷却速度で冷却して溶融亜鉛めっきを施した後、さらに溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、その後１０℃／ｓ以上の第２冷却速度で冷却する、延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、低強度、高延性の強度−延性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用鋼板等には、プレス加工性が求められ、また耐食性も要求される場合がある。このようなプレス加工性と優れた耐食性とを兼ね備えた鋼板として、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板がある。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延鋼板を母材として、これに溶融亜鉛めっきを施した後、さらに亜鉛めっき層と母材鋼板との密着性を向上させるため、５５０℃前後の温度で加熱して亜鉛めっき層を合金化処理したものである。以下、単に溶融亜鉛めっき鋼板という場合は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含むものとする。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板として、高強度化をねらってフェライトの他にマルテンサイト、ベイナイトを生成させた複合組織鋼板が用いられる場合がある。例えば、特開昭５８−３９７７０号公報には、フェライト＋マルテンサイト＋ベイナイトからなる３相組織鋼板を、また特開昭５５−１２２８２１号公報にはフェライト＋マルテンサイトからなる２相組織鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。これらの複合鋼板は、高強度でありながら降伏比（ＹＲ）も低く、形状凍結性に優れる。
【０００４】
しかしながら、これらの複合組織鋼板を母材とした溶融亜鉛めっき鋼板は、マルテンサイトやベイナイトの量が多く、通常、強度が５００MPa 以上であり、多くは６００MPa 以上である。このため、プレス成形に際して、軟質鋼板用のプレス成形装置を使用するのに問題があり、高強度鋼板成形用の特別なプレス成形装置が必要とされる。
【０００５】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、マルテンサイトを含む複合組織でありながら、強度が５００MPa 未満であり、しかも優れた強度−延性バランス（ＴＳ＊Ｅｌ）を有する、延性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、化学成分が重量％で、
Ｃ  ：０．０１０〜０．０６％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．０％未満、
Ｐ  ：０．２０％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
かつＭｎ＋１．３Ｃｒ：１．９〜２．３％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織がフェライトとマルテンサイトを含む第２相とからなり、組織中の第２相の割合が面積率で２０％以下であり、かつ第２相に占めるマルテンサイトの割合が８０％以上である冷延鋼板を母材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶融亜鉛めっき層が形成されたものである。前記冷延鋼板の母材は、組織中の第２相の割合を面積率で１０％以下とし、かつ第２相に占めるマルテンサイトの割合を９０％以上とすることが好ましい。
【０００７】
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前記化学成分を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにてフェライト＋オーステナイトの２相共存領域に加熱して再結晶焼鈍を行った後、焼鈍温度からめっき温度まで１〜１０℃／ｓの第１冷却速度で冷却して溶融亜鉛めっきを施した後、冷却するものである。この場合、第１冷却速度を１〜３℃／ｓとし、溶融亜鉛めっき後の第２冷却速度を１０℃／ｓ以上として冷却することによって、組織中の第２相の割合を１０％以下に低減するとともに第２相に占めるマルテンサイトの割合を９０％以上に増大することができる。また、前記第１冷却速度で冷却して前記溶融亜鉛めっきを施した後、さらに溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、その後１０℃／ｓ以上の第２冷却速度で冷却することができる。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明は、母材冷延鋼板として複合組織鋼板を用いるものの、強度の高いマルテンサイトを含む第２相を少なくし、さらに第２相中のマルテンサイト量を抑制することで、マルテンサイトを含む複合組織ながら、５００MPa 以下の低強度化を実現しつつ、１７０００MPa*％程度以上の優れた強度−延性バランスを備えることに成功したものである。なお、第２相とは、フェライト以外の相を意味し、マルテンサイトのほか、ベイナイトおよび／またはパーライトからなる。本発明の成分系では、ベイナイトとパーライトの区別は付きにくく、これらは棒状あるいは球状の炭化物（主にセメンタイト）を含む組織として観察される。
【０００９】
すなわち、本発明の本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、化学成分が重量％で、
Ｃ  ：０．０１０〜０．０６％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．０％未満、
Ｐ  ：０．２０％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
かつＭｎ＋１．３Ｃｒ：１．９〜２．３％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織がフェライトとマルテンサイトとを含む第２相からなり、組織中の第２相の割合が面積率で２０％以下であり、かつ第２相に占めるマルテンサイトの割合が８０％以上である冷延鋼板を母材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶融亜鉛めっき層が形成されたものである。「Ｍｎ＋１．３Ｃｒ」中の元素記号は各元素の含有量wt％を示す。
【００１０】
まず、母材冷延鋼板の成分限定理由（単位はwt％）について説明する。
Ｃ：０．０１０〜０．０６％
プレス加工性を向上させるにはＣ量は少ない程よいが、０．０１０％未満ではフェライト＋オーステナイトの２相領域が狭く、オーステナイトからマルテンサイトが生成しにくくなるため工業的に生産することが困難である。一方０．０６％を超えると強度が高くなり、軟質鋼板としてのプレス成形性が劣化する。このため、本発明ではＣ量の下限を０．０１０％、好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０２０％とし、上限を０．０６％、好ましくは０．０４％とする。
【００１１】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは固溶強化元素として鋼板の強度向上に寄与するが、その一方で延性を低下させる。また、過多に添加すると溶融亜鉛めっき付着性を著しく劣化させる。このため、本発明では上限を０．５％、好ましくは０．２％とする。
【００１２】
Ｍｎ：０．５％以上、２．０％未満
Ｍｎは焼入性向上元素であり、０．５％未満では焼入性が過少であり、マルテンサイトの生成が困難となる。また、熱間加工性も低下するようになる。一方、２．０％以上ではめっき密着性が低下し、めっき不良が生じるようになる。このため、Ｍｎ量を０．５％以上、好ましくは０．８％以上とし、一方２．０％未満、好ましくは１．８％以下とする。
【００１３】
Ｐ：０．２０％以下
Ｐは安価な固溶強化元素であり、鋼を強化するには有用な元素であるが、本発明では延性の向上を重視するため、少ないほどよく、０．２０％以下に止める。好ましくは０．１０％以下とするのがよい。
【００１４】
Ｓ：０．０１％以下
ＳはＳ系析出物（主にＭｎＳ）を生成し、延性を劣化させるので、少ない程よく、本発明では０．０１％以下、好ましくは０．００６％以下に止める。
【００１５】
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは主に脱酸剤として作用し、少なくとも０．００５％添加する必要がある。しかし、過多に添加すると脱酸効果が飽和するだけでなく、アルミナ系介在物の生成により延性劣化、連鋳ノズル詰まりによる生産性の劣化等の問題を引き起こすので、上限を０．１０％とする。
【００１６】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎはその含有量が多いほど、Ｎを固定するのに要する窒化物形成元素添加量が増えて製造コスト高を招き、また延性を阻害するようになるので、本発明では少ないほどよく、Ｎ量の上限を０．００５％、好ましくは０．００３％とする。
【００１７】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは焼入性向上元素であり、Ｍｎと同様の作用を有する。また、固溶強化能が小さく本発明のような低強度ＤＰ鋼に向くため、好ましくは０．３％以上含有させるのがよいが、１．０％超では Ｃｒ7Ｃ3が生成して延性が劣化するので、１．０％以下、好ましくは０．７％以下とするのがよい。
【００１８】
Ｍｎ＋１．３Ｃｒ：１．９〜２．３％
Ｍｎ＋１．３Ｃｒは焼入性を表す指標であり、この値が１．９％未満では焼入性が不十分でマルテンサイト量が不足する。一方、２．３％超ではめっき性を悪化させ、めっき不良を誘発する。このため、Ｍｎ＋１．３Ｃｒの下限を１．９％、好ましくは２．１％とし、一方上限を２．３％、好ましくは２．２％とする。
【００１９】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の母材冷延鋼板は、以上の基本成分のほか、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【００２０】
母材冷延鋼板の組織は、フェライトと第２相（マルテンサイトのほか、ベイナイトおよび／またはパーライト、）とからなり、組織中の前記第２相の割合は、面積％で２０％以下、好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下とされる。２０％超では、強度が高くなり、プレス成形性が低下するようになる。また、第２相に占めるマルテンサイトの割合は８０％以上、より好ましくは８５％以上とされる。第２相中にベイナイトあるいはパーライトが２０％超占めるようになると、フェライトに導入される可動転位密度が小さくなり降伏強度（降伏比）が上昇するため、延性が低下するようになるからである。各組織の量は顕微鏡観察によって面積率で測定される。なお、先に述べたとおり、本発明の成分系においては、ベイナイトとパーライトとは区別し難く、フェライト、マルテンサイト以外の相は棒状、球状の炭化物を含む相として観察される。
【００２１】
以上の成分、組織とすることで、強度が５００MPa 未満に低下し、延性が向上して強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が１７０００（MPa ・％）程度以上とすることができ、しかも降伏比が低くなって形状凍結性に優れる。特に、前記第２相を組織全体の１０％以下とし、かつ第２相中のマルテンサイトを９０％以上とすることによって、強度が５００ＭＰａ未満であっても、３９％程度以上の優れた延性および１７０００MPa*％程度以上の優れた強度−延性バランスが得られ、しかも降伏比を５０％程度以下に低減させることができる。このため、軟質鋼板用のプレス成形装置においても優れたプレス成形性を得ることができる。
【００２２】
上記溶融亜鉛めっき鋼板は、前記化学成分を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにてフェライト＋オーステナイトの２相共存領域に加熱して再結晶焼鈍を行った後、焼鈍温度からめっき温度まで１〜１０℃／ｓ、好ましくは１〜３℃／ｓの第１冷却速度で徐冷して溶融亜鉛めっきを施した後、冷却する。溶融亜鉛めっき後の第２冷却は、放冷でもよいが、好ましくは１０℃／ｓ以上の冷却速度にて冷却するのがよい。溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す場合には、前記第１冷却速度にて徐冷して溶融亜鉛めっき処理を施した後、１０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷することが好ましい。
【００２３】
前記冷延鋼板は、上記成分の鋼を溶製し、その鋼片を常法により熱間圧延、冷間圧延したものである。熱延条件は特に限定されないが、例えば、鋼片加熱温度は１１００〜１２５０℃程度とするのがよく、熱延仕上温度はＡr3点以上とするのがよく、巻取温度はフェライト＋パーライト、あるいはフェライト＋ベイナイト組織が得られるように４００〜７００℃程度とするのがよい。巻取温度を６００℃以上の高めにすると熱延鋼板は概ねフェライト＋パーライト組織に、巻取温度を６００未満にするとフェライト＋ベイナイト組織になる。熱延後、酸洗し、冷延率を４０％程度以上、好ましくは５０％程度以上で冷間圧延を行えばよい。
【００２４】
前記冷延鋼板は、図１に示すように、連続焼鈍めっきラインにて再結晶焼鈍された後、溶融亜鉛めっきが施される。再結晶焼鈍はフェライト＋オーステナイトの２相領域である、７６０〜８４０℃程度で行えばよい。焼鈍温度が７６０℃未満では熱延鋼板の炭化物がオーステナイトに十分に溶け込まないため、炭化物が残存し、延性が低下する。一方、８４０℃を越えると第２相の面積率を２０％未満にするのに焼鈍温度からの第１冷却速度（１ＣＲ）を非常に遅くすることが必要となるため、工業的生産が困難になる。好ましくは、下限を７８０℃、上限を８２０℃とするのがよい。焼鈍時間は、連続焼鈍めっきラインの場合、通常、数秒〜十数秒程度である。
【００２５】
再結晶焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬するまでの第１冷却速度（１ＣＲ）は本発明において重要に条件であり、１℃／ｓ以上、１０℃／ｓ以下とする。１℃／ｓ未満ではパーライト変態が生じて、フェライト量、マルテンサイト量が不足し、強度−延性バランスが低下する。一方、１０℃／ｓ超では、フェライトの生成に伴うオーステナイト中のＣ濃度の上昇によるベイナイト変態の遅延が期待することができず、第２相の量および第２相中のベイナイト量が増大し、延性が劣化するようになる。このため、１ＣＲを１℃／ｓ以上とし、一方１０℃／ｓ以下、好ましくは６℃／ｓ以下とする。特に、フェライト量を増やし、第２相を全組織の１０％以下にするには、１ＣＲを１℃／ｓ以上、３℃／ｓ以下にすることが望ましい。かかる冷却速度は焼鈍後の鋼板の板厚に応じて制御される。
【００２６】
溶融亜鉛めっきは、めっき温度が通常４００〜４８０℃程度の溶融亜鉛めっき浴に浸漬することによって行われる。めっき後、亜鉛めっき層を合金化しない場合はそのまま冷却する。この場合、めっき温度からの冷却となり、冷却過程でパーライト変態が生じ難いため、めっき処理後の第２冷却速度（２ａＣＲ）の制限は特になく、放冷するだけでよい。もっとも、２ａＣＲを１０℃／ｓ以上で急冷することで、オーステナイトがパーライト、ベイナイトに変態するのを一層抑制することができ、これによって第２相中のマルテンサイト量を一層増大させることができ、延性をより一層向上させることができる。特に、第２相中のマルテンサイト量を９０％以上とするには、２ａＣＲを１０℃／ｓ以上、好ましくは３０℃／ｓ以上にすることが望ましい。１０℃／ｓ以上の冷却速度を得るには、強制空冷、冷却ローラによる搬送、あるいはミスト冷却を行えばよい。第２冷却速度の上限は特に制限されないが、実際には冷却設備の冷却能力により自ずから上限が定まる。
【００２７】
一方、溶融亜鉛めっき後に亜鉛めっき層を合金化する場合には、めっき後、５００〜７００℃程度の温度で、通常、数秒〜十数秒程度加熱する合金化処理を行う。５００℃未満では、合金化に時間がかかるため、工業的生産に不適であり、一方７００℃を超えると過度に合金化が進み、プレス成形時にパウダリング等の問題が生じるようになる。好ましくは、５５０〜６００℃程度である。
【００２８】
合金化処理後は、１０℃／ｓ以上、好ましくは３０℃／ｓ以上の第２冷却速度（２ｂＣＲ）で冷却する。合金化後の第２冷却速度２ｂＣＲは、１０℃／ｓ未満の徐冷ではオーステナイトがパーライト、ベイナイトに変態し、第２相中のパーライト、ベイナイト量が増大し、延性が劣化するようになる。母材冷延鋼板の第２相の量が１０％以下の少量の場合、２ｂＣＲを２５℃／ｓ以上、好ましくは３０℃／ｓ以上とすることで、第２相中のマルテンサイト量を９０％以上とすることができる。
以下、実施例により本発明をさらに説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【００２９】
【実施例】
下記表１に記載した化学成分の鋼を真空誘導溶解にて溶製し、その鋼片を１１５０℃にて加熱し、仕上温度を８５０℃として熱間圧延を行い、５６０〜６８０℃にて巻取り、酸洗後、冷延率６０％で冷間圧延を行い、厚さ１．２mmの冷延鋼板を得た。この冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにて、８００℃×６０秒で再結晶焼鈍を行い、表２に示すように、８００℃から冷却速度１ＣＲ（℃／ｓ）にて冷却した後、溶融亜鉛めっき処理（めっき浴温４６０℃、浸漬時間２０秒）を施し、試料No. １５〜２８については放冷（２ａＣＲ＝４℃／ｓ）あるいはミスト冷却（２ａＣＲ＝１０〜３０℃／ｓ）を行った。一方、試料No. １〜１４および２９については、前記条件にて溶融亜鉛めっき後、さらに５５０℃×１５秒にて合金化処理を行い、その後ミスト冷却（２ｂＣＲ＝３０℃／ｓ）、あるいは放冷（２ｂＣＲ＝４℃／ｓ）により冷却した。
【００３０】
得られた試料から組織観察試験片、引張試験片（ＪＩＳ５号試験片）を採取し、ミクロ組織を観察するとともに引張試験（ＪＩＳ２２４１に定められた試験法）によって機械的性質を調べた。組織は、めっき層を除去し、ナイタール腐食後、１０００倍でＳＥＭ観察した組織を画像解析により第２相（Ｍ＋ＢあるいはＭ＋Ｐ、但しＭ：マルテンサイト、Ｂ：ベイナイト、Ｐ：パーライト）の面積率を測定した。次にレペラ腐食後、１０００倍で光学顕微鏡観察した組織を画像解析してマルテンサイト量を測定した。また、試料の表面を目視観察し、めっき性を評価し、めっき層が付着していない部分が点状に分布し、表面に鉄が観察される場合をめっき不良と判定した。これらの調査結果を表２に併せて示す。
【００３１】
【表１】
0003750789.tif 000002
【００３２】
【表２】
0003750789.tif 000003
【００３３】
表２より、本発明の鋼成分を有する鋼種Ｂ〜Ｆ、Ｌ〜Ｐ、Ｕを用い、焼鈍後の冷却速度１ＣＲを１０℃／ｓ以下で徐冷してめっき処理を行った溶融亜鉛めっき鋼板の発明例（試料No. １６、１７、１９〜２１、２６〜２８）、合金化処理後の冷却速度２ｂＣＲを１０℃／ｓ以上とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板の発明例（No. ２、３、８〜１０、２９）では、いずれも第２相が組織全体の２０％以下に止まっており、またその内にマルテンサイト量が８０％以上となっており、強度が５００MPa 未満に低減される一方、強度−延性バランスが１７０００MPa*％程度以上であり、しかも降伏比が最大でも５３％であり、優れた延性を備え、プレス成形性に優れることがわかる。特に、試料No. ２６〜２９では、第２相面積率が１０％以下で、しかも第２相中のマルテンサイト量が９０％であり、第２相量を減らしつつ、第２相中のマルテンサイト量を増やしたので、伸びが３９％以上で、降伏比が５０％以下となっており、より優れたプレス成形性を有していることがわかる。
【００３４】
【発明の効果】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板によれば、マルテンサイトを含む複合組織であるにもかからわず、５００MPa 未満と強度が低く、また強度−延性バランスに優れ、さらに降伏比も低いので、延性に優れ、優れたプレス成形性を得ることができる。また、本発明の製造方法によれば、特に再結晶焼鈍後の第１冷却速度を１〜１０℃／ｓとし、また溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す場合には前記第１冷却速度にて冷却するほか、合金化処理後の冷却速度を１０℃／ｓ以上とするので、マルテンサイトを含む第２相を減らしつつ、その中のマルテンサイト量を増やすことができ、前記延性の優れた溶融亜鉛めっき鋼板を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板のの製造過程を示す熱処理線図である。
【図１】
0003750789.tif 000004