高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
【課題】低いＹＰ、良好な伸びフランジ性、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０．１０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下、Ｐ：０．０１５％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．４０％未満、Ｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１５％未満、Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２０％未満を含有し、２．２≦［Ｍｎｅｑ］≦３．１および［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜３．５を満足する。鋼組織は、フェライトと第２相を有し、第２相の体積率が２〜１２％、第２相として１〜１０％の体積率のマルテンサイトと０〜５％の体積率の残留γを含む。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１５％超０．１０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上１．９％以下、Ｐ：０．０１５％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．４０％未満、Ｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１５％未満、Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２０％未満を含有し、２．２≦［Ｍｎｅｑ］≦３．１および［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］≦１．９、（［％Ｍｎ］＋３．３［％Ｍｏ］）／（１．３［％Ｃｒ］＋８［％Ｐ］＋１５０Ｂ＊）＜３．５を満足する。鋼組織は、フェライトと第２相を有し、第２相の体積率が２〜１２％、第２相として１〜１０％の体積率のマルテンサイトと０〜５％の体積率の残留γを含む。
【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優れ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、Si、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Si、Mn、Pを多量添加して高強度化を図ると、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】
また、当該部品のプレス成形においては、インナー部品との接合のためにフランジ部に曲げ加工が施されるが、せん断あるいは打ち抜き加工された後のブランク端面の延性、所謂伸びフランジ成形性が不十分であると端面に亀裂が生じる。例えば、340BHからハイテン化して伸びフランジ性が低下すると、バックドアの外周部やドアの窓枠開口部のフランジ部をヘム加工した場合や、フェンダーのサイドパネルへの接合部のフランジ端部を曲げ加工した場合にフランジ端面に亀裂がしばしば発生するようになる。このため、このような用途に使用する鋼板には優れた伸びフランジ性が必要とされる。
【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。さらに、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:0.020%以下の鋼にTi(%)/C(%)≧4.0となるようにTi量を制御し、さらにSi、Mn、Pを多量に添加することで340〜490MPa級の高強度鋼板を得る手法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献2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)、高い延性(El)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。
【０００８】
また、特許文献3には、C:0.02〜0.033%、Mn:1.5〜2.5%、Cr:0.03〜0.5%、Mo:0〜0.5%を含有する鋼のMn、Cr、Moの合計量を1.8〜2.5%とすることでYPが300MPa以下で延性(El)や伸びフランジ成形性(穴拡げ率、λ)に優れた鋼板が得られることが開示されている。
【０００９】
特許文献4には、C:0.02〜0.14%、Mn：1.3〜3.0%、Cr:0.3〜1.5%を含有する鋼のMnとCrの合計量を2.0〜3.5%とし、鋼板の金属組織を面積率で50%以上のフェライト相と3〜15%のベイナイトおよび5〜20%のマルテンサイトよりなる複合組織とすることで440〜590MPa級の引張強度を有し伸びフランジ成形性(穴拡げ率、λ)に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。
【００１０】
特許文献5には、C:0.02〜0.08%、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。
【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、低いYRと高い焼付硬化性を備え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57-57945号公報
【特許文献２】特公昭62-40405号公報
【特許文献３】特許第3613129号公報
【特許文献４】特開平8-134591号公報
【特許文献５】特開2008-19502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に記載の鋼板は、CをTiで固定したIF鋼であり、フェライト単相鋼なので、強化機構としてSi、Mn、Pの固溶強化を活用せざるを得ず、これらの元素の多量添加によりYPが増加し、めっき外観品質や耐パウダリング性が著しく劣化する。
【００１４】
また、特許文献2、3に記載されている方法は、フェライト組織に主としてマルテンサイトからなる第2相を適量分散させた鋼であり、従来のIF鋼等の固溶強化鋼よりYPは低減される。しかしながら、ドア等の部品においてこれらの鋼のプレス成形を行うと、従来の340BHより面歪の発生量の大きい鋼板が多く、より一層の低YP化が必要とされている。また、フランジ端部を曲げ成形した後に亀裂が生じる鋼がしばしば認められるので、伸びフランジ性もさらに改善する必要がある。さらに、本発明者らがこれらの鋼についてフードやドア等の実部品での耐食性の調査を行ったところ、実施例に記載の鋼板のいくつかは鋼板同士が密着した部位での耐食性が従来の340BHより著しく劣ることが明らかになった。また、これらの実施例に記載の鋼板の多くにはCrやMoといった高価な元素が多量に添加されており、このような鋼板では著しいコスト増も招く。
【００１５】
また、特許文献4に記載の鋼は、鋼板組織としてベイナイトを活用しているので、YPが高く十分な耐面歪性が得られない。また、上記と同様に実施例に記載の鋼板の多くは耐食性が不十分であることが明らかになった。
【００１６】
特許文献5に記載の鋼は、Crを積極的に活用しているので比較的低いYPと高い穴拡げ性を有す。しかしながら、実施例に記載の鋼板の多くは、同様に耐食性が不十分であることが明らかになった。また、これらの鋼板にはCrやMoといった高価な元素が多量に添加されており、このような鋼板ではコスト増になる。
【００１７】
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原理的に難しい。
【００１８】
このように、従来技術において良好な耐食性、低いYP、優れた伸びフランジ成形性の全てを満足する溶融亜鉛めっき鋼板は得られていなかった。
【００１９】
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を必要とせず、優れた耐食性、低いYP、良好な伸びフランジ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】
【００２０】
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、優れた伸びフランジ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。
【００２１】
（Ｉ）フェライトと第2相からなる複合組織鋼において高λ化するには、フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト、フェライト＋残留γのいずれかの組織とする必要があり、特にマルテンサイトを含有する鋼においては硬質なマルテンサイトに隣接して生成したパーライトが伸びフランジ性に顕著に悪影響するので、このような組織の鋼ではパーライトを十分低減することで伸びフランジ性が著しく向上する。
【００２２】
（II）高λ化しつつ同時に低YP化するには、上記のうち、主としてフェライトとマルテンサイトからなる組織もしくはそれに少量の残留γを含む組織とする必要がある。つまり、ベイナイトはYPを上昇させる作用があるので、パーライトと同様に十分低減する必要がある。また、マルテンサイトは、少量分散させることでYPが顕著に低下するので、体積率で1〜10%含有させる必要がある。残留γはYPに及ぼす影響は小さいので体積率で5%以下含有させることができる。しかしながらそれだけでは十分な耐面歪性を有する鋼を得ることは出来ず、優れた伸びフランジ成形性を維持しつつより一層低YP化するためには、さらにマルテンサイトおよび残留γを粒界の３重点に均一粗大に分散させる必要がある。
【００２３】
（III）耐食性を向上させるにはCrを0.40%未満にするとともにMn、Pの含有量を適正化する必要がある。
【００２４】
I〜IIIは、後述するMn当量を2.2以上と高く設定するとともに、Mn、Mo、Crの添加量を抑制してP、Bを積極的に活用すること、ならびに焼鈍時の加熱速度を5.0℃/sec未満に制御することで達成できる。
【００２５】
すなわち、390〜590MPa級の複合組織鋼において耐食性を軟鋼もしくは340BH相当に向上させる観点からは少なくともCrを0.40%未満に制御する必要がある。しかしながら、Crを低減すると、Mn当量が低くなりすぎてパーライトが生成して伸びフランジ成形性が著しく劣化し、Crを低減した鋼においてMnやMoを多量に添加するとフェライト粒ならびにマルテンサイト粒が微細化しすぎてYPが著しく上昇するので、良好な耐食性と良好な機械特性を両立することが出来ない。これに対して、P(リン)やB(ホウ素)は第2相を均一粗大に分散させる作用がある。さらに焼鈍過程の加熱速度の低減も第2相を均一に分散させる作用がある。また、MnやPは耐食性を僅かに向上させる作用がある。したがって、Mn、Mo、Crの添加量を所定範囲に制御しつつP,Bを添加し、焼鈍過程の加熱速度を低減することで、良好な耐食性、低いYP、高い伸びフランジ性の全てを満足し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の多量添加を必要としないので安価に製造できる。
【００２６】
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。
【００２７】
[1] 鋼の成分組成として、質量%で、C:0.015%超0.10%未満、Si:0.5%以下、Mn:1.0%以上1.9%以下、P:0.015%以上0.050%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01%以上0.5%以下、N:0.005%以下、Cr:0.40%未満、B:0.005%以下、Mo:0.15%未満、V:0.4%以下、Ti:0.020%未満を含有し、更に2.2≦[Mneq]≦3.1および[%Mn]+3.3[%Mo]≦1.9、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜3.5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相の体積率が2〜12%、第2相として1〜10%の体積率のマルテンサイトと0〜5%の体積率の残留γを含み、さらに第2相におけるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率が70%以上、第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率が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*+2[%V]+3.3[%Mo]、B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]、[%V]、[%Mo]はMn、Cr、P、B、Ti、sol.Al、V、Moのそれぞれの含有量を表す。[%B]=0のときはB*=0、B*≧0.0022のときはB*=0.0022とする。
【００２８】
[2] ([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜2.8を満足することを特徴とする[1]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２９】
[3] 更に、質量%で、Nb:0.02%未満、W:0.15%以下およびZr:0.1%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[1]または[2]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００３０】
[4] 更に、質量%で、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Ca:0.01%以下、Ce:0.01%以下、La:0.01%以下およびMg: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[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。
【００３１】
[5] 更に、質量%で、Sn:0.2%以下およびSb:0.2%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[1]乃至[4]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００３２】
[6] [1]乃至[5]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、680〜750℃の範囲を5.0℃/sec未満の平均加熱速度で加熱し、その後750℃以上830℃以下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が2〜30℃/secでなおかつ480℃以下の温度域の保持時間が30sec以下となるように冷却した後、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300℃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300℃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。
【発明の効果】
【００３３】
本発明によれば、耐食性に優れ、YPが低く、伸びフランジ性に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、優れた伸びフランジ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】
【００３４】
【図１】YPとP含有量の関係を示す図。
【図２】穴拡げ率λとP含有量の関係を示す図。
【図３】YPと([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)の関係を示す図。
【図４】YP、TS×λと[%Mn]+3.3[%Mo]、1.3[%Cr]+8[%P]+150B*の関係を示す図。
【図５】YP、穴拡げ率λと焼鈍時の680〜750℃の範囲の平均加熱速度の関係を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
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。
【００３６】
1)鋼の成分組成
Cr:0.40%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を低減し、伸びフランジ成形性を向上させる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ドアアウタやフードアウタの部品を作製し、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。例えば、Crを0.42%添加した鋼では穴明き寿命が1年低下し、Crを0.60%添加した鋼では穴明き寿命が2.5年低下する。このような穴明き寿命の低下は、Crが0.40%未満では小さく0.30%未満ではほとんど生じないことが明らかになった。したがって、良好な耐食性を確保するためには、Crの含有量は0.40%未満とする必要がある。さらに優れた耐食性を付与するためには、Crは0.30%未満とすることが望ましい。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できる元素であり、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、0.05%以上添加するのがさらに好ましい。
【００３７】
[Mneq]：2.2以上3.1以下
優れた伸びフランジ性を確保しつつ低いYPを確保するためには、少なくとも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、伸びフランジ性に優れていない、あるいはYPあるいはYRが十分低減されていない鋼板が多く見られ、その原因を調査した結果、伸びフランジ成形性に劣る鋼板では第2相としてマルテンサイトと少量の残留γに加えてパーライトが生成しており、YPの高い鋼板ではマルテンサイトと少量の残留γに加えてパーライトあるいは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、硬質なマルテンサイトに隣接して生成しやすく、せん断端面におけるクラックの起点になりやすいので、マルテンサイトを含む鋼では微量に存在していても伸びフランジ成形性を著しく劣化させる。また、ベイナイトは硬質相でありYPを顕著に上昇させる。
【００３８】
このパーライトやベイナイトは、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相の体積率に占めるパーライトもしくはベイナイトの体積率は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相の体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低いYPと高い伸びフランジ成形性を同時に得ることが出来る。
【００３９】
焼鈍後に緩冷却が施されるCGL熱履歴において、このような微細なパーライトもしくはベイナイトを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、Mo、V、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。
[Mneq]＝[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*+2[%V]+3.3[%Mo]
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]、[%V]、[%Mo]、[%Ti]、[%Al]は、Mn、Cr、P、B、V、Mo、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。
【００４０】
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。
【００４１】
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ならびに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伸びフランジ成形性を確保するためには、[Mneq]は2.2以上とする必要がある。さらに低YP化、伸びフランジ成形性向上の観点からは[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、Mo、Cr、Pの添加量が多くなりすぎ、十分低いYP、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。
【００４２】
Mn:1.0%以上1.9%以下
上述のとおり、低YP化しつつ伸びフランジ成形性を向上させるには少なくとも[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Mo、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が上昇するので、Mn量は1.9%以下とする。一方、Mn量が少なすぎると他の元素を多量に添加しても十分な焼入性を確保することは困難になる。また、MnSが微細に多数分散して耐食性が劣化する。十分な焼入性ならびに耐食性を確保するためにMnは少なくとも1.0%以上添加する必要がある。
したがって、Mn量は1.0%以上1.9%以下とする。さらに耐食性を向上させる観点からはMnは1.2%以上とすることが望ましく、さらに低YP化する観点からはMn量は1.8%以下とすることが望ましい。
【００４３】
Mo:0.15%未満
Moは焼入性を向上させてパーライトの生成を抑制し、伸びフランジ成形性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Mnと同様に第2相を微細化する作用が強く、さらにフェライト粒を微細化する作用も強い。したがって、Moは過剰に添加するとYPを著しく増加させる。また、Moは極めて高価な元素であり添加量が多いと著しいコストアップにつながる。したがって、YPの低減ならびに低コスト化の観点からMoの添加量は0.15%未満に限定する(0%を含む)。より一層低YP化する観点からはMoは0.05%以下とすることが望ましく、0.02%以下とすることがより望ましい。Moを含まないことが最も好ましい。
【００４４】
[%Mn]+3.3[%Mo]≦1.9
低YP化するには、Mn、Moのそれぞれの含有量に加え、これらの含有量を所定範囲に制限する必要がある。これらの含有量の重み付け当量式である[%Mn]+3.3[%Mo]が1.9を超えるとYPが上昇するので[%Mn]+3.3[%Mo]は1.9以下にする必要がある。
【００４５】
P:0.015%以上0.050%以下
Pは本発明において低YP化と伸びフランジ成形性の向上を達成する重要な元素である。つまり、Pは後述するCrや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、優れた伸びフランジ成形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。
【００４６】
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り、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があるので、同一Mn当量でもMnやMoを活用するよりもPを活用した方がYPが低くなることが明らかになった。また、強度と伸びフランジ成形性のバランスを改善する効果や耐食性を向上させる作用も有することが明らかになった。したがって、焼入元素としてPを活用してMn、Moの添加量を削減することで低いYPと高い伸びフランジ成形性を同時に得ることができ、Pを活用してCrを低減することで耐食性が著しく向上する。
【００４７】
図１、図２は、C:0.028%、Si:0.01%、Mn:1.6%、P:0.005〜0.054%、S:0.005%、sol.Al:0.05%、Cr:0.20%、N:0.003%、B:0.001%とした鋼(記号◆)のYP、伸びフランジ成形性（穴拡げ率：λ）の関係を調査した結果を示す。また、比較として、Mn:1.9%とした高Mn鋼(記号×)、Cr：0.42%とした高Cr鋼(記号○)、Cr:tr.、Mo：0.18%とした高Mo鋼(記号●)の特性値を併せて示す。比較鋼においてその他の元素はPを変化させたベース鋼と同一である。
【００４８】
試験片は以下の方法にて作製した。すなわち、27mm厚のスラブを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。さらに0.75mmまで圧延率73％で冷間圧延した後に680〜750℃の範囲の平均加熱速度が2℃/secとなるように加熱し、780℃で40sec均熱保持した後に、焼鈍温度から460℃の亜鉛めっき浴に浸漬するまでの平均冷却速度7℃/secでなおかつ480℃以下の温度域での保持時間が10secとなるように冷却し、その後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300℃以下の温度域まで25℃/secの平均冷却速度にて冷却し、0.1%の伸長率で調質圧延を施した。なお、300℃〜20℃までの冷却速度は10℃/sとした。
【００４９】
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、伸びフランジ成形性は日本鉄鋼連盟規格JFST1001の規定に準拠した穴拡げ試験により評価した。すなわち、100mm×100mm角サイズのサンプルにポンチ径10mm、ダイス径10.2mm(クリアランス13%)の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角60度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行った際のd0：初期穴径(mm)、d：割れ発生時の穴径(mm)として、穴拡げ率λ(%)＝{(d-d0)/d0}×100として求めた。
【００５０】
図１、図２より、Mn添加量を1.6%と比較的低く抑えた鋼においてPを添加することで焼入性が改善してフェライトとマルテンサイトもしくは残留γ主体の組織になるとともに第2相が均一に分散するようになるので、YPが顕著に低下するとともに穴拡げ率λが顕著に増加する。Pの添加量が0.015%以上0.050%以下の時にYPは220MPa以下に抑えられ、TS×λ≧38000(MPa・%)、λ≧90%の高いλが得られる。P添加により、TS、λの両者が増加するので、TS×λはP添加により顕著に増加する。これに対して、MnやMoを多量に添加した鋼は、λは高いがYPが高い。一方、Crを多量に添加した鋼はYPが低くλも高いがCr添加量が多いことにより耐食性が著しく劣位である。
【００５１】
このようなP添加による低YP化、伸びフランジ性の向上、耐食性の改善といった効果を得るにはPは少なくとも0.015%以上添加する必要がある。
しかしながら、Pは0.050%を超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、Pは0.050%を超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0.050%以下とする。
【００５２】
B:0.005%以下
Bはフェライト粒やマルテンサイトを均一、粗大化する作用、焼入性を向上させてパーライトを抑制する作用がある。このため、所定量の[Mneq]を確保しつつMnをBで置換することで高い伸びフランジ成形性を確保しつつ、低YP化が図られる。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。したがって、Bは0.005%以下の範囲で添加することが望ましい。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0.0002%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。
【００５３】
([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜3.5
極めて低いYPと高い伸びフランジ成形性を両立するには、Mn当量の適正化やMn、Moの添加量の適正化に加えて、Mn、Moといった第2相やフェライト粒を微細化する作用のある元素とCr、P、Bといった第2相を均一粗大に分散させる作用のある元素の組成比を所定範囲に制御する必要がある。これにより、第2相が粒界の3重点に分散した組織となり、高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低いYPを得ることができる。
【００５４】
図３はC:0.027%、Si:0.01%、Mn:1.5〜2.2%、P:0.002〜0.048%、S:0.003%、sol.Al:0.06%、Cr:0.15〜0.33%、N:0.003%、B:0〜0.0016%、Ti:無添加、Mo:0.01%、V:0.01%として、[Mneq]が2.50から2.55の範囲でほぼ一定となるようにMnの添加量とP、Cr、Bの添加量をバランスさせた鋼について([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)とYPの関係を調査した結果を示す。サンプルの作成方法ならびにYPの評価方法は先（図1、2の場合）と同じである。これより、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)が3.5未満でYPが低くなり、2.8未満でさらに低いYPが得られる。なお、上記の鋼は何れもTS≧440MPaの強度を有している。
【００５５】
そこで、適正な[Mneq]、[%Mn]+3.3[%Mo]、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)の範囲をより明確化するためにMn、P、Cr、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。供試鋼の化学成分は、C:0.022〜0.030%、Si：0.1%、Mn:1.36〜2.17、P:0.001〜0.042%、S:0.008%、sol.Al：0.06%、N：0.003%、B:0〜0.0018%、Cr:0.20〜0.38%、Mo:0.01%、V:0.01%、Ti:0〜0.005%であり、第2相の体積率が約4〜5%の範囲でほぼ一定となるようにC量を調整した。サンプルの作製方法は先と同様である。
【００５６】
得られた結果を図４に示す。図４においてYP≦215MPaかつTS×λ≧40000(MPa・%)の鋼板を●で示し、215MPa＜YP≦220MPaかつTS×λ≧40000(MPa・%)の鋼板を○で示し、215MPa＜YP≦220MPaかつ38000(MPa・%)≦TS×λ＜40000(MPa・%)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TS×λ＜38000 (MPa・%)の鋼板を◆で示した。
【００５７】
これより、[Mneq]が2.2以上、[%Mn]+3.3[%Mo]が1.9以下、かつ([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜3.5を満足するときに、低いYPと高いTS×λが同時に得られることがわかる。さらに、[Mneq]が2.3以上を満足することでTS×λがより一層向上し、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜2.8を満足するときに、YPがより一層低下し非常に低いYPと高いTS×λが同時に得られる。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。
以上より、[%Mn]+3.3[%Mo]は1.9以下とする。また、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)は3.5未満とし、さらに好ましくは2.8未満とする。
【００５８】
C:0.015%超0.10%未満
Cは所定量の第2相の体積率を確保するために必要な元素である。C量が少ないと第2相が形成されなくなり、穴拡げ性は増加するが、YPが著しく増加する。所定量の第2相の体積率を確保し十分低いYP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0.10%以上となると第2相の体積率が多くなりすぎてYPが増加し、伸びフランジ成形性も低下する。また、溶接性も劣化する。したがって、C量は0.10%未満とする。より低いYPを得つつ優れた伸びフランジ成形性を確保するためには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。
【００５９】
Si:0.5%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0.5%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0.5%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0.3%以下とするのが望ましく、0.2%未満とするのがさらに望ましい。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、0.02%以上添加するのがさらに好ましい。
【００６０】
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。伸びフランジ成形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。
【００６１】
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。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。
【００６２】
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、Bの低YP化しつつ伸びフランジ成形性を向上させる効果をBNの形成を通じて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YPが上昇するとともに耐時効性が劣化し、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。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。
【００６３】
Ti:0.020%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0.020%以上になると著しくYPが増加する。したがって、Tiの含有量は0.020%未満とする。Tiは任意に添加できる元素であり、下限は規定しないが(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。
【００６４】
V:0.4%以下
Vは焼入性を向上させる元素であり、YPや伸びフランジ成形性に及ぼす影響は小さく、めっき品質や耐食性を劣化させる作用も小さいので、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0.002%以上添加するのが好ましく、0.01%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%以下で添加することが望ましい。
【００６５】
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。
【００６６】
下記のNb、WおよびZrのうちの少なくとも1種：
Nb:0.02%未満
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があるので、高強度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0.002%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、0.02%以上添加するとYPが著しく上昇するので、Nbは0.02%未満で添加することが望ましい。
【００６７】
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0.002%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、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。
【００６８】
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0.002%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、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。
【００６９】
下記のCu、Ni、Ca、Ce、LaおよびMgのうちの少なくとも1種：
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。耐食性向上の観点からCuは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。
【００７０】
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、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0.01%以上添加するのが好ましく、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。
【００７１】
Ca:0.01%以下
Caは鋼中のSをCaSとして固定し、さらには腐食生成物中の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成形性を低下させるMnSの生成を抑制し、伸びフランジ成形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。
【００７２】
Ce:0.01%以下
Ceも鋼中のSを固定し、伸びフランジ成形性ならびに耐食性を向上させる目的で添加することができる。Ce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、Ceは0.01%以下で添加するのが望ましい。
【００７３】
La:0.01%以下
Laも鋼中のSを固定し、伸びフランジ成形性ならびに耐食性を向上させ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。
【００７４】
Mg:0.01%以下
Mgは酸化物を微細分散させ、組織を均一化する観点から添加することが出来る。Mgは上記の観点から0.0005%以上添加するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多いと表面品質が劣化するので、Mgは0.01%以下で添加することが望ましい。
【００７５】
下記のSnおよびSbのうちの少なくとも1種：
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0.002%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望ましいが、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。
【００７６】
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0.002%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望ましいが、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。
【００７７】
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。
【００７８】
第2相の体積率は、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、鋼板1/4厚み位置において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第2相の面積率を測定することにより求めた。すなわち、本発明の鋼板は圧延方向、圧延直角方向の組織形態の差が小さく、いずれの方向に測定した第2相の面積率はほぼ同一の値を示したので、ここではL断面にて測定した第2相の面積率を第2相の体積率とした。
【００７９】
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もしくはベイナイトとし、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。マルテンサイトおよび残留γの体積率は、この白いコントラストの領域の面積率を測定して求めた。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体積率の評価から除外し、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体積率を求めた。第2相の体積率はこれらの組織の総量を示す。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、その体積率を求めた。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。
【００８０】
残留γの体積率は、CoをターゲットとしたKαX線源を用い、鋼板1/4厚み位置での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た。
マルテンサイトの体積率は、上記のSEM観察により求められたマルテンサイトおよび残留γの体積率からX線回折により求められた残留γの体積率を差し引くことにより求めた。
【００８１】
第2相の体積率:2〜12%
低いYPを得るためには、第2相の体積率を2%以上とする必要がある。しかしながら、第2相の体積率が12%を超えるとYPが上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、第2相の体積率は2〜12%の範囲とする。さらに低いYPと優れた伸びフランジ成形性を得るためには第2相の体積率は10%以下とするのが好ましく、8%以下とすることが更に好ましく、6%以下とすることがより一層好ましい。
【００８２】
マルテンサイトの体積率:1〜10%
低いYPを得るためには、マルテンサイトの体積率を1%以上とする必要がある。しかしながら、マルテンサイトの体積率が10%を超えるとYPが上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、マルテンサイトの体積率は1〜10%の範囲とする。さらに低いYPと優れた伸びフランジ成形性を得るためにはマルテンサイトの体積率は8%以下とするのが好ましく6%以下とすることが更に好ましい。
【００８３】
残留γの体積率:0〜5%
本発明において残留γは0〜5%含有させることができる。すなわち、本発明においては、鋼の成分組成が適正化されており、なおかつCGLにおける加熱速度、冷却速度、480℃以下における保持時間が適正化されているので、残留γは粗大に主に粒界の3重点に生成している。また、残留γはマルテンサイトやベイナイトと比べると軟質であり、マルテンサイトの周囲に形成される焼入歪も有していない。このため、本鋼において形成される残留γは体積率が5%以下ではYPの上昇に殆ど寄与しないことが明らかになった。しかしながら、残留γの体積率が5%を超えるとYPがわずかに上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、残留γの体積率は0〜5%の範囲とする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは残留γの体積率は4%以下とすることが望ましく、3%以下とすることがさらに望ましい。
【００８４】
第2相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率：70%以上
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が生成し伸びフランジ成形性が著しく劣化するとともに、ベイナイトが生成してYPを上昇させる。パーライトならびにベイナイトを十分抑制して低いYPと優れた伸びフランジ成形性を同時に確保するためには、第2相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率を70%以上とする必要がある。
【００８５】
第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率：50%以上
優れた伸びフランジ成形性を確保しつつYPを十分低減するためには、第2相の種類や体積率の制御に加えて、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相体積率、同一の第2相に対するマルテンサイトおよび残留γの体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。また、第2相が不均一に生成すると伸びフランジ成形性が低下する。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高い伸びフランジ成形性を維持しつつYPが低減されることを知見した。また、このような低いYPと高い伸びフランジ成形性を得るためには、第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率を50%以上に制御すればよいことを知見した。つまり、第2相の存在位置としては、フェライト粒内、フェライト粒界のいずれかが考えられるが、第2相はエネルギー的に安定なフェライト粒界を通常は選択して生成する。通常、第2相のうち80%以上はフェライト粒界に析出する。このため、第2相はフェライト粒界上に連結して生成しやすく、不均一に分散しやすい。一方、鋼組成や焼鈍条件を適正化することで、フェライト粒界の中でも粒界の3重点に第2相を分散させることができる。この場合、第2相は均一に分散する。組織形態をこのように制御することで、第2相を粗大に分散させつつ第2相同士の連結した箇所を低減することが出来、YPを低減しつつ高い伸びフランジ成形性を維持することが出来る。YPが低減される理由については必ずしも明らかではないが、第2相が均一、粗大に分散してマルテンサイト粒同士の間隔が十分確保されることで、初期のマルテンサイト周囲からの変形が容易に生じるようになると考えられる。したがって、第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率は50%以上とする。
【００８６】
このような組織形態は、Mn、Mo、Cr、P、B等の組成範囲を適正化し、なおかつ焼鈍時の加熱速度等を適正化することにより得られる。
【００８７】
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、680〜750℃の温度範囲を5.0℃/sec未満の平均加熱速度で加熱し、さらに750℃以上830℃以下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が2〜30℃/secでなおかつ480℃以下の温度域の保持時間が30sec以下となるように冷却した後、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300℃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300℃以下まで冷却する方法により製造できる。
【００８８】
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。r値の面内異方性を低減する観点、BHを向上させる観点からは、熱延後の冷却速度は20℃/sec以上とすることが望ましく、巻取温度は600℃以下とするのが望ましい。
【００８９】
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。
【００９０】
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。
【００９１】
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。焼鈍時の加熱速度は低YPと優れた伸びフランジ成形性を両立するための所望の組織形態を得るために制御しなければならない重要な製造条件である。図５にC:0.028%、Si:0.01%、Mn：1.73%、P：0.030%、Cr:0.15%、sol.Al:0.06%、B:0.0013%を含有する鋼における焼鈍時の680〜750℃の平均加熱速度とYP、穴拡げ率の関係を示す。なお、加熱速度以外のサンプル作製条件については先（図1、2の場合）と同じ条件とした。焼鈍時の加熱速度が5.0℃/sec未満になると第2相が均一、粗大に分散し、YPが顕著に低下する。また、このとき、穴拡げ率は高い値を維持する。つまり、加熱速度を適正化することで低いYPと高い伸びフランジ成形性を両立することが出来る。焼鈍時の680〜750℃における加熱速度がYPに顕著な影響を及ぼすのは、この温度域で再結晶とα→γ変態が同時に進行するためであり、加熱速度が速いと再結晶が十分完了しないままα→γ変態が進行し、γが未再結晶粒の界面に多数生成して冷却後に第2相が微細分散するためである。以上より、焼鈍時の680〜750℃の平均加熱速度は5.0℃/sec未満とする。
【００９２】
焼鈍温度は750℃以上830℃以下とする。750℃未満では炭化物の固溶が不十分となり、安定して第2相の体積率が確保できなくなる。830℃超ではパーライトやベイナイトが生成しやすくなったり残留γの生成量が多くなりすぎて十分低い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750℃以上の温度域で20sec以上200sec以下とすればよく、40sec以上200sec以下とすることがより好ましい。
【００９３】
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に浸漬するまでの平均冷却速度が2〜30℃/secとなり、なおかつ当該冷却過程における480℃以下の温度域の保持時間が30sec以下となるように冷却する。冷却速度を2℃/sec以上とすることで、500〜650℃の温度域でパーライトが生成するのを抑制し、優れた伸びフランジ成形性を得ることができる。また、冷却速度を30℃/sec以下とすることで、ベイナイトや残留γの生成量が過剰になるのを抑制するとともに、粒界3重点以外に生成する第2相の体積率を低減し、YPを低く抑えることができる。また、480℃以下の温度域での保持時間を30sec以下とすることで、微細なベイナイト、微細な残留γ、微細なマルテンサイトが粒界3重点以外の位置で生成するのを抑制し、YPを低く抑えることが出来る。
【００９４】
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40sec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。
【００９５】
亜鉛めっき後もしくは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300℃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。また、冷却終了温度が300℃を超えるとマルテンサイトの焼戻しが顕著に進行してYPが上昇する。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伸びフランジ成形性が低下する。300℃未満の温度域の冷却速度については特に規定しないが、既存の焼鈍設備の冷却ライン長や冷却方式の中でとりうる0.1〜1000℃/sの通常の範囲の冷却速度で冷却すれば所望の特性が得られる。焼戻し調質処理の可能な設備がある場合は、低YP化の観点から300℃以下の温度で30sec〜10minの過時効処理を施すことも可能である。
【００９６】
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0.1〜0.6%とするのが好ましい。
【実施例】
【００９７】
表１及び表２に示す鋼番A〜ALの鋼を溶製後、230mm厚のスラブに連続鋳造した。
【００９８】
【表１】
【００９９】
【表２】
【０１００】
このスラブを1180〜1250℃に加熱後、820〜900℃の範囲の仕上圧延温度にて熱間圧延を施した。その後、15〜35℃/secの平均冷却速度で640℃以下まで冷却し、巻取温度CT：400〜640℃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0.8mmの冷延板とした。
【０１０１】
得られた冷延板を、CGLにおいて、表３及び表４に示すように、680〜750℃の温度域の加熱速度(平均加熱速度)が0.8〜18℃/secとなるように加熱して、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た。また、このとき、480℃以下に冷却された後にめっき浴に浸漬されるまでの時間を480℃以下の保持時間として表３及び表４に示した。その後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、さらに合金化処理を施した後に、もしくは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300℃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300℃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300℃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300℃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。なお、300℃〜20℃までの冷却速度は10℃/sとした。得られた溶融亜鉛めっき鋼板に0.1%の伸長率の調質圧延を施し、サンプル採取した。
【０１０２】
得られたサンプルについて、先に述べた方法にて第2相の体積率、第2相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率（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体積率の比率（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を評価した。また、先に述べた方法により穴拡げ率λを評価した。
【０１０３】
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。
【０１０４】
結果を表３及び表４に示す。
【０１０５】
【表３】
【０１０６】
【表４】
【０１０７】
本発明例の鋼板は、従来のCr、Mn、Pの含有量が適正化されていない鋼と比べると腐食減量が著しく低減し、なおかつMn当量の低い鋼、Mnを多量に添加した鋼、Moを添加した鋼、あるいは焼鈍時の加熱速度の適正化されていない鋼と比べると同一TSレベルの鋼では低いYP、すなわち低いYRを有しつつ高い穴拡げ率λを同時に有している。
【０１０８】
すなわち、従来のCrを多量に添加した鋼V、Wは腐食減量が0.53〜0.78mmと著しく大きい。このような鋼は実部品での穴明き寿命が1〜2.5年も低下するので、外板パネルとしての使用が難しい。また、Crは0.40%未満でもPやMnの含有量が適正化されていない鋼T、U、Yは腐食減量が0.43〜0.46mmとやや大きい。これに対して、本発明鋼の腐食減量は0.22〜0.39mm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0.34〜0.37mmであった。なお、本鋼（従来の340BH）の化学成分は、C:0.002%, Si:0.01%, Mn:0.4%, P:0.05%, S:0.008%, Cr:0.04%, sol.Al:0.06%, Nb:0.01%, N:0.0018%, B:0.0008%であった。このように、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量を0.30%未満とした成分鋼や、Cr量をより一層低減しつつPを多量に添加した鋼G,H,I,J,Kや、さらにはCrの低減、Pの多量添加に加え、Ce、Ca、Laも複合で添加した鋼M、R、Sも耐食性が良好であり、Cu、Niを複合で添加した鋼Nでは特に耐食性が良好である。
【０１０９】
このようにCrを低減してP量を適正化することにより耐食性を向上させた鋼においても、さらにMn当量、Mn,Moの添加量、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)、焼鈍時の加熱速度を適正化した鋼は、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、高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低いYPが得られる。たとえば、焼鈍時の加熱速度を5.0℃/sec未満とした鋼AはTS:440MPa級で220MPa以下の低いYP、49%以下の低いYRと38000MPa・%以上の高いTS×λ（穴拡げ率）を示す。鋼B,CはMn量を減少させつつP、B量を増加させて([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)を同一Mn当量で順次低減したものであり、同一加熱速度の鋼で比較すると、鋼A,B,Cの順に粒界3重点に存在する第2相の比率が増加して、YPが低減されている。また、鋼D,Eより、[Mneq]≧2.2で第2相中のマルテンサイトおよび残留γの比率が増加して低いYPと高いTS×λ（穴拡げ率）が得られ、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)を本発明範囲に制御しながら[Mneq]を増加することにより一層YPは低減されλが向上することがわかる。
【０１１０】
また、C量を順次増加させた鋼G(TS:390MPa鋼),H(TS:490MPa鋼),I(TS:540MPa鋼),J(TS:590MPa鋼)は、TSの増加によりYSは増加し、λは低下するが、Mn,Mo量や([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+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同等以上の高いTS×λ（穴拡げ率）を有しつつ、低いYPを有している。
【０１１１】
なお、表３、表４に記載の発明例の鋼板はいずれも第2相のうち80%以上がフェライト粒界に生成しており、フェライト粒界の中でも粒界の3重点に存在する第2相の比率を増加させることが高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低YP化するのに必要であることがわかる。
【０１１２】
本発明範囲の成分鋼は、焼鈍温度、焼鈍時の加熱速度、1次冷却速度、480℃以下の温度域での保持時間、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。なかでも、焼鈍時の加熱速度を低減し、480℃以下の温度域での保持時間を低減することにより第2相中のマルテンサイト比率や第2相中の粒界3重点に存在する第2相の比率が増加して、より一層低いYPと高い穴拡げ率λが得られる。
【０１１３】
これに対して、[Mneq]が適正化されていない鋼T,YはYPが高く穴拡げ率λが低い。[Mneq]が適正化されていても([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)が適正化されていない鋼UはYPが高い。Pが過剰に添加された鋼ACはYPが高い。Moが多量に添加された鋼ADはYPが高い。Ti,C,Nが適正化されてない鋼AE,AF,AGはいずれもYPが高い。
【産業上の利用可能性】
【０１１４】
本発明によれば、耐食性に優れ、YPが低く、穴拡げ率の高い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、優れた伸びフランジ成形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。
【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優れ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、Si、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Si、Mn、Pを多量添加して高強度化を図ると、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】
また、当該部品のプレス成形においては、インナー部品との接合のためにフランジ部に曲げ加工が施されるが、せん断あるいは打ち抜き加工された後のブランク端面の延性、所謂伸びフランジ成形性が不十分であると端面に亀裂が生じる。例えば、340BHからハイテン化して伸びフランジ性が低下すると、バックドアの外周部やドアの窓枠開口部のフランジ部をヘム加工した場合や、フェンダーのサイドパネルへの接合部のフランジ端部を曲げ加工した場合にフランジ端面に亀裂がしばしば発生するようになる。このため、このような用途に使用する鋼板には優れた伸びフランジ性が必要とされる。
【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。さらに、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:0.020%以下の鋼にTi(%)/C(%)≧4.0となるようにTi量を制御し、さらにSi、Mn、Pを多量に添加することで340〜490MPa級の高強度鋼板を得る手法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献2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)、高い延性(El)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。
【０００８】
また、特許文献3には、C:0.02〜0.033%、Mn:1.5〜2.5%、Cr:0.03〜0.5%、Mo:0〜0.5%を含有する鋼のMn、Cr、Moの合計量を1.8〜2.5%とすることでYPが300MPa以下で延性(El)や伸びフランジ成形性(穴拡げ率、λ)に優れた鋼板が得られることが開示されている。
【０００９】
特許文献4には、C:0.02〜0.14%、Mn：1.3〜3.0%、Cr:0.3〜1.5%を含有する鋼のMnとCrの合計量を2.0〜3.5%とし、鋼板の金属組織を面積率で50%以上のフェライト相と3〜15%のベイナイトおよび5〜20%のマルテンサイトよりなる複合組織とすることで440〜590MPa級の引張強度を有し伸びフランジ成形性(穴拡げ率、λ)に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。
【００１０】
特許文献5には、C:0.02〜0.08%、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。
【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、低いYRと高い焼付硬化性を備え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57-57945号公報
【特許文献２】特公昭62-40405号公報
【特許文献３】特許第3613129号公報
【特許文献４】特開平8-134591号公報
【特許文献５】特開2008-19502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に記載の鋼板は、CをTiで固定したIF鋼であり、フェライト単相鋼なので、強化機構としてSi、Mn、Pの固溶強化を活用せざるを得ず、これらの元素の多量添加によりYPが増加し、めっき外観品質や耐パウダリング性が著しく劣化する。
【００１４】
また、特許文献2、3に記載されている方法は、フェライト組織に主としてマルテンサイトからなる第2相を適量分散させた鋼であり、従来のIF鋼等の固溶強化鋼よりYPは低減される。しかしながら、ドア等の部品においてこれらの鋼のプレス成形を行うと、従来の340BHより面歪の発生量の大きい鋼板が多く、より一層の低YP化が必要とされている。また、フランジ端部を曲げ成形した後に亀裂が生じる鋼がしばしば認められるので、伸びフランジ性もさらに改善する必要がある。さらに、本発明者らがこれらの鋼についてフードやドア等の実部品での耐食性の調査を行ったところ、実施例に記載の鋼板のいくつかは鋼板同士が密着した部位での耐食性が従来の340BHより著しく劣ることが明らかになった。また、これらの実施例に記載の鋼板の多くにはCrやMoといった高価な元素が多量に添加されており、このような鋼板では著しいコスト増も招く。
【００１５】
また、特許文献4に記載の鋼は、鋼板組織としてベイナイトを活用しているので、YPが高く十分な耐面歪性が得られない。また、上記と同様に実施例に記載の鋼板の多くは耐食性が不十分であることが明らかになった。
【００１６】
特許文献5に記載の鋼は、Crを積極的に活用しているので比較的低いYPと高い穴拡げ性を有す。しかしながら、実施例に記載の鋼板の多くは、同様に耐食性が不十分であることが明らかになった。また、これらの鋼板にはCrやMoといった高価な元素が多量に添加されており、このような鋼板ではコスト増になる。
【００１７】
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原理的に難しい。
【００１８】
このように、従来技術において良好な耐食性、低いYP、優れた伸びフランジ成形性の全てを満足する溶融亜鉛めっき鋼板は得られていなかった。
【００１９】
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を必要とせず、優れた耐食性、低いYP、良好な伸びフランジ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】
【００２０】
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、優れた伸びフランジ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。
【００２１】
（Ｉ）フェライトと第2相からなる複合組織鋼において高λ化するには、フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト、フェライト＋残留γのいずれかの組織とする必要があり、特にマルテンサイトを含有する鋼においては硬質なマルテンサイトに隣接して生成したパーライトが伸びフランジ性に顕著に悪影響するので、このような組織の鋼ではパーライトを十分低減することで伸びフランジ性が著しく向上する。
【００２２】
（II）高λ化しつつ同時に低YP化するには、上記のうち、主としてフェライトとマルテンサイトからなる組織もしくはそれに少量の残留γを含む組織とする必要がある。つまり、ベイナイトはYPを上昇させる作用があるので、パーライトと同様に十分低減する必要がある。また、マルテンサイトは、少量分散させることでYPが顕著に低下するので、体積率で1〜10%含有させる必要がある。残留γはYPに及ぼす影響は小さいので体積率で5%以下含有させることができる。しかしながらそれだけでは十分な耐面歪性を有する鋼を得ることは出来ず、優れた伸びフランジ成形性を維持しつつより一層低YP化するためには、さらにマルテンサイトおよび残留γを粒界の３重点に均一粗大に分散させる必要がある。
【００２３】
（III）耐食性を向上させるにはCrを0.40%未満にするとともにMn、Pの含有量を適正化する必要がある。
【００２４】
I〜IIIは、後述するMn当量を2.2以上と高く設定するとともに、Mn、Mo、Crの添加量を抑制してP、Bを積極的に活用すること、ならびに焼鈍時の加熱速度を5.0℃/sec未満に制御することで達成できる。
【００２５】
すなわち、390〜590MPa級の複合組織鋼において耐食性を軟鋼もしくは340BH相当に向上させる観点からは少なくともCrを0.40%未満に制御する必要がある。しかしながら、Crを低減すると、Mn当量が低くなりすぎてパーライトが生成して伸びフランジ成形性が著しく劣化し、Crを低減した鋼においてMnやMoを多量に添加するとフェライト粒ならびにマルテンサイト粒が微細化しすぎてYPが著しく上昇するので、良好な耐食性と良好な機械特性を両立することが出来ない。これに対して、P(リン)やB(ホウ素)は第2相を均一粗大に分散させる作用がある。さらに焼鈍過程の加熱速度の低減も第2相を均一に分散させる作用がある。また、MnやPは耐食性を僅かに向上させる作用がある。したがって、Mn、Mo、Crの添加量を所定範囲に制御しつつP,Bを添加し、焼鈍過程の加熱速度を低減することで、良好な耐食性、低いYP、高い伸びフランジ性の全てを満足し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の多量添加を必要としないので安価に製造できる。
【００２６】
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。
【００２７】
[1] 鋼の成分組成として、質量%で、C:0.015%超0.10%未満、Si:0.5%以下、Mn:1.0%以上1.9%以下、P:0.015%以上0.050%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01%以上0.5%以下、N:0.005%以下、Cr:0.40%未満、B:0.005%以下、Mo:0.15%未満、V:0.4%以下、Ti:0.020%未満を含有し、更に2.2≦[Mneq]≦3.1および[%Mn]+3.3[%Mo]≦1.9、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜3.5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相の体積率が2〜12%、第2相として1〜10%の体積率のマルテンサイトと0〜5%の体積率の残留γを含み、さらに第2相におけるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率が70%以上、第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率が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*+2[%V]+3.3[%Mo]、B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]、[%V]、[%Mo]はMn、Cr、P、B、Ti、sol.Al、V、Moのそれぞれの含有量を表す。[%B]=0のときはB*=0、B*≧0.0022のときはB*=0.0022とする。
【００２８】
[2] ([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜2.8を満足することを特徴とする[1]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２９】
[3] 更に、質量%で、Nb:0.02%未満、W:0.15%以下およびZr:0.1%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[1]または[2]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００３０】
[4] 更に、質量%で、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Ca:0.01%以下、Ce:0.01%以下、La:0.01%以下およびMg: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[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。
【００３１】
[5] 更に、質量%で、Sn:0.2%以下およびSb:0.2%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[1]乃至[4]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００３２】
[6] [1]乃至[5]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、680〜750℃の範囲を5.0℃/sec未満の平均加熱速度で加熱し、その後750℃以上830℃以下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が2〜30℃/secでなおかつ480℃以下の温度域の保持時間が30sec以下となるように冷却した後、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300℃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300℃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。
【発明の効果】
【００３３】
本発明によれば、耐食性に優れ、YPが低く、伸びフランジ性に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、優れた伸びフランジ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】
【００３４】
【図１】YPとP含有量の関係を示す図。
【図２】穴拡げ率λとP含有量の関係を示す図。
【図３】YPと([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)の関係を示す図。
【図４】YP、TS×λと[%Mn]+3.3[%Mo]、1.3[%Cr]+8[%P]+150B*の関係を示す図。
【図５】YP、穴拡げ率λと焼鈍時の680〜750℃の範囲の平均加熱速度の関係を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
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。
【００３６】
1)鋼の成分組成
Cr:0.40%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を低減し、伸びフランジ成形性を向上させる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ドアアウタやフードアウタの部品を作製し、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。例えば、Crを0.42%添加した鋼では穴明き寿命が1年低下し、Crを0.60%添加した鋼では穴明き寿命が2.5年低下する。このような穴明き寿命の低下は、Crが0.40%未満では小さく0.30%未満ではほとんど生じないことが明らかになった。したがって、良好な耐食性を確保するためには、Crの含有量は0.40%未満とする必要がある。さらに優れた耐食性を付与するためには、Crは0.30%未満とすることが望ましい。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できる元素であり、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、0.05%以上添加するのがさらに好ましい。
【００３７】
[Mneq]：2.2以上3.1以下
優れた伸びフランジ性を確保しつつ低いYPを確保するためには、少なくとも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、伸びフランジ性に優れていない、あるいはYPあるいはYRが十分低減されていない鋼板が多く見られ、その原因を調査した結果、伸びフランジ成形性に劣る鋼板では第2相としてマルテンサイトと少量の残留γに加えてパーライトが生成しており、YPの高い鋼板ではマルテンサイトと少量の残留γに加えてパーライトあるいは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、硬質なマルテンサイトに隣接して生成しやすく、せん断端面におけるクラックの起点になりやすいので、マルテンサイトを含む鋼では微量に存在していても伸びフランジ成形性を著しく劣化させる。また、ベイナイトは硬質相でありYPを顕著に上昇させる。
【００３８】
このパーライトやベイナイトは、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相の体積率に占めるパーライトもしくはベイナイトの体積率は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相の体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低いYPと高い伸びフランジ成形性を同時に得ることが出来る。
【００３９】
焼鈍後に緩冷却が施されるCGL熱履歴において、このような微細なパーライトもしくはベイナイトを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、Mo、V、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。
[Mneq]＝[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*+2[%V]+3.3[%Mo]
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]、[%V]、[%Mo]、[%Ti]、[%Al]は、Mn、Cr、P、B、V、Mo、Ti、sol.Alのそれぞれの含有量を表す。
【００４０】
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。
【００４１】
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ならびに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伸びフランジ成形性を確保するためには、[Mneq]は2.2以上とする必要がある。さらに低YP化、伸びフランジ成形性向上の観点からは[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、Mo、Cr、Pの添加量が多くなりすぎ、十分低いYP、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。
【００４２】
Mn:1.0%以上1.9%以下
上述のとおり、低YP化しつつ伸びフランジ成形性を向上させるには少なくとも[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Mo、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が上昇するので、Mn量は1.9%以下とする。一方、Mn量が少なすぎると他の元素を多量に添加しても十分な焼入性を確保することは困難になる。また、MnSが微細に多数分散して耐食性が劣化する。十分な焼入性ならびに耐食性を確保するためにMnは少なくとも1.0%以上添加する必要がある。
したがって、Mn量は1.0%以上1.9%以下とする。さらに耐食性を向上させる観点からはMnは1.2%以上とすることが望ましく、さらに低YP化する観点からはMn量は1.8%以下とすることが望ましい。
【００４３】
Mo:0.15%未満
Moは焼入性を向上させてパーライトの生成を抑制し、伸びフランジ成形性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Mnと同様に第2相を微細化する作用が強く、さらにフェライト粒を微細化する作用も強い。したがって、Moは過剰に添加するとYPを著しく増加させる。また、Moは極めて高価な元素であり添加量が多いと著しいコストアップにつながる。したがって、YPの低減ならびに低コスト化の観点からMoの添加量は0.15%未満に限定する(0%を含む)。より一層低YP化する観点からはMoは0.05%以下とすることが望ましく、0.02%以下とすることがより望ましい。Moを含まないことが最も好ましい。
【００４４】
[%Mn]+3.3[%Mo]≦1.9
低YP化するには、Mn、Moのそれぞれの含有量に加え、これらの含有量を所定範囲に制限する必要がある。これらの含有量の重み付け当量式である[%Mn]+3.3[%Mo]が1.9を超えるとYPが上昇するので[%Mn]+3.3[%Mo]は1.9以下にする必要がある。
【００４５】
P:0.015%以上0.050%以下
Pは本発明において低YP化と伸びフランジ成形性の向上を達成する重要な元素である。つまり、Pは後述するCrや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、優れた伸びフランジ成形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。
【００４６】
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り、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があるので、同一Mn当量でもMnやMoを活用するよりもPを活用した方がYPが低くなることが明らかになった。また、強度と伸びフランジ成形性のバランスを改善する効果や耐食性を向上させる作用も有することが明らかになった。したがって、焼入元素としてPを活用してMn、Moの添加量を削減することで低いYPと高い伸びフランジ成形性を同時に得ることができ、Pを活用してCrを低減することで耐食性が著しく向上する。
【００４７】
図１、図２は、C:0.028%、Si:0.01%、Mn:1.6%、P:0.005〜0.054%、S:0.005%、sol.Al:0.05%、Cr:0.20%、N:0.003%、B:0.001%とした鋼(記号◆)のYP、伸びフランジ成形性（穴拡げ率：λ）の関係を調査した結果を示す。また、比較として、Mn:1.9%とした高Mn鋼(記号×)、Cr：0.42%とした高Cr鋼(記号○)、Cr:tr.、Mo：0.18%とした高Mo鋼(記号●)の特性値を併せて示す。比較鋼においてその他の元素はPを変化させたベース鋼と同一である。
【００４８】
試験片は以下の方法にて作製した。すなわち、27mm厚のスラブを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。さらに0.75mmまで圧延率73％で冷間圧延した後に680〜750℃の範囲の平均加熱速度が2℃/secとなるように加熱し、780℃で40sec均熱保持した後に、焼鈍温度から460℃の亜鉛めっき浴に浸漬するまでの平均冷却速度7℃/secでなおかつ480℃以下の温度域での保持時間が10secとなるように冷却し、その後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300℃以下の温度域まで25℃/secの平均冷却速度にて冷却し、0.1%の伸長率で調質圧延を施した。なお、300℃〜20℃までの冷却速度は10℃/sとした。
【００４９】
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、伸びフランジ成形性は日本鉄鋼連盟規格JFST1001の規定に準拠した穴拡げ試験により評価した。すなわち、100mm×100mm角サイズのサンプルにポンチ径10mm、ダイス径10.2mm(クリアランス13%)の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角60度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行った際のd0：初期穴径(mm)、d：割れ発生時の穴径(mm)として、穴拡げ率λ(%)＝{(d-d0)/d0}×100として求めた。
【００５０】
図１、図２より、Mn添加量を1.6%と比較的低く抑えた鋼においてPを添加することで焼入性が改善してフェライトとマルテンサイトもしくは残留γ主体の組織になるとともに第2相が均一に分散するようになるので、YPが顕著に低下するとともに穴拡げ率λが顕著に増加する。Pの添加量が0.015%以上0.050%以下の時にYPは220MPa以下に抑えられ、TS×λ≧38000(MPa・%)、λ≧90%の高いλが得られる。P添加により、TS、λの両者が増加するので、TS×λはP添加により顕著に増加する。これに対して、MnやMoを多量に添加した鋼は、λは高いがYPが高い。一方、Crを多量に添加した鋼はYPが低くλも高いがCr添加量が多いことにより耐食性が著しく劣位である。
【００５１】
このようなP添加による低YP化、伸びフランジ性の向上、耐食性の改善といった効果を得るにはPは少なくとも0.015%以上添加する必要がある。
しかしながら、Pは0.050%を超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、Pは0.050%を超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0.050%以下とする。
【００５２】
B:0.005%以下
Bはフェライト粒やマルテンサイトを均一、粗大化する作用、焼入性を向上させてパーライトを抑制する作用がある。このため、所定量の[Mneq]を確保しつつMnをBで置換することで高い伸びフランジ成形性を確保しつつ、低YP化が図られる。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。したがって、Bは0.005%以下の範囲で添加することが望ましい。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0.0002%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。
【００５３】
([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜3.5
極めて低いYPと高い伸びフランジ成形性を両立するには、Mn当量の適正化やMn、Moの添加量の適正化に加えて、Mn、Moといった第2相やフェライト粒を微細化する作用のある元素とCr、P、Bといった第2相を均一粗大に分散させる作用のある元素の組成比を所定範囲に制御する必要がある。これにより、第2相が粒界の3重点に分散した組織となり、高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低いYPを得ることができる。
【００５４】
図３はC:0.027%、Si:0.01%、Mn:1.5〜2.2%、P:0.002〜0.048%、S:0.003%、sol.Al:0.06%、Cr:0.15〜0.33%、N:0.003%、B:0〜0.0016%、Ti:無添加、Mo:0.01%、V:0.01%として、[Mneq]が2.50から2.55の範囲でほぼ一定となるようにMnの添加量とP、Cr、Bの添加量をバランスさせた鋼について([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)とYPの関係を調査した結果を示す。サンプルの作成方法ならびにYPの評価方法は先（図1、2の場合）と同じである。これより、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)が3.5未満でYPが低くなり、2.8未満でさらに低いYPが得られる。なお、上記の鋼は何れもTS≧440MPaの強度を有している。
【００５５】
そこで、適正な[Mneq]、[%Mn]+3.3[%Mo]、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)の範囲をより明確化するためにMn、P、Cr、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。供試鋼の化学成分は、C:0.022〜0.030%、Si：0.1%、Mn:1.36〜2.17、P:0.001〜0.042%、S:0.008%、sol.Al：0.06%、N：0.003%、B:0〜0.0018%、Cr:0.20〜0.38%、Mo:0.01%、V:0.01%、Ti:0〜0.005%であり、第2相の体積率が約4〜5%の範囲でほぼ一定となるようにC量を調整した。サンプルの作製方法は先と同様である。
【００５６】
得られた結果を図４に示す。図４においてYP≦215MPaかつTS×λ≧40000(MPa・%)の鋼板を●で示し、215MPa＜YP≦220MPaかつTS×λ≧40000(MPa・%)の鋼板を○で示し、215MPa＜YP≦220MPaかつ38000(MPa・%)≦TS×λ＜40000(MPa・%)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TS×λ＜38000 (MPa・%)の鋼板を◆で示した。
【００５７】
これより、[Mneq]が2.2以上、[%Mn]+3.3[%Mo]が1.9以下、かつ([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜3.5を満足するときに、低いYPと高いTS×λが同時に得られることがわかる。さらに、[Mneq]が2.3以上を満足することでTS×λがより一層向上し、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜2.8を満足するときに、YPがより一層低下し非常に低いYPと高いTS×λが同時に得られる。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。
以上より、[%Mn]+3.3[%Mo]は1.9以下とする。また、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)は3.5未満とし、さらに好ましくは2.8未満とする。
【００５８】
C:0.015%超0.10%未満
Cは所定量の第2相の体積率を確保するために必要な元素である。C量が少ないと第2相が形成されなくなり、穴拡げ性は増加するが、YPが著しく増加する。所定量の第2相の体積率を確保し十分低いYP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0.10%以上となると第2相の体積率が多くなりすぎてYPが増加し、伸びフランジ成形性も低下する。また、溶接性も劣化する。したがって、C量は0.10%未満とする。より低いYPを得つつ優れた伸びフランジ成形性を確保するためには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。
【００５９】
Si:0.5%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0.5%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0.5%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0.3%以下とするのが望ましく、0.2%未満とするのがさらに望ましい。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、0.02%以上添加するのがさらに好ましい。
【００６０】
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。伸びフランジ成形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。
【００６１】
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。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。
【００６２】
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、Bの低YP化しつつ伸びフランジ成形性を向上させる効果をBNの形成を通じて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YPが上昇するとともに耐時効性が劣化し、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。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。
【００６３】
Ti:0.020%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0.020%以上になると著しくYPが増加する。したがって、Tiの含有量は0.020%未満とする。Tiは任意に添加できる元素であり、下限は規定しないが(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。
【００６４】
V:0.4%以下
Vは焼入性を向上させる元素であり、YPや伸びフランジ成形性に及ぼす影響は小さく、めっき品質や耐食性を劣化させる作用も小さいので、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0.002%以上添加するのが好ましく、0.01%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%以下で添加することが望ましい。
【００６５】
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。
【００６６】
下記のNb、WおよびZrのうちの少なくとも1種：
Nb:0.02%未満
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があるので、高強度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0.002%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、0.02%以上添加するとYPが著しく上昇するので、Nbは0.02%未満で添加することが望ましい。
【００６７】
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0.002%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、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。
【００６８】
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0.002%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、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。
【００６９】
下記のCu、Ni、Ca、Ce、LaおよびMgのうちの少なくとも1種：
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。耐食性向上の観点からCuは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。
【００７０】
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、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0.01%以上添加するのが好ましく、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。
【００７１】
Ca:0.01%以下
Caは鋼中のSをCaSとして固定し、さらには腐食生成物中の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成形性を低下させるMnSの生成を抑制し、伸びフランジ成形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。
【００７２】
Ce:0.01%以下
Ceも鋼中のSを固定し、伸びフランジ成形性ならびに耐食性を向上させる目的で添加することができる。Ce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、Ceは0.01%以下で添加するのが望ましい。
【００７３】
La:0.01%以下
Laも鋼中のSを固定し、伸びフランジ成形性ならびに耐食性を向上させ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。
【００７４】
Mg:0.01%以下
Mgは酸化物を微細分散させ、組織を均一化する観点から添加することが出来る。Mgは上記の観点から0.0005%以上添加するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多いと表面品質が劣化するので、Mgは0.01%以下で添加することが望ましい。
【００７５】
下記のSnおよびSbのうちの少なくとも1種：
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0.002%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望ましいが、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。
【００７６】
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0.002%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望ましいが、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。
【００７７】
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。
【００７８】
第2相の体積率は、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、鋼板1/4厚み位置において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第2相の面積率を測定することにより求めた。すなわち、本発明の鋼板は圧延方向、圧延直角方向の組織形態の差が小さく、いずれの方向に測定した第2相の面積率はほぼ同一の値を示したので、ここではL断面にて測定した第2相の面積率を第2相の体積率とした。
【００７９】
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もしくはベイナイトとし、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。マルテンサイトおよび残留γの体積率は、この白いコントラストの領域の面積率を測定して求めた。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体積率の評価から除外し、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体積率を求めた。第2相の体積率はこれらの組織の総量を示す。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、その体積率を求めた。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。
【００８０】
残留γの体積率は、CoをターゲットとしたKαX線源を用い、鋼板1/4厚み位置での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た。
マルテンサイトの体積率は、上記のSEM観察により求められたマルテンサイトおよび残留γの体積率からX線回折により求められた残留γの体積率を差し引くことにより求めた。
【００８１】
第2相の体積率:2〜12%
低いYPを得るためには、第2相の体積率を2%以上とする必要がある。しかしながら、第2相の体積率が12%を超えるとYPが上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、第2相の体積率は2〜12%の範囲とする。さらに低いYPと優れた伸びフランジ成形性を得るためには第2相の体積率は10%以下とするのが好ましく、8%以下とすることが更に好ましく、6%以下とすることがより一層好ましい。
【００８２】
マルテンサイトの体積率:1〜10%
低いYPを得るためには、マルテンサイトの体積率を1%以上とする必要がある。しかしながら、マルテンサイトの体積率が10%を超えるとYPが上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、マルテンサイトの体積率は1〜10%の範囲とする。さらに低いYPと優れた伸びフランジ成形性を得るためにはマルテンサイトの体積率は8%以下とするのが好ましく6%以下とすることが更に好ましい。
【００８３】
残留γの体積率:0〜5%
本発明において残留γは0〜5%含有させることができる。すなわち、本発明においては、鋼の成分組成が適正化されており、なおかつCGLにおける加熱速度、冷却速度、480℃以下における保持時間が適正化されているので、残留γは粗大に主に粒界の3重点に生成している。また、残留γはマルテンサイトやベイナイトと比べると軟質であり、マルテンサイトの周囲に形成される焼入歪も有していない。このため、本鋼において形成される残留γは体積率が5%以下ではYPの上昇に殆ど寄与しないことが明らかになった。しかしながら、残留γの体積率が5%を超えるとYPがわずかに上昇するとともに伸びフランジ成形性が劣化する。したがって、残留γの体積率は0〜5%の範囲とする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは残留γの体積率は4%以下とすることが望ましく、3%以下とすることがさらに望ましい。
【００８４】
第2相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率：70%以上
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が生成し伸びフランジ成形性が著しく劣化するとともに、ベイナイトが生成してYPを上昇させる。パーライトならびにベイナイトを十分抑制して低いYPと優れた伸びフランジ成形性を同時に確保するためには、第2相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率を70%以上とする必要がある。
【００８５】
第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率：50%以上
優れた伸びフランジ成形性を確保しつつYPを十分低減するためには、第2相の種類や体積率の制御に加えて、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相体積率、同一の第2相に対するマルテンサイトおよび残留γの体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。また、第2相が不均一に生成すると伸びフランジ成形性が低下する。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高い伸びフランジ成形性を維持しつつYPが低減されることを知見した。また、このような低いYPと高い伸びフランジ成形性を得るためには、第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率を50%以上に制御すればよいことを知見した。つまり、第2相の存在位置としては、フェライト粒内、フェライト粒界のいずれかが考えられるが、第2相はエネルギー的に安定なフェライト粒界を通常は選択して生成する。通常、第2相のうち80%以上はフェライト粒界に析出する。このため、第2相はフェライト粒界上に連結して生成しやすく、不均一に分散しやすい。一方、鋼組成や焼鈍条件を適正化することで、フェライト粒界の中でも粒界の3重点に第2相を分散させることができる。この場合、第2相は均一に分散する。組織形態をこのように制御することで、第2相を粗大に分散させつつ第2相同士の連結した箇所を低減することが出来、YPを低減しつつ高い伸びフランジ成形性を維持することが出来る。YPが低減される理由については必ずしも明らかではないが、第2相が均一、粗大に分散してマルテンサイト粒同士の間隔が十分確保されることで、初期のマルテンサイト周囲からの変形が容易に生じるようになると考えられる。したがって、第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率は50%以上とする。
【００８６】
このような組織形態は、Mn、Mo、Cr、P、B等の組成範囲を適正化し、なおかつ焼鈍時の加熱速度等を適正化することにより得られる。
【００８７】
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、680〜750℃の温度範囲を5.0℃/sec未満の平均加熱速度で加熱し、さらに750℃以上830℃以下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が2〜30℃/secでなおかつ480℃以下の温度域の保持時間が30sec以下となるように冷却した後、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300℃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300℃以下まで冷却する方法により製造できる。
【００８８】
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。r値の面内異方性を低減する観点、BHを向上させる観点からは、熱延後の冷却速度は20℃/sec以上とすることが望ましく、巻取温度は600℃以下とするのが望ましい。
【００８９】
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。
【００９０】
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。
【００９１】
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。焼鈍時の加熱速度は低YPと優れた伸びフランジ成形性を両立するための所望の組織形態を得るために制御しなければならない重要な製造条件である。図５にC:0.028%、Si:0.01%、Mn：1.73%、P：0.030%、Cr:0.15%、sol.Al:0.06%、B:0.0013%を含有する鋼における焼鈍時の680〜750℃の平均加熱速度とYP、穴拡げ率の関係を示す。なお、加熱速度以外のサンプル作製条件については先（図1、2の場合）と同じ条件とした。焼鈍時の加熱速度が5.0℃/sec未満になると第2相が均一、粗大に分散し、YPが顕著に低下する。また、このとき、穴拡げ率は高い値を維持する。つまり、加熱速度を適正化することで低いYPと高い伸びフランジ成形性を両立することが出来る。焼鈍時の680〜750℃における加熱速度がYPに顕著な影響を及ぼすのは、この温度域で再結晶とα→γ変態が同時に進行するためであり、加熱速度が速いと再結晶が十分完了しないままα→γ変態が進行し、γが未再結晶粒の界面に多数生成して冷却後に第2相が微細分散するためである。以上より、焼鈍時の680〜750℃の平均加熱速度は5.0℃/sec未満とする。
【００９２】
焼鈍温度は750℃以上830℃以下とする。750℃未満では炭化物の固溶が不十分となり、安定して第2相の体積率が確保できなくなる。830℃超ではパーライトやベイナイトが生成しやすくなったり残留γの生成量が多くなりすぎて十分低い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750℃以上の温度域で20sec以上200sec以下とすればよく、40sec以上200sec以下とすることがより好ましい。
【００９３】
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に浸漬するまでの平均冷却速度が2〜30℃/secとなり、なおかつ当該冷却過程における480℃以下の温度域の保持時間が30sec以下となるように冷却する。冷却速度を2℃/sec以上とすることで、500〜650℃の温度域でパーライトが生成するのを抑制し、優れた伸びフランジ成形性を得ることができる。また、冷却速度を30℃/sec以下とすることで、ベイナイトや残留γの生成量が過剰になるのを抑制するとともに、粒界3重点以外に生成する第2相の体積率を低減し、YPを低く抑えることができる。また、480℃以下の温度域での保持時間を30sec以下とすることで、微細なベイナイト、微細な残留γ、微細なマルテンサイトが粒界3重点以外の位置で生成するのを抑制し、YPを低く抑えることが出来る。
【００９４】
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40sec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。
【００９５】
亜鉛めっき後もしくは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300℃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。また、冷却終了温度が300℃を超えるとマルテンサイトの焼戻しが顕著に進行してYPが上昇する。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伸びフランジ成形性が低下する。300℃未満の温度域の冷却速度については特に規定しないが、既存の焼鈍設備の冷却ライン長や冷却方式の中でとりうる0.1〜1000℃/sの通常の範囲の冷却速度で冷却すれば所望の特性が得られる。焼戻し調質処理の可能な設備がある場合は、低YP化の観点から300℃以下の温度で30sec〜10minの過時効処理を施すことも可能である。
【００９６】
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0.1〜0.6%とするのが好ましい。
【実施例】
【００９７】
表１及び表２に示す鋼番A〜ALの鋼を溶製後、230mm厚のスラブに連続鋳造した。
【００９８】
【表１】
【００９９】
【表２】
【０１００】
このスラブを1180〜1250℃に加熱後、820〜900℃の範囲の仕上圧延温度にて熱間圧延を施した。その後、15〜35℃/secの平均冷却速度で640℃以下まで冷却し、巻取温度CT：400〜640℃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0.8mmの冷延板とした。
【０１０１】
得られた冷延板を、CGLにおいて、表３及び表４に示すように、680〜750℃の温度域の加熱速度(平均加熱速度)が0.8〜18℃/secとなるように加熱して、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た。また、このとき、480℃以下に冷却された後にめっき浴に浸漬されるまでの時間を480℃以下の保持時間として表３及び表４に示した。その後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、さらに合金化処理を施した後に、もしくは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300℃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300℃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300℃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300℃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。なお、300℃〜20℃までの冷却速度は10℃/sとした。得られた溶融亜鉛めっき鋼板に0.1%の伸長率の調質圧延を施し、サンプル採取した。
【０１０２】
得られたサンプルについて、先に述べた方法にて第2相の体積率、第2相体積率に対するマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率（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体積率の比率（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を評価した。また、先に述べた方法により穴拡げ率λを評価した。
【０１０３】
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。
【０１０４】
結果を表３及び表４に示す。
【０１０５】
【表３】
【０１０６】
【表４】
【０１０７】
本発明例の鋼板は、従来のCr、Mn、Pの含有量が適正化されていない鋼と比べると腐食減量が著しく低減し、なおかつMn当量の低い鋼、Mnを多量に添加した鋼、Moを添加した鋼、あるいは焼鈍時の加熱速度の適正化されていない鋼と比べると同一TSレベルの鋼では低いYP、すなわち低いYRを有しつつ高い穴拡げ率λを同時に有している。
【０１０８】
すなわち、従来のCrを多量に添加した鋼V、Wは腐食減量が0.53〜0.78mmと著しく大きい。このような鋼は実部品での穴明き寿命が1〜2.5年も低下するので、外板パネルとしての使用が難しい。また、Crは0.40%未満でもPやMnの含有量が適正化されていない鋼T、U、Yは腐食減量が0.43〜0.46mmとやや大きい。これに対して、本発明鋼の腐食減量は0.22〜0.39mm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0.34〜0.37mmであった。なお、本鋼（従来の340BH）の化学成分は、C:0.002%, Si:0.01%, Mn:0.4%, P:0.05%, S:0.008%, Cr:0.04%, sol.Al:0.06%, Nb:0.01%, N:0.0018%, B:0.0008%であった。このように、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量を0.30%未満とした成分鋼や、Cr量をより一層低減しつつPを多量に添加した鋼G,H,I,J,Kや、さらにはCrの低減、Pの多量添加に加え、Ce、Ca、Laも複合で添加した鋼M、R、Sも耐食性が良好であり、Cu、Niを複合で添加した鋼Nでは特に耐食性が良好である。
【０１０９】
このようにCrを低減してP量を適正化することにより耐食性を向上させた鋼においても、さらにMn当量、Mn,Moの添加量、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)、焼鈍時の加熱速度を適正化した鋼は、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、高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低いYPが得られる。たとえば、焼鈍時の加熱速度を5.0℃/sec未満とした鋼AはTS:440MPa級で220MPa以下の低いYP、49%以下の低いYRと38000MPa・%以上の高いTS×λ（穴拡げ率）を示す。鋼B,CはMn量を減少させつつP、B量を増加させて([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)を同一Mn当量で順次低減したものであり、同一加熱速度の鋼で比較すると、鋼A,B,Cの順に粒界3重点に存在する第2相の比率が増加して、YPが低減されている。また、鋼D,Eより、[Mneq]≧2.2で第2相中のマルテンサイトおよび残留γの比率が増加して低いYPと高いTS×λ（穴拡げ率）が得られ、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)を本発明範囲に制御しながら[Mneq]を増加することにより一層YPは低減されλが向上することがわかる。
【０１１０】
また、C量を順次増加させた鋼G(TS:390MPa鋼),H(TS:490MPa鋼),I(TS:540MPa鋼),J(TS:590MPa鋼)は、TSの増加によりYSは増加し、λは低下するが、Mn,Mo量や([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+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同等以上の高いTS×λ（穴拡げ率）を有しつつ、低いYPを有している。
【０１１１】
なお、表３、表４に記載の発明例の鋼板はいずれも第2相のうち80%以上がフェライト粒界に生成しており、フェライト粒界の中でも粒界の3重点に存在する第2相の比率を増加させることが高い伸びフランジ成形性を維持しつつ低YP化するのに必要であることがわかる。
【０１１２】
本発明範囲の成分鋼は、焼鈍温度、焼鈍時の加熱速度、1次冷却速度、480℃以下の温度域での保持時間、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。なかでも、焼鈍時の加熱速度を低減し、480℃以下の温度域での保持時間を低減することにより第2相中のマルテンサイト比率や第2相中の粒界3重点に存在する第2相の比率が増加して、より一層低いYPと高い穴拡げ率λが得られる。
【０１１３】
これに対して、[Mneq]が適正化されていない鋼T,YはYPが高く穴拡げ率λが低い。[Mneq]が適正化されていても([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)が適正化されていない鋼UはYPが高い。Pが過剰に添加された鋼ACはYPが高い。Moが多量に添加された鋼ADはYPが高い。Ti,C,Nが適正化されてない鋼AE,AF,AGはいずれもYPが高い。
【産業上の利用可能性】
【０１１４】
本発明によれば、耐食性に優れ、YPが低く、穴拡げ率の高い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、優れた伸びフランジ成形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。
【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0.10%未満、Si:0.5%以下、Mn:1.0%以上1.9%以下、P:0.015%以上0.050%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01%以上0.5%以下、N:0.005%以下、Cr:0.40%未満、B:0.005%以下、Mo:0.15%未満、V:0.4%以下、Ti:0.020%未満を含有し、更に2.2≦[Mneq]≦3.1および[%Mn]+3.3[%Mo]≦1.9、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜3.5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相の体積率が2〜12%、第2相として1〜10%の体積率のマルテンサイトと0〜5%の体積率の残留γを含み、さらに第2相におけるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率が70%以上、第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率が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*+2[%V]+3.3[%Mo]、B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]、[%V]、[%Mo]はMn、Cr、P、B、Ti、sol.Al、V、Moのそれぞれの含有量を表す。[%B]=0のときはB*=0、B*≧0.0022のときはB*=0.0022とする。
【請求項２】
([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜2.8を満足することを特徴とする請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
更に、質量%で、Nb:0.02%未満、W:0.15%以下およびZr:0.1%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、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Ca:0.01%以下、Ce:0.01%以下、La:0.01%以下およびMg: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】
更に、質量%で、Sn:0.2%以下およびSb:0.2%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4のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
請求項１乃至5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、680〜750℃の範囲を5.0℃/sec未満の平均加熱速度で加熱し、その後750℃以上830℃以下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が2〜30℃/secでなおかつ480℃以下の温度域の保持時間が30sec以下となるように冷却した後、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300℃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300℃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１】
鋼の成分組成として、質量%で、C:0.015%超0.10%未満、Si:0.5%以下、Mn:1.0%以上1.9%以下、P:0.015%以上0.050%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01%以上0.5%以下、N:0.005%以下、Cr:0.40%未満、B:0.005%以下、Mo:0.15%未満、V:0.4%以下、Ti:0.020%未満を含有し、更に2.2≦[Mneq]≦3.1および[%Mn]+3.3[%Mo]≦1.9、([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜3.5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相の体積率が2〜12%、第2相として1〜10%の体積率のマルテンサイトと0〜5%の体積率の残留γを含み、さらに第2相におけるマルテンサイトおよび残留γの体積率の比率が70%以上、第2相体積率のうち粒界3重点に存在するものの体積率の比率が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*+2[%V]+3.3[%Mo]、B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025で表され、[%Mn]、[%Cr]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]、[%V]、[%Mo]はMn、Cr、P、B、Ti、sol.Al、V、Moのそれぞれの含有量を表す。[%B]=0のときはB*=0、B*≧0.0022のときはB*=0.0022とする。
【請求項２】
([%Mn]+3.3[%Mo])/(1.3[%Cr]+8[%P]+150B*)＜2.8を満足することを特徴とする請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
更に、質量%で、Nb:0.02%未満、W:0.15%以下およびZr:0.1%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、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Ca:0.01%以下、Ce:0.01%以下、La:0.01%以下およびMg: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】
更に、質量%で、Sn:0.2%以下およびSb:0.2%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4のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
請求項１乃至5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、680〜750℃の範囲を5.0℃/sec未満の平均加熱速度で加熱し、その後750℃以上830℃以下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が2〜30℃/secでなおかつ480℃以下の温度域の保持時間が30sec以下となるように冷却した後、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300℃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300℃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。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【公開番号】特開２０１１−２６６９９（Ｐ２０１１−２６６９９Ａ）
【公開日】平成２３年２月１０日（２０１１．２．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−１３５９１３（Ｐ２０１０−１３５９１３）
【出願日】平成２２年６月１５日（２０１０．６．１５）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年２月１０日（２０１１．２．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年６月１５日（２０１０．６．１５）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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