JP2008184661A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 優れたプレス成形性を有しつつ、すじ模様欠陥の抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０６％以下およびＮｂ：０．００５％以上０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面における前記鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とがＤ１≦７０およびＤ１／Ｄ２≦２．０を満足する。
【選択図】 図１
【解決手段】 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０６％以下およびＮｂ：０．００５％以上０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面における前記鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とがＤ１≦７０およびＤ１／Ｄ２≦２．０を満足する。
【選択図】 図１
Description
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、自動車外板パネルの用途に適した、すじ模様欠陥が抑制されて表面外観に優れ、かつプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
自動車用材料として、サイドパネル、フード、ドア、フェンダー等の自動車外板パネルに適用される薄鋼板には、意匠性などの観点から複雑な部品形状が求められている。これらの鋼板では、優れたプレス成形性、特に、絞り成形性が求められている。この絞り成形性については、従来から、JIS Z 2254に記載の塑性歪み比であるランクフォード値 (ｒ値)と極めて良好な相関があり、このｒ値が高いほど絞り成形性が良好であることが分かっている。このため、ｒ値は絞り成形性の指標として採用され、かつ、材料設計の指標として広く使用されてきた。
このような絞り成形性に優れる高ｒ値を有する鋼板としては、鋼中のＣとＮの含有量を４０ｐｐｍ程度以下に極力低減した極炭素鋼をベースとするＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼）が軟鋼を主体に広く用いられてきた。冷間圧延および焼鈍後の再結晶挙動を妨げ、成形性に不利となる鋼中のＣおよびＮを、ＩＦ鋼ではＴｉやＮｂなどの炭窒化物生成元素を添加することで固定している。ここで、炭窒化物は微細に析出するので、一般的には再結晶温度の上昇を招き、それゆえ炭窒化物を含む鋼では焼鈍温度の高温化が必要とされる。しかし、Ｔｉ添加により生成される析出物はＮｂ添加により生成される析出物と比較して大きなサイズとなるため、再結晶を妨げる作用が小さい。このため、Ｔｉ添加型のＩＦ鋼が主流となっていた。
ところが、Ｔｉ添加鋼は、合金化溶融亜鉛めっきを施すと、すじ模様状のめっき表面外観を呈する「すじ模様欠陥」を生じる場合がある。このすじ模様欠陥はめっき鋼板の状態で圧延方向に筋状に凹凸を持ったように観察されるため、めっき鋼板としての外観品質を劣化させる。また、すじ模様欠陥の程度が大きいと製品の塗装工程を経た状態でも観察される場合がある。この場合にはすじ模様欠陥がユーザーにも視認されることとなり、自動車外板パネル用途においては大きな課題であった。
このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板のすじ模様欠陥を抑制する技術として、以下の技術が提案されている。
特許文献１には、すじ模様欠陥の発生にはめっき前鋼板の未再結晶が大きく関わっており、これを抑制するには鋼板表層部を一様に完全再結晶させて未再結晶をなくす必要があるとの見地から、熱間圧延工程におけるスラブ加熱を１０００℃〜１１００℃未満の低温で１０００℃以上の在炉時間を３時間以下の短時間とすることでスラブ表面からの侵窒を抑制して、再結晶温度を上昇させるＴｉＮの析出を抑制する方法が提案されている。
特許文献１には、すじ模様欠陥の発生にはめっき前鋼板の未再結晶が大きく関わっており、これを抑制するには鋼板表層部を一様に完全再結晶させて未再結晶をなくす必要があるとの見地から、熱間圧延工程におけるスラブ加熱を１０００℃〜１１００℃未満の低温で１０００℃以上の在炉時間を３時間以下の短時間とすることでスラブ表面からの侵窒を抑制して、再結晶温度を上昇させるＴｉＮの析出を抑制する方法が提案されている。
また、特許文献２には、熱間圧延における仕上圧延終了温度をＡｒ３点直上にした場合には鋼板表層において仕上圧延終了時にＡｒ３点を下回る温度となる部位が存在し、この部位は再結晶し難い結晶方位となるため、連続焼鈍後も未再結晶のまま残存してすじ模様欠陥を生じさせるとの仮定に基づいて、熱延板の表面から２０μｍの深さまでの表層域にショットブラストなどで歪を導入することにより、鋼板表層の未再結晶組織の生成を防いですじ模様欠陥を抑制する方法が提案されている。
また、特許文献３は、鋼板の成分値におけるＳ量をある閾値以下にして、さらにスラブ手入れを省略することですじ模様を解消する方法が提案されている。
特開２００１-１７２７４４号公報
特開２００２−２７５５３９号公報
特開２００５−２３６３号公報。
しかしながら、これらの文献に開示される方法では、すじ模様欠陥の抑制技術としては不十分である。
まず、特許文献１に記載された方法では、スラブ加熱温度が低すぎるため、その後の粗熱間圧延、仕上げ圧延でＡｒ３変態点を確保できず、α域圧延となる場合がある。このため、表層組織の不均一性を招いて却ってすじ模様欠陥の発生を助長する可能性がある。
まず、特許文献１に記載された方法では、スラブ加熱温度が低すぎるため、その後の粗熱間圧延、仕上げ圧延でＡｒ３変態点を確保できず、α域圧延となる場合がある。このため、表層組織の不均一性を招いて却ってすじ模様欠陥の発生を助長する可能性がある。
特許文献２に記載された方法では、表層域に歪を付与してもその後に高い圧下率の冷間圧延を施すのであるから、熱延板の表層に歪を付与することの効果は疑問であり、また、外装材が対象である場合には、ショットブラスト処理が最終製品での欠陥を誘発するおそれがあり実用的ではない。
特許文献３に記載された方法では、まずメカニズム面が不明である。さらに、外装材が対象である場合にはスラブ手入れ省略によって表層での介在物の残存確率が高まるため、製品での介在物またはピンホール起因のいわゆるヘゲ疵欠陥を発生させる危険があり、やはり実用的ではない。
本発明は、上記のように、優れた表面外観およびプレス成形性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られていない現状に鑑みてなされたものである。特に、すじ模様欠陥の抑制された合金化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。
本発明者らは、すじ模様欠陥の生成機構について詳細に調査することにより、以下のように生成機構を解明するに至った。
すなわち、鋳造されたスラブ内でＴｉ系析出物（ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２）が微細に分散析出している。熱間圧延に供するためにスラブの再加熱を行なうと、このＴｉ系析出物は微細な析出物から固溶し、また固溶しきれない温度では互いの距離が近い場合には拡散により粗大化する。この再加熱工程において加熱ムラが存在すると、場所によっては析出物が固溶しなかったり、粗大化しなかったりするため、析出物の分布にムラが生じる。
すなわち、鋳造されたスラブ内でＴｉ系析出物（ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２）が微細に分散析出している。熱間圧延に供するためにスラブの再加熱を行なうと、このＴｉ系析出物は微細な析出物から固溶し、また固溶しきれない温度では互いの距離が近い場合には拡散により粗大化する。この再加熱工程において加熱ムラが存在すると、場所によっては析出物が固溶しなかったり、粗大化しなかったりするため、析出物の分布にムラが生じる。
このような析出物の分布にムラが生じた状態で熱間圧延や冷間圧延が施されると、鋼材内の析出物の分布ムラも圧延方向に延ばされ、結果的に幅方向にすじ状の析出物のムラを有しためっき原板の鋼板が得られる。
析出物は結晶粒界の移動を妨げるピンニング効果を有するが、鋼板内の析出物のムラを反映してピンニング効果にもムラが発生する。このため、この圧延鋼板に焼鈍および合金化溶融亜鉛めっきが施されると、このピンニング効果のムラによって鋼板の再結晶挙動が場所、特に幅方向位置によって異なり、結果的に未再結晶となる領域がまばらに発生して結晶粒のサイズが場所によって異なってしまう。これは鋼板のコイル幅方向における結晶粒界の密度に差を発生させることになる。
鋼板のコイル幅方向で結晶粒界の密度に差があると、合金化過程では主に清浄度の高い粒界においてアウトバースト反応と呼ばれる急激な反応が発生するため、その差に応じて合金化挙動にも差が生じてしまう。その結果、合金化溶融亜鉛めっき層の表面にめっき凹凸差が発生し、この凹凸差がすじ模様欠陥として観察されることになる。
このように、熱間圧延、冷間圧延工程によって圧延方向に延伸された析出物のムラがすじ模様欠陥をもたらしている。したがって、この欠陥を抑制するためには、鋼板を小さな結晶粒サイズに揃えて、結晶粒界の密度差を少なくしてめっきのムラを生じさせないようにするか、あるいは、結晶粒の分布を制御して、大きい粒径が存在してもそれがすじ模様状のめっきムラとならないようにすることが重要である。
上記の知見に基づくことで、スラブ再加熱時に発生する析出物のサイズのムラを抑制し、冷間圧延および焼鈍後の結晶粒径を均一化しやすくする組成および製造方法や、逆にあえて、未再結晶粒は生成するものの粗大粒と微細粒とが均質に分散するような組成および製造方法を見出すことで、合金化溶融亜鉛めっき時の合金化挙動が均一化され、結果としてすじ模様欠陥が低減されることが判明した。
本発明は以上の方針を具現化したものであり、その要旨は以下のとおりである。
＜１＞鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０６％以下およびＮｂ：０．００５％以上０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面における前記鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とが下記式（１）および（２）を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｄ１≦７０ （１）
Ｄ１／Ｄ２≦２．０ （２）
＜１＞鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０６％以下およびＮｂ：０．００５％以上０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面における前記鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とが下記式（１）および（２）を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｄ１≦７０ （１）
Ｄ１／Ｄ２≦２．０ （２）
＜２＞鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０６％以下およびＮｂ：０．０２％超０．０６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面における前記鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とが下記式（３）および（４）を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｄ１≦５０ （３）
Ｄ１／Ｄ２≦５．０ （４）
Ｄ１≦５０ （３）
Ｄ１／Ｄ２≦５．０ （４）
＜３＞前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．００２０％以下を含有することを特徴とする上記＜１＞または＜２＞に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
＜４＞下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）上記＜１＞または＜３＞に記載の化学組成を有するスラブに表面凹凸差を３ｍｍ以内とする溶削および／または研削を施すスラブ手入れ工程；
（Ｂ）前記スラブ手入れ工程により得られたスラブを１１００〜１２７０℃の温度に加熱してから熱間圧延を施し、Ａｒ３点〜９６０℃の温度域で熱間圧延を完了し、４００〜７００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｄ）前記酸洗鋼板に７０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｅ）前記冷間圧延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程；および
（Ｆ）前記焼鈍鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき工程。
＜５＞下記工程（ａ）〜（ｆ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）上記＜２＞または＜３＞に記載の化学組成を有するスラブに溶削および／または研削を施すスラブ手入れ工程；
（ｂ）前記スラブ手入れ工程により得られたスラブを１１００〜１２７０℃の温度に加熱してから熱間圧延を施し、Ａｒ３点〜９６０℃の温度域で熱間圧延を完了し、４００〜６００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（ｄ）前記酸洗鋼板に７０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｅ）前記冷間圧延鋼板に（再結晶温度−１０℃）以上（再結晶温度＋３０℃）以下の温度域で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程；および
（ｆ）前記焼鈍鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき工程。
＜４＞下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）上記＜１＞または＜３＞に記載の化学組成を有するスラブに表面凹凸差を３ｍｍ以内とする溶削および／または研削を施すスラブ手入れ工程；
（Ｂ）前記スラブ手入れ工程により得られたスラブを１１００〜１２７０℃の温度に加熱してから熱間圧延を施し、Ａｒ３点〜９６０℃の温度域で熱間圧延を完了し、４００〜７００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｄ）前記酸洗鋼板に７０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｅ）前記冷間圧延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程；および
（Ｆ）前記焼鈍鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき工程。
＜５＞下記工程（ａ）〜（ｆ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）上記＜２＞または＜３＞に記載の化学組成を有するスラブに溶削および／または研削を施すスラブ手入れ工程；
（ｂ）前記スラブ手入れ工程により得られたスラブを１１００〜１２７０℃の温度に加熱してから熱間圧延を施し、Ａｒ３点〜９６０℃の温度域で熱間圧延を完了し、４００〜６００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（ｄ）前記酸洗鋼板に７０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｅ）前記冷間圧延鋼板に（再結晶温度−１０℃）以上（再結晶温度＋３０℃）以下の温度域で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程；および
（ｆ）前記焼鈍鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき工程。
ここで、Ｄ１およびＤ２は１００μｍ四方の観察視野における値である。また、スラブの表面凹凸差とは、隣接する２つの山に５０ｍｍ長さの直線定規を当接させ、当該定規から前記２つの山に挟まれる谷の垂直方向の深さをスラブの長手方向の両端部２００ｍｍを除いた範囲の全長全幅に亘って測定して求められる最大値である。スラブの長手方向の両端部２００ｍｍを除いた範囲とするのは、当該範囲の部位がスラブ切断やスラブ手入れの開始や終了といった影響を受けた非定常部となるからである。
本発明によれば、すじ模様欠陥が抑制されて表面外観に優れ、かつプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が得られ、この鋼板は自動車外板パネルの用途に特に適している。
以下、本発明における鋼組成および製造方法について詳述する。なお、元素の含有量はいずれも質量％である。
Ｃ：０．００４０％以下
Ｃ含有量が０．００４０％を超えると伸びが低下して、成形性、特にｒ値が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．００４０％以下とする。プレス成形性の観点からＣ含有量はできるだけ少ない方が好ましいので下限は特に限定しないが、Ｃ含有量を０．０００５％未満とすると耐二次加工脆性が劣化する傾向が見られる場合があり、さらに溶鋼を脱炭するコストが著しく嵩むことから、Ｃ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｃ：０．００４０％以下
Ｃ含有量が０．００４０％を超えると伸びが低下して、成形性、特にｒ値が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．００４０％以下とする。プレス成形性の観点からＣ含有量はできるだけ少ない方が好ましいので下限は特に限定しないが、Ｃ含有量を０．０００５％未満とすると耐二次加工脆性が劣化する傾向が見られる場合があり、さらに溶鋼を脱炭するコストが著しく嵩むことから、Ｃ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは、不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０５％を超えるとめっきとの濡れ性が不足し、不めっき等が発生して品質が悪くなる。このため、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする。Ｓｉによる固溶強化を目的としない場合等には０．０２％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは、不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０５％を超えるとめっきとの濡れ性が不足し、不めっき等が発生して品質が悪くなる。このため、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする。Ｓｉによる固溶強化を目的としない場合等には０．０２％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有するが、Ｍｎ含有量が０．５％超では降伏応力が上昇し、伸びが劣化して加工時にしわや割れが生じやすくなる。このためＭｎ含有量を０．５％以下とする。成形性をさらに良好にするためには、Ｍｎ含有量を０．３％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有するが、Ｍｎ含有量が０．５％超では降伏応力が上昇し、伸びが劣化して加工時にしわや割れが生じやすくなる。このためＭｎ含有量を０．５％以下とする。成形性をさらに良好にするためには、Ｍｎ含有量を０．３％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、ｒ値の低下を抑えながら固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有するので、強度向上を目的として含有させることができる。ただし、Ｐ含有量が０．０４％を超えると、合金化処理性を低下させてめっき密着性を低下させたり、めっき表面にＰ偏析に起因するすじ模様を呈したりする場合がある。このため、Ｐ含有量を０．０４％以下とする。下限については特に限定しないが、含有量を著しく低下させようとするとコストアップ要因となるので０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、ｒ値の低下を抑えながら固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有するので、強度向上を目的として含有させることができる。ただし、Ｐ含有量が０．０４％を超えると、合金化処理性を低下させてめっき密着性を低下させたり、めっき表面にＰ偏析に起因するすじ模様を呈したりする場合がある。このため、Ｐ含有量を０．０４％以下とする。下限については特に限定しないが、含有量を著しく低下させようとするとコストアップ要因となるので０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、不純物として鋼板中に存在するが、その含有量が多いと鋳込み段階でピンホール欠陥を生成しやすくなり、製品においてヘゲ疵などの欠陥を発生しやすくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓは、不純物として鋼板中に存在するが、その含有量が多いと鋳込み段階でピンホール欠陥を生成しやすくなり、製品においてヘゲ疵などの欠陥を発生しやすくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｎ：０．００４％以下
Ｎは、不純物元素であり、本発明が対象とするＴｉ添加鋼においてはＴｉＮの析出物を形成する。熱間圧延のスラブ加熱の段階で温度ムラ等が発生するとこのＴｉＮの析出ムラを誘発し、このムラは冷間圧延および焼鈍後に再結晶を不均一化する要因となる。不均一な再結晶に由来する結晶粒径のムラにより合金化処理性に差が生じ、結果としてすじ模様欠陥が発生する。また、過剰に含有すると降伏応力が上昇して面歪みが生じやすくなったり、鋼中に固溶してストレッチャーストレインなどの表面欠陥を発生させる原因となったりする。このため、Ｎ含有量を０．００４％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
Ｎは、不純物元素であり、本発明が対象とするＴｉ添加鋼においてはＴｉＮの析出物を形成する。熱間圧延のスラブ加熱の段階で温度ムラ等が発生するとこのＴｉＮの析出ムラを誘発し、このムラは冷間圧延および焼鈍後に再結晶を不均一化する要因となる。不均一な再結晶に由来する結晶粒径のムラにより合金化処理性に差が生じ、結果としてすじ模様欠陥が発生する。また、過剰に含有すると降伏応力が上昇して面歪みが生じやすくなったり、鋼中に固溶してストレッチャーストレインなどの表面欠陥を発生させる原因となったりする。このため、Ｎ含有量を０．００４％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸のため添加する。０．０１％以下では脱酸能力が不足する。一方、Ａｌによる脱酸効果は０．０８％の含有量で飽和するとともに、それを超える場合には介在物欠陥が増加する。したがって、Ａｌ含有量を０．０１〜０．０８％とする。
Ａｌは脱酸のため添加する。０．０１％以下では脱酸能力が不足する。一方、Ａｌによる脱酸効果は０．０８％の含有量で飽和するとともに、それを超える場合には介在物欠陥が増加する。したがって、Ａｌ含有量を０．０１〜０．０８％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０６％
Ｔｉは、高ｒ値を得るために必要な元素である。ＣやＮを固定することで再結晶を促進する効果が得られる。また、ＴｉＮとして析出してＮを固定することでＮによるストレッチャーストレインや降伏応力の上昇を抑制して加工時の面歪みを生じ難くする。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。
Ｔｉは、高ｒ値を得るために必要な元素である。ＣやＮを固定することで再結晶を促進する効果が得られる。また、ＴｉＮとして析出してＮを固定することでＮによるストレッチャーストレインや降伏応力の上昇を抑制して加工時の面歪みを生じ難くする。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。
成形性の観点からはＴｉ添加量が多いほど高ｒ値が得られるが、０．０６％を超えてＴｉを含有させると、めっき表面にすじ模様欠陥を生じやすくなり、これを抑制することが困難となる。熱間圧延時に生成するＴｉの析出物がすじ模様を発生させるメカニズムは前述のとおりである。このためＴｉ含有量を０．０６％以下とする。めっき表面のすじ模様欠陥を抑制する観点からは０．０４％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
Ｂは、二次加工脆化を防止する作用を有するので含有させることができる。Ｂ含有量が０．０００１％未満では前記効果が小さく、０．００２０％を超えるとｒ値が顕著に低下するため、含有させる場合のＢ含有量は０．０００１〜０．００２０％とする。好ましくは０．０００３〜０．００１０％である。
Ｂは、二次加工脆化を防止する作用を有するので含有させることができる。Ｂ含有量が０．０００１％未満では前記効果が小さく、０．００２０％を超えるとｒ値が顕著に低下するため、含有させる場合のＢ含有量は０．０００１〜０．００２０％とする。好ましくは０．０００３〜０．００１０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは、本発明における重要な元素である。Ｔｉと同様にＣと結合して微細なＮｂＣの析出物を生成し、機械的特性、特にｒ値を向上させる。Ｎｂ含有量が０．００５％以下であると、ＮｂＣの析出量が不足して固溶Ｃを固定できず、ストレッチャーストレインなどの表面欠陥が発生しやすくなる場合がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０６％以上であると、Ｃに比してＮｂが過剰となるために、固溶Ｎｂにより、降伏応力が上昇し伸びが低下して加工時にしわが生じやすくなる。また、４５°方向のｒ値が増大するため、異方性が大きくなる。このためＮｂ含有量を０．００５〜０．０６％とする。
Ｎｂは、本発明における重要な元素である。Ｔｉと同様にＣと結合して微細なＮｂＣの析出物を生成し、機械的特性、特にｒ値を向上させる。Ｎｂ含有量が０．００５％以下であると、ＮｂＣの析出量が不足して固溶Ｃを固定できず、ストレッチャーストレインなどの表面欠陥が発生しやすくなる場合がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０６％以上であると、Ｃに比してＮｂが過剰となるために、固溶Ｎｂにより、降伏応力が上昇し伸びが低下して加工時にしわが生じやすくなる。また、４５°方向のｒ値が増大するため、異方性が大きくなる。このためＮｂ含有量を０．００５〜０．０６％とする。
ここで、Ｎｂの含有量が０．００５以上０．０２％以下の場合と０．０２％超０．０６％以下の場合とでは得られる鋼板の結晶組織が異なっており、それゆえすじ模様欠陥を改善するメカニズムが異なっている。以下にそれぞれについて説明する。
（一つ目の発明）
まず、Ｎｂ：０．００５％以上０．０２％以下の場合には、ＮｂＣの析出により焼鈍後の結晶粒径が微細となり、結晶粒径の差が小さくなって合金化速度が均一化し、結果としてすじ模様欠陥の生成が軽減される。
まず、Ｎｂ：０．００５％以上０．０２％以下の場合には、ＮｂＣの析出により焼鈍後の結晶粒径が微細となり、結晶粒径の差が小さくなって合金化速度が均一化し、結果としてすじ模様欠陥の生成が軽減される。
加えて、この範囲のＮｂ含有量で得られる鋼板について、使用するスラブの手入れにおいて表面凹凸形状を規定することですじ模様欠陥をさらに解消することができる。以下この製造方法を詳述する。
通常、外装用のスラブは鋳込み起因の表層介在物や割れなどの欠陥を排除するため、スラブ表層の２〜４ｍｍの溶削および／または研削を施すスラブ手入れを実施する。これには２００℃程度の温度のスラブに複数個のバーナーで溶削を行う熱片手入れ、２００℃以下の温度のスラブに複数個のバーナーでの溶削またはグラインダーによる研削を行う冷片手入れがある。スラブ手入れ後のスラブ表面は、図１に示すように通常スラブ長手方向（熱間圧延後における圧延方向に相当）に長く伸びた幅方向に非常に大きな凹凸（溶削による返りも含めて山高さで最大１０ｍｍ程度）のある表面形状を有する。Ｔｉ添加鋼では前述のとおり、スラブ加熱段階の加熱炉内での温度ムラにより析出物のムラを生じやすい。さらにスラブ表面に凹凸が存在した場合には、加熱炉内での温度の上がり方も凹凸位置に応じて変動し、結果としてスラブ表面の凹凸に対応した析出物のムラが生じてしまう。この析出物のムラがすじ模様欠陥を生じるのは前述のとおりである。
加熱ムラを生じさせないスラブの表面形状を調査した結果、スラブ手入れ後の表面凹凸差を全幅、全長において３ｍｍ以内に調整したスラブを用いれば、析出物のムラを生じさせない程度の均一の温度状態が実現できることが確認された。
そのスラブを用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造すると、図２（ａ）に示すように、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面において、鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とが下記式（１）および（２）を満足するような均質な表層組織が得られる。このため、めっきムラとしては観察されないようになり、すじ模様欠陥が抑制された鋼板が得られる。
Ｄ１≦７０ （１）
Ｄ１／Ｄ２≦２．０ （２）
ここで、最大粒径Ｄ１が７０μｍを超えると、清浄度の高い粒界でアウトバースト反応と呼ばれる急激な合金化反応が発生するため、Ｄ１／Ｄ２が２．０以下の均一な組織としても、粒界と粒内との差が明確となってめっきムラを生じやすくなり、すじ模様欠陥が顕在化してしまう。
Ｄ１／Ｄ２≦２．０ （２）
ここで、最大粒径Ｄ１が７０μｍを超えると、清浄度の高い粒界でアウトバースト反応と呼ばれる急激な合金化反応が発生するため、Ｄ１／Ｄ２が２．０以下の均一な組織としても、粒界と粒内との差が明確となってめっきムラを生じやすくなり、すじ模様欠陥が顕在化してしまう。
なお、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面における鋼板の結晶粒の長径の測定は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を酸洗液（酸洗抑制剤を混入した塩酸などで鋼板の溶解は防止する。）でめっき部分を溶解除去した上で、鋼板表面をナイタール腐食液によって腐食させて粒界を現出させ、ＳＥＭ等で表面観察を行うことにより求められる。
（二つ目の本発明）
一方、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下の場合には、０．００５以上０．０２％以下の場合よりもすじ模様欠陥の改善効果が安定的に得られる。
一方、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下の場合には、０．００５以上０．０２％以下の場合よりもすじ模様欠陥の改善効果が安定的に得られる。
Ｎｂを０．０２％超含有させると微細なＮｂＣが多数均質に分散して生成する。このＮｂＣは微細であるから、冷間圧延後の焼鈍時に再結晶温度を上昇させてしまうため、通常は好まれない。しかし、本発明ではすべての結晶を完全に再結晶させるのではなく、均質で小さな粒径サイズと未再結晶となる粒径サイズのものとを微視的にも均質になるように分散させる。その結果、微細なレベルでは異なる粒径サイズの結晶が分散していることに由来して多数の微小なめっき凹凸を有するが、目視で確認されるようなマクロなめっき凹凸は発生しない。このため、外観上すじ模様欠陥とならず、良好なめっき鋼板が得られる。
上記のようなＮｂを０．０２％超０．０６％以下含有するスラブを用いて製造しためっき鋼板について、合金化溶融亜鉛めっき層との界面における結晶粒を観察した。その結果、図２（ｂ）に示すように、結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）との関係が下記式（３）および（４）を満足するときに、好ましい外観の鋼板が得られることが確認された。
Ｄ１≦５０ （３）
Ｄ１／Ｄ２≦５．０ （４）
Ｄ１が５０μｍを超えたり、Ｄ１／Ｄ２が５．０を超えたりすると、清浄度の高い粒界でアウトバースト反応と呼ばれる急激な合金化反応が発生しやすくなり、その結果、粒界と粒内との差が大きくなってめっきムラを生じてしまう。また、粒界サイズのムラが大きいため、すじ模様欠陥が顕在化してしまう。
Ｄ１／Ｄ２≦５．０ （４）
Ｄ１が５０μｍを超えたり、Ｄ１／Ｄ２が５．０を超えたりすると、清浄度の高い粒界でアウトバースト反応と呼ばれる急激な合金化反応が発生しやすくなり、その結果、粒界と粒内との差が大きくなってめっきムラを生じてしまう。また、粒界サイズのムラが大きいため、すじ模様欠陥が顕在化してしまう。
ここで、上記の一つ目の発明および二つ目の発明に係る鋼板を製造するに当たっては、いずれにしてもマクロ的なＮｂＣのムラが発生しないことが好ましく、そのためにはＮｂＣが均一に微細に分散することを促進する製造方法を採用することが望ましい。そのような製造方法の要旨は次のとおりである。まず、熱間圧延工程における巻取温度は６００℃以下とする。その結果、ＮｂＣの粗大化が抑制され、鋼板内でＮｂＣを微細に分散させることが実現される。また、再結晶焼鈍時に、焼鈍の均熱温度を再結晶温度より過剰に上げすぎないことも好ましい。
以下、好適な製造方法について詳しく説明する。
（１）熱間圧延工程
スラブ加熱温度：１１００〜１２７０℃
上述した化学組成を備える手入れ後のスラブを再加熱温度１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延を施すことが好ましい。
（１）熱間圧延工程
スラブ加熱温度：１１００〜１２７０℃
上述した化学組成を備える手入れ後のスラブを再加熱温度１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延を施すことが好ましい。
熱間圧延に供するスラブ温度が１１００℃未満の場合には変形抵抗が高く熱間圧延が困難となる場合があり、１２７０℃を超える場合には過剰なスケールが生成し、冷延後まで残留して表面性状を劣化させる場合がある。
熱間圧延完了温度：Ａｒ３点〜９６０℃
熱間圧延完了温度がＡｒ３点未満の場合には、表層がフェライト化して熱延組織が粗大化するため製品段階におけるｒ値が低下して加工時に割れが生じたり、冷間圧延および焼鈍後の結晶粒径差を生じてめっき表面にすじ模様欠陥を呈したりする。一方、熱間圧延完了温度が９６０℃を超える場合には、スケールにより表面性状が劣化する場合がある。したがって、熱間圧延完了温度をＡｒ３点〜９６０℃とすることが好ましい。さらに好ましい温度は、Ａｒ３点〜９３０℃である。
熱間圧延完了温度がＡｒ３点未満の場合には、表層がフェライト化して熱延組織が粗大化するため製品段階におけるｒ値が低下して加工時に割れが生じたり、冷間圧延および焼鈍後の結晶粒径差を生じてめっき表面にすじ模様欠陥を呈したりする。一方、熱間圧延完了温度が９６０℃を超える場合には、スケールにより表面性状が劣化する場合がある。したがって、熱間圧延完了温度をＡｒ３点〜９６０℃とすることが好ましい。さらに好ましい温度は、Ａｒ３点〜９３０℃である。
なお、熱間圧延完了温度を上記の温度範囲で行うために、圧延完了する前のシートバーを、加熱装置により加熱しても良い。この際に、鋼帯の後端が先端よりも高温となるように加熱すれば、鋼帯全長にわたる温度変動を小さくすることが実現される。
巻取温度：４００〜７００℃
巻取温度が４００℃未満では、巻取り後における炭窒化物、特にＮｂＣの生成が不十分となり、本発明が目的とするＮｂＣの効果を十分に享受することができずにすじ模様欠陥を発生する場合がある。一方、巻取温度が７００℃超の場合には、スケールが過剰に生成して表面性状を劣化させたり強度低下を招いたりする場合がある。
巻取温度が４００℃未満では、巻取り後における炭窒化物、特にＮｂＣの生成が不十分となり、本発明が目的とするＮｂＣの効果を十分に享受することができずにすじ模様欠陥を発生する場合がある。一方、巻取温度が７００℃超の場合には、スケールが過剰に生成して表面性状を劣化させたり強度低下を招いたりする場合がある。
なお、二つ目の本発明についてはＮｂＣの微細化が特に重要であるから、巻取温度を４００〜６００℃とすることが好ましい。熱延の巻き取り温度を６００℃以下とすると、ＮｂＣの粗大化および巻き取り時点でのムラが抑制され、ＮｂＣを微細に分散させることが安定的に実現される。
（２）酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程、溶融亜鉛めっき工程
熱間圧延により得られる熱間圧延鋼板は、酸洗により脱スケールされ、冷間圧延が施された後に再結晶焼鈍が施される。さらに溶融亜鉛めっきが施され、合金化処理が施される。この酸洗は常法に基づいて実施すればよい。冷間圧延は、再結晶焼鈍によって絞り性に好ましいｒ値が高くなる再結晶集合組織を発達させるために圧下率を７０％以上とすることが好ましい。
熱間圧延により得られる熱間圧延鋼板は、酸洗により脱スケールされ、冷間圧延が施された後に再結晶焼鈍が施される。さらに溶融亜鉛めっきが施され、合金化処理が施される。この酸洗は常法に基づいて実施すればよい。冷間圧延は、再結晶焼鈍によって絞り性に好ましいｒ値が高くなる再結晶集合組織を発達させるために圧下率を７０％以上とすることが好ましい。
再結晶焼鈍工程における好ましい焼鈍温度は、一つ目の本発明については、再結晶温度以上Ａｃ３点以下である。焼鈍温度がＡｃ３点を超えると変態によって絞り性に好ましい再結晶集合組織が破壊されてｒ値が低下する。再結晶温度以下では、未再結晶組織が多数残存するため、すじ模様欠陥の発生を助長することになる。
一方、二つ目の本発明の場合の好ましい焼鈍温度は、（再結晶温度−１０℃）以上（再結晶温度＋３０℃）である。焼鈍温度が（再結晶温度＋３０℃）を超えると、結晶粒径が粗大化して結晶粒径のムラを生じやすくなり、さらに微細に析出したＮｂＣが再固溶して結晶粒径差を生じめっきムラにつながる。（再結晶温度−１０℃）未満では、展伸した未再結晶組織が多数残存するため、すじ模様欠陥の発生を助長することになる。二つ目の本発明では、すべての結晶を完全に再結晶させるのではなく、均質で小さな粒径サイズと未再結晶となる粒径サイズのものとを微視的に均質に分散させるようにしている。このようにすることで、すじ模様状に見えるマクロ的なムラではなくミクロ的なムラとし、ミクロ的にはめっき凹凸を有するがマクロ的にはすじ模様欠陥として目立たなくなる。
合金化溶融亜鉛めっきの方法は常法で構わないが、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、前記焼鈍工程と前記溶融亜鉛めっき工程を連続して行うことが生産性の観点から好ましい。合金化処理も常法に基づいて行うことでよい。さらに、めっき前もしくはめっき後に調質圧延を行ってもよい。
１．試験方法
本発明の効果を確認するため、各種の試験条件にて溶製した溶鋼を用いて連続鋳造を行い、薄板製品にてその結果を評価した。
本発明の効果を確認するため、各種の試験条件にて溶製した溶鋼を用いて連続鋳造を行い、薄板製品にてその結果を評価した。
表１に示す化学成分を含有する供試材Ｎｏ．１〜２７の鋼板を試作した。
転炉およびＲＨ式真空脱ガス装置を用いて、それぞれ１ヒート約２７０ｔの容量で溶製した。１ストランドを有する垂直曲げ型連続鋳造機に上記の方法で溶製した溶鋼を供給し、厚さ２５０ｍｍ、幅１５００ｍｍの鋳片に鋳造した。
転炉およびＲＨ式真空脱ガス装置を用いて、それぞれ１ヒート約２７０ｔの容量で溶製した。１ストランドを有する垂直曲げ型連続鋳造機に上記の方法で溶製した溶鋼を供給し、厚さ２５０ｍｍ、幅１５００ｍｍの鋳片に鋳造した。
そのスラブを熱片のまま、または冷片にした後、表層２．５ｍｍを手入れ工程にて溶削および／または研削して除去した。その際の表面状態（表面凹凸差）も計測した。各供試材の表面凹凸差の計測結果は手入れ工程条件とともに表１に示した。
スラブ加熱後、熱間圧延により粗圧延後で板厚３５ｍｍ、仕上圧延後で板厚４．４ｍｍとし、その後冷却して巻き取った。さらに０．７０ｍｍまで冷間圧延し、連続溶融めっきラインにて連続焼鈍を施した後、片面当り４５ｇ/ｍ２の溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜５５０℃で合金化処理を行い、冷却後、０．６％の伸率の調質圧延を施した。以上の工程での温度条件の詳細は表１に示したとおりである。
得られた各めっき鋼板について、機械特性および表面性状を評価した。
機械特性は、連続焼鈍後の薄鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、圧延方向に対する角度が０°方向におけるＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、ＹＰＥ、ｒ値（平均値）を測定した。
機械特性は、連続焼鈍後の薄鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、圧延方向に対する角度が０°方向におけるＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、ＹＰＥ、ｒ値（平均値）を測定した。
表面性状は、めっき表面の外観をすじ模様欠陥が発生したかどうかを目視で判定した。
また、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との境界における鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とを、１００×１００μｍの観察領域において求め、最大値Ｄ１と最小値Ｄ２との比（Ｄ１／Ｄ２）を算出した。
また、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との境界における鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とを、１００×１００μｍの観察領域において求め、最大値Ｄ１と最小値Ｄ２との比（Ｄ１／Ｄ２）を算出した。
２．試験結果
鋼の成分、製造条件および機械的特性、結晶粒の最大値Ｄ１、および最小値Ｄ２との比（Ｄ１／Ｄ２）、すじ模様欠陥の発生状況を調査した結果を表１に示す。
鋼の成分、製造条件および機械的特性、結晶粒の最大値Ｄ１、および最小値Ｄ２との比（Ｄ１／Ｄ２）、すじ模様欠陥の発生状況を調査した結果を表１に示す。
（１）第一の発明
鋼板Ｎｏ．１〜１３は、Ｎｂの含有量が０．００５％以上０．０２％以下の鋼板を用いた結果であり、第一の発明に関するものである。Ｄ１≦７０かつＤ１／Ｄ２≦２．０を満たす場合にはすじ模様が観察されず好適なめっき鋼板が得られた。以下に詳しく説明する。
鋼板Ｎｏ．１〜１３は、Ｎｂの含有量が０．００５％以上０．０２％以下の鋼板を用いた結果であり、第一の発明に関するものである。Ｄ１≦７０かつＤ１／Ｄ２≦２．０を満たす場合にはすじ模様が観察されず好適なめっき鋼板が得られた。以下に詳しく説明する。
スラブ手入れの影響を調査したＮｏ．１及び２はスラブ熱片手入れで表面凹凸差が３ｍｍを超える場合と超えない場合との比較するためのものである。３ｍｍを超えるＮｏ．２でＴｉの析出物のムラが発生しやすく、すじ模様欠陥が発生した。同様にＮｏ．６及び７は冷片手入れで表面凹凸差が３ｍｍを超える場合と超えない場合とを比較するためのものであり、やはり３ｍｍを超えるＮｏ．７においてすじ模様欠陥が発生した。
製造条件の影響を評価調査したＮｏ．９は熱延完了温度が低いものであり、Ｎｏ．１０は巻き取り温度が低いものである。いずれもＮｂＣによる結晶粒微細化の効果が不十分であって、結果としてすじ模様欠陥が発生した。また、Ｎｏ．１１は焼鈍温度が低く、未再結晶粒が多数生じやすいものである。めっき表面の外観評価の結果、やはりすじ模様欠陥が観察された。
（２）二つ目の発明
鋼板Ｎｏ．１４〜２７はＮｂの含有量が０．０２％超０．０６％以下であり、二つ目の発明に関するものである。この含有量の場合には、スラブ手入れ後の表面凹凸が３ｍｍ以上であっても、その後の処理条件を適切な範囲とすれば、Ｄ１≦５０かつＤ１／Ｄ２≦５．０を満たし、外観が良好なめっき鋼板が得られた。
鋼板Ｎｏ．１４〜２７はＮｂの含有量が０．０２％超０．０６％以下であり、二つ目の発明に関するものである。この含有量の場合には、スラブ手入れ後の表面凹凸が３ｍｍ以上であっても、その後の処理条件を適切な範囲とすれば、Ｄ１≦５０かつＤ１／Ｄ２≦５．０を満たし、外観が良好なめっき鋼板が得られた。
これに対し、Ｎｏ．１９のように熱延完了温度が低い場合や、Ｎｏ．２０のように巻取温度が高い場合、Ｎｏ．２１のように焼鈍の均熱温度が低い場合、あるいはＮｏ．２２のように焼鈍の均熱温度が高い場合には、すじ模様欠陥が発生した。
本発明によると、表面外観に優れ、プレス成形性に優れたｒ値の高い溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができ、この鋼板は自動車外板パネル用途として好適であり極めて有益である。
Claims (5)
- 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０６％以下およびＮｂ：０．００５％以上０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面における前記鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とが下記式（１）および（２）を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｄ１≦７０ （１）
Ｄ１／Ｄ２≦２．０ （２） - 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０６％以下およびＮｂ：０．０２％超０．０６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面における前記鋼板の結晶粒の長径の最大値Ｄ１（μｍ）と最小値Ｄ２（μｍ）とが下記式（３）および（４）を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｄ１≦５０ （３）
Ｄ１／Ｄ２≦５．０ （４） - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．００２０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１または３に記載の化学組成を有するスラブに表面凹凸差を３ｍｍ以内とする溶削および／または研削を施すスラブ手入れ工程；
（Ｂ）前記スラブ手入れ工程により得られたスラブを１１００〜１２７０℃の温度に加熱してから熱間圧延を施し、Ａｒ３点〜９６０℃の温度域で熱間圧延を完了し、４００〜７００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｄ）前記酸洗鋼板に７０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｅ）前記冷間圧延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程；および
（Ｆ）前記焼鈍鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき工程。 - 下記工程（ａ）〜（ｆ）を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）請求項２または３に記載の化学組成を有するスラブに溶削および／または研削を施すスラブ手入れ工程；
（ｂ）前記スラブ手入れ工程により得られたスラブを１１００〜１２７０℃の温度に加熱してから熱間圧延を施し、Ａｒ３点〜９６０℃の温度域で熱間圧延を完了し、４００〜６００℃の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（ｄ）前記酸洗鋼板に７０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｅ）前記冷間圧延鋼板に（再結晶温度−１０℃）以上（再結晶温度＋３０℃）以下の温度域で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程；および
（ｆ）前記焼鈍鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき工程。
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