JP3855678B2 - 耐常温時効性、加工性、塗装焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法 - Google Patents
耐常温時効性、加工性、塗装焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐常温時効性, 加工性、そして焼付塗装硬化性に優れる薄鋼板の製造方法に関する。さらに詳述すれば、プレス成形後の塗装焼き付け工程で降伏応力が上昇する焼き付け硬化性冷延鋼板および亜鉛系めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
乗用車、その他鋼板構造物の軽量化のため高張力鋼板を使用するのは長年の課題となっている。しかしながら高張力鋼板を使用すると、一般に加工性が低下し所望の形状へ精度良く成形するのは困難である。
【０００３】
そこで特開昭57-2841 号公報や特開昭61-281852 号公報にあるようなプレス成形前は軟質で成形しやすく、プレス成形後の塗装焼き付け工程で硬くなる鋼板であるＢＨ鋼板が開発された。これは鋼板中に固溶炭素を残存させることで、プレス後の塗装焼き付け工程での歪み時効を利用している。
【０００４】
しかしながら、この鋼板では、平坦矯正やストレッチャストレイン消失を目的として施される調質圧延の歪みに対しても、プレス前の常温長期間の保管で歪み時効が始まる常温時効劣化が問題であった。常温時効劣化では鋼板が硬化して成形性が劣化したり、成形時にストレッチャストレインによる面欠陥が生じたりする。
【０００５】
常温時効劣化を防止する技術として、例えば特開平5-59445 号公報に焼鈍後の冷却で過冷後過時効処理で加熱する方法が開示されている。しかしながら加熱するこの方法では加熱によるコストの増加を免れない。また特開平7-300623号公報には固溶Ｃ量を安定して制御することを目的として、Ｎｂ炭化物が析出する600 〜750 ℃の温度域を急冷し、粒界の固溶Ｃ量が増加する400 〜200 ℃を徐冷する方法が開示されている。この方法により同一ＢＨ量での常温時効性は改善するが、その改善はまだ十分ではない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、前述のＢＨ鋼板を従来の技術で製造すると、時として降伏強度（ＹＰ）が高く、伸び（ＥＬ）が低く、さらに常温時効劣化の大きい鋼板が製造されることがわかった。
【０００７】
よって、本発明の課題は、加工性が良好で常温時効劣化の小さいＢＨ鋼板を安定して製造できる方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは良好な特性が安定して得られる製造条件について鋭意実験の結果、250 ℃以下の特定温度からの焼き入れが非常に有効であることを見いだした。これはＣ：0.01% を越える低炭素鋼でも、またＣ：0.01% 以下で、さらにＴｉやＮｂを添加して固溶Ｃ量を0.0030% 以下とした極低炭素鋼でも同様であった。
【０００９】
本発明者らは、また、加工性に優れ常温時効劣化の小さい薄鋼板について鋭意実験の結果、焼鈍後の冷却時の極低温での冷却条件が重要であることを見いだした。
【００１０】
なお、連続焼鈍後の冷却または連続溶融亜鉛めっき後の冷却または溶融亜鉛めっき後の合金化処理後の冷却過程で行う焼き入れは、急冷であるため冷却のライン長を短くでき、設備上も有利な手法である。
【００１１】
本発明を要約すると以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.0005〜0.05% 、Ｓｉ：0.2%以下、Ｍｎ：0.01〜1.5%、Ｐ：0.15%以下、Ｓ：0.025%以下、Ａｌ：0.005 〜0.5% 、Ｎ：0.05% 以下を含み、さらに必要に応じてＢ：0.01%以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼片を、熱間圧延および冷間圧延後、得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき後の冷却または溶融亜鉛めっき後の合金化処理後の冷却を行うに際し、50 ℃／ｓ以下の平均冷却速度で 60 〜 250 ℃の温度（ Ts ）まで冷却し、前記温度（ Ts ）から150 ℃以下の温度(Tq)に液体中に浸漬して冷却する(ただし、Ts − Tq ≧ 50 ℃)ことを特徴とする耐常温時効性、加工性、そして焼付塗装硬化性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】
（２）質量％で、Ｃ： 0.0005 〜 0.01% 、Ｓｉ： 0.2% 以下、Ｍｎ： 0.01 〜 1.5% 、Ｐ： 0.15% 以下、Ｓ： 0.025% 以下、Ａｌ： 0.005 〜 0.5% 、Ｎ： 0.05% 以下、Ｎｂ： 0.05% 以下および／またはＴｉ： 0.10% 以下を含み、さらに必要に応じてＢ： 0.01% 以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼片を、熱間圧延および冷間圧延後、得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき後の冷却または溶融亜鉛めっき後の合金化処理後の冷却を行うに際し、 50 ℃／ｓ以下の平均冷却速度で 60 〜 250 ℃の温度（ Ts ）まで冷却し、前記温度（ Ts ）から 150 ℃以下の温度 (Tq) に液体中に浸漬して冷却する ( ただし、 Ts − Tq ≧ 50 ℃ ) ことを特徴とする耐常温時効性、加工性、そして焼付塗装硬化性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
（３）前記鋼片の下記式で求められるＣ * が 0.0003 〜 0.0030% であることを特徴とする上記 (2) 記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ * ＝Ｃ - １２／９３ x Ｎｂ * - １２／４８ x Ｔｉ *
Ｔｉ * ＝Ｔｉ - ４８／３２ x Ｓ - ４８／１４ｘＮ
Ｎｂ * ＝Ｎｂ -0.005
ただし、Ｎｂ * ＜０のときはＮｂ * ＝０、Ｔｉ * ＜０のときはＴｉ *= ０と定義する。
【００１４】
（４）前記熱間圧延を、連続鋳造後、直接または 1300 ℃以下に加熱あるいは保定を行ってから、粗圧延を開始し、粗圧延終了後、得られた粗圧延材に直接または、必要に応じて粗圧延材の加熱あるいは保定を行ってから、仕上げ圧延を開始し、 820 ℃以上で仕上圧延を終了して、 5 ℃ /s 以上で 750 ℃以下まで冷却後巻き取ることで行うことを特徴とする上記 (1) ないし (3) のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
（５）前記鋼片が、さらに、質量％で、 Mo ： 0.5% 以下を含有することを特徴とする上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明の成分と焼鈍ヒートパターンをとれば、いかなるZn系めっきでも発明の期待効果は発現するが、本発明が対象とする亜鉛系めっき鋼板とは、例えば溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法、溶射法などの各種の製造方法によるものがあり、めっき組成としては純Znの他、ZnとFe、ZnとNi、ZnとAl、ZnとMn、ZnとCr、ZnとTi、ZnとMgなどZnを主成分として、あるいは耐食性など諸機能の向上のためFe、Ni、Co、Al、Pb、Sn、Sb、Cu、Ti、Si、Ｂ、Ｐ、Ｎ、Ｓ、Ｏ等の１種ないし２種以上の合金元素および不純物元素を含み、またSiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、TiO2、BaCrO4などの酸化物、アクリル樹脂などの有機高分子をめっき層中に分散させたものがあり、めっき層の厚み方向で単一組成のもの、連続的あるいは層状に組成が変化するものがあり、さらに多層めっき鋼板では、最上層に、めっき組成としては純Znの他、ZnとFe、ZnとNi、ZnとAl、ZnとMn、ZnとCr、ZnとTi、ZnとMgなどZnを主成分として、耐食性など諸機能の向上のため１種ないし２種以上の合金元素および不純物元素を含み、またSiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、TiO2、BaCrO4などの酸化物、アクリル樹脂などの有機高分子をめっき層中に分散させたものがある。
【００１８】
例えば、溶融亜鉛めっき鋼板、蒸着亜鉛めっき鋼板、鉄−亜鉛合金化溶融亜鉛めっき鋼板、亜鉛を主とするアルミニウム、鉄などの合金溶融亜鉛めっき鋼板、めっき層断面方向で下層が合金化されている合金化溶融亜鉛めっき鋼板 (一般にハーフアロイと称する) 、片面鉄−亜鉛合金化溶融亜鉛めっき層、他面溶融亜鉛めっき層からなるめっき鋼板、これらのめっき層上に電気めっき、蒸着めっき等により亜鉛、または亜鉛を主成分とし、鉄、ニッケルを含有する金属をめっきした鋼板、あるいは電気亜鉛めっき鋼板、亜鉛、ニッケル、クロム等合金電気めっき鋼板等、さらに単一合金層または多層合金電気めっき鋼板、亜鉛および亜鉛含有金属の蒸着めっき鋼板等がある。その他、SiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、TiO2酸化物微粒子および有機高分子などを亜鉛または亜鉛合金めっき中に分散させた分散めっき鋼板がある。
【００１９】
本発明により製造される薄鋼板は、自動車のパネル、その他鋼板構造物として使用され、その強度向上と軽量化に寄与する。
次に、本発明の構成要件とその作用について詳細に説明する。なお、以下において鋼組成を規定する「％」は特にことわりがない限り、「質量％」である。
【００２０】
（Ａ）化学組成
Ｃ：Ｃは歪み時効を通して、プレス後の塗装焼き付けで高強度を発現させるのに必要な元素である。しかしながら、その含有量が0.05% を越えると硬化およびｒ値の低下で加工性が低下するとともに、製造条件を適正化しても固溶Ｃ量が多くなりすぎて常温時効劣化も大きい。したがって、本発明において、Ｃの含有量を0.0005〜0.05% と定めた。なお、TiおよびNbを添加する場合は、Ｃ含有量を0.0005〜0.01％とするのが好ましく、0.0005〜0.0040％とするのがさらに好ましい。TiおよびNbを添加しない場合は0.01〜0.05％とするのが好ましい。
【００２１】
Ｓｉ：Ｓｉは高強度化には有利な元素であるが、靱性の低下や表面性状の劣化をもたらす。さらに合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、めっきの濡れ性や合金化処理性を抑え、製造を困難にする。したがって、その上限を0.2%と定めた。好ましくは、0.1 ％以下である。
【００２２】
Ｍｎ：ＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる熱間脆性を防止する働きがある。そのため0.01% 以上の添加が必要である。また1.5%を越えて含有するとｒ値の低下が大きく加工性が劣化するので上限を1.5%と定めた。なお、加工性の点からは上限は 1.0% とするのが好ましい。
【００２３】
Ｐ：Ｐは高強度化に有利な元素であるが、多量の添加は溶接性を劣化させる。したがって上限を0.15% と定めた。0.10% 以下とするのがさらに好ましい。
Ｓ：ＳはＭｎ系硫化物やＴｉ系硫化物として析出して炭化物析出の起点となり、固溶Ｃ量を適正化させる働きがあるが、添加量が多いと熱間脆性が生じ、表面品質に大きな問題が発生する。したがって、その含有量を0.025%以下と定めた。好ましくは0.020%以下で、さらに好ましくは0.010%以下である。
Ｎ：Ｎは拡散速度が速いため常温時効劣化を大きくする働きがある。したがって、その含有量は少ないほうが好ましく、本発明では上限を0.05% と定めた。0.01% 以下とするのが好ましい。
【００２４】
Ａｌ：Ａｌは製鋼時に脱酸調整のため添加される。多量に添加してもその作用は飽和しコスト上昇を招くだけなので、鋼中の含有量として上限を0.5%と定めた。Ａｌは窒化物として固溶Ｎ量を減少させる働きもあるので、0.005%以上の添加が好ましい。
【００２５】
Ｂ：Ｂは窒化物として固溶Ｎ量を減少させる働きがあり、必要に応じて添加される。多量に添加してもその作用は飽和しコスト上昇を招くだけなので、その上限を0.01% と定めた。
【００２６】
Ｍｏ：Ｍｏは固溶Ｃをひきつけて常温で固溶Ｃを動きにくくするため常温時効劣化を改善する有効な元素である。しかしながら0.5%以上添加してもその効果が飽和しコスト高となる。したがって、0.5%以下と定めた。0.2%以下とするのが好ましい。
【００２７】
Ｔｉ，Ｎｂ：ＴｉやＮｂは炭化物として析出し、固溶Ｃ量を適正化させる働きがあり、必要に応じて添加される。多量の添加は鋼板の降伏強度を大きく上昇させ、加工性を劣化させるので、その含有量をＴｉ：0.10% 以下、Ｎｂ：0.05% 以下と定めた。
【００２８】
加工性と時効性および塗装焼き付け硬化性のため固溶Ｃ量を適正にするにはＣ* が0.0003〜0.0030% になるようにＴｉ，Ｎｂ量を調整するのが好ましい。
Ｃ* ＝Ｃ−１２／９３x Ｎｂ* −１２／４８x Ｔｉ*
Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８／３２x Ｓ−４８／１４ｘＮ
Ｎｂ* ＝Ｎｂ-0.005
ただし、Ｎｂ* ＜０のときはＮｂ* ＝０、Ｔｉ* ＜０のときはＴｉ*=０と定義する。
【００２９】
Ｔｉは炭化物が析出する前に硫化物や窒化物として析出するため、またＮｂは焼鈍時に炭化物が固溶し固溶Ｃを解放するため、炭化物としてＣを固定するＴｉ、Ｎｂ量をＴｉ* 、Ｎｂ* として定義した。
【００３０】
なお、ＴｉおよびＮｂを添加する場合はＣ含有量を0.0005〜0.01% とするのが好ましく、0.0005〜0.0040% とするのがさらに好ましい。またＣ* は0.0005〜0.0020% がさらに好ましい範囲である。
【００３１】
上記以外の元素は特性が劣化しない範囲で許容される。例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒなどはそれぞれ0.1%以下、Ｖ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｓｂなどはそれぞれ0.01% 以下である。
【００３２】
（Ｂ）熱間圧延条件
熱間圧延条件の好ましい条件は、連続鋳造後、直接または1300℃以下に加熱あるいは保定を行ってから、粗圧延を開始し、粗圧延終了後、得られた粗圧延材に直接または、必要に応じて加熱あるいは保定を行ってから、仕上げ圧延を開始し、820 ℃以上で仕上圧延を終了して、5 ℃/s以上で750 ℃以下まで冷却後巻き取ることである。
【００３３】
連続鋳造で製造されたスラブ、すなわち鋼片は、高温のまま直接粗圧延を開始しても良いし、1300℃以下に加熱あるいは保定後、粗圧延を開始しても良い。加熱または保定する場合は、析出物を粗大化させ、ｒ値を向上させる目的で、1300℃以下にするが、低温にする方が好ましく、1200℃以下、さらには1100℃以下が好ましい。
【００３４】
粗圧延終了後に仕上圧延を開始して仕上温度820 ℃以上で熱間圧延を終了するが、前述のようにスラブ加熱温度を下げると仕上温度の確保が困難である。これを回避する手段として粗圧延後の仕上圧延に入る前の粗圧延材の一部または全部を加熱あるいは保温することは極めて有効である。
【００３５】
このときの加熱あるいは保温方法として、粗圧延材 (例：粗バー) をコイル状に巻き取って炉に挿入して実現する方法、あるいは粗圧延材を誘導加熱法で加熱する粗バーヒーター、ガスバーナー加熱、直接粗圧延材に電流を流す通電加熱方法などがある。特に粗バーヒーターが好適である。
【００３６】
また仕上げ圧延前に粗圧延材を接合して連続的に圧延する方法も速度をあまり落とさず高速で短時間に仕上圧延を完了できるため、有効である。
仕上温度は820 ℃を下回ると不適正な集合組織の量が熱延鋼板で増えるため最終製品のｒ値が低下して好ましくない。好ましい仕上温度は、870 ℃以上、さらに好ましくは900 ℃以上である。
【００３７】
仕上圧延後、5 ℃/s以上で750 ℃以下まで冷却後巻き取る。5 ℃/s以上で750 ℃以下までの急冷はフェライト結晶粒を細かくして最終製品のｒ値を上げるためである。その後、巻き取り冷却される。巻き取り後の徐冷では炭化物が粗大化すれば、加工性が向上する。したがって、冷却停止温度は500 ℃以上とするのが好ましい。
【００３８】
（Ｃ）冷間圧延条件
熱間圧延後、必要に応じて適宜スケール除去してから、冷間圧延を行う。スケール除去は酸洗にて行うのが一般的である。スケール除去の前、または後でスキンパスやレベラーによる平坦矯正を行っても何ら問題ない。
【００３９】
冷間圧延は常法にしたがって実施されるが、圧下率は70% 以上が適正な集合組織を得るためには好ましい。
冷間圧延後、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍される。
【００４０】
連続焼鈍は、通常、再結晶温度以上である700 ℃以上に加熱することで実施される。ｒ値を上げて深絞り性を向上させるには、780 ℃以上が好ましく、さらに好ましくは800 ℃以上である。
【００４１】
連続焼鈍後、冷却を開始し最終的には特定温度から150 ℃以下まで、液体中に浸漬しまたはロール冷却することで、冷却され、焼き入れが行われる。
冷延鋼板製造時の焼鈍条件は、図１に示すように、焼鈍後の焼き入れ前までの冷却としては、平均冷却速度200 ℃/s以下で250 〜500 ℃まで冷却する第１段冷却後、平均冷却速度0 〜2 ℃/sで250 〜500 ℃まで冷却する第２段冷却を施し、特定温度まで平均冷却速度200 ℃/s以下で冷却する第３段冷却を施すのが好ましい。
【００４２】
各冷却は２種類以上の冷却速度に分けて実施してもかまわない。第１段冷却での冷却速度が早すぎると形状不良が発生し通板性に問題が生じる。したがって、その上限を200 ℃/sとした。第２段冷却は、Ｃを0.01% を越えて含有する場合はセメンタイトを析出させて適正固溶Ｃ量とするために20秒以上、好ましくは70秒以上実施するのが好ましい。
【００４３】
Ｃ含有量が0.01% 以下の場合、第２段冷却を施してもセメンタイトの析出が少なく特性改善が小さいため、効率を上げるために300 秒以下とするのが好ましく、また第２段冷却を実施しない条件でもかまわない。第１段冷却後第２段冷却を施す前に300 〜500 ℃まで短時間の加熱を施しても特性上は何ら問題ない。
【００４４】
図２は、溶融亜鉛めっきを施す場合の焼鈍条件を示す説明図であり、第２段冷却の後、第３段冷却に先立ってめっき浴に浸漬し、めっき浴より引き上げてから第３冷却後に、焼き入れを行う。
【００４５】
合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、図３に示すように、焼き入れ前までの冷却としては、平均冷却速度200 ℃/s以下で400 〜550 ℃まで冷却する第１段冷却後、平均冷却速度0 〜10℃/sで400 〜500 ℃まで冷却する第２段冷却を施した後、溶融亜鉛めっき浴に浸積して溶融めっきを施し、その後460 〜650 ℃まで加熱して合金化処理を施し、さらに特定温度まで平均冷却速度200 ℃/s以下まで冷却する第３段冷却を施すのが好ましい。
【００４６】
なお合金化のための加熱後その温度で100 秒以下の保持を行っても何ら問題ない。
各加熱および冷却は２種類以上の加熱速度または冷却速度に分けて実施してもかわまない。
【００４７】
第１段冷却での冷却速度が早すぎると形状不良が発生し通板性に問題が生じることから、その上限を200 ℃/sとした。
第２段冷却はＣを0.01% を越えて含有する場合はセメンタイトを析出させて適正固溶Ｃ量とするために20秒以上、好ましくは70秒以上実施するのが好ましい。Ｃ含有量が0.01% 以下の場合は第２段冷却を施してもセメンタイトの析出が少なく特性改善が小さいため、効率を上げるために300 秒以下とするのが好ましく、また第２段冷却を実施しない条件でもかまわない。第３段冷却では冷却速度が速すぎると通板性と時効性が劣化する。従って上限を200 ℃/sとした。50℃/s以下が好ましく、25℃/s以下がさらに好ましい。
【００４８】
電気亜鉛めっきを施す場合には、連続焼鈍し、焼入れ後の冷延鋼板に慣用の方法で行う。なお電気亜鉛めっき皮膜は、亜鉛系合金めっき皮膜をも含有するものである。
【００４９】
(Ｄ) 焼き入れ条件
合金化溶融亜鉛めっきを施す場合も、施さない場合も、第３冷却が施された後、60〜250 ℃の焼き入れ前温度(Ts)から150 ℃以下まで、好ましくは90℃以下まで、さらに好ましくは60℃以下までの焼き入れ温度 (Tq) に冷却して焼入れを行うが、そのとき液体中に浸漬しまたはロール冷却することで焼き入れによる急冷が施される。このときの冷却速度は所定の目的が達成される限り特に制限されないが、一般には、50〜500 ℃/secであるが、200 〜500 ℃/sとするのが好ましい。
【００５０】
ただし、Ts＞Tqである。好ましくはTs−Tq≧50℃、さらに好ましくはTs−Tq≧100 ℃である。焼き入れは水主体の液体により行うのが好ましく、その液温は30〜95℃であることが好ましく、40〜95℃であることがさらに好ましい。
【００５１】
ここに、本明細書において「焼入れ」との用語は、それに先立つ焼鈍処理後の冷却処理と区別するために、用いるものであり、固溶Ｃの状態をそのまま保持するという趣旨で用いる。具体的処理操作としては、急冷処理と同義である。
【００５２】
本発明者らは鋭意実験の結果、焼き入れ前の温度を60〜250 ℃とすることで著しい加工性の向上および常温時効性の改善が図れることを見いだした。
その理由は必ずしも明らかではないが、Ｃは粒界あるいは粒内に固溶するかあるいは炭化物として析出するが、塗装焼き付け硬化への寄与が大きく常温時効劣化への寄与が少ない粒界の固溶Ｃが粒内の固溶Ｃと比べてもっとも多くなる温度が60〜250 ℃であるためと推定される。
【００５３】
したがって、その温度域から焼き入れで、固溶Ｃの状態を凍結することでもっとも良好な特性が得られるものと考えられる。好ましい温度範囲は70〜200 ℃であり、さらに好ましくは110 〜200 ℃である。
【００５４】
焼き入れ後、必要に応じて、さらなる冷却や乾燥処理、また表面処理やスキンパス圧延や塗油などが行われる。
スキンパス圧延は平坦矯正やプレス時のストレッチャストレイン発生防止などを目的に行われ、付与しすぎると降伏強度が上がりすぎて、加工性が低下する。スキンパスの伸び率は0.8 〜2.0%とするのが好ましい。
【００５５】
このようにして得られた薄鋼板は、適宜表面処理を経て、焼き付け塗装が行われる。焼付け塗装は慣用のものを使用すればよく、本発明において特に制限されない。
【００５６】
次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明する。
【００５７】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を実験室で溶解し、45mm厚のスラブを製造した。得られたスラブについて、表２に示す条件で3.5mm 厚まで熱間圧延を行った。
【００５８】
熱間圧延の粗圧延は各パス間で５秒以上あけて４パス圧延し、また仕上圧延は、各パス間５秒以内で３パス圧延し、シミュレートした。
また粗圧延出側温度より仕上げ入り側温度を高くするためには、粗圧延で得られた粗圧延材を誘導加熱により５秒以内で加熱した。仕上圧延後、巻取温度に相当する温度まで水スプレーにて冷却後、その温度の炉に装入し、20℃/ 時で300 ℃以下まで炉冷し、巻き取りをシミュレートした。
【００５９】
さらに表面のスケールを除去後、0.8mm 厚まで冷間圧延を施し、さらに表２に示す連続焼鈍または合金化溶融亜鉛めっきのパターンで焼鈍した後、伸び率1.4%のスキンパス圧延を行った。
【００６０】
溶融亜鉛めっき後に合金化処理を行う場合は500 ℃で30秒実施した。
また冷延鋼板の一部には亜鉛系の電気めっきを施した。
本例での焼入れは表２に示す焼入れ前温度から表２に示す焼き入れ水温の純水中に、液温と同じ温度になるまで浸漬することで行った。すなわちTqは焼き入れ水温である。
【００６１】
引張り特性は圧延方向に採取したＪＩＳ５号引っ張り試験片で調査した。さらにＢＨ量は２％予歪み後に170 ℃×20分の熱処理を加えた後に測定して求め、常温時効劣化量は50℃×７日間熱処理後の伸びの低下量 (ΔEL) にて評価した。
【００６２】
結果は表３に示す。
本発明により得られる鋼はBH量30Mpa 以上の優れた塗装焼付硬化性を有し常温時効での伸びの低下量が２％以下の良好な常温時効性を示した。
【００６３】
焼き入れ前温度が本発明範囲を外れたNo.6、7 、12、13は常温時効劣化量が大きい。Ｃ量が多いＮo.23も同様である。またＳｉ量が多いＮo.24は２次加工脆性に問題があるとともに、溶融めっきでは、めっきのはじきが生じ、良好な表面品質が均一には得られなかった。
【００６４】
図４は、表１の鋼Ａおよび鋼Ｂについて第２段冷却までを表２のＮo.２の条件で実施し、その後10℃/sの第３段冷却を施し、焼き入れ前温度を種々変化させた場合の常温時効での伸びの劣化量を示すグラフである。焼入れ前温度を60〜250 ℃とすることで伸び劣化が低減することが分かる。
【００６５】
図５は、表３で二次加工脆性に問題のあった試験No.24 を除き、各供試材について、BH量と常温時効での伸びの劣化量の関係を示す。
【００６６】
【表１】
【００６７】
【表２】
【００６８】
【表３】
【００６９】
【発明の効果】
以上の如く本発明によれば、常温において保管しても歪み時効の進行が遅く、ストレッチャストレンが発生することもなくプレス加工ができ、かつ、高い焼き付け硬化性を有する薄鋼板が得られるのである。特に本発明による鋼板は、自動車、家電製品、その他構造物に使用した場合、強度の確保と軽量化に大きく寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷延鋼板製造時の焼鈍条件を示す説明図である。
【図２】溶融亜鉛めっきを施す場合の焼鈍条件を示す説明図である。
【図３】合金化溶融亜鉛めっきを施す場合の焼鈍条件を示す説明図である。
【図４】実施例の結果を示すグラフである。
【図５】 BH量と常温時効での伸びの劣化量の関係を示す説明図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐常温時効性, 加工性、そして焼付塗装硬化性に優れる薄鋼板の製造方法に関する。さらに詳述すれば、プレス成形後の塗装焼き付け工程で降伏応力が上昇する焼き付け硬化性冷延鋼板および亜鉛系めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
乗用車、その他鋼板構造物の軽量化のため高張力鋼板を使用するのは長年の課題となっている。しかしながら高張力鋼板を使用すると、一般に加工性が低下し所望の形状へ精度良く成形するのは困難である。
【０００３】
そこで特開昭57-2841 号公報や特開昭61-281852 号公報にあるようなプレス成形前は軟質で成形しやすく、プレス成形後の塗装焼き付け工程で硬くなる鋼板であるＢＨ鋼板が開発された。これは鋼板中に固溶炭素を残存させることで、プレス後の塗装焼き付け工程での歪み時効を利用している。
【０００４】
しかしながら、この鋼板では、平坦矯正やストレッチャストレイン消失を目的として施される調質圧延の歪みに対しても、プレス前の常温長期間の保管で歪み時効が始まる常温時効劣化が問題であった。常温時効劣化では鋼板が硬化して成形性が劣化したり、成形時にストレッチャストレインによる面欠陥が生じたりする。
【０００５】
常温時効劣化を防止する技術として、例えば特開平5-59445 号公報に焼鈍後の冷却で過冷後過時効処理で加熱する方法が開示されている。しかしながら加熱するこの方法では加熱によるコストの増加を免れない。また特開平7-300623号公報には固溶Ｃ量を安定して制御することを目的として、Ｎｂ炭化物が析出する600 〜750 ℃の温度域を急冷し、粒界の固溶Ｃ量が増加する400 〜200 ℃を徐冷する方法が開示されている。この方法により同一ＢＨ量での常温時効性は改善するが、その改善はまだ十分ではない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、前述のＢＨ鋼板を従来の技術で製造すると、時として降伏強度（ＹＰ）が高く、伸び（ＥＬ）が低く、さらに常温時効劣化の大きい鋼板が製造されることがわかった。
【０００７】
よって、本発明の課題は、加工性が良好で常温時効劣化の小さいＢＨ鋼板を安定して製造できる方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは良好な特性が安定して得られる製造条件について鋭意実験の結果、250 ℃以下の特定温度からの焼き入れが非常に有効であることを見いだした。これはＣ：0.01% を越える低炭素鋼でも、またＣ：0.01% 以下で、さらにＴｉやＮｂを添加して固溶Ｃ量を0.0030% 以下とした極低炭素鋼でも同様であった。
【０００９】
本発明者らは、また、加工性に優れ常温時効劣化の小さい薄鋼板について鋭意実験の結果、焼鈍後の冷却時の極低温での冷却条件が重要であることを見いだした。
【００１０】
なお、連続焼鈍後の冷却または連続溶融亜鉛めっき後の冷却または溶融亜鉛めっき後の合金化処理後の冷却過程で行う焼き入れは、急冷であるため冷却のライン長を短くでき、設備上も有利な手法である。
【００１１】
本発明を要約すると以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.0005〜0.05% 、Ｓｉ：0.2%以下、Ｍｎ：0.01〜1.5%、Ｐ：0.15%以下、Ｓ：0.025%以下、Ａｌ：0.005 〜0.5% 、Ｎ：0.05% 以下を含み、さらに必要に応じてＢ：0.01%以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼片を、熱間圧延および冷間圧延後、得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき後の冷却または溶融亜鉛めっき後の合金化処理後の冷却を行うに際し、50 ℃／ｓ以下の平均冷却速度で 60 〜 250 ℃の温度（ Ts ）まで冷却し、前記温度（ Ts ）から150 ℃以下の温度(Tq)に液体中に浸漬して冷却する(ただし、Ts − Tq ≧ 50 ℃)ことを特徴とする耐常温時効性、加工性、そして焼付塗装硬化性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】
（２）質量％で、Ｃ： 0.0005 〜 0.01% 、Ｓｉ： 0.2% 以下、Ｍｎ： 0.01 〜 1.5% 、Ｐ： 0.15% 以下、Ｓ： 0.025% 以下、Ａｌ： 0.005 〜 0.5% 、Ｎ： 0.05% 以下、Ｎｂ： 0.05% 以下および／またはＴｉ： 0.10% 以下を含み、さらに必要に応じてＢ： 0.01% 以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼片を、熱間圧延および冷間圧延後、得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき後の冷却または溶融亜鉛めっき後の合金化処理後の冷却を行うに際し、 50 ℃／ｓ以下の平均冷却速度で 60 〜 250 ℃の温度（ Ts ）まで冷却し、前記温度（ Ts ）から 150 ℃以下の温度 (Tq) に液体中に浸漬して冷却する ( ただし、 Ts − Tq ≧ 50 ℃ ) ことを特徴とする耐常温時効性、加工性、そして焼付塗装硬化性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
（３）前記鋼片の下記式で求められるＣ * が 0.0003 〜 0.0030% であることを特徴とする上記 (2) 記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ * ＝Ｃ - １２／９３ x Ｎｂ * - １２／４８ x Ｔｉ *
Ｔｉ * ＝Ｔｉ - ４８／３２ x Ｓ - ４８／１４ｘＮ
Ｎｂ * ＝Ｎｂ -0.005
ただし、Ｎｂ * ＜０のときはＮｂ * ＝０、Ｔｉ * ＜０のときはＴｉ *= ０と定義する。
【００１４】
（４）前記熱間圧延を、連続鋳造後、直接または 1300 ℃以下に加熱あるいは保定を行ってから、粗圧延を開始し、粗圧延終了後、得られた粗圧延材に直接または、必要に応じて粗圧延材の加熱あるいは保定を行ってから、仕上げ圧延を開始し、 820 ℃以上で仕上圧延を終了して、 5 ℃ /s 以上で 750 ℃以下まで冷却後巻き取ることで行うことを特徴とする上記 (1) ないし (3) のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
（５）前記鋼片が、さらに、質量％で、 Mo ： 0.5% 以下を含有することを特徴とする上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明の成分と焼鈍ヒートパターンをとれば、いかなるZn系めっきでも発明の期待効果は発現するが、本発明が対象とする亜鉛系めっき鋼板とは、例えば溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法、溶射法などの各種の製造方法によるものがあり、めっき組成としては純Znの他、ZnとFe、ZnとNi、ZnとAl、ZnとMn、ZnとCr、ZnとTi、ZnとMgなどZnを主成分として、あるいは耐食性など諸機能の向上のためFe、Ni、Co、Al、Pb、Sn、Sb、Cu、Ti、Si、Ｂ、Ｐ、Ｎ、Ｓ、Ｏ等の１種ないし２種以上の合金元素および不純物元素を含み、またSiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、TiO2、BaCrO4などの酸化物、アクリル樹脂などの有機高分子をめっき層中に分散させたものがあり、めっき層の厚み方向で単一組成のもの、連続的あるいは層状に組成が変化するものがあり、さらに多層めっき鋼板では、最上層に、めっき組成としては純Znの他、ZnとFe、ZnとNi、ZnとAl、ZnとMn、ZnとCr、ZnとTi、ZnとMgなどZnを主成分として、耐食性など諸機能の向上のため１種ないし２種以上の合金元素および不純物元素を含み、またSiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、TiO2、BaCrO4などの酸化物、アクリル樹脂などの有機高分子をめっき層中に分散させたものがある。
【００１８】
例えば、溶融亜鉛めっき鋼板、蒸着亜鉛めっき鋼板、鉄−亜鉛合金化溶融亜鉛めっき鋼板、亜鉛を主とするアルミニウム、鉄などの合金溶融亜鉛めっき鋼板、めっき層断面方向で下層が合金化されている合金化溶融亜鉛めっき鋼板 (一般にハーフアロイと称する) 、片面鉄−亜鉛合金化溶融亜鉛めっき層、他面溶融亜鉛めっき層からなるめっき鋼板、これらのめっき層上に電気めっき、蒸着めっき等により亜鉛、または亜鉛を主成分とし、鉄、ニッケルを含有する金属をめっきした鋼板、あるいは電気亜鉛めっき鋼板、亜鉛、ニッケル、クロム等合金電気めっき鋼板等、さらに単一合金層または多層合金電気めっき鋼板、亜鉛および亜鉛含有金属の蒸着めっき鋼板等がある。その他、SiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、TiO2酸化物微粒子および有機高分子などを亜鉛または亜鉛合金めっき中に分散させた分散めっき鋼板がある。
【００１９】
本発明により製造される薄鋼板は、自動車のパネル、その他鋼板構造物として使用され、その強度向上と軽量化に寄与する。
次に、本発明の構成要件とその作用について詳細に説明する。なお、以下において鋼組成を規定する「％」は特にことわりがない限り、「質量％」である。
【００２０】
（Ａ）化学組成
Ｃ：Ｃは歪み時効を通して、プレス後の塗装焼き付けで高強度を発現させるのに必要な元素である。しかしながら、その含有量が0.05% を越えると硬化およびｒ値の低下で加工性が低下するとともに、製造条件を適正化しても固溶Ｃ量が多くなりすぎて常温時効劣化も大きい。したがって、本発明において、Ｃの含有量を0.0005〜0.05% と定めた。なお、TiおよびNbを添加する場合は、Ｃ含有量を0.0005〜0.01％とするのが好ましく、0.0005〜0.0040％とするのがさらに好ましい。TiおよびNbを添加しない場合は0.01〜0.05％とするのが好ましい。
【００２１】
Ｓｉ：Ｓｉは高強度化には有利な元素であるが、靱性の低下や表面性状の劣化をもたらす。さらに合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、めっきの濡れ性や合金化処理性を抑え、製造を困難にする。したがって、その上限を0.2%と定めた。好ましくは、0.1 ％以下である。
【００２２】
Ｍｎ：ＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる熱間脆性を防止する働きがある。そのため0.01% 以上の添加が必要である。また1.5%を越えて含有するとｒ値の低下が大きく加工性が劣化するので上限を1.5%と定めた。なお、加工性の点からは上限は 1.0% とするのが好ましい。
【００２３】
Ｐ：Ｐは高強度化に有利な元素であるが、多量の添加は溶接性を劣化させる。したがって上限を0.15% と定めた。0.10% 以下とするのがさらに好ましい。
Ｓ：ＳはＭｎ系硫化物やＴｉ系硫化物として析出して炭化物析出の起点となり、固溶Ｃ量を適正化させる働きがあるが、添加量が多いと熱間脆性が生じ、表面品質に大きな問題が発生する。したがって、その含有量を0.025%以下と定めた。好ましくは0.020%以下で、さらに好ましくは0.010%以下である。
Ｎ：Ｎは拡散速度が速いため常温時効劣化を大きくする働きがある。したがって、その含有量は少ないほうが好ましく、本発明では上限を0.05% と定めた。0.01% 以下とするのが好ましい。
【００２４】
Ａｌ：Ａｌは製鋼時に脱酸調整のため添加される。多量に添加してもその作用は飽和しコスト上昇を招くだけなので、鋼中の含有量として上限を0.5%と定めた。Ａｌは窒化物として固溶Ｎ量を減少させる働きもあるので、0.005%以上の添加が好ましい。
【００２５】
Ｂ：Ｂは窒化物として固溶Ｎ量を減少させる働きがあり、必要に応じて添加される。多量に添加してもその作用は飽和しコスト上昇を招くだけなので、その上限を0.01% と定めた。
【００２６】
Ｍｏ：Ｍｏは固溶Ｃをひきつけて常温で固溶Ｃを動きにくくするため常温時効劣化を改善する有効な元素である。しかしながら0.5%以上添加してもその効果が飽和しコスト高となる。したがって、0.5%以下と定めた。0.2%以下とするのが好ましい。
【００２７】
Ｔｉ，Ｎｂ：ＴｉやＮｂは炭化物として析出し、固溶Ｃ量を適正化させる働きがあり、必要に応じて添加される。多量の添加は鋼板の降伏強度を大きく上昇させ、加工性を劣化させるので、その含有量をＴｉ：0.10% 以下、Ｎｂ：0.05% 以下と定めた。
【００２８】
加工性と時効性および塗装焼き付け硬化性のため固溶Ｃ量を適正にするにはＣ* が0.0003〜0.0030% になるようにＴｉ，Ｎｂ量を調整するのが好ましい。
Ｃ* ＝Ｃ−１２／９３x Ｎｂ* −１２／４８x Ｔｉ*
Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８／３２x Ｓ−４８／１４ｘＮ
Ｎｂ* ＝Ｎｂ-0.005
ただし、Ｎｂ* ＜０のときはＮｂ* ＝０、Ｔｉ* ＜０のときはＴｉ*=０と定義する。
【００２９】
Ｔｉは炭化物が析出する前に硫化物や窒化物として析出するため、またＮｂは焼鈍時に炭化物が固溶し固溶Ｃを解放するため、炭化物としてＣを固定するＴｉ、Ｎｂ量をＴｉ* 、Ｎｂ* として定義した。
【００３０】
なお、ＴｉおよびＮｂを添加する場合はＣ含有量を0.0005〜0.01% とするのが好ましく、0.0005〜0.0040% とするのがさらに好ましい。またＣ* は0.0005〜0.0020% がさらに好ましい範囲である。
【００３１】
上記以外の元素は特性が劣化しない範囲で許容される。例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒなどはそれぞれ0.1%以下、Ｖ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｓｂなどはそれぞれ0.01% 以下である。
【００３２】
（Ｂ）熱間圧延条件
熱間圧延条件の好ましい条件は、連続鋳造後、直接または1300℃以下に加熱あるいは保定を行ってから、粗圧延を開始し、粗圧延終了後、得られた粗圧延材に直接または、必要に応じて加熱あるいは保定を行ってから、仕上げ圧延を開始し、820 ℃以上で仕上圧延を終了して、5 ℃/s以上で750 ℃以下まで冷却後巻き取ることである。
【００３３】
連続鋳造で製造されたスラブ、すなわち鋼片は、高温のまま直接粗圧延を開始しても良いし、1300℃以下に加熱あるいは保定後、粗圧延を開始しても良い。加熱または保定する場合は、析出物を粗大化させ、ｒ値を向上させる目的で、1300℃以下にするが、低温にする方が好ましく、1200℃以下、さらには1100℃以下が好ましい。
【００３４】
粗圧延終了後に仕上圧延を開始して仕上温度820 ℃以上で熱間圧延を終了するが、前述のようにスラブ加熱温度を下げると仕上温度の確保が困難である。これを回避する手段として粗圧延後の仕上圧延に入る前の粗圧延材の一部または全部を加熱あるいは保温することは極めて有効である。
【００３５】
このときの加熱あるいは保温方法として、粗圧延材 (例：粗バー) をコイル状に巻き取って炉に挿入して実現する方法、あるいは粗圧延材を誘導加熱法で加熱する粗バーヒーター、ガスバーナー加熱、直接粗圧延材に電流を流す通電加熱方法などがある。特に粗バーヒーターが好適である。
【００３６】
また仕上げ圧延前に粗圧延材を接合して連続的に圧延する方法も速度をあまり落とさず高速で短時間に仕上圧延を完了できるため、有効である。
仕上温度は820 ℃を下回ると不適正な集合組織の量が熱延鋼板で増えるため最終製品のｒ値が低下して好ましくない。好ましい仕上温度は、870 ℃以上、さらに好ましくは900 ℃以上である。
【００３７】
仕上圧延後、5 ℃/s以上で750 ℃以下まで冷却後巻き取る。5 ℃/s以上で750 ℃以下までの急冷はフェライト結晶粒を細かくして最終製品のｒ値を上げるためである。その後、巻き取り冷却される。巻き取り後の徐冷では炭化物が粗大化すれば、加工性が向上する。したがって、冷却停止温度は500 ℃以上とするのが好ましい。
【００３８】
（Ｃ）冷間圧延条件
熱間圧延後、必要に応じて適宜スケール除去してから、冷間圧延を行う。スケール除去は酸洗にて行うのが一般的である。スケール除去の前、または後でスキンパスやレベラーによる平坦矯正を行っても何ら問題ない。
【００３９】
冷間圧延は常法にしたがって実施されるが、圧下率は70% 以上が適正な集合組織を得るためには好ましい。
冷間圧延後、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍される。
【００４０】
連続焼鈍は、通常、再結晶温度以上である700 ℃以上に加熱することで実施される。ｒ値を上げて深絞り性を向上させるには、780 ℃以上が好ましく、さらに好ましくは800 ℃以上である。
【００４１】
連続焼鈍後、冷却を開始し最終的には特定温度から150 ℃以下まで、液体中に浸漬しまたはロール冷却することで、冷却され、焼き入れが行われる。
冷延鋼板製造時の焼鈍条件は、図１に示すように、焼鈍後の焼き入れ前までの冷却としては、平均冷却速度200 ℃/s以下で250 〜500 ℃まで冷却する第１段冷却後、平均冷却速度0 〜2 ℃/sで250 〜500 ℃まで冷却する第２段冷却を施し、特定温度まで平均冷却速度200 ℃/s以下で冷却する第３段冷却を施すのが好ましい。
【００４２】
各冷却は２種類以上の冷却速度に分けて実施してもかまわない。第１段冷却での冷却速度が早すぎると形状不良が発生し通板性に問題が生じる。したがって、その上限を200 ℃/sとした。第２段冷却は、Ｃを0.01% を越えて含有する場合はセメンタイトを析出させて適正固溶Ｃ量とするために20秒以上、好ましくは70秒以上実施するのが好ましい。
【００４３】
Ｃ含有量が0.01% 以下の場合、第２段冷却を施してもセメンタイトの析出が少なく特性改善が小さいため、効率を上げるために300 秒以下とするのが好ましく、また第２段冷却を実施しない条件でもかまわない。第１段冷却後第２段冷却を施す前に300 〜500 ℃まで短時間の加熱を施しても特性上は何ら問題ない。
【００４４】
図２は、溶融亜鉛めっきを施す場合の焼鈍条件を示す説明図であり、第２段冷却の後、第３段冷却に先立ってめっき浴に浸漬し、めっき浴より引き上げてから第３冷却後に、焼き入れを行う。
【００４５】
合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、図３に示すように、焼き入れ前までの冷却としては、平均冷却速度200 ℃/s以下で400 〜550 ℃まで冷却する第１段冷却後、平均冷却速度0 〜10℃/sで400 〜500 ℃まで冷却する第２段冷却を施した後、溶融亜鉛めっき浴に浸積して溶融めっきを施し、その後460 〜650 ℃まで加熱して合金化処理を施し、さらに特定温度まで平均冷却速度200 ℃/s以下まで冷却する第３段冷却を施すのが好ましい。
【００４６】
なお合金化のための加熱後その温度で100 秒以下の保持を行っても何ら問題ない。
各加熱および冷却は２種類以上の加熱速度または冷却速度に分けて実施してもかわまない。
【００４７】
第１段冷却での冷却速度が早すぎると形状不良が発生し通板性に問題が生じることから、その上限を200 ℃/sとした。
第２段冷却はＣを0.01% を越えて含有する場合はセメンタイトを析出させて適正固溶Ｃ量とするために20秒以上、好ましくは70秒以上実施するのが好ましい。Ｃ含有量が0.01% 以下の場合は第２段冷却を施してもセメンタイトの析出が少なく特性改善が小さいため、効率を上げるために300 秒以下とするのが好ましく、また第２段冷却を実施しない条件でもかまわない。第３段冷却では冷却速度が速すぎると通板性と時効性が劣化する。従って上限を200 ℃/sとした。50℃/s以下が好ましく、25℃/s以下がさらに好ましい。
【００４８】
電気亜鉛めっきを施す場合には、連続焼鈍し、焼入れ後の冷延鋼板に慣用の方法で行う。なお電気亜鉛めっき皮膜は、亜鉛系合金めっき皮膜をも含有するものである。
【００４９】
(Ｄ) 焼き入れ条件
合金化溶融亜鉛めっきを施す場合も、施さない場合も、第３冷却が施された後、60〜250 ℃の焼き入れ前温度(Ts)から150 ℃以下まで、好ましくは90℃以下まで、さらに好ましくは60℃以下までの焼き入れ温度 (Tq) に冷却して焼入れを行うが、そのとき液体中に浸漬しまたはロール冷却することで焼き入れによる急冷が施される。このときの冷却速度は所定の目的が達成される限り特に制限されないが、一般には、50〜500 ℃/secであるが、200 〜500 ℃/sとするのが好ましい。
【００５０】
ただし、Ts＞Tqである。好ましくはTs−Tq≧50℃、さらに好ましくはTs−Tq≧100 ℃である。焼き入れは水主体の液体により行うのが好ましく、その液温は30〜95℃であることが好ましく、40〜95℃であることがさらに好ましい。
【００５１】
ここに、本明細書において「焼入れ」との用語は、それに先立つ焼鈍処理後の冷却処理と区別するために、用いるものであり、固溶Ｃの状態をそのまま保持するという趣旨で用いる。具体的処理操作としては、急冷処理と同義である。
【００５２】
本発明者らは鋭意実験の結果、焼き入れ前の温度を60〜250 ℃とすることで著しい加工性の向上および常温時効性の改善が図れることを見いだした。
その理由は必ずしも明らかではないが、Ｃは粒界あるいは粒内に固溶するかあるいは炭化物として析出するが、塗装焼き付け硬化への寄与が大きく常温時効劣化への寄与が少ない粒界の固溶Ｃが粒内の固溶Ｃと比べてもっとも多くなる温度が60〜250 ℃であるためと推定される。
【００５３】
したがって、その温度域から焼き入れで、固溶Ｃの状態を凍結することでもっとも良好な特性が得られるものと考えられる。好ましい温度範囲は70〜200 ℃であり、さらに好ましくは110 〜200 ℃である。
【００５４】
焼き入れ後、必要に応じて、さらなる冷却や乾燥処理、また表面処理やスキンパス圧延や塗油などが行われる。
スキンパス圧延は平坦矯正やプレス時のストレッチャストレイン発生防止などを目的に行われ、付与しすぎると降伏強度が上がりすぎて、加工性が低下する。スキンパスの伸び率は0.8 〜2.0%とするのが好ましい。
【００５５】
このようにして得られた薄鋼板は、適宜表面処理を経て、焼き付け塗装が行われる。焼付け塗装は慣用のものを使用すればよく、本発明において特に制限されない。
【００５６】
次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明する。
【００５７】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を実験室で溶解し、45mm厚のスラブを製造した。得られたスラブについて、表２に示す条件で3.5mm 厚まで熱間圧延を行った。
【００５８】
熱間圧延の粗圧延は各パス間で５秒以上あけて４パス圧延し、また仕上圧延は、各パス間５秒以内で３パス圧延し、シミュレートした。
また粗圧延出側温度より仕上げ入り側温度を高くするためには、粗圧延で得られた粗圧延材を誘導加熱により５秒以内で加熱した。仕上圧延後、巻取温度に相当する温度まで水スプレーにて冷却後、その温度の炉に装入し、20℃/ 時で300 ℃以下まで炉冷し、巻き取りをシミュレートした。
【００５９】
さらに表面のスケールを除去後、0.8mm 厚まで冷間圧延を施し、さらに表２に示す連続焼鈍または合金化溶融亜鉛めっきのパターンで焼鈍した後、伸び率1.4%のスキンパス圧延を行った。
【００６０】
溶融亜鉛めっき後に合金化処理を行う場合は500 ℃で30秒実施した。
また冷延鋼板の一部には亜鉛系の電気めっきを施した。
本例での焼入れは表２に示す焼入れ前温度から表２に示す焼き入れ水温の純水中に、液温と同じ温度になるまで浸漬することで行った。すなわちTqは焼き入れ水温である。
【００６１】
引張り特性は圧延方向に採取したＪＩＳ５号引っ張り試験片で調査した。さらにＢＨ量は２％予歪み後に170 ℃×20分の熱処理を加えた後に測定して求め、常温時効劣化量は50℃×７日間熱処理後の伸びの低下量 (ΔEL) にて評価した。
【００６２】
結果は表３に示す。
本発明により得られる鋼はBH量30Mpa 以上の優れた塗装焼付硬化性を有し常温時効での伸びの低下量が２％以下の良好な常温時効性を示した。
【００６３】
焼き入れ前温度が本発明範囲を外れたNo.6、7 、12、13は常温時効劣化量が大きい。Ｃ量が多いＮo.23も同様である。またＳｉ量が多いＮo.24は２次加工脆性に問題があるとともに、溶融めっきでは、めっきのはじきが生じ、良好な表面品質が均一には得られなかった。
【００６４】
図４は、表１の鋼Ａおよび鋼Ｂについて第２段冷却までを表２のＮo.２の条件で実施し、その後10℃/sの第３段冷却を施し、焼き入れ前温度を種々変化させた場合の常温時効での伸びの劣化量を示すグラフである。焼入れ前温度を60〜250 ℃とすることで伸び劣化が低減することが分かる。
【００６５】
図５は、表３で二次加工脆性に問題のあった試験No.24 を除き、各供試材について、BH量と常温時効での伸びの劣化量の関係を示す。
【００６６】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上の如く本発明によれば、常温において保管しても歪み時効の進行が遅く、ストレッチャストレンが発生することもなくプレス加工ができ、かつ、高い焼き付け硬化性を有する薄鋼板が得られるのである。特に本発明による鋼板は、自動車、家電製品、その他構造物に使用した場合、強度の確保と軽量化に大きく寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷延鋼板製造時の焼鈍条件を示す説明図である。
【図２】溶融亜鉛めっきを施す場合の焼鈍条件を示す説明図である。
【図３】合金化溶融亜鉛めっきを施す場合の焼鈍条件を示す説明図である。
【図４】実施例の結果を示すグラフである。
【図５】 BH量と常温時効での伸びの劣化量の関係を示す説明図である。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：0.0005〜0.05% 、Ｓｉ：0.2%以下、Ｍｎ：0.01〜1.5%、Ｐ：0.15%以下、Ｓ：0.025%以下、Ａｌ：0.005 〜0.5% 、Ｎ：0.05% 以下を含み、さらに必要に応じてＢ：0.01%以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼片を、熱間圧延および冷間圧延後、得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき後の冷却または溶融亜鉛めっき後の合金化処理後の冷却を行うに際し、50 ℃／ｓ以下の平均冷却速度で 60 〜 250 ℃の温度（ Ts ）まで冷却し、前記温度（ Ts ）から150 ℃以下の温度(Tq)に液体中に浸漬して冷却する(ただし、Ts − Tq ≧ 50 ℃)ことを特徴とする耐常温時効性、加工性、そして焼付塗装硬化性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 質量％で、Ｃ： 0.0005 〜 0.01% 、Ｓｉ： 0.2% 以下、Ｍｎ： 0.01 〜 1.5% 、Ｐ： 0.15% 以下、Ｓ： 0.025% 以下、Ａｌ： 0.005 〜 0.5% 、Ｎ： 0.05% 以下、Ｎｂ： 0.05% 以下および／またはＴｉ： 0.10% 以下を含み、さらに必要に応じてＢ： 0.01% 以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼片を、熱間圧延および冷間圧延後、得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき後の冷却または溶融亜鉛めっき後の合金化処理後の冷却を行うに際し、 50 ℃／ｓ以下の平均冷却速度で 60 〜 250 ℃の温度（ Ts ）まで冷却し、前記温度（ Ts ）から 150 ℃以下の温度 (Tq) に液体中に浸漬して冷却する ( ただし、 Ts − Tq ≧ 50 ℃ ) ことを特徴とする耐常温時効性、加工性、そして焼付塗装硬化性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記鋼片の下記式で求められるＣ*が0.0003〜0.0030%であることを特徴とする請求項２記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ* ＝Ｃ-１２／９３x Ｎｂ* -１２／４８x Ｔｉ*
Ｔｉ* ＝Ｔｉ-４８／３２x Ｓ-４８／１４ｘＮ
Ｎｂ* ＝Ｎｂ-0.005
ただし、Ｎｂ*＜０のときはＮｂ*＝０、Ｔｉ*＜０のときはＴｉ*=０と定義する。 - 前記熱間圧延を、連続鋳造後、直接または1300℃以下に加熱あるいは保定を行ってから、粗圧延を開始し、粗圧延終了後、得られた粗圧延材に直接または、必要に応じて粗圧延材の加熱あるいは保定を行ってから、仕上げ圧延を開始し、820℃以上で仕上圧延を終了して、5℃/s以上で750℃以下まで冷却後巻き取ることで行うことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記鋼片が、さらに、質量％で、Mo：0.5%以下を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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