JP3716439B2 - めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
この発明は、主に自動車の車体用として、曲げ加工、プレス成形加工、絞り加工などの用途に供して好適な高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境問題による自動車の排気ガス規制などから燃費向上のために車体軽量化の要請が高まって来ている。また、自動車の安全性向上も重要な課題となっている。そこでこれらの問題の対応策の一つとして、引張強さが 400ＭＰａ程度以上で、かつ優れたプレス成形性を有する高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要求されている。
しかし、一般に冷延鋼板は高張力化にともないプレス成形性すなわち平均ｒ値やＴＳ−Ｅｌバランスが劣化し、めっき特性などの表面特性も劣化する傾向にある。したがって自動車用として供するためには、高張力化とともに、めっき特性およびプレス成形性を向上させることが重要になる。
これまで、高張力化にともなうプレス成形性改善のために、各種の方法が提案されている。
例えば、特開昭６３−１００１５８号公報の成形性にすぐれる高強度冷延鋼板のように、Ｃを低減した極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性の改善のために炭窒化物形成成分であるTi, Nbなどを添加し、さらに加工性を害さないSi, Mn, Ｐでおもに高張力化をはかる手段が開示されている。特にSiは平均ｒ値や伸びなどで示される加工性を劣化させることなく高張力化する有利な成分であるが、一方で多量のSiを含有させると表面特性の劣化が避けがたく、めっき特性が著しく劣化するという問題があった。
【０００３】
このため、合金化溶融亜鉛めっき用の鋼板を高張力化する場合には、特開平５−２５５８０７号公報（成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法）に開示されているようにSiを0.03％以下に制限し、強化成分として主にＰ，Mnを用いる方法が一般的であった。しかし、多量のＰの添加は溶融亜鉛めっきの合金化を遅延させるほか、特に極低炭素鋼において２次加工脆性を引き起こしやすいという問題があった。またMnもめっき特性への影響は少ないとはいえ、Siが 0.1％以下に制限された状態では１％以上のMn含有量からめっき特性が劣化しはじめるほか、多量に含有させると変態点が低下して熱延板が硬質化したり焼鈍時に再結晶しないなどの材質劣化につながる不具合が発生するという問題があった。
このようにＰ，Mnだけで加工性とめっき特性を維持しつつ高張力化を図るには限界があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、前記した問題点を有利に解決しようとするもので、自動車用に供して好適なプレス成形などの加工性に優れ、かつめっき特性にも優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、強化成分としてSiを有効し、かつSiとMnとの相互関係を特定することにより、良好なめっき特性とプレス成形性とを兼ね備えた引張強さ 400 MPa以上の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることの新規知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００７】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
Ｃ：0.0005mass% 以上、 0.0050mass%以下、
Si：0.3 mass% 以上、 2.5 mass%以下（但し、0.3 mass% を除く）、
Mn：0.1 mass% 以上、 2.5 mass%以下、
Ti：0.003 mass% 以上、 0.10mass%以下、
Nb：0.003 mass% 以上、 0.10mass%以下、
Ｂ：0.0005mass% 以上、 0.0080mass%以下、
Ｐ：0.040 mass% 以上、 0.18mass%以下、
Ｓ：0.015 mass% 以下、
Al：0.005 mass% 以上、 0.10mass%以下および
Ｎ：0.0060mass% 以下
で、かつ、SiおよびMnを下記式(1) の関係のもとで含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成よりなる鋼スラブを素材として、熱間圧延して 750℃以上、1000℃以下の温度範囲にて仕上圧延を終了し、酸洗後圧下率60％以上、95％以下の範囲の冷間圧延を行って冷延板とし、その冷延板を連続式溶融亜鉛めっき設備で 700℃以上、 950℃以下の温度範囲にて再結晶焼鈍後 380〜530 ℃の温度域まで急冷し、Alを0.12〜0.145 mass％の範囲で含有する 450〜490 ℃の温度範囲の溶融亜鉛めっき浴に浴温以上、浴温＋10℃以下の温度域で浸漬してめっきしたのち、 450〜550 ℃の温度範囲にて14秒間以上、28秒間以下の加熱をして合金化することを特徴とするめっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
1.5 (maas% Mn)−２≦(mass% Si)≦２(mass% Mn) ----（１）
【０００８】
【作用】
まず、この発明の基礎となった実験結果についてのべる。
Ｃ：0.002 mass％、Ti : 0.04mass ％、Nb : 0.03mass ％、Ｂ：0.002 mass％、Ｐ：0.10mass％、Ｓ：0.006 mass％、Al : 0.04mass ％およびＮ：0.002 mass％を含有し、かつSiおよびMnの含有量の異なる板厚0.75mmの冷延鋼板のSiおよびMn含有量とめっき特性の関係について調査した。
なお、これらの鋼板は上記組成になるシートバーを、820 〜910 ℃の範囲の仕上げ圧延温度で熱間圧延を行い、続いて酸洗後圧下率75〜85％の範囲で冷間圧延を行ったのち、さらに溶融亜鉛めっきラインにおいて 780〜890 ℃の温度範囲で焼鈍を施した後 450〜500 ℃の温度域まで急冷し、Alを0.13mass％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきしたのち、 450〜550 ℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のFe含有率約10％）を施すことにより製造したものである。また、めっき特性は目視による外観（不めっき）の判定と90°曲げ試験による耐パウダリング性の判定とで評価した。
【０００９】
これらの鋼板につき、SiおよびMn含有量とめっき特性の関係について調査した結果を表１にまとめて示す。
【表１】
【００１０】
この結果、表１から明らかなように、SiとMnとの相互関係が1.5(mass% Mn) −２≦ (mass% Si) ≦２ (mass% Mn) の範囲にあるときめっき外観、耐パウダリング性ともに良好であることが判明した。上記範囲をはずれてSiあるいはMnのうち少なくともどちらか一方が多い場合にはめっき特性が劣化する。この理由は必ずしも明らかではないが、鋼板表面に生成される酸化膜が、Si単独添加の場合SiO2、Mn単独添加の場合MnO となりともに溶融亜鉛との濡れ性が悪いのに対し、Si, Mnを上記関係式を満たして含有させた場合にはMnSiO3主体の酸化膜となり、溶融亜鉛との濡れ性が向上するためと考えられる。
【００１１】
次にこの発明における各成分組成範囲の限定理由について述べる。
【００１２】
Ｃ：0.0005mass％以上、0.0050mass％以下
Ｃは、良好な加工性、とくに良好なＴＳ−Ｅｌバランスを有する鋼板を得るために、その含有量は0.0050mass％以下とすることが必要であり、好ましくは0.0040mass％以下、より好ましくは0.0030mass％以下の極低炭素鋼であることが望ましい。しかし、同時に多量のＰを含有させる場合には、Ｃが0.0005mass％よりも少なくなると耐２次加工脆性が劣化する。従ってＣ含有量は、0.0005mass％以上、0.0050mass％以下に限定するが、好ましくは0.0005mass％以上、0.0040mass％以下、より好ましくは0.0005mass％以上、0.0030mass％以下である。
【００１３】
Si : 0.3 mass%以上、2.5 mass% 以下（但し、 0.3 mass% を除く）
Siは、加工性の劣化を少なくし鋼を強化する作用があり、Si を活用して加工性を維持しつつ鋼を強化するというこの発明の主旨から引張強度を 400 MPa 級以上とする場合の Si含有量は0.3 mass％以上を必要とする。しかし2.5 mass％を超えると耐２次加工脆性の劣化を招く。従ってSi含有量は、0.3 mass％以上、2.5 mass％以下（但し、 0.3 mass% を除く）に限定する。
【００１４】
Mn : 0.1 mass ％以上、2.5 mass％以下
Mn含有量は、加工性・耐２次加工脆性の観点からは低減させることが望ましいが、0.1 mass％よりも少ない場合は自動車用材料として充分な強化効果が得られない。また、熱延時の変態点を上げるＳｉを多量に含有させた場合にはオーステナイト域での正常な熱延を実施することが困難になるため、変態点を下げるMnを好ましくは0.2 mass％以上、より好ましくは0.4 mass％以上添加して変態点を適当な温度域に調整することが望ましい。一方、含有量が2.5 mass％を超えると耐２次加工脆性の改善が困難になるほか、鋼が著しく硬化して冷間圧延が困難となる。従ってMn含有量は、0.1 mass％以上、2.5 mass％以下に限定するが、好ましくは0.2 mass％以上、2.5 mass％以下、より好ましくは0.4 mass％以上、2.5 mass％以下である。
【００１５】
Ti : 0.003 mass ％以上、0.10mass％以下
Nb : 0.003 mass ％以上、0.10mass％以下
Tiは、Ｎ，Ｃ，Ｓの一部あるいは全部を、またNbは、Ｃの一部あるいは全部を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時効性を確保するのに有効である。しかし、いずれも含有量が0.003 mass％未満ではその効果がないためこの値を下限とする。一方、いずれも0.1 mass％超となると逆に加工性を劣化させるためこの値を上限とする。ただし、加工性のさらなる向上の観点からはＣ量が0.0020mass% 以下程度に低減されている場合にはTi, Nbの合計で好ましくは0.03mass％以上、0.10mass％以下、より好ましくは0.03mass％以上、0.08mass％以下である。
【００１６】
Ｂ：0.0005mass％以上、0.0080mass％以下
Ｂは、粒界に偏析し、２次加工脆性の防止に顕著な効果を示すが、含有量が0.0005mass％未満ではその効果が小さく、一方0.0080mass％を超えて含有させてもその効果が飽和するばかりでなく降伏強度の上昇、伸びの低下などあって加工性を劣化させる。従ってその含有量は、0.0005mass％以上、0.0080mass％以下に限定する。ただし、Ｂの添加によってわずかであるが加工性が劣化するため、0.15mass% を超えるＰを含有するような場合を除いて好ましくは0.0005mass％以上、0.0050mass％以下、より好ましくは0.0005mass％以上、0.0030mass％以下である。
【００１７】
Ｐ：0.040 mass％以上、0.18mass％以下
Ｐは、鋼を強化するとともに、加工性、とくに平均ｒ値を向上させる効果があり、所望の強度に応じて含有させる。その効果は含有量が0.040 mass％以上で顕著になるが、一方、0.18mass％を超えて含有させた場合にはめっきの合金化を著しく遅延させるほか、鋳造時の凝固偏析により材質も劣化させる。また材質改善を目的にＣ量を低減した場合には、含有量が0.12mass％以上で耐２次加工脆性が劣化しはじめ、0.15mass％以上では多量のＢの添加が必要になる。
従ってＰ含有量は、0.040 mass％以上、0.18mass％以下に規定するが、好ましくは0.040 mass％以上、0.15mass％以下、より好ましくは 0.040mass％以上、0.12mass％以下である。
【００１８】
Ｓ：0.015 mass％以下
Ｓは、含有量が0.015 mass％超えになるとＭｎＳが多量に析出し加工性が劣化するのでこれを上限とする。ただし、加工性のさらなる向上の観点からは好ましくは0.010 mass％以下、より好ましくは0.008 mass％以下である。なお、含有量は少ない方が望ましいが、0.0005mass％未満になると現状技術では著しく製造コストが上昇するので実用的でない。
【００１９】
Al : 0.005 mass ％以上、0.10mass％以下
Alは、脱酸および鋼中Ｎの析出固定のため必要に応じて添加されるが、その含有量が0.005 mass％未満では介在物が増加してしまい良好な加工性が得られない。一方、含有量が多すぎると加工性を劣化させるだけでなく、表面性状をも劣化させるため、Al含有量は0.005 mass％以上、0.10mass％以下に限定する。ただし上記メカニズムによる加工性の適正化の観点からは好ましくは0.005 mass％以上、0.06mass％以下、より好ましくは0.01mass％以上、0.06mass％以下である。
【００２０】
Ｎ：0.0060mass％以下
Ｎは、歪時効の主因の１つとなる有害な成分であり、含有量があまり多いと多量のTiやAlの添加が必要になるため0.0060mass％を上限とする。ただし、加工性のさらなる向上の観点からは好ましくは0.0040mass％以下、より好ましくは0.0030mass％以下である。なお、含有量は少ない方が望ましいが、0.0003mass％未満になると現状技術では著しく製造コストが上昇するので実用的でない。
【００２１】
ついで、工程条件の限定理由について述べる。
製鋼・鋳造条件は常法にしたがって行うことで良い。
熱間圧延仕上温度は冷延、焼鈍後の加工性を良好にするため最低でも 750℃を必要とする。これ未満の温度では、熱延板中の圧延組織の残存が顕著となり、プレス成形性に有利な集合組織の形成に不利となる。一方、1000℃を超えて圧延を終了すると熱延板組織の粗大化が生じ、やはりプレス成形性に有利な集合組織が得られない。従って熱間圧延仕上温度は 750℃以上、1000℃以下とする。
冷間圧延においては、冷延圧下率を60％以上にしないと十分な加工性が得られないので60％以上とする。好ましくは70％以上の冷延圧下率とすることが有利である。一方、冷延圧下率を95％以上とすると加工性が劣化するのでその上限を95％とする。
【００２２】
めっきは連続式溶融亜鉛めっき設備で行う。冷間圧延後の再結晶焼鈍温度は、700 ℃以上 950℃以下であればよいが、望ましくは 800℃以上で焼鈍するのがよい。焼鈍後は 380〜530 ℃の温度域に急冷する。急冷停止温度が 380℃未満では不めっきが発生し、一方 530℃超えではめっき表面にムラが発生するため好ましくない。急冷後は引き続いてAlを0.12〜0.145 mass％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきする。浴中のAl含有量が0.12mass％未満では合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する。一方、0.145 mass％超えでは不めっきが発生する。めっきに続く加熱による合金化をめっき層中のFe含有率が９〜12％となるように実施する。すなわち、 450〜550 ℃の温度範囲にて、14秒間以上、28秒間以下の加熱を行って合金化する。加熱温度が 450℃未満あるいは加熱時間が14秒間未満では合金化が十分行われず、Fe含有率が９％未満となって耐フレーキング性が劣化する。一方加熱温度が 550℃超えあるいは加熱時間が28秒間超えでは合金化が過度に進み、耐パウダリング性が劣化する。
【００２３】
亜鉛めっき浴の浴温は 450〜490 ℃の範囲とし、浴に侵入させる板の温度は浴温以上、（浴温＋10℃）以下とする。浴温が 450℃未満あるいは侵入板温が浴温未満であると、亜鉛の凝固が促進されてめっき付着量の調整が困難となる。一方、浴温が 490℃超えあるいは侵入板温が（浴温＋10℃）超えであると鋼板から浴中への鉄の溶出が促進されてドロスを作り表面欠陥を生じやすくなる。
なお、この発明によって得られる鋼板は、表面に潤滑剤を塗布するなどの特殊な処理を施してさらにプレス成形性、熔接性、あるいは耐食性の改善を行ってもこの発明の特性には変わりない。またこの発明の鋼板（あるいはこの発明の鋼板の表面に特殊な処理を施した鋼板）に、形状矯正などの目的で調質圧延を行ってもこの発明の特性に変わりはない。
【００２４】
【実施例】
転炉にて溶製した表２に示す成分組成の鋼スラブを素材として熱間圧延を行い、続いて酸洗後冷間圧延により板圧0.8mm に圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインでめっきを施し、得られた鋼板について引張特性およびめっき特性を調査した。なお、めっき浴温は460 〜480 ℃の範囲、侵入板温はめっき浴温以上、浴温＋10℃以下、金合化の条件は480 〜540 ℃の温度範囲で15〜28秒間の範囲の加熱保持とした。
【００２５】
【表２】
【００２６】
上記製造条件として、熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）、冷間圧延圧下率、焼鈍温度、急冷停止温度、めっき浴中のAl含有量および合金化後のめっき層中Fe含有率などの調査結果を表３にまとめて示す。
【００２７】
【表３】
【００２８】
ここで、引張り特性はＪＩＳ５号試験片を使用して測定し、めっき特性は前記の実験の場合と同様の方法で試験・評価した。
表２および３から、この発明の適合例はいずれもＴＳ×Ｅｌで示されるＴＳ−Ｅｌバランスに優れると同時に、優れためっき特性を有していることがわかる。
【００２９】
【発明の効果】
この発明は、極低炭素鋼においてSiを強化成分として活用し、SiとMnとの含有量の相互関係を特定することにより、めっき特性に優れ、かつプレス成形用としても好適な特性を有する高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るもので、この発明による鋼板は自動車の軽量化、安全性の向上に大きく寄与することができる。
【産業上の利用分野】
この発明は、主に自動車の車体用として、曲げ加工、プレス成形加工、絞り加工などの用途に供して好適な高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境問題による自動車の排気ガス規制などから燃費向上のために車体軽量化の要請が高まって来ている。また、自動車の安全性向上も重要な課題となっている。そこでこれらの問題の対応策の一つとして、引張強さが 400ＭＰａ程度以上で、かつ優れたプレス成形性を有する高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要求されている。
しかし、一般に冷延鋼板は高張力化にともないプレス成形性すなわち平均ｒ値やＴＳ−Ｅｌバランスが劣化し、めっき特性などの表面特性も劣化する傾向にある。したがって自動車用として供するためには、高張力化とともに、めっき特性およびプレス成形性を向上させることが重要になる。
これまで、高張力化にともなうプレス成形性改善のために、各種の方法が提案されている。
例えば、特開昭６３−１００１５８号公報の成形性にすぐれる高強度冷延鋼板のように、Ｃを低減した極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性の改善のために炭窒化物形成成分であるTi, Nbなどを添加し、さらに加工性を害さないSi, Mn, Ｐでおもに高張力化をはかる手段が開示されている。特にSiは平均ｒ値や伸びなどで示される加工性を劣化させることなく高張力化する有利な成分であるが、一方で多量のSiを含有させると表面特性の劣化が避けがたく、めっき特性が著しく劣化するという問題があった。
【０００３】
このため、合金化溶融亜鉛めっき用の鋼板を高張力化する場合には、特開平５−２５５８０７号公報（成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法）に開示されているようにSiを0.03％以下に制限し、強化成分として主にＰ，Mnを用いる方法が一般的であった。しかし、多量のＰの添加は溶融亜鉛めっきの合金化を遅延させるほか、特に極低炭素鋼において２次加工脆性を引き起こしやすいという問題があった。またMnもめっき特性への影響は少ないとはいえ、Siが 0.1％以下に制限された状態では１％以上のMn含有量からめっき特性が劣化しはじめるほか、多量に含有させると変態点が低下して熱延板が硬質化したり焼鈍時に再結晶しないなどの材質劣化につながる不具合が発生するという問題があった。
このようにＰ，Mnだけで加工性とめっき特性を維持しつつ高張力化を図るには限界があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、前記した問題点を有利に解決しようとするもので、自動車用に供して好適なプレス成形などの加工性に優れ、かつめっき特性にも優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、強化成分としてSiを有効し、かつSiとMnとの相互関係を特定することにより、良好なめっき特性とプレス成形性とを兼ね備えた引張強さ 400 MPa以上の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることの新規知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００７】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
Ｃ：0.0005mass% 以上、 0.0050mass%以下、
Si：0.3 mass% 以上、 2.5 mass%以下（但し、0.3 mass% を除く）、
Mn：0.1 mass% 以上、 2.5 mass%以下、
Ti：0.003 mass% 以上、 0.10mass%以下、
Nb：0.003 mass% 以上、 0.10mass%以下、
Ｂ：0.0005mass% 以上、 0.0080mass%以下、
Ｐ：0.040 mass% 以上、 0.18mass%以下、
Ｓ：0.015 mass% 以下、
Al：0.005 mass% 以上、 0.10mass%以下および
Ｎ：0.0060mass% 以下
で、かつ、SiおよびMnを下記式(1) の関係のもとで含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成よりなる鋼スラブを素材として、熱間圧延して 750℃以上、1000℃以下の温度範囲にて仕上圧延を終了し、酸洗後圧下率60％以上、95％以下の範囲の冷間圧延を行って冷延板とし、その冷延板を連続式溶融亜鉛めっき設備で 700℃以上、 950℃以下の温度範囲にて再結晶焼鈍後 380〜530 ℃の温度域まで急冷し、Alを0.12〜0.145 mass％の範囲で含有する 450〜490 ℃の温度範囲の溶融亜鉛めっき浴に浴温以上、浴温＋10℃以下の温度域で浸漬してめっきしたのち、 450〜550 ℃の温度範囲にて14秒間以上、28秒間以下の加熱をして合金化することを特徴とするめっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
1.5 (maas% Mn)−２≦(mass% Si)≦２(mass% Mn) ----（１）
【０００８】
【作用】
まず、この発明の基礎となった実験結果についてのべる。
Ｃ：0.002 mass％、Ti : 0.04mass ％、Nb : 0.03mass ％、Ｂ：0.002 mass％、Ｐ：0.10mass％、Ｓ：0.006 mass％、Al : 0.04mass ％およびＮ：0.002 mass％を含有し、かつSiおよびMnの含有量の異なる板厚0.75mmの冷延鋼板のSiおよびMn含有量とめっき特性の関係について調査した。
なお、これらの鋼板は上記組成になるシートバーを、820 〜910 ℃の範囲の仕上げ圧延温度で熱間圧延を行い、続いて酸洗後圧下率75〜85％の範囲で冷間圧延を行ったのち、さらに溶融亜鉛めっきラインにおいて 780〜890 ℃の温度範囲で焼鈍を施した後 450〜500 ℃の温度域まで急冷し、Alを0.13mass％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきしたのち、 450〜550 ℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のFe含有率約10％）を施すことにより製造したものである。また、めっき特性は目視による外観（不めっき）の判定と90°曲げ試験による耐パウダリング性の判定とで評価した。
【０００９】
これらの鋼板につき、SiおよびMn含有量とめっき特性の関係について調査した結果を表１にまとめて示す。
【表１】
この結果、表１から明らかなように、SiとMnとの相互関係が1.5(mass% Mn) −２≦ (mass% Si) ≦２ (mass% Mn) の範囲にあるときめっき外観、耐パウダリング性ともに良好であることが判明した。上記範囲をはずれてSiあるいはMnのうち少なくともどちらか一方が多い場合にはめっき特性が劣化する。この理由は必ずしも明らかではないが、鋼板表面に生成される酸化膜が、Si単独添加の場合SiO2、Mn単独添加の場合MnO となりともに溶融亜鉛との濡れ性が悪いのに対し、Si, Mnを上記関係式を満たして含有させた場合にはMnSiO3主体の酸化膜となり、溶融亜鉛との濡れ性が向上するためと考えられる。
【００１１】
次にこの発明における各成分組成範囲の限定理由について述べる。
【００１２】
Ｃ：0.0005mass％以上、0.0050mass％以下
Ｃは、良好な加工性、とくに良好なＴＳ−Ｅｌバランスを有する鋼板を得るために、その含有量は0.0050mass％以下とすることが必要であり、好ましくは0.0040mass％以下、より好ましくは0.0030mass％以下の極低炭素鋼であることが望ましい。しかし、同時に多量のＰを含有させる場合には、Ｃが0.0005mass％よりも少なくなると耐２次加工脆性が劣化する。従ってＣ含有量は、0.0005mass％以上、0.0050mass％以下に限定するが、好ましくは0.0005mass％以上、0.0040mass％以下、より好ましくは0.0005mass％以上、0.0030mass％以下である。
【００１３】
Si : 0.3 mass%以上、2.5 mass% 以下（但し、 0.3 mass% を除く）
Siは、加工性の劣化を少なくし鋼を強化する作用があり、Si を活用して加工性を維持しつつ鋼を強化するというこの発明の主旨から引張強度を 400 MPa 級以上とする場合の Si含有量は0.3 mass％以上を必要とする。しかし2.5 mass％を超えると耐２次加工脆性の劣化を招く。従ってSi含有量は、0.3 mass％以上、2.5 mass％以下（但し、 0.3 mass% を除く）に限定する。
【００１４】
Mn : 0.1 mass ％以上、2.5 mass％以下
Mn含有量は、加工性・耐２次加工脆性の観点からは低減させることが望ましいが、0.1 mass％よりも少ない場合は自動車用材料として充分な強化効果が得られない。また、熱延時の変態点を上げるＳｉを多量に含有させた場合にはオーステナイト域での正常な熱延を実施することが困難になるため、変態点を下げるMnを好ましくは0.2 mass％以上、より好ましくは0.4 mass％以上添加して変態点を適当な温度域に調整することが望ましい。一方、含有量が2.5 mass％を超えると耐２次加工脆性の改善が困難になるほか、鋼が著しく硬化して冷間圧延が困難となる。従ってMn含有量は、0.1 mass％以上、2.5 mass％以下に限定するが、好ましくは0.2 mass％以上、2.5 mass％以下、より好ましくは0.4 mass％以上、2.5 mass％以下である。
【００１５】
Ti : 0.003 mass ％以上、0.10mass％以下
Nb : 0.003 mass ％以上、0.10mass％以下
Tiは、Ｎ，Ｃ，Ｓの一部あるいは全部を、またNbは、Ｃの一部あるいは全部を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時効性を確保するのに有効である。しかし、いずれも含有量が0.003 mass％未満ではその効果がないためこの値を下限とする。一方、いずれも0.1 mass％超となると逆に加工性を劣化させるためこの値を上限とする。ただし、加工性のさらなる向上の観点からはＣ量が0.0020mass% 以下程度に低減されている場合にはTi, Nbの合計で好ましくは0.03mass％以上、0.10mass％以下、より好ましくは0.03mass％以上、0.08mass％以下である。
【００１６】
Ｂ：0.0005mass％以上、0.0080mass％以下
Ｂは、粒界に偏析し、２次加工脆性の防止に顕著な効果を示すが、含有量が0.0005mass％未満ではその効果が小さく、一方0.0080mass％を超えて含有させてもその効果が飽和するばかりでなく降伏強度の上昇、伸びの低下などあって加工性を劣化させる。従ってその含有量は、0.0005mass％以上、0.0080mass％以下に限定する。ただし、Ｂの添加によってわずかであるが加工性が劣化するため、0.15mass% を超えるＰを含有するような場合を除いて好ましくは0.0005mass％以上、0.0050mass％以下、より好ましくは0.0005mass％以上、0.0030mass％以下である。
【００１７】
Ｐ：0.040 mass％以上、0.18mass％以下
Ｐは、鋼を強化するとともに、加工性、とくに平均ｒ値を向上させる効果があり、所望の強度に応じて含有させる。その効果は含有量が0.040 mass％以上で顕著になるが、一方、0.18mass％を超えて含有させた場合にはめっきの合金化を著しく遅延させるほか、鋳造時の凝固偏析により材質も劣化させる。また材質改善を目的にＣ量を低減した場合には、含有量が0.12mass％以上で耐２次加工脆性が劣化しはじめ、0.15mass％以上では多量のＢの添加が必要になる。
従ってＰ含有量は、0.040 mass％以上、0.18mass％以下に規定するが、好ましくは0.040 mass％以上、0.15mass％以下、より好ましくは 0.040mass％以上、0.12mass％以下である。
【００１８】
Ｓ：0.015 mass％以下
Ｓは、含有量が0.015 mass％超えになるとＭｎＳが多量に析出し加工性が劣化するのでこれを上限とする。ただし、加工性のさらなる向上の観点からは好ましくは0.010 mass％以下、より好ましくは0.008 mass％以下である。なお、含有量は少ない方が望ましいが、0.0005mass％未満になると現状技術では著しく製造コストが上昇するので実用的でない。
【００１９】
Al : 0.005 mass ％以上、0.10mass％以下
Alは、脱酸および鋼中Ｎの析出固定のため必要に応じて添加されるが、その含有量が0.005 mass％未満では介在物が増加してしまい良好な加工性が得られない。一方、含有量が多すぎると加工性を劣化させるだけでなく、表面性状をも劣化させるため、Al含有量は0.005 mass％以上、0.10mass％以下に限定する。ただし上記メカニズムによる加工性の適正化の観点からは好ましくは0.005 mass％以上、0.06mass％以下、より好ましくは0.01mass％以上、0.06mass％以下である。
【００２０】
Ｎ：0.0060mass％以下
Ｎは、歪時効の主因の１つとなる有害な成分であり、含有量があまり多いと多量のTiやAlの添加が必要になるため0.0060mass％を上限とする。ただし、加工性のさらなる向上の観点からは好ましくは0.0040mass％以下、より好ましくは0.0030mass％以下である。なお、含有量は少ない方が望ましいが、0.0003mass％未満になると現状技術では著しく製造コストが上昇するので実用的でない。
【００２１】
ついで、工程条件の限定理由について述べる。
製鋼・鋳造条件は常法にしたがって行うことで良い。
熱間圧延仕上温度は冷延、焼鈍後の加工性を良好にするため最低でも 750℃を必要とする。これ未満の温度では、熱延板中の圧延組織の残存が顕著となり、プレス成形性に有利な集合組織の形成に不利となる。一方、1000℃を超えて圧延を終了すると熱延板組織の粗大化が生じ、やはりプレス成形性に有利な集合組織が得られない。従って熱間圧延仕上温度は 750℃以上、1000℃以下とする。
冷間圧延においては、冷延圧下率を60％以上にしないと十分な加工性が得られないので60％以上とする。好ましくは70％以上の冷延圧下率とすることが有利である。一方、冷延圧下率を95％以上とすると加工性が劣化するのでその上限を95％とする。
【００２２】
めっきは連続式溶融亜鉛めっき設備で行う。冷間圧延後の再結晶焼鈍温度は、700 ℃以上 950℃以下であればよいが、望ましくは 800℃以上で焼鈍するのがよい。焼鈍後は 380〜530 ℃の温度域に急冷する。急冷停止温度が 380℃未満では不めっきが発生し、一方 530℃超えではめっき表面にムラが発生するため好ましくない。急冷後は引き続いてAlを0.12〜0.145 mass％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきする。浴中のAl含有量が0.12mass％未満では合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する。一方、0.145 mass％超えでは不めっきが発生する。めっきに続く加熱による合金化をめっき層中のFe含有率が９〜12％となるように実施する。すなわち、 450〜550 ℃の温度範囲にて、14秒間以上、28秒間以下の加熱を行って合金化する。加熱温度が 450℃未満あるいは加熱時間が14秒間未満では合金化が十分行われず、Fe含有率が９％未満となって耐フレーキング性が劣化する。一方加熱温度が 550℃超えあるいは加熱時間が28秒間超えでは合金化が過度に進み、耐パウダリング性が劣化する。
【００２３】
亜鉛めっき浴の浴温は 450〜490 ℃の範囲とし、浴に侵入させる板の温度は浴温以上、（浴温＋10℃）以下とする。浴温が 450℃未満あるいは侵入板温が浴温未満であると、亜鉛の凝固が促進されてめっき付着量の調整が困難となる。一方、浴温が 490℃超えあるいは侵入板温が（浴温＋10℃）超えであると鋼板から浴中への鉄の溶出が促進されてドロスを作り表面欠陥を生じやすくなる。
なお、この発明によって得られる鋼板は、表面に潤滑剤を塗布するなどの特殊な処理を施してさらにプレス成形性、熔接性、あるいは耐食性の改善を行ってもこの発明の特性には変わりない。またこの発明の鋼板（あるいはこの発明の鋼板の表面に特殊な処理を施した鋼板）に、形状矯正などの目的で調質圧延を行ってもこの発明の特性に変わりはない。
【００２４】
【実施例】
転炉にて溶製した表２に示す成分組成の鋼スラブを素材として熱間圧延を行い、続いて酸洗後冷間圧延により板圧0.8mm に圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインでめっきを施し、得られた鋼板について引張特性およびめっき特性を調査した。なお、めっき浴温は460 〜480 ℃の範囲、侵入板温はめっき浴温以上、浴温＋10℃以下、金合化の条件は480 〜540 ℃の温度範囲で15〜28秒間の範囲の加熱保持とした。
【００２５】
【表２】
上記製造条件として、熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）、冷間圧延圧下率、焼鈍温度、急冷停止温度、めっき浴中のAl含有量および合金化後のめっき層中Fe含有率などの調査結果を表３にまとめて示す。
【００２７】
【表３】
ここで、引張り特性はＪＩＳ５号試験片を使用して測定し、めっき特性は前記の実験の場合と同様の方法で試験・評価した。
表２および３から、この発明の適合例はいずれもＴＳ×Ｅｌで示されるＴＳ−Ｅｌバランスに優れると同時に、優れためっき特性を有していることがわかる。
【００２９】
【発明の効果】
この発明は、極低炭素鋼においてSiを強化成分として活用し、SiとMnとの含有量の相互関係を特定することにより、めっき特性に優れ、かつプレス成形用としても好適な特性を有する高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るもので、この発明による鋼板は自動車の軽量化、安全性の向上に大きく寄与することができる。
Claims (1)
- Ｃ：0.0005mass% 以上、 0.0050mass%以下、
Si：0.3 mass% 以上、 2.5 mass%以下（但し、0.3 mass% を除く）、
Mn：0.1 mass% 以上、 2.5 mass%以下、
Ti：0.003 mass% 以上、 0.10mass%以下、
Nb：0.003 mass% 以上、 0.10mass%以下、
Ｂ：0.0005mass% 以上、 0.0080mass%以下、
Ｐ：0.040 mass% 以上、 0.18mass%以下、
Ｓ：0.015 mass% 以下、
Al：0.005 mass% 以上、 0.10mass%以下および
Ｎ：0.0060mass% 以下
で、かつ、SiおよびMnを下記式(1) の関係のもとで含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成よりなる鋼スラブを素材として、熱間圧延して 750℃以上、1000℃以下の温度範囲にて仕上圧延を終了し、酸洗後圧下率60％以上、95％以下の範囲の冷間圧延を行って冷延板とし、その冷延板を連続式溶融亜鉛めっき設備で 700℃以上、 950℃以下の温度範囲にて再結晶焼鈍後 380〜530 ℃の温度域まで急冷し、Alを0.12〜0.145 mass％の範囲で含有する 450〜490 ℃の温度範囲の溶融亜鉛めっき浴に浴温以上、浴温＋10℃以下の温度域で浸漬してめっきしたのち、 450〜550 ℃の温度範囲にて14秒間以上、28秒間以下の加熱をして合金化することを特徴とするめっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
1.5 (maas% Mn)−２≦(mass% Si)≦２(mass% Mn) ----（１）
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-
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