JP2004115886A - 加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】深絞り性および伸びフランジ性等の加工性に優れ、しかもかかる加工性の安定性が極めて高い薄物溶融亜鉛系めっき鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０１％以下、Ｍｎ：０．２ ％以上、０．７ ％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５ ％以下、Ａｌ：０．０２〜０．１ ％、Ｎ：０．００５０％以下およびＢ：０．０００３〜０．００３０％を含み、かつＴｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０％を、（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成および平均結晶粒径が１２μｍ 以下の鋼組織とし、さらに板厚を０．７０ｍｍ以下にすると共に、少なくとも片面に ３０ ｇ／ｍ２以上の溶融亜鉛主体のめっき層を被成する。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０１％以下、Ｍｎ：０．２ ％以上、０．７ ％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５ ％以下、Ａｌ：０．０２〜０．１ ％、Ｎ：０．００５０％以下およびＢ：０．０００３〜０．００３０％を含み、かつＴｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０％を、（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成および平均結晶粒径が１２μｍ 以下の鋼組織とし、さらに板厚を０．７０ｍｍ以下にすると共に、少なくとも片面に ３０ ｇ／ｍ２以上の溶融亜鉛主体のめっき層を被成する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用の薄鋼板、中でもトランクリツドのインナー、フード（ボンネット）のインナー、ルーフのインナーおよびドアのインナー部品のように、昨今では厚みが ０．７ｍｍ以下程度の薄物材が使用されている用途に供して好適なものである。これらの部品は、主に軽量化の目的で極限まで薄肉化が図られ、また成形に際しては非常に厳しい加工が施される。さらに、これらの部位については、耐蝕性向上の観点から表面処理鋼板が用いられるようになってきている。
本発明は、このような難成形部品に適用して好適な、加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板に関するものである。
【０００２】
また、製造方法に関しては、高純度の極低炭素鋼を素材とし、特に適正量のＢを添加し、かつＳ等の含有量を制限することにより、薄物溶融めっき鋼板に特有な不安定な延性破壊を効果的に防止して、優れた加工性を確保しようとするものである。
【０００３】
なお、本発明の溶融亜鉛系めっき鋼板とは、亜鉛めっき主体、すなわち亜鉛を５０ｍａｓｓ％以上含有する溶融めっき層を表面に有する鋼板を意味する。
かような溶融亜鉛系めっき鋼板としては、例えば溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、亜鉛−アルミめっき鋼板の他、微量元素を含有する亜鉛主体の溶融めっき層を有する鋼板等が挙げられる。
【０００４】
【従来の技術】
昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に関連し、車体重量の低減は極めて重要な課題である。車体重量軽減のためには、鋼板の厚みを必要かつ最小限まで低減してその軽量化を図る。しかしながら、鋼板を薄肉化すると、特に深絞り成形を行う部品では、フランジしわの発生や不安定な割れの発生が顕著となることが知られている。また、これらの不具合発生までには至らなくとも、プレス成形が不安定となったり、成形速度が制限される等の問題を生じていた。
これらの問題は、表面処理を行わないいわゆる裸の冷延鋼板でも著しいが、表面処理鋼板においては特に顕著となる。
【０００５】
上記の問題の対策として、極低炭素鋼板を用いる技術が広く適用されていて、その優れた成形性がこれらの問題解決に有利であることが確認されている。
例えば、極低炭素鋼を素材とする表面処理鋼板に関する技術としては、Ｃ：０．００５ ％以下でＴｉ， Ｎｂ， Ｂを含有する極低炭素鋼を用い、連続式溶融亜鉛めっき設備で ７７０〜９００ ℃の温度で焼鈍後、所定の温度まで急冷し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき後、めっき層中のＦｅ含有率が９〜１２％になるように加熱合金化処理を行って、プレス成形性に優れ、かつプレス加工時のめっきの耐剥離性およびスポット溶接時の連続打点性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が提案されている（例えば特許文献１参照）。
【０００６】
【特許文献１】
特開平２−１１７４５ 号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上記の技術の対象となる部品としては、フード、ルーフ、トランクおよびドアなどのインナー部品などがあるが、これらは最近特に薄肉化の傾向が強まったことから、極低炭素鋼の適用で一定の成形性改善効果が得られるとはいうものの、多数枚かつ高速のプレス成形を実施した場合には、突発的に発生する割れを皆無とすることは難しかった。
【０００８】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、深絞り性および伸びフランジ性等に対する高加工性とその安定性を極めて高いレベルで得ることができる薄物溶融亜鉛系めっき鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
本発明では、特に引張り強度（ＴＳ）が ３２０ ＭＰａまでの低強度鋼板（軟鋼板）を対象とする。なお、より高い強度の鋼板では、本発明で問題とするような高度の加工は困難であるため、対象からは除外する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の問題を解決するために、成分組成および製造法を種々に変更して多数の溶融めっき鋼板を製造し、得られた溶融めっき鋼板に対して種々の材質評価、プレス成形性評価および表層部の断面組織観察を行った。
その結果、本発明で問題とする不安定なプレス成形現象は、鋼板表面のめっき層の界面状態と強い相関があることが明らかになった。なお、かような現象は、鋼板の板厚が薄くなり、いわゆる「不安定な延性破壊」が生じ易い条件下で特に顕著となる。
【００１０】
すなわち、鋼板の表面に存在するめっき層（亜鉛を主体するめっき層）が、鋼板の結晶粒界に沿って侵入しているような形態をとる場合には、プレス成形時にこれが切り欠き（ノッチ）として作用し、割れの起点となることが明らかになった。この傾向は、非合金化溶融亜鉛めっき鋼板で顕著であったが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板でも同様な現象が生じることが確認された。
【００１１】
また、化学組成的には、極低炭素鋼のような高純度鋼で、上記したような現象が顕著となるが、これにＳｉ， Ｐなどを多量に添加するとかような現象は緩和される。
従って、極薄で、低強度で、極めて厳しい加工が施される場合にのみ、このような現象が顕在化する。なお、電気めっき鋼板では、このような機構で生じる割れ不具合はない。
【００１２】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．２ ｍａｓｓ％以上、０．７ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１ ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下および
Ｂ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０ｍａｓｓ％
を、（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成と、平均結晶粒径が１２μｍ 以下の鋼組織を有し、板厚が０．７０ｍｍ以下で、少なくとも片面に ３０ ｇ／ｍ２以上の溶融亜鉛主体のめっき層を有することを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１３】
２．上記１において、鋼板がさらに
Ｃａ， ＲＥＭの１種または２種合計で０．００１０〜０．０１０ ｍａｓｓ％
を含有する組成になることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１４】
３．上記１または２において、地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さが２０μｍ以下であることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１５】
４．Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．２ ｍａｓｓ％以上、０．７ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１ ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下および
Ｂ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０ｍａｓｓ％
を、（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを素材とし、熱間圧延時におけるスラブ加熱温度：１０００℃以上、仕上げ圧延出側温度：Ａｒ３変態点以上、熱延巻取り温度：７５０ ℃以下の条件で熱間圧延後、冷間圧延を施し、ついで再結晶温度以上 ９５０℃以下の温度範囲で焼鈍したのち、溶融めっき処理を行うことを特徴とする加工性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
５．上記４において、鋼スラブがさらに
Ｃａ， ＲＥＭの１種または２種合計で０．００１０〜０．０１０ ｍａｓｓ％
を含有する組成になることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％（ｍａｓｓ％）を意味するものとする。
Ｃ：０．０１％以下
Ｃは、高い延性および高いｒ値を得るためには、その含有量を制御する必要がある。特に極薄鋼板においては、不安定な割れを回避するために高延性、高ｒ値が不可欠であるが、Ｃが０．０１％を超えると高ｒ値（概ね１．８ 以上）と高延性（概ね４８％以上）を得ることが困難となる。従って、Ｃ量は０．０１％以下に制限する。特に成形性の向上という観点からは０．００３０％以下とするのがより好適である。
なお、Ｃ量が ０．００１％未満になると、結晶粒径が粗大化する結果、いわゆる肌荒れ現象による外観の不良、もしくはこれによる延性の低下が生じ易くなる。また、溶融亜鉛（溶融金属）の結晶粒界からの侵入が顕著となり、本発明で目的とする不安定な延性破壊を回避するのが困難となる。従って、Ｃは ０．００１％以上含有させることが好ましい。
【００１８】
Ｓｉ：０．０１％以下
Ｓｉは、鋼を強化する元素であり、添加により鋼が高強度化し、延性が低下するので好ましくない。また、変態点を上昇させる元素であるため、熱間圧延時に仕上げ圧延をＡｒ３変態点以上で行うことが困難になる。変態点未満で圧延された場合、仕上げ圧延温度が冷延鋼板の集合組織に影響を与え、結果的に高いｒ値を得ることが困難になる。これは特に薄物の鋼板で問題となる。また、集合組織変化に顕著に影響する鋼板の表面特性への影響も顕著である。
本発明では、上記の事情を勘案し、安定して高い延性とｒ値を得るために、Ｓｉ量は０．０１％以下に制限した。なお、下限は特に規制しないが、脱珪（脱Ｓｉ）に要するコストを勘案すると、０．００２ ％程度が下限と考えられる。
【００１９】
Ｍｎ：０．２ ％以上 ０．７％以下
Ｍｎは、Ｓによる熱間割れを防止する有用な元素であり、含有するＳ量に応じて添加する必要があるが、本発明のＳ含有量範囲では、Ｍｎを ０．２％以上含有すれば熱間割れの問題は生じない。また、結晶粒径を微細にする望ましい効果もある。特にＭｎを添加することにより、本発明のような極低炭素鋼においても十分に微細な結晶組織を得ることができる。これは、Ｍｎ添加により鋼の変態点が低下することに起因すると推定される。このような望ましい効果を発揮させるためには、上述したとおり ０．２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎはｒ値を低下させる不都合があるため、多量の添加は望ましくない。ここに、 ０．７％以下の含有であれば、高延性、高ｒ値を維持したままで、結晶粒の微細化を達成することができるので、Ｍｎの上限は ０．７％とする。
【００２０】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、溶融亜鉛（溶融金属）の結晶粒界への侵入を防止する効果はあるが、鋼を強化するだけでなく、変態点を上昇させる作用があり、延性およびｒ値の観点からは極力低減することが好ましいので、０．０３％以下に制限した。本発明では、Ｐ量が０．０３％以下であれば、延性の低下や高強度化による熱間圧延の困難化という問題を伴うことなしに結晶粒の微細化を達成し、溶融めっき鋼板の高延性、高ｒ値を確保することができる。なお、Ｐは、鋼中において偏析する傾向が強いため、それに起因した溶接部の脆化を招き易いので、かような特性低下が特に重要視される場合には０．０１％以下に低減することが好ましい。
【００２１】
Ｓ：０．００５ ％以下
Ｓは、介在物として存在し、鋼板の延性を低下させるだけでなく、耐蝕性を劣化させる有害元素であるが、従来はＭｎ，Ｔｉ等の添加で安定して固定化されていたため、多くの冷延鋼板では特に厳しい含有量の制限は行われていなかった。本発明では、溶融めっき工程での亜鉛（溶融金属）の鋼板中への侵入による加工性の低下防止を主眼としているが、種々の調査研究の結果、Ｓ量を ０．００５％以下にすると、亜鉛等の侵入深さが低減することが見出された。また、同一深さまで侵入した状況でも、それによる加工性の低下は、Ｓを ０．００５％以下まで低減した場合の方が軽微であることが判明した。従って、Ｓ量は ０．００５％以下に限定する。
【００２２】
Ａｌ：０．０２〜０．１ ％
Ａｌは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効に寄与し、また鋼の組織微細化のためにも有用な元素である。このような望ましい効果を得るためには、０．０２％以上のＡｌ含有が必要である。しかしながら、０．１ ％を超えて多量に含有すると、アルミナクラスターの生成に伴う表面欠陥の発生が顕著となるため好ましくない。このためＡｌ量は０．０２〜０．１ ％の範囲に限定した。材質の安定性という観点からは０．０３〜０．１ ％とするのがさらに望ましい。
【００２３】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、窒化アルミの形で析出すると組織の微細化に寄与するという効果はあるものの、ｒ値等を低下して加工性を劣化させるので、本発明では極力低減させるものとした。ここに、Ｎ量が０．００５０％以下であれば、本発明の重要な要件であるｒ値への悪影響が少なく、高ｒ値を得ることができるので、Ｎ量は０．００５０％以下に制限した。さらに高いｒ値が要求される場合には、０．００３０％以下とすることが望ましい。
【００２４】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂの添加により、溶融めっき処理時の亜鉛（溶融金属）の結晶粒界に沿う侵入を顕著に抑制することができる。この効果は、Ｂの単独添加では十分ではなく、後述するＴｉ，Ｎｂとの複合添加により初めて十分なレベルとなる。このような望ましい効果を得るためには、Ｂは０．０００３％以上含有する必要があるが、０．００３０％を超えるとｒ値が低下するため、Ｂ量は０．０００３〜０．００３０％の範囲に限定した。さらに安定して結晶粒径の微細化（溶融金属の侵入の防止に有効）と高ｒ値を確保するためには０．０００５〜０．００１５％の範囲がより好適である。
【００２５】
本発明においては、上述したＢと共に以下に述べるＮｂおよびＴｉを複合して添加することがとりわけ重要である。
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
本発明において、Ｔｉの添加は、引張り特性の改善の観点から不可欠である。Ｔｉの添加により、鋼中のＣを固定することで、高いｒ値と高い延性を得ることができる。このような望ましい効果を得るためには、０．０１％以上のＴｉ含有が必須であるが、Ｔｉ量が０．１０％を超えると表面欠陥の発生のおそれが大きくなり、本発明で対象とする表面処理鋼板としては好ましくなくなる。従ってＴｉ量は０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。なお、引張り特性の改善および表面処理特性の確保の観点からは、０．０３〜０．０５％の範囲で含有させるのがより好適である。
【００２６】
Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０％
Ｎｂも、Ｔｉと同様、本発明においては必須の元素である。このＮｂの添加により、結晶粒が微細化され鋼板の局部延性が改善されると共に、溶融めっき処理時に溶融亜鉛が結晶粒界に沿って侵入し鋼板の延性に悪影響を及ぼすという弊害を大幅に軽減することができる。しかしながら、０．１０％を超えて含有された場合には、鋼板の熱間および冷間での変形抵抗が著しく増大する結果、薄鋼板の製造性が低下し好ましくないので、Ｎｂは ０．００３〜０．１０％の範囲に限定した。変形抵抗および引張り特性の両者を考慮したより望ましい範囲は ０．００５〜０．０１０ ％である。
【００２７】
（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）
ＴｉおよびＮｂを、上記の関係を満足する範囲で含有させることによって、加工性とめっき特性および外観の美麗さが併せて改善される。特に、Ｔｉ量がこの範囲を下回ると、ｒ値の低下が顕著となり、本発明で対象とする薄物の高成形性鋼板においては望ましくない。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、特に高いレベルの伸びフランジ成形性が要求される場合には、Ｃａ，ＲＥＭ を添加して介在物の形態制御を行うことが有効である。しかしながら、これら元素の含有量が０．００１０％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．０１０ ％を超えると表面欠陥の発生が懸念されるので、Ｃａ，ＲＥＭは単独添加または複合添加いずれの場合も０．００１０〜０．０１０ ％の範囲で含有させるものとした。
【００２９】
本発明においては、上記の他の残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物の中で特に、Ｃｕ， Ｎｉ， Ｃｒ， Ｍｏといった元素は鋼板のＴＳを増加させるので、本発明のような軟質な極薄鋼板を製造する場合には好ましくはない。従って、不可避的不純物の中でもこれらの元素は合計で０．０５％以下とすることが好ましい。特に高い延性が必要とされる場合あるいは冷間圧延・熱間圧延の製造能力が十分でない場合には、これらの合計量は０．０３％以下とすることが望ましい。
【００３０】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を満足しているだけでは不十分で、以下に述べる、鋼組織、板厚およびめっき量を適正に制御することも重要である。
平均結晶粒径：１２μｍ 以下
溶融亜鉛の粒界への侵入を防止するためには、結晶粒径は小さい程好ましい。この点に関する発明者らの研究によれば、平均結晶粒径が１２μｍ を超えると、溶融亜鉛の粒界への侵入が顕著となるので、平均結晶粒径は１２μｍ 以下に限定した。
【００３１】
板厚：０．７０ｍｍ以下
板厚が薄くなっていくに従って、いわゆる「薄肉化に伴う延性の低下」が生じるが、板厚が特に０．７０ｍｍ以下になるとこれが顕著になる。
そこで、本発明では、かような弊害が顕著となる板厚：０．７０ｍｍ以下の薄鋼板を対象にするものとした。とりわけ、板厚：０．６０ｍｍ以下で本発明による改善効果は顕著となる。
【００３２】
少なくとも片面でのめっき目付け量：３０ ｇ／ｍ２ 以上
本発明は、主に溶融亜鉛めっき鋼板を対象とするが、前述したとおり、亜鉛を主体として他の合金元素を添加する場合を含む。ここに、耐蝕性向上の観点からは３０ ｇ／ｍ２ 以上のめっき目付け量が必要である。この目付け量未満では、本発明で問題とする延性の低下が、問題として顕在化してこない。
【００３３】
地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さ：２０μｍ 以下
地鉄表層の結晶粒界への亜鉛（めっき相）の侵入深さは、鋼板の局部延性と強い相関関係にあることが明らかになった。板厚が０．７０ｍｍ以下という極薄鋼板においては、亜鉛の侵入深さが２０μｍ を超えると、プレス成形時に不安定な割れを生じる危険性が増大する。これは、鋼板の圧延方向に対し直角の方向の断面を ４００倍程度の倍率で少なくとも１０視野程度観察し、２０μｍ を上回るような深い侵入を示す箇所の有無を観察することで判断することができる。
【００３４】
次に、本発明の製造条件の限定理由について説明する。
スラブの製造に際しては、成分のマクロな偏析が防止できる連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法でも勿論製造可能である。
また、スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却しないで温片のままで加熱炉に装入する、あるいは軽い保熱処理を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく使用できる。
【００３５】
熱間圧延時のスラブ加熱温度：１０００℃以上
スラブ加熱温度は、熱延鋼板の最終的な組織として均一で微細な結晶組織が得られるような仕上げ圧延が可能となる温度条件から逆算される温度以上とする必要がある。ここに、スラブ加熱温度が１０００℃を下回ると、初期状態としての組織が不均一なものとなり、このような不均一さが原因となって、最終の冷延鋼板においてｒ値の向上に有利な集合組織が形成されない。従って、スラブ加熱温度は１０００℃以上とする。
【００３６】
仕上げ圧延出側温度：Ａｒ３変態点以上
熱延時の仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上とすることで、均一微細な熱延母板組織を得ることができ、用途上、問題なく使用することができる。しかしながら、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ると、鋼板の組織が不均一になり、冷延、焼鈍後にも組織の不均一性が解消せずに残留するため、プレス成形時に種々の不具合が生じる危険性が増大する。また、これより低い圧延温度の場合に加工組織の残留を回避すべく高い巻取り温度を採用したとしても、この場合は粗大粒の発生に伴い同様の不具合を生じる。従って、仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上とした。特に機械的性質を向上させるには ８２０℃以上とすることが好ましい。なお、上限温度は特に規制されないが、過度に高い温度で圧延した場合にはスケール疵などの原因となるので、仕上げ圧延出側温度の上限は１０００℃程度とするのが好ましい。
【００３７】
熱間圧延終了後の冷却条件については特に限定はしないが、圧延終了後、直ちに（概ね ０．５秒以内に）水冷を開始し、冷却中の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることがｒ値の向上に有利である。
また、冷却速度の上限も特には規定はしないが、 ３００℃／ｓを上回ると材質の均一性と形状の均一性を両立する上で不利となる。
【００３８】
熱延巻取り温度：７５０ ℃以下
熱延巻取り温度を上昇させることは、延性、ｒ値を改善する上で効果がある。しかしながら、７５０ ℃を上回る高い巻取り温度を適用すると、鋼板のスケール疵の発生頻度が増大するだけでなく、結晶粒径が粗大化しすぎる結果、プレス成形時に肌荒れを生じ、これにより不安定な延性破壊を生じる危険性が顕著となる。板厚が薄く、表面の性状により高いレベルが要求される場合には ７２０℃以下の巻取り温度とするのがさらに好適である。低温側については、熱延鋼板形状の乱れの防止、高い材質均一性確保の観点から ３００℃以上とすることが望ましい。
【００３９】
上記のようにして製造した熱延鋼板を、冷間圧延したのち、焼鈍し、引き続いて溶融めっき処理を行う。なお、冷間圧延前には、通常行われているように脱スケールのため酸洗を行う。
この酸洗は、常法に従って行えばよいが、極めて薄いスケールの状態であれば直接冷間圧延に供することも可能である。また、冷間圧延についても、特に限定されることはなく、常法に従って行えばよい。なお、冷延圧下率については、最終の組織を均一かつ微細化するという観点から４０〜９０％程度とすることが好ましい。
【００４０】
焼鈍温度：再結晶温度以上 ９５０℃以下
上記の冷間圧延後に、焼鈍を行うが、この時の温度が再結晶温度に満たないと本発明で所期したほど高い延性と高いｒ値を得ることはできない。特に安定した高成形性を確保するためには、再結晶温度を２０℃以上上回る温度で焼鈍を行うことが望ましい。一方 ９５０℃を超えると鋼板の組織が著しく粗大化し、プレス成形時の延性の低下が顕著となる。従って、冷延圧延後の焼鈍温度は再結晶温度以上、 ９５０℃以下とした。なお、この焼鈍は連続焼鈍で行うことが有利である。
【００４１】
上記の焼鈍に引き続いて、好ましくは同一の製造ライン内にて連続溶融めっき処理を行う。
溶融めっきに先立つ連続焼鈍条件は、上述した焼鈍条件に準じて行えば良い。通常の溶融亜鉛めっきラインでは、一つのラインの中で焼鈍と溶融めっきを連続して行うが、これらの処理を個別に行っても同様の製品を製造することができる。さらに、溶融亜鉛めっきを行う前に、ラインの入側にて酸洗を行うことによって、最終製品のめっき密着性を向上させることができるので、この実施は有利である。
【００４２】
上記の焼鈍後、鋼板を溶融金属浴に浸漬するが、その時の鋼板の温度（侵入板温）を、浴温度＋１００ ℃以下に制御することは、溶融金属の鋼板の粒界に沿った侵入を抑制する上で有効である。特にかような悪影響を低減して、鋼板の局部延性を向上させるためには、侵入板温を浴温度＋５０℃以下に制御することが好適である。
上記の溶融めっき後、常法に従い合金化処理を行ってもよいのは言うまでもない。
【００４３】
本発明の鋼板は、その後に特に調質圧延を実施しなくても、自動車用鋼板として問題なく使用できる。しかしながら、形状の矯正、表面粗度の付与という観点から ０．２％以上 ３．０％以下程度の調質圧延を実施することは有効である。
【００４４】
【実施例】
実施例１
次に本発明の実施例について説明する。
表１に示す成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物であって、この不可避的不純物中、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏが合計で０．０５ｍａｓｓ％以下の組成になる溶鋼を、転炉で溶製したのち、連続鋳造し、得られた鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延、酸洗、冷間圧延の後、連続溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっき処理を施した。なお、一部については ５５０℃での合金化処理を施した。なお、焼鈍温度は全て再結晶温度以上とし、溶融亜鉛めっきの浴温は ５００〜５２０ ℃とした。また、亜鉛浴中のＡｌ濃度を変えて、めっき中の亜鉛含有率を変化させた。
上記した溶融亜鉛めっき鋼板からＪＩＳ ５ 号試験片を採取して引張り試験を行い、引張り特性を調査した。
【００４５】
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均結晶粒径および地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さについて調査した。
平均結晶粒径は、鋼板の圧延方向に対し直角の方向の断面を １００倍で５視野観察し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定される切断法に準じて算出した。
地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さは、圧延方向断面（Ｌ断面）および圧延方向に対し直角の方向の断面（Ｔ断面）の表層近傍を光学顕徹鏡にて ４００倍で観察し、少なくとも各１０視野以上（合計１．２５ｍｍ長さ）の範囲で観察した。
【００４６】
さらに、伸びフランジ性を評価するため、穴拡げ率を求めた。穴拡げ率は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴｌ００ｌに準拠した穴拡げ試験を行って求めた。すなわち、試験片に穴径ｄ０ ＝１０ｍｍφをクリアランスを板厚の１２．５％で打ち抜いて初期穴を設け、６０°の円錐ボンチを初期穴に装入して穴を拡げ、亀裂が板厚を貫通する時点での穴径ｄ（ｍｍ）を求めた。これらのｄ０ 、ｄ値を用いて次式から穴拡げ率λ（％）を算出した。
λ＝｛（ｄ−ｄ０ ）／ｄ０ ｝×１００ （％）
【００４７】
またさらに、加工性の安定性を調査するため、曲げ・曲げ戻しによる伸びの低下率について調査した．なお、この調査は、次のようにして行った。
鋼板の圧延方向に対し直角の方向を引っ張り方向とするＪＩＳ ５ 号試験片相当の短冊を２枚採取し、１枚については３ｍｍＲ（内径）の １８０°曲げを行い、しかるのち曲げ戻して平坦にし、曲げ・曲げ戻し部が試験片の平行部の長手方向の中央に位置するようにしてＪＩＳ ５ 号試験片に加工し、この試験片を用いて引張り試験を行った。
また、残りの１枚については、曲げ・曲げ戻しを行わずそのままＪＩＳ ５ 号試験片に加工して、引張り試験を行い、曲げ・曲げ戻しの有無による伸びの変化について調査した。
得られた結果を表３にまとめて示す。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】
表３から明かなように、発明例はいずれも、平均結晶粒径が１０μｍ 以下、地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さが５μｍ 以下と小さく、しかもｒ≧１．８４、λ≧９８％という優れた深絞り性および伸びフランジ性を有し、さらに曲げ・曲げ戻しによる伸びの低下率が２％以下と加工性の安定性にも優れていた。
【００５２】
実施例２
Ｃ：０．００２２％，Ｓｉ：０．００３ ％，Ｍｎ：０．３２％，Ｐ：０．００２ ％，Ｓ：０．００１ ％，Ａｌ：０．０４５ ％，Ｎ：０．００１８％，Ｔｉ：０．０３５ ％，Ｎｂ：０．００７ ％およびＢ：０．０００８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物であって、この不可避的不純物中、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏが合計で０．０５ｍａｓｓ％以下の組成になる鋼スラブを素材とし、表４に示す種々の条件で処理して溶融亜鉛めっき板を製造した。
かくして得られた溶融亜鉛めっき板および冷延鋼板段階での鋼板について、実施例と同様な調査を行った結果を表５に示す。
【００５３】
【表４】
【００５４】
【表５】
【００５５】
表５から明かなように、発明例はいずれも、平均結晶粒径が１２μｍ 以下、地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さが５μｍ 以下と小さく、しかもｒ≧２．０５、λ≧１２５ ％という優れた深絞り性および伸びフランジ性を有し、さらに曲げ・曲げ戻しによる伸びの低下率が２％以下と加工性の安定性にも優れていた。
【００５６】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、深絞り性および伸びフランジ性等の加工性に優れ、しかもかかる加工性の安定性が極めて高い薄物溶融亜鉛系めっき鋼板を安定して得ることができ、ひいては自動車用薄鋼板としての用途に供して偉効を奏する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用の薄鋼板、中でもトランクリツドのインナー、フード（ボンネット）のインナー、ルーフのインナーおよびドアのインナー部品のように、昨今では厚みが ０．７ｍｍ以下程度の薄物材が使用されている用途に供して好適なものである。これらの部品は、主に軽量化の目的で極限まで薄肉化が図られ、また成形に際しては非常に厳しい加工が施される。さらに、これらの部位については、耐蝕性向上の観点から表面処理鋼板が用いられるようになってきている。
本発明は、このような難成形部品に適用して好適な、加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板に関するものである。
【０００２】
また、製造方法に関しては、高純度の極低炭素鋼を素材とし、特に適正量のＢを添加し、かつＳ等の含有量を制限することにより、薄物溶融めっき鋼板に特有な不安定な延性破壊を効果的に防止して、優れた加工性を確保しようとするものである。
【０００３】
なお、本発明の溶融亜鉛系めっき鋼板とは、亜鉛めっき主体、すなわち亜鉛を５０ｍａｓｓ％以上含有する溶融めっき層を表面に有する鋼板を意味する。
かような溶融亜鉛系めっき鋼板としては、例えば溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、亜鉛−アルミめっき鋼板の他、微量元素を含有する亜鉛主体の溶融めっき層を有する鋼板等が挙げられる。
【０００４】
【従来の技術】
昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に関連し、車体重量の低減は極めて重要な課題である。車体重量軽減のためには、鋼板の厚みを必要かつ最小限まで低減してその軽量化を図る。しかしながら、鋼板を薄肉化すると、特に深絞り成形を行う部品では、フランジしわの発生や不安定な割れの発生が顕著となることが知られている。また、これらの不具合発生までには至らなくとも、プレス成形が不安定となったり、成形速度が制限される等の問題を生じていた。
これらの問題は、表面処理を行わないいわゆる裸の冷延鋼板でも著しいが、表面処理鋼板においては特に顕著となる。
【０００５】
上記の問題の対策として、極低炭素鋼板を用いる技術が広く適用されていて、その優れた成形性がこれらの問題解決に有利であることが確認されている。
例えば、極低炭素鋼を素材とする表面処理鋼板に関する技術としては、Ｃ：０．００５ ％以下でＴｉ， Ｎｂ， Ｂを含有する極低炭素鋼を用い、連続式溶融亜鉛めっき設備で ７７０〜９００ ℃の温度で焼鈍後、所定の温度まで急冷し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき後、めっき層中のＦｅ含有率が９〜１２％になるように加熱合金化処理を行って、プレス成形性に優れ、かつプレス加工時のめっきの耐剥離性およびスポット溶接時の連続打点性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が提案されている（例えば特許文献１参照）。
【０００６】
【特許文献１】
特開平２−１１７４５ 号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上記の技術の対象となる部品としては、フード、ルーフ、トランクおよびドアなどのインナー部品などがあるが、これらは最近特に薄肉化の傾向が強まったことから、極低炭素鋼の適用で一定の成形性改善効果が得られるとはいうものの、多数枚かつ高速のプレス成形を実施した場合には、突発的に発生する割れを皆無とすることは難しかった。
【０００８】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、深絞り性および伸びフランジ性等に対する高加工性とその安定性を極めて高いレベルで得ることができる薄物溶融亜鉛系めっき鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
本発明では、特に引張り強度（ＴＳ）が ３２０ ＭＰａまでの低強度鋼板（軟鋼板）を対象とする。なお、より高い強度の鋼板では、本発明で問題とするような高度の加工は困難であるため、対象からは除外する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の問題を解決するために、成分組成および製造法を種々に変更して多数の溶融めっき鋼板を製造し、得られた溶融めっき鋼板に対して種々の材質評価、プレス成形性評価および表層部の断面組織観察を行った。
その結果、本発明で問題とする不安定なプレス成形現象は、鋼板表面のめっき層の界面状態と強い相関があることが明らかになった。なお、かような現象は、鋼板の板厚が薄くなり、いわゆる「不安定な延性破壊」が生じ易い条件下で特に顕著となる。
【００１０】
すなわち、鋼板の表面に存在するめっき層（亜鉛を主体するめっき層）が、鋼板の結晶粒界に沿って侵入しているような形態をとる場合には、プレス成形時にこれが切り欠き（ノッチ）として作用し、割れの起点となることが明らかになった。この傾向は、非合金化溶融亜鉛めっき鋼板で顕著であったが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板でも同様な現象が生じることが確認された。
【００１１】
また、化学組成的には、極低炭素鋼のような高純度鋼で、上記したような現象が顕著となるが、これにＳｉ， Ｐなどを多量に添加するとかような現象は緩和される。
従って、極薄で、低強度で、極めて厳しい加工が施される場合にのみ、このような現象が顕在化する。なお、電気めっき鋼板では、このような機構で生じる割れ不具合はない。
【００１２】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．２ ｍａｓｓ％以上、０．７ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１ ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下および
Ｂ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０ｍａｓｓ％
を、（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成と、平均結晶粒径が１２μｍ 以下の鋼組織を有し、板厚が０．７０ｍｍ以下で、少なくとも片面に ３０ ｇ／ｍ２以上の溶融亜鉛主体のめっき層を有することを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１３】
２．上記１において、鋼板がさらに
Ｃａ， ＲＥＭの１種または２種合計で０．００１０〜０．０１０ ｍａｓｓ％
を含有する組成になることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１４】
３．上記１または２において、地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さが２０μｍ以下であることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１５】
４．Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．２ ｍａｓｓ％以上、０．７ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１ ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下および
Ｂ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０ｍａｓｓ％
を、（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを素材とし、熱間圧延時におけるスラブ加熱温度：１０００℃以上、仕上げ圧延出側温度：Ａｒ３変態点以上、熱延巻取り温度：７５０ ℃以下の条件で熱間圧延後、冷間圧延を施し、ついで再結晶温度以上 ９５０℃以下の温度範囲で焼鈍したのち、溶融めっき処理を行うことを特徴とする加工性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
５．上記４において、鋼スラブがさらに
Ｃａ， ＲＥＭの１種または２種合計で０．００１０〜０．０１０ ｍａｓｓ％
を含有する組成になることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％（ｍａｓｓ％）を意味するものとする。
Ｃ：０．０１％以下
Ｃは、高い延性および高いｒ値を得るためには、その含有量を制御する必要がある。特に極薄鋼板においては、不安定な割れを回避するために高延性、高ｒ値が不可欠であるが、Ｃが０．０１％を超えると高ｒ値（概ね１．８ 以上）と高延性（概ね４８％以上）を得ることが困難となる。従って、Ｃ量は０．０１％以下に制限する。特に成形性の向上という観点からは０．００３０％以下とするのがより好適である。
なお、Ｃ量が ０．００１％未満になると、結晶粒径が粗大化する結果、いわゆる肌荒れ現象による外観の不良、もしくはこれによる延性の低下が生じ易くなる。また、溶融亜鉛（溶融金属）の結晶粒界からの侵入が顕著となり、本発明で目的とする不安定な延性破壊を回避するのが困難となる。従って、Ｃは ０．００１％以上含有させることが好ましい。
【００１８】
Ｓｉ：０．０１％以下
Ｓｉは、鋼を強化する元素であり、添加により鋼が高強度化し、延性が低下するので好ましくない。また、変態点を上昇させる元素であるため、熱間圧延時に仕上げ圧延をＡｒ３変態点以上で行うことが困難になる。変態点未満で圧延された場合、仕上げ圧延温度が冷延鋼板の集合組織に影響を与え、結果的に高いｒ値を得ることが困難になる。これは特に薄物の鋼板で問題となる。また、集合組織変化に顕著に影響する鋼板の表面特性への影響も顕著である。
本発明では、上記の事情を勘案し、安定して高い延性とｒ値を得るために、Ｓｉ量は０．０１％以下に制限した。なお、下限は特に規制しないが、脱珪（脱Ｓｉ）に要するコストを勘案すると、０．００２ ％程度が下限と考えられる。
【００１９】
Ｍｎ：０．２ ％以上 ０．７％以下
Ｍｎは、Ｓによる熱間割れを防止する有用な元素であり、含有するＳ量に応じて添加する必要があるが、本発明のＳ含有量範囲では、Ｍｎを ０．２％以上含有すれば熱間割れの問題は生じない。また、結晶粒径を微細にする望ましい効果もある。特にＭｎを添加することにより、本発明のような極低炭素鋼においても十分に微細な結晶組織を得ることができる。これは、Ｍｎ添加により鋼の変態点が低下することに起因すると推定される。このような望ましい効果を発揮させるためには、上述したとおり ０．２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎはｒ値を低下させる不都合があるため、多量の添加は望ましくない。ここに、 ０．７％以下の含有であれば、高延性、高ｒ値を維持したままで、結晶粒の微細化を達成することができるので、Ｍｎの上限は ０．７％とする。
【００２０】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、溶融亜鉛（溶融金属）の結晶粒界への侵入を防止する効果はあるが、鋼を強化するだけでなく、変態点を上昇させる作用があり、延性およびｒ値の観点からは極力低減することが好ましいので、０．０３％以下に制限した。本発明では、Ｐ量が０．０３％以下であれば、延性の低下や高強度化による熱間圧延の困難化という問題を伴うことなしに結晶粒の微細化を達成し、溶融めっき鋼板の高延性、高ｒ値を確保することができる。なお、Ｐは、鋼中において偏析する傾向が強いため、それに起因した溶接部の脆化を招き易いので、かような特性低下が特に重要視される場合には０．０１％以下に低減することが好ましい。
【００２１】
Ｓ：０．００５ ％以下
Ｓは、介在物として存在し、鋼板の延性を低下させるだけでなく、耐蝕性を劣化させる有害元素であるが、従来はＭｎ，Ｔｉ等の添加で安定して固定化されていたため、多くの冷延鋼板では特に厳しい含有量の制限は行われていなかった。本発明では、溶融めっき工程での亜鉛（溶融金属）の鋼板中への侵入による加工性の低下防止を主眼としているが、種々の調査研究の結果、Ｓ量を ０．００５％以下にすると、亜鉛等の侵入深さが低減することが見出された。また、同一深さまで侵入した状況でも、それによる加工性の低下は、Ｓを ０．００５％以下まで低減した場合の方が軽微であることが判明した。従って、Ｓ量は ０．００５％以下に限定する。
【００２２】
Ａｌ：０．０２〜０．１ ％
Ａｌは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効に寄与し、また鋼の組織微細化のためにも有用な元素である。このような望ましい効果を得るためには、０．０２％以上のＡｌ含有が必要である。しかしながら、０．１ ％を超えて多量に含有すると、アルミナクラスターの生成に伴う表面欠陥の発生が顕著となるため好ましくない。このためＡｌ量は０．０２〜０．１ ％の範囲に限定した。材質の安定性という観点からは０．０３〜０．１ ％とするのがさらに望ましい。
【００２３】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、窒化アルミの形で析出すると組織の微細化に寄与するという効果はあるものの、ｒ値等を低下して加工性を劣化させるので、本発明では極力低減させるものとした。ここに、Ｎ量が０．００５０％以下であれば、本発明の重要な要件であるｒ値への悪影響が少なく、高ｒ値を得ることができるので、Ｎ量は０．００５０％以下に制限した。さらに高いｒ値が要求される場合には、０．００３０％以下とすることが望ましい。
【００２４】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂの添加により、溶融めっき処理時の亜鉛（溶融金属）の結晶粒界に沿う侵入を顕著に抑制することができる。この効果は、Ｂの単独添加では十分ではなく、後述するＴｉ，Ｎｂとの複合添加により初めて十分なレベルとなる。このような望ましい効果を得るためには、Ｂは０．０００３％以上含有する必要があるが、０．００３０％を超えるとｒ値が低下するため、Ｂ量は０．０００３〜０．００３０％の範囲に限定した。さらに安定して結晶粒径の微細化（溶融金属の侵入の防止に有効）と高ｒ値を確保するためには０．０００５〜０．００１５％の範囲がより好適である。
【００２５】
本発明においては、上述したＢと共に以下に述べるＮｂおよびＴｉを複合して添加することがとりわけ重要である。
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
本発明において、Ｔｉの添加は、引張り特性の改善の観点から不可欠である。Ｔｉの添加により、鋼中のＣを固定することで、高いｒ値と高い延性を得ることができる。このような望ましい効果を得るためには、０．０１％以上のＴｉ含有が必須であるが、Ｔｉ量が０．１０％を超えると表面欠陥の発生のおそれが大きくなり、本発明で対象とする表面処理鋼板としては好ましくなくなる。従ってＴｉ量は０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。なお、引張り特性の改善および表面処理特性の確保の観点からは、０．０３〜０．０５％の範囲で含有させるのがより好適である。
【００２６】
Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０％
Ｎｂも、Ｔｉと同様、本発明においては必須の元素である。このＮｂの添加により、結晶粒が微細化され鋼板の局部延性が改善されると共に、溶融めっき処理時に溶融亜鉛が結晶粒界に沿って侵入し鋼板の延性に悪影響を及ぼすという弊害を大幅に軽減することができる。しかしながら、０．１０％を超えて含有された場合には、鋼板の熱間および冷間での変形抵抗が著しく増大する結果、薄鋼板の製造性が低下し好ましくないので、Ｎｂは ０．００３〜０．１０％の範囲に限定した。変形抵抗および引張り特性の両者を考慮したより望ましい範囲は ０．００５〜０．０１０ ％である。
【００２７】
（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）
ＴｉおよびＮｂを、上記の関係を満足する範囲で含有させることによって、加工性とめっき特性および外観の美麗さが併せて改善される。特に、Ｔｉ量がこの範囲を下回ると、ｒ値の低下が顕著となり、本発明で対象とする薄物の高成形性鋼板においては望ましくない。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、特に高いレベルの伸びフランジ成形性が要求される場合には、Ｃａ，ＲＥＭ を添加して介在物の形態制御を行うことが有効である。しかしながら、これら元素の含有量が０．００１０％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．０１０ ％を超えると表面欠陥の発生が懸念されるので、Ｃａ，ＲＥＭは単独添加または複合添加いずれの場合も０．００１０〜０．０１０ ％の範囲で含有させるものとした。
【００２９】
本発明においては、上記の他の残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物の中で特に、Ｃｕ， Ｎｉ， Ｃｒ， Ｍｏといった元素は鋼板のＴＳを増加させるので、本発明のような軟質な極薄鋼板を製造する場合には好ましくはない。従って、不可避的不純物の中でもこれらの元素は合計で０．０５％以下とすることが好ましい。特に高い延性が必要とされる場合あるいは冷間圧延・熱間圧延の製造能力が十分でない場合には、これらの合計量は０．０３％以下とすることが望ましい。
【００３０】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を満足しているだけでは不十分で、以下に述べる、鋼組織、板厚およびめっき量を適正に制御することも重要である。
平均結晶粒径：１２μｍ 以下
溶融亜鉛の粒界への侵入を防止するためには、結晶粒径は小さい程好ましい。この点に関する発明者らの研究によれば、平均結晶粒径が１２μｍ を超えると、溶融亜鉛の粒界への侵入が顕著となるので、平均結晶粒径は１２μｍ 以下に限定した。
【００３１】
板厚：０．７０ｍｍ以下
板厚が薄くなっていくに従って、いわゆる「薄肉化に伴う延性の低下」が生じるが、板厚が特に０．７０ｍｍ以下になるとこれが顕著になる。
そこで、本発明では、かような弊害が顕著となる板厚：０．７０ｍｍ以下の薄鋼板を対象にするものとした。とりわけ、板厚：０．６０ｍｍ以下で本発明による改善効果は顕著となる。
【００３２】
少なくとも片面でのめっき目付け量：３０ ｇ／ｍ２ 以上
本発明は、主に溶融亜鉛めっき鋼板を対象とするが、前述したとおり、亜鉛を主体として他の合金元素を添加する場合を含む。ここに、耐蝕性向上の観点からは３０ ｇ／ｍ２ 以上のめっき目付け量が必要である。この目付け量未満では、本発明で問題とする延性の低下が、問題として顕在化してこない。
【００３３】
地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さ：２０μｍ 以下
地鉄表層の結晶粒界への亜鉛（めっき相）の侵入深さは、鋼板の局部延性と強い相関関係にあることが明らかになった。板厚が０．７０ｍｍ以下という極薄鋼板においては、亜鉛の侵入深さが２０μｍ を超えると、プレス成形時に不安定な割れを生じる危険性が増大する。これは、鋼板の圧延方向に対し直角の方向の断面を ４００倍程度の倍率で少なくとも１０視野程度観察し、２０μｍ を上回るような深い侵入を示す箇所の有無を観察することで判断することができる。
【００３４】
次に、本発明の製造条件の限定理由について説明する。
スラブの製造に際しては、成分のマクロな偏析が防止できる連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法でも勿論製造可能である。
また、スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却しないで温片のままで加熱炉に装入する、あるいは軽い保熱処理を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく使用できる。
【００３５】
熱間圧延時のスラブ加熱温度：１０００℃以上
スラブ加熱温度は、熱延鋼板の最終的な組織として均一で微細な結晶組織が得られるような仕上げ圧延が可能となる温度条件から逆算される温度以上とする必要がある。ここに、スラブ加熱温度が１０００℃を下回ると、初期状態としての組織が不均一なものとなり、このような不均一さが原因となって、最終の冷延鋼板においてｒ値の向上に有利な集合組織が形成されない。従って、スラブ加熱温度は１０００℃以上とする。
【００３６】
仕上げ圧延出側温度：Ａｒ３変態点以上
熱延時の仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上とすることで、均一微細な熱延母板組織を得ることができ、用途上、問題なく使用することができる。しかしながら、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ると、鋼板の組織が不均一になり、冷延、焼鈍後にも組織の不均一性が解消せずに残留するため、プレス成形時に種々の不具合が生じる危険性が増大する。また、これより低い圧延温度の場合に加工組織の残留を回避すべく高い巻取り温度を採用したとしても、この場合は粗大粒の発生に伴い同様の不具合を生じる。従って、仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上とした。特に機械的性質を向上させるには ８２０℃以上とすることが好ましい。なお、上限温度は特に規制されないが、過度に高い温度で圧延した場合にはスケール疵などの原因となるので、仕上げ圧延出側温度の上限は１０００℃程度とするのが好ましい。
【００３７】
熱間圧延終了後の冷却条件については特に限定はしないが、圧延終了後、直ちに（概ね ０．５秒以内に）水冷を開始し、冷却中の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることがｒ値の向上に有利である。
また、冷却速度の上限も特には規定はしないが、 ３００℃／ｓを上回ると材質の均一性と形状の均一性を両立する上で不利となる。
【００３８】
熱延巻取り温度：７５０ ℃以下
熱延巻取り温度を上昇させることは、延性、ｒ値を改善する上で効果がある。しかしながら、７５０ ℃を上回る高い巻取り温度を適用すると、鋼板のスケール疵の発生頻度が増大するだけでなく、結晶粒径が粗大化しすぎる結果、プレス成形時に肌荒れを生じ、これにより不安定な延性破壊を生じる危険性が顕著となる。板厚が薄く、表面の性状により高いレベルが要求される場合には ７２０℃以下の巻取り温度とするのがさらに好適である。低温側については、熱延鋼板形状の乱れの防止、高い材質均一性確保の観点から ３００℃以上とすることが望ましい。
【００３９】
上記のようにして製造した熱延鋼板を、冷間圧延したのち、焼鈍し、引き続いて溶融めっき処理を行う。なお、冷間圧延前には、通常行われているように脱スケールのため酸洗を行う。
この酸洗は、常法に従って行えばよいが、極めて薄いスケールの状態であれば直接冷間圧延に供することも可能である。また、冷間圧延についても、特に限定されることはなく、常法に従って行えばよい。なお、冷延圧下率については、最終の組織を均一かつ微細化するという観点から４０〜９０％程度とすることが好ましい。
【００４０】
焼鈍温度：再結晶温度以上 ９５０℃以下
上記の冷間圧延後に、焼鈍を行うが、この時の温度が再結晶温度に満たないと本発明で所期したほど高い延性と高いｒ値を得ることはできない。特に安定した高成形性を確保するためには、再結晶温度を２０℃以上上回る温度で焼鈍を行うことが望ましい。一方 ９５０℃を超えると鋼板の組織が著しく粗大化し、プレス成形時の延性の低下が顕著となる。従って、冷延圧延後の焼鈍温度は再結晶温度以上、 ９５０℃以下とした。なお、この焼鈍は連続焼鈍で行うことが有利である。
【００４１】
上記の焼鈍に引き続いて、好ましくは同一の製造ライン内にて連続溶融めっき処理を行う。
溶融めっきに先立つ連続焼鈍条件は、上述した焼鈍条件に準じて行えば良い。通常の溶融亜鉛めっきラインでは、一つのラインの中で焼鈍と溶融めっきを連続して行うが、これらの処理を個別に行っても同様の製品を製造することができる。さらに、溶融亜鉛めっきを行う前に、ラインの入側にて酸洗を行うことによって、最終製品のめっき密着性を向上させることができるので、この実施は有利である。
【００４２】
上記の焼鈍後、鋼板を溶融金属浴に浸漬するが、その時の鋼板の温度（侵入板温）を、浴温度＋１００ ℃以下に制御することは、溶融金属の鋼板の粒界に沿った侵入を抑制する上で有効である。特にかような悪影響を低減して、鋼板の局部延性を向上させるためには、侵入板温を浴温度＋５０℃以下に制御することが好適である。
上記の溶融めっき後、常法に従い合金化処理を行ってもよいのは言うまでもない。
【００４３】
本発明の鋼板は、その後に特に調質圧延を実施しなくても、自動車用鋼板として問題なく使用できる。しかしながら、形状の矯正、表面粗度の付与という観点から ０．２％以上 ３．０％以下程度の調質圧延を実施することは有効である。
【００４４】
【実施例】
実施例１
次に本発明の実施例について説明する。
表１に示す成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物であって、この不可避的不純物中、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏが合計で０．０５ｍａｓｓ％以下の組成になる溶鋼を、転炉で溶製したのち、連続鋳造し、得られた鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延、酸洗、冷間圧延の後、連続溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっき処理を施した。なお、一部については ５５０℃での合金化処理を施した。なお、焼鈍温度は全て再結晶温度以上とし、溶融亜鉛めっきの浴温は ５００〜５２０ ℃とした。また、亜鉛浴中のＡｌ濃度を変えて、めっき中の亜鉛含有率を変化させた。
上記した溶融亜鉛めっき鋼板からＪＩＳ ５ 号試験片を採取して引張り試験を行い、引張り特性を調査した。
【００４５】
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均結晶粒径および地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さについて調査した。
平均結晶粒径は、鋼板の圧延方向に対し直角の方向の断面を １００倍で５視野観察し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定される切断法に準じて算出した。
地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さは、圧延方向断面（Ｌ断面）および圧延方向に対し直角の方向の断面（Ｔ断面）の表層近傍を光学顕徹鏡にて ４００倍で観察し、少なくとも各１０視野以上（合計１．２５ｍｍ長さ）の範囲で観察した。
【００４６】
さらに、伸びフランジ性を評価するため、穴拡げ率を求めた。穴拡げ率は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴｌ００ｌに準拠した穴拡げ試験を行って求めた。すなわち、試験片に穴径ｄ０ ＝１０ｍｍφをクリアランスを板厚の１２．５％で打ち抜いて初期穴を設け、６０°の円錐ボンチを初期穴に装入して穴を拡げ、亀裂が板厚を貫通する時点での穴径ｄ（ｍｍ）を求めた。これらのｄ０ 、ｄ値を用いて次式から穴拡げ率λ（％）を算出した。
λ＝｛（ｄ−ｄ０ ）／ｄ０ ｝×１００ （％）
【００４７】
またさらに、加工性の安定性を調査するため、曲げ・曲げ戻しによる伸びの低下率について調査した．なお、この調査は、次のようにして行った。
鋼板の圧延方向に対し直角の方向を引っ張り方向とするＪＩＳ ５ 号試験片相当の短冊を２枚採取し、１枚については３ｍｍＲ（内径）の １８０°曲げを行い、しかるのち曲げ戻して平坦にし、曲げ・曲げ戻し部が試験片の平行部の長手方向の中央に位置するようにしてＪＩＳ ５ 号試験片に加工し、この試験片を用いて引張り試験を行った。
また、残りの１枚については、曲げ・曲げ戻しを行わずそのままＪＩＳ ５ 号試験片に加工して、引張り試験を行い、曲げ・曲げ戻しの有無による伸びの変化について調査した。
得られた結果を表３にまとめて示す。
【００４８】
【表１】
【表２】
【表３】
表３から明かなように、発明例はいずれも、平均結晶粒径が１０μｍ 以下、地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さが５μｍ 以下と小さく、しかもｒ≧１．８４、λ≧９８％という優れた深絞り性および伸びフランジ性を有し、さらに曲げ・曲げ戻しによる伸びの低下率が２％以下と加工性の安定性にも優れていた。
【００５２】
実施例２
Ｃ：０．００２２％，Ｓｉ：０．００３ ％，Ｍｎ：０．３２％，Ｐ：０．００２ ％，Ｓ：０．００１ ％，Ａｌ：０．０４５ ％，Ｎ：０．００１８％，Ｔｉ：０．０３５ ％，Ｎｂ：０．００７ ％およびＢ：０．０００８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物であって、この不可避的不純物中、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏが合計で０．０５ｍａｓｓ％以下の組成になる鋼スラブを素材とし、表４に示す種々の条件で処理して溶融亜鉛めっき板を製造した。
かくして得られた溶融亜鉛めっき板および冷延鋼板段階での鋼板について、実施例と同様な調査を行った結果を表５に示す。
【００５３】
【表４】
【表５】
表５から明かなように、発明例はいずれも、平均結晶粒径が１２μｍ 以下、地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さが５μｍ 以下と小さく、しかもｒ≧２．０５、λ≧１２５ ％という優れた深絞り性および伸びフランジ性を有し、さらに曲げ・曲げ戻しによる伸びの低下率が２％以下と加工性の安定性にも優れていた。
【００５６】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、深絞り性および伸びフランジ性等の加工性に優れ、しかもかかる加工性の安定性が極めて高い薄物溶融亜鉛系めっき鋼板を安定して得ることができ、ひいては自動車用薄鋼板としての用途に供して偉効を奏する。
Claims (5)
- Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．２ ｍａｓｓ％以上、０．７ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１ ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下および
Ｂ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０ｍａｓｓ％
を、（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成と、平均結晶粒径が１２μｍ 以下の鋼組織を有し、板厚が０．７０ｍｍ以下で、少なくとも片面に ３０ ｇ／ｍ２以上の溶融亜鉛主体のめっき層を有することを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。 - 請求項１において、鋼板がさらに
Ｃａ， ＲＥＭの１種または２種合計で０．００１０〜０．０１０ ｍａｓｓ％
を含有する組成になることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。 - 請求項１または２において、地鉄表層の結晶粒内への亜鉛の侵入深さが２０μｍ 以下であることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板。
- Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．２ ｍａｓｓ％以上、０．７ ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１ ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下および
Ｂ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％
を含み、かつ
Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００３ 〜０．１０ｍａｓｓ％
を、（Ｔｉ％）≧３×（Ｎｂ％）を満足する範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを素材とし、熱間圧延時におけるスラブ加熱温度：１０００℃以上、仕上げ圧延出側温度：Ａｒ３変態点以上、熱延巻取り温度：７５０ ℃以下の条件で熱間圧延後、冷間圧延を施し、ついで再結晶温度以上 ９５０℃以下の温度範囲で焼鈍したのち、溶融めっき処理を行うことを特徴とする加工性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。 - 請求項４において、鋼スラブがさらに
Ｃａ， ＲＥＭの１種または２種合計で０．００１０〜０．０１０ ｍａｓｓ％
を含有する組成になることを特徴とする加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2002283363A JP2004115886A (ja) | 2002-09-27 | 2002-09-27 | 加工性に優れた薄物溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008184661A (ja) * | 2007-01-30 | 2008-08-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2010530028A (ja) * | 2007-05-31 | 2010-09-02 | ポスコ | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2012062559A (ja) * | 2010-09-17 | 2012-03-29 | Kobe Steel Ltd | 高熱伝導性鋼板 |
-
2002
- 2002-09-27 JP JP2002283363A patent/JP2004115886A/ja active Pending
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