JP2001140038A - 表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 めっき付着不良、合金化不良、線状むらによ
る表面品質不良のない表面性状の優れた自動車外板を安
定的に製造できるBH鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、C：0.0010〜0.0025%、Ｓｉ：
0.02%以下、Ｍｎ：0.10〜0.40%、Ｐ：0.04〜0.08%、
Ｓ：0.003〜0.02%、SolAl：0.03〜0.1%、Nb：0.003〜0.
02%かつ93/12C以下、N：0.0020%以下、を含有し、残部
が実質的にFeおよび不可避的不純物からなる焼付硬化型
合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記成分の鋼を連続鋳造に
よりスラブ造塊後、熱間圧延、冷間圧延し、平均20℃/s
ec以上で昇温し800〜870℃に保持し、600℃以下まで5〜
20℃/secで冷却し、溶融亜鉛めっき後、誘導加熱炉を用
いて450〜580℃に加熱保持後、100℃以下まで冷却した
後1.0〜2.0%の調質圧延を施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は主として自動車用外
板などに用いられる加工性に優れ、塗装焼付硬化性を有
し、表面性状の優れた、TSが340MPa以上の合金化溶融亜
鉛めっき鋼板およびその製造方法に係わる。

【０００２】

【従来の技術】BH鋼板は、自動車などの製造工程におい
て行われる塗装焼付処理（170℃×20分程度の加熱工
程）を利用し、固溶C,N原子によるひずみ時効現象によ
って部品強度が上昇する鋼板である。BH鋼板には低炭素
系鋼種、極低炭素系鋼種があるが、低炭素系は伸びおよ
びｒ値が極低炭素系と比較すると劣る。そのため自動車
外板などの深絞り部品の成形には一般的に極低炭素系BH
鋼板が用いられている。BH鋼板は固溶C,N濃度を調整す
るためNb,Ti,Bなどの炭窒化物生成元素が添加される。
また強度を調整するため、Mn,P,Siなどの固溶強化元素
が適宜添加される。このような極低炭素鋼をベースとし
たBH鋼板として、Nb添加（特公昭60-17004号公報）、Nb
-Ti添加（特公昭61-45689号公報、特開平3-257124号公
報、特開平5-230598号公報、特開平5-263184号公報）、
Nb-Ti-B添加（特公昭60-47328号公報）、Nb-B添加（特
公昭61-11296号公報）などの技術が開示されている。

【０００３】BH鋼板は主として自動車外板として使われ
るため、防錆性能およびプレス成形での潤滑性能の観点
から合金化溶融亜鉛めっきが施されるが、一方、表面性
状に対する要求レベルが高いので、めっきに厚さや色の
むらがあると商品性を著しく損ねる。

【０００４】合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき性に関
する技術が特公平7-42547号公報に開示されており、鋼
板中のMn,P,Siを調整する技術が示されている。ここで
はSiを低減し、Mn主体で強固溶化することにより合金化
における生産効率を向上させた。

【０００５】しかしながら従来のBH鋼板の鋼成分をめっ
き原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板は自動車外板と
しては必ずしも表面性状がよくなかった。溶融亜鉛めっ
き鋼板の表面性状を劣化させる要因としては種々考えら
れるが、上記公報ではSi添加に起因するめっき付着不
良、P添加に起因する合金化不良に対する改善方法が提
案されている。しかし、それでもなおめっき表面に線状
の色むらがしばしば発生し、自動車外板としては表面性
状が十分でなく歩留まりを下げる原因となっていた。ま
たMnを主体とした固溶強化では添加元素のコストが高い
ため製造コストが高くなる問題があった。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のよう
な、めっき付着不良、合金化不良、線状むらによる表面
品質不良のない表面性状の優れた自動車外板を安定的に
製造することが可能なBH鋼板とその製造方法の提供を可
能にするものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは合金化溶融
亜鉛めっきの線状むらついて詳細に検討した結果、Mn濃
度が線状欠陥の発生と関係があり、Mn濃度を低減するこ
とで、線状欠陥を抑制できることを見出した。また強度
を調整する手段としてPを主体として固溶強化し、また
一般に言われているPによる合金化不良を誘導加熱方式
合金化処理炉を用いることにより生産性を害することな
く、良好な表面性状を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板
が製造できることを見出し、本発明に至った。さらにP
主体での強化が可能になったため、製造コストの低減が
可能となった。

【０００８】具体的には、その特徴とする構成は以下の
通りである。 （１）重量％で、 C：0.0010〜0.0025% Si：0.02%以下 Mn：0.10〜0.40% P：0.04〜0.08% S：0.003〜0.02% SolAl：0.03〜0.1% Nb：0.003〜0.02%かつ93/12C以下 N：0.0020%以下 を含有し、残部が実質的にFeおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする表面性状の優れた焼付硬化型合金
化溶融亜鉛めっき鋼板。 （２）重量％で、Ti：0.001〜0.02%かつ48/32S+48/14N
以下を含有することを特徴とする前記（１）記載の表面
性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 （３）重量％で、B：0.0001〜0.0010%を含有することを
特徴とする前記（１）または（２）記載の表面性状の優
れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 （４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成
の鋼を連続鋳造によりスラブ造塊後、熱間圧延、冷間圧
延し、平均20℃/sec以上で昇温し800〜870℃に保持し、
600℃以下まで5〜20℃/secで冷却し、溶融亜鉛めっき
後、誘導加熱炉を用いて450〜580℃に加熱保持後、100
℃以下まで冷却した後1.0〜2.0%の調質圧延を施すこと
を特徴とする表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法。

【０００９】

【発明の実施の形態】次に個々の構成要件の作用および
数値限定理由について述べる。まず鋼中成分について説
明する。

【００１０】C：Cは固溶Cまたは炭化物として鋼板中に
存在する。このうち固溶CはBH性を担う。また炭化物は
焼鈍時の結晶粒成長を阻害し、炭化物量が多くなるとYP
が高くなり、調質圧延でのひずみ分布が不均一となり、
その結果耐常温時効性が劣化する。従って、BH鋼板のBH
量制御と耐常温時効性を両立させるためにはC量の制御
が極めて重要である。Cが0.0010%未満では大部分が炭化
物として析出し、BH量が不足する。一方C濃度が0.0025%
を超える析出物が多くなり機械特性が優れないばかり
か、耐常温時効性が劣化する。従ってC濃度は0.0010%〜
0.0025%にする必要がある。さらに耐常温時効性を改善
するためにはC濃度を0.0020%以下にすることが望まし
い。

【００１１】Si：Siは固溶強化元素として添加される。
強度を適当に調整するため適宜添加してよい。しかし0.
02%を超えると溶融めっきの付着不良のため表面性状が
劣化するため、0.02%以下とする必要がある。

【００１２】Mn：MnはMnSを形成しSによる熱間延性の低
下を抑制する目的および強度調整の目的で添加される。
しかしながら鋼中Mnは合金化溶融亜鉛めっき層に線状の
色むらを発生させる。そのメカニズムの詳細は不明であ
るが、鋳造組織に起因してMn濃度にばらつきがあり、熱
延炉加熱時にこの鋼中Mnが選択酸化される。こうして生
成されたMnOの不均一分布がめっきの線状の色むらの原
因となっていると考えられる。Mn濃度が0.40%を超える
と、表面欠陥の発生が顕著となる。一方0.10%未満ではM
nS析出によるSの無害化効果が十分でない。従ってMn濃
度は0.10〜0.40%とする必要がある。

【００１３】P：Pはｒ値向上の目的および固溶強化元素
として添加される。0.04%未満では強度およびｒ値の向
上効果が不十分である。一方0.08%を超えると誘導加熱
炉を用いた合金化処理を行っても合金化が不十分となり
易い。従ってP濃度は0.04〜0.08%とする必要がある。

【００１４】S：Sは不純物元素であり、鋼板の成形性を
劣化させるので製鋼工程で低減する必要がある。0.02%
を超えると延性劣化の影響が顕著である。一方0.003%未
満に低減しても材質向上効果が得られないばかりか製造
コストが極めて上昇する。従ってS濃度は0.003〜0.02%
とする。

【００１５】Al：AlはNを無害化するために非常に重要
な元素である。Alは、Nを熱延後および焼鈍中にAlNとし
て析出させる働きがある。Al濃度が0.03%未満ではNをす
べて析出させることができず、そのため残留した固溶Ｎ
がひずみ時効により成形前に常温時効による材質劣化を
もたらし、極めて有害である。一方0.1%を超えるとAlN
析出によるNの無害化効果は飽和し、亜鉛めっきの表面
性状が劣化する。従ってAl濃度は0.03〜0.1%とする必要
がある。

【００１６】Nb：Nbは固溶C濃度を最適にかつ安定的に
制御する目的で添加される。Nbが0.003%未満ではこの効
果が不十分である。一方0.02%または93/12Cを超えて添
加するとCの大部分がNbCとして析出し、固溶Cが少なく
なるためBH量が不十分となる。従って、Nb濃度は0.003
〜0.02%かつ93/12C以下とする必要がある。

【００１７】N：Nはこの発明の重要な構成要件のひとつ
である。NはCと比較して拡散が早いため、常温時効に対
して有害であると考えられる。そのため一般にAl,Ti,B
などの窒化物生成元素を添加して固溶Nを低減する。し
かし窒化物としても今度は窒化物そのものが材質劣化、
コイル内の材質ばらつきをもたらす。このような材質劣
化はN濃度が0.0020%を超えると顕著となる。従ってN濃
度は0.0020%以下とする必要がある。0.0015%以下でさら
にコイル内の材質変動が低下するので望ましくは0.0015
%とする必要がある。さらに望ましくは0.0010%以下とす
る必要がある。

【００１８】Ti：Tiは鋼中のN,SをTiS、TiS、TiCSとし
て析出することにより、さらなるｒ値の向上のために必
要に応じて添加される。0.001%未満ではその効果がな
く、48/32S+48/14Nを超えて添加すると、TiCが生成し、
BH量が低下する。さらに0.02%を超えると亜鉛めっき鋼
板の表面性状が劣化する。従って添加する場合は0.001
〜0.02%かつ48/32S+48/14N以下とする必要がある。

【００１９】B：Bは粒界に偏析し、２次加工脆性を抑制
する。そのため加工度の高く、使用温度が低い場合につ
いては必要に応じて添加する。0.0001%未満ではその効
果がなく、0.0010%以上ではｒ値が極めて劣化するの
で、添加する場合は0.0001〜0.0010%とする必要があ
る。

【００２０】次に製造方法について説明する。

【００２１】製鋼工程において、本発明範囲内に成分調
整後、連続鋳造によりスラブを作製する。この時BH鋼板
はC,N含有量の製品の材質、表面品質への影響が極めて
大きいため、転炉での脱炭工程の前に脱珪、脱燐工程を
行い、製品レベルまでSi,P濃度を低減させておくことが
望ましい。

【００２２】鋳造スラブはそのまま、または再加熱後熱
間圧延を行う。再加熱温度は表面性状を向上させるため
1250℃以下で行うことが望ましい。熱間圧延はAr₃以上9
20℃未満で仕上げることが望ましい。Ar₃未満では鋼板
表層に粗大粒を発生し、ｒ値が劣化し、920℃以上では
冷却中に結晶粒が成長し、ｒ値を劣化させるためであ
る。こうして仕上られた熱延板は20℃/sec以上で700℃
以下まで冷却されることが望ましい。これは冷却中のフ
ェライトの粒成長を抑制することが目的で20℃/sec未満
ではその効果が少ない。700℃以下では実質的に粒成長
は起こらない。熱延板の巻き取りは640〜700℃で行うこ
とが望ましい。640℃未満では熱延コイル冷却中の析出
物の生成および成長が十分おこらないため材質劣化およ
びコイル内材質変動の原因となる。700℃を超えるとス
ケールが成長し、鋼板表面性状を劣化させる。

【００２３】熱延鋼板を酸洗により脱スケールし、冷間
圧延を行う。冷間圧延率は65〜83%が望ましい。65%以下
では平均ｒ値が低く、83%を超えるとΔｒが高くなるた
めである。

【００２４】冷間圧延板を平均20℃/sec以上で昇温して
加熱し、800〜870℃に保持する。平均昇温速度が20℃/s
ec未満では良好な集合組織が成長せず、ｒ値が低くな
る。800℃未満ではBH量が不十分となる。870℃以上では
結晶粒径が大きくなりすぎ、プレス成形すると肌荒れ欠
陥が発生する。また固溶C濃度が多くなりすぎ耐常温時
効性が劣化する。

【００２５】800〜870℃の高温保持後600℃以下まで5〜
20℃/secで冷却する。600℃までにCをNbCとして一部析
出させる。5℃/sec未満では固溶Cが少なくなりすぎ、BH
量が不足する。20℃/sec以上では固溶Cが多くなり、耐
常温時効性が劣化する。

【００２６】次いで、溶融亜鉛めっき後、誘導加熱炉を
用いて450〜580℃の加熱保持による合金化処理を行う。
本発明に係る表面性状に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製
造するためには誘導加熱方式の合金化処理が必須であ
る。固溶強化をP主体として行った本発明鋼板では、ガ
ス加熱方式の合金化処理炉では合金化が困難である。誘
導加熱方式の合金化炉が優れているポイントとしては誘
導加熱により鋼板を直接加熱することにより鋼板、めっ
き界面での反応を促進させることが可能であること、ま
た短時間で鋼板を所望の温度まで加熱することが可能で
あることが考えられる。さらに誘導加熱方式の合金化炉
はガス加熱方式と比較すると、合金化処理時の鋼板温度
が同じならば雰囲気温度が低く、その後の冷却が安定し
て行われるため、固溶C量が安定し、BH量が安定化する
効果がある。合金化温度が450℃未満では合金化が不十
分になりやすい。一方、580℃を超えると鋼板、めっき
界面で合金化が過剰となり、脆いΓ相が生成するので好
ましくない。

【００２７】100℃以下まで冷却後調質圧延率が1.0〜2.
0%の調質圧延をする。100℃を超える温度で調質圧延を
すると動的ひずみ時効および巻き取り後の時効により耐
常温時効性が劣化する。調質圧延率が1.0%未満では調質
圧延の効果が十分でなく、耐常温時効性が劣化する。2.
0%を超えると調質圧延の効果が飽和するばかりか、加工
硬化により成形性が劣化する。

【００２８】

【実施例】次に実施例について述べる。 （実施例1）銑鉄を脱珪、脱燐工程、脱炭工程、RH脱ガ
ス工程からなる製鋼工程により成分調整し、連続鋳造に
よりスラブとした。直接または再加熱により熱間圧延を
開始した。熱延開始温度は1170〜1220℃であった。熱間
圧延は板厚2.8mmまで行い、890〜910℃で完了した。そ
の後平均冷却速度約25℃/secで640℃まで冷却した後、
巻き取った。熱延鋼板を酸洗後0.7mmまで冷間圧延を行
った。連続焼鈍・溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍
および合金化溶融亜鉛めっきを行った。この時約25℃/s
ecで昇温し850℃で約60sec保持した。保持温度から600
℃までの平均冷却速度は9〜15℃/secであった。さらに
連続ラインで溶融亜鉛めっき後、誘導加熱方式の合金化
炉を用いて合金化処理を行った。めっき浴中のAl濃度は
0.12〜0.13%、めっき付着量は片面45g/m²、合金化処理
温度は500〜550℃でめっき中のFe濃度を10%に調整し
た。調質圧延は圧延率1.4%で行った。この時の鋼板温度
は約80℃であった。

【００２９】こうして製造した鋼板の成分を表1に示
す。また鋼板の特性評価結果を表2に示す。引張試験はJ
IS5号型引張試験片をコイル長手方向中央の材質安定部
分（M部）から圧延方向に対して直角方向で採取したも
のを用いて実施した。ｒ値測定はめっき層の影響を除去
するため塩酸により酸洗後実施した。また3方向のｒ値
測定結果から平均ｒ値：ｍｅａｎ−ｒ＝（ｒ₀＋２×ｒ
₄₅＋ｒ₉₀）／４を計算した。ここでｒ₀：圧延方向と平
行な方向のｒ値、ｒ₄₅：圧延方向と４５度方向のｒ値、
ｒ₉₀：圧延方向と直角方向のｒ値である。BH量は2%の予
ひずみを行ったときの応力と、そこで除荷重して170℃
で20分間オイルバスで加熱保持後、再荷重した際のYPの
変化量を評価した。常温時効特性は38℃の恒温槽で180
日保持後の降伏伸び（YPEl）で評価した。プレス成形時
のストレッチャーストレインマークの発生を防止するた
めYPElを0.3%以下とする必要がある。またコイル内の材
質変動を評価するためコイルトップ部（T部）から引張
試験片を採取し、M部との差をΔTS（＝TS（Ｔ部）−TS
（M部））を測定して、コイル内の材質変動の指標とし
た。表面性状の評価方法として、めっきの色むらなど表
面性状の良否を目視でA（優）〜D（劣）ランクの４段階
で判定した。

【００３０】

【表1】

【００３１】

【表2】

【００３２】本発明例の鋼番号1〜6は、TSが340MPa以
上、BH量が30MPa以上、38℃×180日時効後の降伏伸び
（YPEl180）が0.3%以下、コイル内の材質変動が10MPa以
下、r値が1.70以上、めっき表面の表面性状は良好であ
った。

【００３３】これに対して、本発明範囲外の比較例では
いずれかの特性が自動車外板用のBH鋼板として適さな
い。例えば鋼番号７はC濃度が低すぎるためBH量が不十
分である。鋼番号8はC濃度が高すぎるため耐常温時効性
がよくない。鋼番号９はSi濃度が高すぎるため、めっき
の付着不良が発生し表面性状がよくない。鋼番号10、11
はMn濃度が高すぎるため、めっき表面に線状の欠陥が発
生した。鋼番号12はP濃度が低いため強度が不十分であ
るばかりかｒ値が低い。鋼番号13はP濃度が高すぎるた
め、合金化不良が発生し、めっき表面性状がよくない。
さらにP濃度が高すぎるため伸びが劣化した。鋼番号14
はAl濃度が低いため熱延巻き取り後のAlNの析出が不十
分となり、その後微細に析出するためコイル内の材質変
動が大きくなった。鋼番号15、16はN濃度が高すぎるた
めコイル内の材質変動が大きい。鋼番号17はNb濃度が高
すぎるためNbCとしてC原子の大部分が析出してしまった
ためBH量が不十分である。鋼番号18はTi濃度が高く、Ti
C析出により固溶Cが失われたため、BH量が不十分であ
る。また鋼板の表面性状も劣化した。鋼番号19はBが高
すぎるため、伸び、ｒ値が低く、さらに耐常温時効性も
よくない。 （実施例2）銑鉄を脱珪、脱燐工程、脱炭工程、RH脱ガ
ス工程からなる製鋼工程により成分調整し、連続鋳造に
よりスラブとした。直接または再加熱により熱間圧延を
開始した。熱延開始温度は1170〜1220℃であった。熱間
圧延は板厚2.8mmまで行い、890〜910℃で完了した。そ
の後平均冷却速度約25℃/secで640℃まで冷却した後、
巻き取った。熱延鋼板を酸洗後0.7mmまで冷間圧延を行
った。こうして作製した表1記載の鋼番号3および11の冷
延鋼板を実験室で合金化挙動を調査した。表3に試験条
件および調査結果を示す。

【００３４】

【表3】

【００３５】850℃の不活性ガス雰囲気中で90sec焼鈍
後、浴中Al濃度0.12%の溶融亜鉛に浸漬してめっきを施
した。付着量は片面約45g/m²に調整した。これらの鋼板
を誘導加熱またはガス加熱方式で550℃で合金化処理を
行い、Fe濃度が10%に達する合金化時間を測定した。ま
た表面性状を線状の色むらの発生の有無の観点から評価
した。

【００３６】記号1の結果より、本発明鋼を誘導加熱で
合金化した場合にのみ短時間での合金化、良好な表面特
性が両立する。これに対して記号2に示すガス加熱では
合金化に要する時間が長いため生産性が低下する。記号
3,4の製造条件では合金化挙動は問題ないが、Mnが高い
ためにめっき表面に線状の色むらが発生した。

【００３７】

【発明の効果】自動車の軽量化に対するニーズを背景と
してBH鋼板は自動車外板用として益々適用例が増加して
いる。このような情勢の中、表面性状が安定して優れ、
コイル内の材質安定性、耐常温時効性に優れた、ユーザ
ーが使いやすい鋼板が求められている。本発明によれ
ば、このような世の中のニーズに合致するBH鋼板を安定
して提供することが可能となる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/28 2/28 (72)発明者 中村 清治 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 廣瀬 俊幸 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 藤田 毅 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 中島 勝己 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB15 AB28 AB42 AC18 AC73 AC87 AD25 AD29 AE12 AE18 4K037 EA01 EA02 EA04 EA15 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EB01 EB02 EB08 EC01 FH01 FJ01 FJ05 FJ06 FK02 FK03 FL02 FM02 GA05 GA07 HA01 HA05 JA02 JA06

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 C：0.0010〜0.0025% Si：0.02%以下 Mn：0.10〜0.40% P：0.04〜0.08% S：0.003〜0.02% SolAl：0.03〜0.1% Nb：0.003〜0.02%かつ93/12C以下 N：0.0020%以下 を含有し、残部が実質的にFeおよび不可避的不純物から
   なることを特徴とする表面性状の優れた焼付硬化型合金
   化溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 【請求項２】 重量％で、Ti：0.001〜0.02%かつ48/32S
   +48/14N以下を含有することを特徴とする請求項１記載
   の表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼
   板。
3. 【請求項３】 重量％で、B：0.0001〜0.0010%を含有す
   ることを特徴とする請求項１または２記載の表面性状の
   優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組
   成の鋼を連続鋳造によりスラブ造塊後、熱間圧延、冷間
   圧延し、平均20℃/sec以上で昇温し800〜870℃に保持
   し、600℃以下まで5〜20℃/secで冷却し、溶融亜鉛めっ
   き後、誘導加熱炉を用いて450〜580℃に加熱保持後、10
   0℃以下まで冷却した後1.0〜2.0%の調質圧延を施すこと
   を特徴とする表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜
   鉛めっき鋼板の製造方法。