(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成が重量％で、C：0.07〜0.25％、Mn：1.5〜2.5 ％、Nb：0.10％以下、Ti：0.3％以下、Si：0.1％以下、Cr：0.1％以下、P ：0.05％以下、Sol.Al：0.010〜0.100％、S ：0.01％以下、N ：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織がフェライト相およびパーライト相からなる冷延鋼板上に、溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してなる、45kg/mm2以上の引張強度と80％以上の降伏比を有することを特徴とする高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
請求項１記載の組成の鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍後、溶融亜鉛めっきを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際して、750℃以上880℃以下の温度範囲で30sec以上90sec以下焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施す前または溶融亜鉛めっきを施した後のいずれか一方あるいは両方に、515℃〜600℃の温度域で15sec以上保持する第２焼鈍を行い、鋼板組織をフェライト相およびパーライト相からなる組織とすることを特徴とする高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、自動車の車体には、燃費向上と排気ガス低減の観点から車体の軽量化が要求されてきた。また、多くの場合、耐食性も要求されることから、自動車用部材の素材として高強度溶融亜鉛めっき鋼板が使用されてきた。
【０００３】
一方、近年、自動車の衝突安全性が重視されるようになった。そのため、自動車の客室部分の構造部品については、単に高強度というだけでなく、衝突時の変形が少ない材料、すなわち高速変形量の小さい材料が要求されるようになった。材料の高速変形量は降伏点と関係があり、高速変形量を小さくするためには、材料の降伏点を高めればよいことが知られている（昭和48年自動車技術会春期学術講演会論文集,p.60 ）。
【０００４】
しかし、従来開発された高強度溶融亜鉛めっき鋼板、特に引張強度が60kg/mm2以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板組織がフェライト相+ マルテンサイト相あるいはフェライト相+ ベイナイト相等の複合組織であった。例えば、特公昭59-5649 号公報、特開平4-236741号公報、特公昭57-61819号公報、特公昭59-43975号公報、特開平3-94018 号公報、特開平5-125485号公報、特開平5-247586号公報、特開平6-93340 号公報等に開示される前記鋼板は、いずれも降伏比の低い、いわゆる高強度低降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板であり、これまで高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板が開発された例はほとんどない。
【０００５】
従来、開発された高強度溶融亜鉛めっき鋼板が低降伏比型である理由として、比較的少ない添加元素で高強度が得られること、および降伏点が低い方がプレス成型時の加工が容易であることなど、鋼板製造面、使用面の利点を有する点が挙げられる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには、鋼板組織をマルテンサイト相やベイナイト相のない、フェライト相およびパーライト相から成る非複合組織（以下、単に、非複合組織という）にすればよい。しかし、鋼板を必要な強度まで強化するには、固溶強化あるいは析出強化等を目的として多量の元素を添加する必要があるが、多量の元素の添加によって鋼板の焼入性が向上し、マルテンサイト相やベイナイト相が生成されて、安定して非複合組織を得ることが困難になるという問題点がある。
【０００７】
十分小さな冷却速度で冷却すれば、鋼板の成分組成によらず非複合組織が得られるが、実際の連続ラインでは、設備上の制約や生産性の問題から、冷却速度を極端に小さくすることが困難である。
【０００８】
本発明は、このような事情を考慮して、実際の連続ラインで冷却速度を極端に小さくしなくても、非複合組織を安定して得ることができる引張強度が45kg/mm2以上で降伏比が80％以上の高強度高降伏比型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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するために、鋼板成分および鋼板の製造方法の両面から検討を加え、現実的な鋼板成分および製造方法により、非複合組織の高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得られることを見いだした。
【００１０】
前記課題を解決するための構成は次のとおりである。
（１）第一発明は、組成が重量％で、C：0.07〜0.25％、Mn：1.5〜2.5 ％、Nb：0.10％以下、Ti：0.3％以下、Si：0.1％以下、Cr：0.1％以下、P：0.05％以下、Sol.Al：0.010〜0.100％、S：0.01％以下、N ：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織がフェライト相およびパーライト相からなる冷延鋼板上に、溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してなる、45kg/mm2以上の引張強度と80％以上の降伏比を有することを特徴とする高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１１】
（２）第二発明は、前記（１）の組成の鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍後、溶融亜鉛めっきを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際して、750℃以上880℃以下の温度範囲で30sec以上90sec以下焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施す前または溶融亜鉛めっきを施した後のいずれか一方あるいは両方に、515℃〜600℃の温度域で15sec以上保持する第２焼鈍を行い、鋼板組織をフェライト相およびパーライト相からなる組織とすることを特徴とする高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１２】
（作用）
以下に本発明を詳細に説明する。まず、本発明の鋼板成分の限定理由について述べる。
【００１３】
C ：0.07〜0.25％
C は、鋼の強度を確保するために必要不可欠な成分で、高強度を得るために0.07％を下限とする。しかし、C の過剰な添加は、溶接性および耐遅れ破壊性を劣化させるとともに、鋼板の焼入性が向上して、非複合組織を安定して得ることが困難になるため、上限を0.25％とする。
【００１４】
Mn：1.5 〜2.5 ％
Mnは、固溶強化、結晶粒細粒化強化により、鋼板の強度と靭性を向上させるために必要な成分である。しかし反面、オーステナイト相を安定化させ、ベイナイト相、マルテンサイト相といった変態相を生成して、鋼板組織を複合組織にする作用もある。本発明では、必要な強度と靭性を得るために下限を1.5 ％とし、安定して非複合組織を得るために上限を2.5 ％とする。
【００１５】
Nb：0.10％以下
Nbは、炭化物を形成して組織を微細化し材質を向上させるため、目的とする強度に応じて添加する。また、冷却過程におけるオーステナイト相からフェライト相への変態を促進する効果もある。0.10％を超える量を添加しても前記効果が飽和するため、0.10％以下（無添加を含む）とする。
【００１６】
Ti：0.3 ％以下
Tiも、Nbと同様に炭化物を形成して組織を微細化し強度を向上させる効果があるため、目的とする強度に応じて添加する。また、冷却過程におけるオーステナイト相からフェライト相への変態を促進する効果もある。0.3 ％を超える量を添加しても前記効果が飽和するため、0.3 ％以下（無添加を含む）とする。
【００１７】
Si：0.1 ％以下
Siは、従来固溶強化元素として用いられており、鋼板の強化に有効であるが、めっき性を劣化させ、めっき皮膜の合金化を著しく遅延させるという欠点がある。本発明では、めっき性の劣化とめっき皮膜の合金化の遅延を防止するために、なるべく低減することとし、上限を0.1 ％（無添加を含む）とする。
【００１８】
Cr：0.1 ％以下
Crは、Mnと同様にオーステナイト相を安定化させ非複合組織の生成を困難にする。また、めっきのぬれ性に対しても有害である。そこで本発明では、なるべく低減することとし、上限を0.1 ％（無添加を含む）とする。
【００１９】
P ：0.05％以下
P は、加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の合金化の点で低い方が望ましく、上限を0.05％とする。
【００２０】
Sol.Al：0.010 〜0.100 ％
Alは、鋼の脱酸を目的として添加される。所望の効果を得るために下限を0.010 ％とし、0.100 ％を超える量を添加してもこの効果が飽和するため、上限を0.100 ％とする。
【００２１】
S ：0.01％以下
S は、加工性の面で低い方が望ましく、上限を0.01％とする。
【００２２】
N：0.01％以下
N も加工性の面で低い方が望ましく、上限を0.01％とする。
【００２３】
次に、本発明の鋼板の製造条件の限定理由について述べる。
焼鈍温度：750 ℃〜880 ℃（好適範囲：800 ℃〜880 ℃）
焼鈍は、冷間圧延組織とバンド組織を完全に解消し、均質な組織にして鋼板の加工性を向上させるためと鋼板の形状を良好にするために行う。
【００２４】
本発明では、引張強さを45kg/mm2以上、降伏比を80% 以上とするために、鋼板組織が微細なフェライト相＋パーライト相になっている必要がある。そのためには、焼鈍中は、フェライト＋オーステナイトの二相組織（以下、α+ γの二相組織）になっている必要がある。これは、焼鈍中にフェライト結晶（以下、α結晶）界面にオーステナイト結晶（以下、γ結晶）が生成することによって、その後の冷却過程で、このγ結晶がα結晶に変態し、室温での鋼板組織が微細なα結晶となるためである。750 ℃未満では、γ結晶の生成が不十分になり、前記のα結晶粒の微細化により鋼板を強化するという作用が低下するので、下限を750 ℃とする。800 ℃以上では、前記の作用がより安定するので、下限を800 ℃とすることがより好ましい。また、880 ℃を超えると、結晶が粗大化し、強度が低下するため、上限を880 ℃とする。
【００２５】
焼鈍時間：30〜90sec
前記したように、鋼板組織は、焼鈍中にα+ γの二相組織になっている必要があるが、焼鈍時間が30sec 未満では、γ結晶の生成が不十分になり、α結晶粒の微細化により鋼板を強化するという作用が低下する。また、また90sec を超えて焼鈍しても、γ変態は定常状態に達しているため、それ以上、γ変態が進行しない。したがって、下限を30sec 、上限を90sec とする。
【００２６】
第２焼鈍温度：515 ℃〜600 ℃
鋼板組織を安定して非複合組織にするためには、焼鈍後の冷却速度はなるべく小さい方が良く、本発明者らの検討の結果では、冷却速度はできれば2 ℃/sec以下にすることが好ましい。しかし、ラインの設備上の制約や生産性を考えると、実際にこの冷却速度を得ることは困難である。しかし、本発明者らは、請求項１に記載した組成の鋼板に関しては、焼鈍後の冷却過程で、515 ℃〜600 ℃の温度域において一定時間以上保持する第２焼鈍を行うことにより、オーステナイト相のフェライト相への変態（以下、γ→α変態）を進行させて、冷却速度が大きい場合であっても、マルテンサイト相やベイナイト相の生成を防止することができることを見出した。
【００２７】
すなわち、オーステナイト相（以下、γ相）をこの第２焼鈍中に完全にフェライト相（以下、α相）に変態させ、その後の冷却においてベイナイト相、マルテンサイト相などの第二相が生成しないようにすること、あるいは、焼鈍後の冷却過程でこれらの第二相が生成しても、第２焼鈍中に、前記の第二相をα相に変態させることができる。この保持温度が、515 ℃未満ではベイナイト相が生成する。また、600 ℃を超えるとγ→α変態が十分起こらないため、その後の冷却過程でマルテンサイト相、あるいはベイナイト相が生成する可能性がある。そのため、保持温度は、下限を515 ℃、上限を600 ℃とした。
【００２８】
第２焼鈍時間：15sec 以上
第２焼鈍時間が15sec 未満では所望の前記効果が得られないため、保持時間の下限を15sec とした。
【００２９】
【発明の実施の形態】
本発明の鋼板は、請求項１に記載の成分範囲に溶製した鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延して得た鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて焼鈍と溶融亜鉛めっきを行って製造する。鋼の溶製、熱間圧延、酸洗、冷間圧延方法や、請求項２に規定する焼鈍条件および第２焼鈍条件以外の溶融亜鉛めっきの条件や合金化条件等は特に限定されず、通常行われている方法でよい。
【００３０】
第２焼鈍は、材質の点からいえば、めっき工程の前に行ってもよいし、めっき工程の後に行ってもよい。
【００３１】
めっき皮膜を合金化したくない場合には、めっき工程の前に第２焼鈍を行う必要がある。この場合、設備上可能であれば、焼鈍炉に付随した冷却設備を利用してもよいが、焼鈍炉とめっき浴の間に専用の設備を設けてもよい。
【００３２】
また、めっき皮膜を合金化して合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成する場合、第２焼鈍をめっき工程の後に行えば、めっき皮膜の合金化処理を兼ねることができる。もちろん、合金化溶融亜鉛めっきを行う場合も、第２焼鈍の後にめっきを行い、その後に合金化処理を行ってもよい。
【００３３】
さらに、溶融亜鉛めっきラインで一旦コイルを巻き取った後、別の設備で第２焼鈍を行う方法も本発明に含まれる。
【００３４】
図１（ａ）は、めっき工程の前で第２焼鈍を行う場合、図１（ｂ）は、めっき工程の後で第２焼鈍を行う場合の熱サイクルのパターンの一例を示す。ただし、本発明の熱サイクルのパターンは、これらのパターンに限定されるものではない。
【００３５】
【実施例】
本発明の実施例を以下に示す。実験室で真空溶解により表１に示す鋼（発明例：a 〜f 、比較例：g 〜h ）を溶製し、鋳造して得られた鋳塊を板厚2.6mmに熱間圧延した。熱間圧延は、仕上げ温度を900 ℃とし、最終圧延後、650 ℃の炉に1h保持した。次いで、冷却後酸洗し、さらに冷間圧延して板厚1.0mm の鋼板を得た。
【００３６】
【表１】
0003780611.tif 000002
【００３７】
次いで、前記で得た鋼板に、実験室で焼鈍、冷却し、めっき浴温度465 ℃で片面当たり60g/m2の溶融亜鉛めっきを施した。その際、めっき前あるいはめっき後に第２焼鈍工程を設け、焼鈍後あるいは第２焼鈍後の冷却は、全て冷却速度が5 〜10℃/secの空冷で行った。
【００３８】
焼鈍条件、第2 焼鈍条件を表２に示す。表２の第２焼鈍パターンの欄の符号は図１の（ａ）〜（ｃ）に示される第２焼鈍工程とめっき工程の順序、あるいは第２焼鈍工程の有無を示している。
１：図１（ａ）のめっき工程の前に第２焼鈍を行うパターン
２：図１（ｂ）のめっき工程の後に第２焼鈍を行うパターン
なし：図１（ｃ）の第２焼鈍がないパターン
【００３９】
前記で得ためっき鋼板の材質（TS、El、YP）を、JIS5号引張試験片によって測定し、また、降伏比YR(=YP/TS)を求めた。得られた結果を表２に示す。なお、表２の皮膜GIは亜鉛めっき皮膜、GAは合金化溶融亜鉛めっき皮膜である。
【００４０】
【表２】
0003780611.tif 000003
【００４１】
表２の実験No.1、2 、7 〜10、12〜15は本発明例である。いずれも引張強度(TS)が45kg/mm2以上で降伏比（YR）が80％以上になっている。
【００４２】
実験No.3〜6 、11、16、17は比較例である。いずれも降伏比(YR)が80％未満である。
【００４３】
No.3とNo.11 は第２焼鈍を行わなかったため、冷却過程において複合組織となり、降伏比が低くなった。No.4は第２焼鈍温度が高すぎたため、γ→α変態が起こらず、残ったγ相がその後の冷却中にマルテンサイト相になり、降伏比が低くなった。No.5は逆に第２焼鈍温度が低すぎたため、生成したベイナイト相がフェライト相に変態せず、降伏比が低くなった。
【００４４】
No.6も降伏比が低くなった。これは、焼鈍温度が900 ℃と高かったため、焼鈍中にγ相の体積率が多くなりすぎて、第２焼鈍を行っても、γ→α変態が完了しなかったものと推測される。
【００４５】
No.16 は供試材のMn濃度が高かったため、複合組織化し降伏比が低くなった。No.17 は供試材のCr濃度が高かったため、複合組織化し降伏比が低くなった。
【００４６】
【発明の効果】
以上に示したように、本発明によって、引張強度(TS)が45kg/mm2以上で降伏比が80％以上の高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の鋼板は、高速変形量が少ないので、衝突安全性の求められる自動車の客室部材等の用途に使用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例の焼鈍、第２焼鈍およびめっき工程の熱サイクルのパターンを示す図。
【図１】
0003780611.tif 000004