JP2016160499A

JP2016160499A - めっき表面外観およびバーリング性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2016160499A
Application number: JP2015041203A
Authority: JP
Inventors: 真也植杉; Shinya Uesugi; 健太郎平田; Kentaro Hirata; 智治重富; Tomoharu Shigetomi; 将明浦中; Masaaki Uranaka
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2015-03-03
Filing date: 2015-03-03
Publication date: 2016-09-05
Anticipated expiration: 2035-03-03
Also published as: JP6209175B2

Abstract

【課題】４００ＭＰａ以上の引張強度を有し、めっき表面外観およびバーリング性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】素材鋼板が、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．１〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程において、熱間圧延での巻取温度を５００℃〜６５０℃、酸洗処理後の軽圧下処理での圧下率を２〜８％、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を６００℃〜７５０℃とすることを特徴とする、めっき表面外観およびバーリング性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
【選択図】図１

Description

本発明は、高耐食性が要求される用途で、かつ、プレス加工、伸びフランジ加工など何らかの加工が施されて使用される部材の素材に適した、めっき表面外観およびバーリング性などの加工性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法に関するものである。

近年、社会トレンドとして、自動車や建材分野では、軽量化および省資源化を目的とした高強度化が求められている。また、プレス加工、伸びフランジ加工など、様々な加工が施されるため、高強度であることに加え、高バーリング性などといった加工性に優れた素材鋼板が要求される。さらに、省資源化および工程省略の観点から、長寿命化や後めっき等の省略が要求されるため、高防錆性高強度鋼板が必要とされている。

特許文献1では、バーリング性、耐溶融金属脆化割れ性および溶接部の耐食性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしながら、最終製品において不めっきなどが発生して必ずしも良好なめっき表面外観が得られず、歩留が低下する問題がある。

特開２０１２−１９３４５２号公報

本発明は、上述の問題に鑑み、４００ＭＰａ以上の引張強度を有し、めっき表面外観およびバーリング性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明の構成は以下のとおりとする。
１）素材鋼板が、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．１〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程において、熱間圧延での巻取温度を５００℃〜６５０℃、酸洗処理後の軽圧下処理での圧下率を２〜８％、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を６００℃〜７５０℃とすることを特徴とする、めっき表面外観およびバーリング性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。

２）軽圧下処理での圧下率が、４〜６％であることを特徴とする、１）に記載の高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。

３）素材鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有する組成を有する１）または２）に記載の、引張強度が４００ＭＰａ以上のめっき表面外観およびバーリング性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。

４）前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のめっき組成は、質量％で、Ａｌ：３．０〜２２．０％、Ｍｇ：０．０５〜１０．０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｆｅ：０〜２．０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、１）ないし３）のいずれかに記載の高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、良好なめっき表面外観およびバーリング性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造することができる。

良好なめっき外観を示す例である。不めっきが生じた、外観不良の例である。良好なめっき外観が得られる軽圧下処理の圧下率と連続溶融めっきラインにおける焼鈍温度の関係を示す図である。軽圧下処理の圧下率とめっき鋼板のＴＳ×λバランスの関係を示す図である。

本発明の実施するための形態について述べる。鋼材の化学組成およびその限定理由は、以下のとおりである。
＜Ｃ：０．００５〜０．０８０％＞
Ｃは、Ｔｉを含む炭化物を形成し、ベイニティックフェライトまたはフェライト組織中に微細析出するため、高強度化に有効な元素である。Ｃ含有量が０．００５％未満では４００ＭＰａ以上の強度を得るのは困難であり、０．０８％を越えて添加すると析出物の粗大化や硬質第2相およびセメンタイトの形成により、バーリング加工の際、割れの起点となるためバーリング性が低下する。

＜Ｓｉ：０．８％以下＞
Ｓｉは、固溶強化に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると、連続溶融めっきラインでの加熱時に鋼板表面に酸化物を形成し、めっき性を阻害するため極力低減することが望ましく、添加量の上限を０．８％とする。

＜Ｍｎ：０．１〜１．８％＞
Ｍｎは、高強度化に有効な元素である。０．１％未満では４００ＭＰａ以上の強度を得るのが困難であり、１．８％を超えて添加すると、偏析が生じやすくなり、バーリング加工の際、割れの起点となるためバーリング性が低下する。

＜Ｐ：０．０５％以下＞
Ｐは固溶強化に有効な元素であるが、０．０５％を超えて添加すると、偏析が生じやすくなり、バーリング加工の際、割れの起点となるためバーリング性が低下する。

＜Ｓ：０．０２％以下＞
ＳはＴｉやＭｎと硫化物を形成し、バーリング加工の際、割れの起点となるためバーリング性が低下する。このため、Ｓは極力低減すべき元素である。

＜Ｔｉ：０．０２〜０．２％＞
ＴｉはＣと結合して、微細なＴｉの炭化物として析出し、高強度化に有効な元素である。また、ＴｉはＮとの親和性が高く、鋼中のＮをＴｉＮとして固定するため、Ｔｉを添加することは組織強化元素のＢ量を確保する上で極めて有効である。これらの作用を十分得るためには０．０２％以上の添加が必要であり、０．２％を超えて添加すると加工性の低下を招く。

＜Ｂ：０．０００５〜０．０１％＞
Ｂは、鋼のオーステナイト−フェライト変態を抑制させる元素であり、オーステナイト−フェライト変態を抑制させることで、Ｔｉ系炭化物の析出温度を低温化し、Ｔｉ系炭化物の微細化に寄与する。０．０００５％未満ではその効果が無く、０．０１％を超えて添加するとホウ化物を生成し加工性の劣化を招く。

＜Ａｌ：０．１％以下＞
Ａｌは、製鋼時に脱酸材として添加される。０．１％を超えて添加すると延性の低下を招く。

＜Ｖ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種以上＞
Ｎｂ、Ｖは加熱および熱延中のγ粒の粗大化を防止し、フェライト粒の微細化に有効である。また、Ｔｉと同様にＣを含む複合炭化物を形成し、強度上昇にも寄与する。このため必要に応じてこれらの元素の１種以上を含有することができる。

次に、製造条件およびその限定理由は以下のとおりである。
＜熱間圧延での巻取温度を５００℃〜６５０℃＞
巻取温度が５００℃未満では、Ｔｉを含む炭化物の析出量が不十分となり強度が低下する。一方、巻取温度が６５０℃を超えるとＴｉを含む炭化物の粗大化が起こり、強度低下およびバーリング性が低下する。

＜軽圧下処理での圧下率：２〜８％＞
熱延鋼板に酸洗を施すと、鋼板表面にスマットが生成する。スマットが鋼板表面に残存した状態でめっきを施すと、めっき金属と鋼板との反応が阻害されるため、不めっきが発生しやすくなる。不めっきの発生原因となるスマットは、酸洗後の軽圧下処理により鋼板表面に生成したスマットを砕くもしくは鋼板表面から引き離すことにより不めっきの発生を抑制することができる。但し、圧下率が２％未満では、スマットへの圧力が小さいため、効果的にスマットが除去されず、不めっきが発生しやすくなるため２％以上とした。一方、圧下率が８％を超えると、加工硬化が生じバーリング性が低下するため８％以下とした。
また、軽圧下処理での圧下率は４〜６％とすることが好ましい。圧下率を４％以上とすることで、鋼板表面上のスマットをより確実に除去することができ、不めっきの発生を抑制することができる。一方、圧下率を６％以下とすることで、加工硬化を低減し、バーリング性の劣化を抑制することができる。特に、圧下率を４〜６％とすることで、安定的に良好なめっき表面外観および高いバーリング性を得ることができる。

＜連続溶融めっきラインでの焼鈍温度：６００〜７５０℃＞
焼鈍温度が６００℃未満では鋼板表面が十分に還元せずめっき性が低下する。一方、焼鈍温度が７５０℃を超えると炭化物が粗大化し、強度低下およびバーリング性低下を招く。

めっき層の組成および限定理由は以下のとおりである。
＜溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき＞
本発明では、公知の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきの手法を適用することができる。
めっき層中のＡｌは、めっき鋼板の耐食性を向上させる作用を有する。また、めっき浴中にＡｌを含有させることでＭｇ酸化物系ドロス発生を抑制する作用もある。これらの作用を十分に得るには溶融めっきのＡｌ含有量を３．０％以上とする必要があり、４．０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が２２．０％を超えると、めっき層と素材鋼板との界面でＦｅ−Ａｌ合金層の成長が著しくなり、めっき密着性が悪くなる。優れためっき密着性を確保するには１５．０％以下のＡｌ含有量とすることが好ましく、１０．０％以下とすることがより好ましい。めっき層中のＭｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。その作用を十分に発揮させるには溶融めっきのＭｇ含有量を０．０５％以上とする必要があり、２．０％以上を確保することが望ましい。一方、Ｍｇ含有量が１０．０％を超えるとＭｇ酸化物系ドロスが発生し易くなる弊害が大きくなる。より高品質のめっき層を得るには５．０％以下のＭｇ含有量とすることが好ましく、４．０％以下とすることがより好ましい。

溶融めっき浴中にＴｉ、Ｂを含有させると、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板において斑点状の外観不良を与えるＺｎ_１１Ｍｇ_２相の生成・成長が抑制される。Ｔｉ、Ｂはそれぞれ単独で含有させてもＺｎ_１１Ｍｇ_２相の抑制効果は生じるが、製造条件の自由度を大幅に緩和させる上で、ＴｉおよびＢを複合で含有させることが望ましい。これらの効果を十分に得るには、溶融めっきのＴｉ含有量は０．０００５％以上、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが効果的である。ただし、Ｔｉ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＴｉ−Ａｌ系の析出物が生成し、めっき層に「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＴｉを添加する場合は０．１０％以下の含有量範囲とする必要があり、０．０１％以下とすることがより好ましい。また、Ｂ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＡｌ−Ｂ系あるいはＴｉ−Ｂ系の析出物が生成・粗大化し、やはり「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＢを添加する場合は０．０５％以下の含有量範囲とする必要があり、０．００５％以下とすることがより好ましい。

溶融めっき浴中にＳｉを含有させると前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の成長が抑制され、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の加工性が向上する。また、めっき層中のＳｉはめっき層の黒変化を防止し、表面の光沢性を維持する上でも有効である。このようなＳｉの作用を十分に引き出すためには溶融めっきのＳｉ含有量を０．００５％以上とすることが効果的である。ただし、過剰にＳｉを添加すると溶融めっき浴中のドロス量が多くなるので、めっき浴にＳｉを含有させる場合は２．０％以下の含有量範囲とする。

溶融めっき浴中には素材鋼板やポット構成部材などからある程度のＦｅが混入してくる。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきにおいて、めっき浴中のＦｅは２．０％程度まで含有が許容される。めっき浴中には、その他の元素として例えば、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎａ、希土類元素、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎの１種以上が混入しても構わないが、それらの合計含有量は１質量％以下であることが望ましい。なお、溶融めっき浴組成はほぼそのまま溶融めっき鋼板のめっき層組成に反映される。

表１に組成を示す各鋼を溶製し、そのスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上げ圧延温度８８０℃、巻取温度５２０〜６８０℃で熱間圧延し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼帯を得た。各熱延鋼帯の巻取温度は表２中にそれぞれ示してある。
熱延鋼帯を酸洗した後、圧下率：０〜１０％の軽圧下処理を施し、連続溶融めっきラインにて、水素−窒素混合ガス中で５７０〜７８０℃で焼鈍を行い、平均冷却速度５℃／ｓｅｃで約４２０℃まで冷却して素材鋼板（めっき原板）とし、その後、鋼板表面が大気に触れない状態のまま下記のめっき浴組成を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴中に浸漬した後引き上げ、ガスワイピング法にてめっき付着量を片面あたり約９０ｇ／ｍ^２に調整した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。めっき浴温は約４１０℃であった。各鋼の圧下率および焼鈍温度も、表２に併せて示してある。

溶融めっき浴の組成（質量％）は、以下のとおりである。
Ａｌ：６．０％、Ｍｇ：３．０％、Ｔｉ：０．００２％、Ｂ：０．０００５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｆｅ：０．１％、Ｚｎ：残部

引張特性については、試験片の長手方向が素材鋼板の圧延方向に対し直角になるように採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張強さＴＳ、全伸びＴ．Ｅｌを求めた。

バーリング性については、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から７０×７０ｍｍのサンプルを採取し、これをバーリング性試験のための素板（ブランク材）とした。この素板の中央にポンチとダイスを用いて打抜き穴を開けた。ポンチの直径Ｄ_０は１０．０ｍｍ、ダイスはクリアランスが板厚の１２％となるものを選んだ。打ち抜きままの穴に、バリ側から頂角６０°のポンチを押し込み、初期穴を拡大した。その際、ポンチの移動速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。鋼板の穴が拡大して板厚方向に割れが貫通した時点でポンチを止め、穴の内径Ｄ_ｂを測定した。そして、（Ｄ_ｂ−Ｄ_０）／Ｄ_０×１００（％）で定義される穴広げ率λを求めた。
ＴＳ×λバランスが４００００MPa・％以上を合格と判定した。

〔めっき表面外観〕
めっき表面外観の評価は、製品５０ｃｍ^２内に不めっきの発生がない場合を「○」とし、製品５０ｃｍ^２内に不めっきが１ヶ所以上発生している場合を「×」とした。

本発明のＮｏ．１〜１５は、引張強さＴＳが４００ＭＰａ以上、TS×λバランスが４００００ＭＰａ・％以上、また、図１に示すように不めっきの発生はなく、めっき表面外観およびバーリング性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板である。
これに対し、Ｎｏ．１６は熱間圧延での巻き取り温度が高いため、また、Ｎｏ．１７は連続溶融めっきラインでの焼鈍温度が高いため、ＴＳ×λバランスが低い。Ｎｏ．１８、１９は連続溶融めっきラインでの焼鈍温度が低く鋼板表面が十分に還元されないため、また、Ｎｏ．２０、２１、２２は軽圧下処理での圧下率が低くスマットが十分に除去されていないため、図２に示すような不めっきが発生している。Ｎｏ．２３、２４は、軽圧下処理での圧下率が高いため加工硬化が生じＴＳ×λが低い。

図３に、めっき性に及ぼす軽圧下処理での圧下率および連続溶融めっきラインでの焼鈍温度の関係、図４に軽圧下処理での圧下率とＴＳ×λバランスとの関係を示す。軽圧下処理での圧下率：２％以上、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度：６００℃以上を満たすことにより、不めっきの発生はなく、良好なめっき表面外観が得られる。また、軽圧下処理での圧下率：８％以下を満たすことによりＴＳ×λバランスの目標を満足する。以上のことから、軽圧下処理での圧延率：２〜８％および連続溶融めっきラインでの焼鈍温度：６００〜７５０℃を満たすことによりめっき表面外観およびバーリング性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が得られることが分かる。

Claims

素材鋼板が、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．１〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程において、熱間圧延での巻取温度を５００℃から〜６５０℃、酸洗処理後の軽圧下処理での圧下率を２〜８％、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を６００℃〜７５０℃とすることを特徴とするめっき表面外観およびバーリング性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
軽圧下処理での圧下率が、４〜６％であることを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
素材鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有する組成を有する請求項１又は２に記載の、引張強度が４００ＭＰａ以上のめっき表面外観およびバーリング性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のめっき組成は、質量％で、Ａｌ：３．０〜２２．０％、Ｍｇ：０．０５〜１０．０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｆｅ：０〜２．０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる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高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。