JP2023552823A - 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明の一側面によると、高強度特性を有しながらも耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。

Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものであり、詳細には高強度特性を有しながらも耐パウダリング性に優れ、自動車外板材として好適に適用できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）を加熱して素地鋼板中のＦｅをめっき層に拡散させ、ＦｅとＺｎを合金化することで得られる。ＧＡ鋼板は、強度、溶接性、塗装後の耐食性などに優れるため、例えば、自動車の骨格部材（衝突時のエネルギーを吸収する役割を果たす部材など）などに主に用いられる素材である。
近年、自動車車体の高強度化の要求に向けて自動車の外板材にもＧＡ鋼板を適用しようとする試みがある。しかし、ＧＡ鋼板は自動車の外板材として活発に利用されていないのが実情である。これは、ＧＡ鋼板は、成形時にめっき層が粉状に剥離する、いわゆるパウダリングが問題となることから、複雑な形状に成形される自動車の外板材にＧＡ鋼板を適用するには、解決すべき技術的難点が存在するためである。
ＧＡ鋼板の耐パウダリング性を向上させるための方案として、Ｆｅ－Ｚｎ合金めっき層中の鉄濃度を低くして、脆いガンマ（γ）相を低減する方法が提案されている。また、特許文献１のように、めっき層中のゼータ（ζ）相、デルタ（δ）相及びガンマ（γ）相の量を調整するとともに、素地鉄とめっき層との界面でのガンマ（γ）相の形成を抑制し、表面粗さを低く制御して、耐パウダリング性及び耐フレーキング性を向上させる技術が提案されている。しかし、このような方案によっても、耐パウダリング性を十分に確保できず、近年の高張力化の傾向に適合できる強度特性を備えて、軽量化を図りつつ、複雑な形状に成形可能であり、自動車外板材用に適したＧＡ鋼板を提供することができないのが実情である。
日本登録特許公報２６９５２５９号
本発明の一側面によると、高強度特性を有しながらも耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供できる。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体内容から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鉄；及び上記素地鉄の少なくとも一面に備えられた合金化溶融亜鉛めっき層；を含み、上記素地鉄は重量％で、炭素（Ｃ）：０．００３～０．００９％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．０％、リン（Ｐ）：０．０４～０．０９％、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ｓ．Ａｌ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２～０．０４５％、銅（Ｃｕ）：０．０６～０．１％、ホウ素（Ｂ）：０．００１５％以下、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たし、上記素地鉄と上記合金化溶融亜鉛めっき層との界面に存在するガンマ（γ）相の平均厚さは０．２０μｍ以下とすることができる。
［関係式１］
０．０８≦［Ｔｉ］／｛４８＊（［Ｍｏ］／９６＋［Ｓｉ］／２８）｝≦０．３
上記関係式１において、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］及び［Ｓｉ］は、それぞれ上記素地鉄に含まれるチタン（Ｔｉ）、モリブデン（Ｍｏ）及びシリコン（Ｓｉ）の含有量（重量％）を意味する。
上記合金化溶融亜鉛めっき層の表面におけるデルタ（δ）相の占有面積率は、８０～１００％とすることができる。
上記合金化溶融亜鉛めっき層は、自体重量％で、アルミニウム（Ａｌ）：０．０５～０．３％、鉄（Ｆｅ）：１０～２０％、残りの亜鉛（Ｚｎ）及びその他の不可避不純物を含むことができる。
上記素地鉄は９５面積％以上のフェライトを含み、上記フェライトの平均結晶粒径は１５μｍ以下とすることができる。
上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、延伸率が２８％以上とすることができる。
本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００３～０．００９％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．０％、リン（Ｐ）：０．０４～０．０９％、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ｓ．Ａｌ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２～０．０４５％、銅（Ｃｕ）：０．０６～０．１％、ホウ素（Ｂ）：０．００１５％以下、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たす冷延鋼板を準備する段階；上記冷延鋼板の表面温度を基準にして、４９０～５００℃の引き込み温度で溶融亜鉛めっき浴に上記冷延鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板を提供する段階；及び上記めっき鋼板を５００～５６０℃の温度範囲に加熱して合金化処理する段階を含むことができる。
［関係式１］
０．０８≦［Ｔｉ］／｛４８＊（［Ｍｏ］／９６＋［Ｓｉ］／２８）｝≦０．３
上記関係式１において、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］及び［Ｓｉ］は、それぞれ上記冷延鋼板に含まれるチタン（Ｔｉ）、モリブデン（Ｍｏ）及びシリコン（Ｓｉ）の含有量（重量％）を意味する。
上記溶融亜鉛めっき浴は、重量％で、０．０５～０．５％のアルミニウム（Ａｌ）、残りの亜鉛（Ｚｎ）及びその他の不可避不純物を含むことができる。
上記冷延鋼板を準備する段階は、連続鋳造によって所定の合金組成を備えるスラブを製造する段階；上記スラブを１１００～１３００℃で加熱する段階；上記加熱されたスラブを９２０～９７０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；上記熱間鋼板を６００～６５０℃の温度範囲で巻き取る段階；上記熱延鋼板を酸洗した後、７０～８３％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；及び上記冷延鋼板を７６０～８２０℃の温度範囲で焼鈍する段階；を含むことができる。
上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、１．０～１．６μｍの表面粗さ（Ｒａ）を有するスキンパスロールを用いて上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を０．６～１．２％の圧下率で調質圧延する段階をさらに含むことができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴の全てを列挙したものではなく、本発明の様々な特徴及びそれに伴う利点及び効果は、以下の具体的な実施例を参照してより詳細に理解することができる。
本発明の一側面によると、高強度特性を有しながらも耐パウダリング性に優れ、自動車外板材として好ましい物性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供できる。
本発明の効果は上述した事項に限定されるものではなく、通常の技術者が本明細書に記載された事項から合理的に推論可能な事項を含むものと解釈することができる。
ＳＥＭを用いて試験片１の断面を観察した写真である。 ＳＥＭを用いて試験片１４の断面を観察した写真である。
本発明は、耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものであり、以下では、本発明の好ましい実施形態を説明する。本発明の実施形態は、様々な形に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実施形態に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施形態は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
以下、本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板についてより詳細に説明する。
本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鉄；及び上記素地鉄の少なくとも一面に備えられた合金化溶融亜鉛めっき層；を含み、上記素地鉄は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００３～０．００９％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．０％、リン（Ｐ）：０．０４～０．０９％、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ｓ．Ａｌ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２～０．０４５％、銅（Ｃｕ）：０．０６～０．１％、ホウ素（Ｂ）：０．００１５％以下、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たし、上記素地鉄と上記合金化溶融亜鉛めっき層との間の界面に存在するガンマ（γ）相の厚さは０．２０μｍ以下とすることができる。
［関係式１］
０．０８≦［Ｔｉ］／｛４８＊（［Ｍｏ］／９６＋［Ｓｉ］／２８）｝≦０．３
上記関係式１において、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］及び［Ｓｉ］は、それぞれ上記素地鉄に含まれるチタン（Ｔｉ）、モリブデン（Ｍｏ）及びシリコン（Ｓｉ）の含有量（重量％）を意味する。
以下、本発明の素地鉄に含まれる鋼組成について、より詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、各元素の含有量を表す％は、重量を基準とする。
炭素（Ｃ）：０．００３～０．００９％
炭素（Ｃ）は侵入型固溶元素であって、冷延及び焼鈍過程で鋼板の集合組織の形成に大きな影響を及ぼす元素である。鋼中に固溶炭素量が多くなると、深絞り加工に有利な｛１１１｝ガンマ（γ）－ファイバ集合組織を有する結晶粒の成長が抑制され、｛１１０｝及び｛１００｝集合組織を有する結晶粒の成長が促進されて焼鈍板の深絞り性が低下する。さらに、炭素（Ｃ）含有量が過度の場合、これを炭化物で析出させるために必要なチタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）の含有量が大きくなるため、経済性の側面で不利であるだけでなく、パーライトなどが生成して成形性が低下する可能性がある。したがって、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．００９％に制限することができる。好ましい炭素（Ｃ）含有量の上限は０．００８％とすることができ、より好ましい炭素（Ｃ）含有量の上限は０．００７％とすることができる。但し、炭素（Ｃ）含有量が過度に少量である場合、十分な強度確保が不可能であるため、本発明は炭素（Ｃ）含有量の下限を０．００３％に制限することができる。好ましい炭素（Ｃ）含有量の下限は０．００４％とすることができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０５％以下
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化による強度上昇に寄与する元素である。本発明は、このような強度上昇の効果を発揮するためにシリコン（Ｓｉ）を添加することができる。本発明は、シリコン（Ｓｉ）含有量の下限を特に規定しないが、その下限から０％は除外することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の下限は０．０１％とすることができ、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の下限は０．０２％とすることができる。但し、シリコン（Ｓｉ）含有量が過度の場合、表面スケールの欠陥を誘発してめっき表面特性を低下させることができるため、本発明はシリコン（Ｓｉ）含有量の上限は０．０５％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の上限は０．０４％とすることができる。
マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．０％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化元素として強度上昇に寄与するだけでなく、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳで析出させる役割を果たす。本発明は、このような効果を得るために０．４％以上のマンガン（Ｍｎ）を添加することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は０．４５％とすることができる。但し、マンガン（Ｍｎ）含有量が過度の場合、酸化物による表面品質の低下が生じる可能性があるため、本発明はマンガン（Ｍｎ）含有量の上限を１．０％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は０．９％とすることができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は０．８５％とすることができる。
リン（Ｐ）：０．０４～０．０９％
リン（Ｐ）は、固溶効果が最も優れており、深絞り性を大きく損なうことなく、鋼の強度を確保するのに最も効果的な元素である。本発明は、このような効果のために０．０４％以上のリン（Ｐ）を添加することができる。好ましいリン（Ｐ）含有量は０．０４％超過とすることができ、より好ましくは０．０４５％以上とすることができる。一方、リン（Ｐ）が過度に添加される場合、リン（Ｐ）の偏析による２次脆性及び表面線形欠陥が懸念されるため、本発明はリン（Ｐ）含有量の上限を０．０９％に制限することができる。好ましいリン（Ｐ）含有量の上限は０．０８５％とすることができる。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）及び窒素（Ｎ）は、鋼中に存在する不純物として不可避に添加される成分や、溶接特性を確保するためには、その含有量をなるべく低く制御することが好ましい。したがって、本発明は、硫黄（Ｓ）の含有量を０．０１％以下（０％含む）に制限することができ、窒素（Ｎ）の含有量を０．００５％以下（０％含む）に制限することができる。また、不可避に添加される量を考慮して、本発明は、硫黄（Ｓ）及び窒素（Ｎ）の含有量の下限から０％を除外することができる。
アルミニウム（Ｓ．Ａｌ）：０．１％以下
アルミニウム（Ａｌ）はＡｌＮを析出させて鋼の深絞り性及び延性向上に寄与する成分であり、本発明はこのような効果を確保するためにアルミニウム（Ａｌ）を添加することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量は０％超過とすることができ、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量は０．０１％以上とすることができる。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過度に添加される場合、製鋼操業時にアルミニウム（Ａｌ）介在物が過度に形成されて鋼板内部の欠陥を引き起こす可能性があるため、本発明はアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を０．１％に制限することができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．０８％
本発明の発明者は、リン（Ｐ）の添加により高強度化を図りつつ、リン（Ｐ）の粒界偏析による表面品質の低下を防止するための方案について具体的な研究を行った。その結果、鋼中にモリブデン（Ｍｏ）を適量添加した場合、リン（Ｐ）と親和性が高いモリブデン（Ｍｏ）がＭｏＰ化合物を形成し、それによってリン（Ｐ）の粒界偏析を効果的に防止することができることが分かった。したがって、本発明は、このような効果を達成するために０．０５％以上のモリブデン（Ｍｏ）を含むことができる。より好ましいモリブデン（Ｍｏ）含有量の下限は０．０５５％とすることができる。但し、モリブデン（Ｍｏ）が過度に添加される場合、ＭｏＰ化合物の形成効果は飽和されるのに対し、原価競争力が大きく低下するため、本発明はモリブデン（Ｍｏ）含有量の上限を０．０８％に制限することができる。好ましいモリブデン（Ｍｏ）含有量の上限は０．０７５％とすることができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０３％
チタン（Ｔｉ）は、熱間圧延中に固溶炭素及び固溶窒素と反応してチタン（Ｔｉ）系炭窒化物を析出させることで鋼板の深絞り性の向上に大きく寄与する元素である。本発明は、このような効果を確保するために０．００５％以上のチタン（Ｔｉ）を添加することができる。好ましいチタン（Ｔｉ）含有量の下限は０．００７％とすることができる。一方、チタン（Ｔｉ）含有量が過度の場合、製鋼操業時に介在物の管理が難しくて介在物性の欠陥が発生する可能性があるため、本発明はチタン（Ｔｉ）含有量の上限を０．０３％に制限することができる。好ましいチタン（Ｔｉ）含有量の上限は０．０２５％とすることができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０２～０．０４％
ニオブ（Ｎｂ）は、熱間圧延中の溶質牽引（ｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ）及び析出物ピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ）に寄与し、オーステナイト域の未再結晶領域が高温に広がると圧延及び冷却する過程を通じて非常に微細な結晶粒（ｇｒａｉｎ）を作ることができる最も効果的な元素である。本発明は、このような結晶粒微細化を図るために、０．０２％以上のニオブ（Ｎｂ）を添加することができる。好ましいニオブ（Ｎｂ）含有量の下限は０．０２５％とすることができる。一方、ニオブ（Ｎｂ）が過度に添加された場合、高温強度が高くなって熱間圧延の負荷が過重になることがあるため、本発明はニオブ（Ｎｂ）含有量の上限を０．０４％に制限することができる。好ましいニオブ（Ｎｂ）含有量の上限は０．０３５％とすることができる。
銅（Ｃｕ）：０．０６～０．１％
銅（Ｃｕ）は、鋼の強度向上に寄与する成分である。本発明は、このような効果のために０．０６％以上の銅（Ｃｕ）を添加することができる。好ましい銅（Ｃｕ）含有量の下限は０．０６５％とすることができ、より好ましい銅（Ｃｕ）含有量の下限は０．０７％とすることができる。一方、銅（Ｃｕ）の添加量が過度の場合、粒界脆化や費用増加につながるため、本発明は銅（Ｃｕ）含有量の上限を０．１％に制限することができる。好ましい銅（Ｃｕ）含有量の上限は０．０９％とすることができる。
ホウ素（Ｂ）：０．００１５％以下
ホウ素（Ｂ）は、鋼中のリン（Ｐ）添加による２次加工脆性を防止する成分であり、本発明は２次加工脆性の防止のためにホウ素（Ｂ）を添加することができる。好ましいホウ素（Ｂ）含有量の下限は０．０００２％とすることができ、より好ましいホウ素（Ｂ）含有量の下限は０．０００４％とすることができる。但し、ホウ素（Ｂ）含有量が過度の場合、鋼板の延性低下が伴われるため、本発明はホウ素（Ｂ）含有量の上限を０．００１５％に制限することができる。好ましいホウ素（Ｂ）含有量の上限は０．００１％とすることができる。
本発明の素地鉄は、上述した成分以外に、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物を含むことができる。但し、通常の製造過程では原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあるため、これを全面的に排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野で通常の知識を有する者であれば誰でも分かることであるため、そのすべての内容を本明細書では特に言及しない。さらに、上述した成分以外に有効な成分の追加添加が全面的に排除されるものではない。
本発明の素地鉄は、下記関係式１を満たすことができる。
［関係式１］
０．０８≦［Ｔｉ］／｛４８＊（［Ｍｏ］／９６＋［Ｓｉ］／２８）｝≦０．３
上記関係式１において、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］及び［Ｓｉ］は、それぞれ上記素地鉄に含まれるチタン（Ｔｉ）、モリブデン（Ｍｏ）及びシリコン（Ｓｉ）の含有量（重量％）を意味する。
本発明の発明者は、素地鉄にリン（Ｐ）を添加して高強度化を図りつつ、合金化めっき層の耐パウダリング性を向上させる方案について、具体的な研究を行い、素地鉄に含まれるチタン（Ｔｉ）、モリブデン（Ｍｏ）及びシリコン（Ｓｉ）の相対的な含有量を特定範囲に制御した場合、めっき層の合金化度を制御することができ、それによって素地鉄と合金化めっき層との間の界面にガンマ（γ）相が形成されることを効果的に抑制できることを確認した。すなわち、本発明は、関係式１を用いて、素地鉄に含まれるチタン（Ｔｉ）、モリブデン（Ｍｏ）及びシリコン（Ｓｉ）の相対的な含有量を一定範囲に制御するため、合金化めっき層と素地鉄との界面の間に形成されるガンマ（γ）相の平均厚さを０．２０μｍ以下に制限することができ、それによってめっき層の耐パウダリング性を効果的に確保することができる。
本発明の素地鉄は、フェライトを基地組織として含むことができ、不可避に形成されるパーライトなどのその他の微細組織を残部組織としてさらに含むことができる。本発明の素地鉄はフェライトを基地組織として含むため、めっき鋼板の成形性を効果的に確保することができる。本発明において、フェライトの分率は９５面積％以上とすることができ、より好ましいフェライトの分率は９９面積％以上とすることができる。上記フェライトの平均結晶粒径は１５μｍ以下とすることができる。
本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鉄の少なくとも一面に備えられた合金化溶融亜鉛めっき層を含み、上記合金化溶融亜鉛めっき層は、自体重量％で、アルミニウム（Ａｌ）：０．０５～０．３％、鉄（Ｆｅ）：１０～２０％、残りの亜鉛（Ｚｎ）及びその他の不可避不純物を含むことができる。
本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、素地鉄と合金化溶融亜鉛めっき層との間の界面には、一定の厚さを有するガンマ（γ）相が形成されるが、好ましいガンマ（γ）相の平均厚さは０．２０μｍ以下とすることができる。本発明は、ガンマ（γ）相の厚さの下限を特に規定しないが、不可避に形成される量を考慮してガンマ（γ）相の厚さの下限から０μｍを除くことができる。好ましくは、０．０２μｍ以上の厚さとすることができる。本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鉄と合金化溶融亜鉛めっき層との間の界面に形成されるガンマ（γ）相の平均厚さを０．２０μｍ以下の範囲に制御するため、めっき層の耐パウダリング特性を効果的に確保することができる。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面で観察されるデルタ（δ）相の占有面積率は８０～１００％とすることができる。本発明は、めっき層の表面で観察されるデルタ（δ）相の占有面積率８０％以上に制限するため、摩擦係数を低減させることができ、それによって優れた耐フレーキング性を確保することができる。
本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、３９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、及び２８％以上の延伸率を有することができる。また、本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度特性及び優れた加工性を備えるだけでなく、優れた耐パウダリング性を備えるため、自動車外板材として適切な物性を有することができる。
以下、本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法についてより詳細に説明する。
本発明の一側面に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、所定の合金組成を有する冷延鋼板を準備する段階；上記冷延鋼板の表面温度基準で４９０～５００℃の引き込み温度で溶融亜鉛めっき浴に上記冷延鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板を提供する段階；及び上記めっき鋼板を５００～５６０℃の温度範囲で加熱して合金化処理する段階を含むことができる。
上記冷延鋼板を準備する段階は、連続鋳造によって所定の合金組成を備えるスラブを製造する段階；上記スラブを１１００～１３００℃で加熱する段階；上記加熱されたスラブを９２０～９７０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；上記熱間鋼板を６００～６５０℃の温度範囲で巻き取る段階；上記熱延鋼板を酸洗した後に７０～８３％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；及び上記冷延鋼板を７６０～８２０℃の温度範囲で焼鈍する段階；を含むことができる。
スラブの製造及び加熱
連続鋳造によって所定の成分を有する鋼スラブを製造する。本発明の鋼スラブは、上述の素地鉄の合金組成と対応する合金組成を有するため、鋼スラブの合金組成に対する説明は、上述した素地鉄の合金組成に対する説明に代わる。
準備されたスラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱することができる。スラブ加熱温度が過度に低い場合、熱間圧延時に過度の圧延負荷が生じることがあるため、スラブ加熱温度の下限を１１００℃に制限することができる。スラブ加熱温度が過度に高い場合、表面スケールの欠陥が問題となる可能性があるため、スラブ加熱温度の上限を１３００℃に制限することができる。
熱間圧延
加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を提供することができる。熱間圧延は、仕上げ圧延温度がＡｒ３以上の範囲で行うことができる。より詳細には、仕上げ圧延温度は９００～９７０℃の範囲とすることができる。熱間圧延温度が過度に低い場合、最終組織の結晶粒径が過度に微細化して目的とするレベルの成形性を確保することができないため、仕上げ圧延温度の下限を９００℃に制限することができる。一方、熱間圧延温度が過度に高い場合、最終組織の結晶粒径が過度に粗大化して目的とする強度を確保することができないだけでなく、最終製品の表面品質の低下を誘発することがあるため、本発明は仕上げ圧延温度の上限を９７０℃に制限することができる。
巻き取り
熱間圧延によって得られた熱延鋼板を６００～６５０℃の温度範囲で巻き取ることができる。巻取温度が過度に低い場合、Ｔｉ（Ｎｂ）Ｃなどの析出物が十分に生成されず、固溶炭素量が多くなり、焼鈍時の再結晶及び粒子成長などの挙動に影響を与えて、所望の強度及び延伸率を確保するのが困難となることがある。したがって、本発明は、巻取温度の下限を６００℃に制限することができる。一方、巻取り温度が過度に高い場合、２次スケール生成により表面品質が低下する可能性があるため、本発明は巻取り温度の上限を６５０℃に制限することができる。
酸洗及び冷間圧延
巻き取られた熱延鋼板をアンコイリングした後、表面スケール除去のための酸洗を行うことができ、酸洗後の７０～８３％の圧下率で冷間圧延を実施して冷延鋼板を得ることができる。冷間圧延の圧下率が一定レベル未満の場合、｛１１１｝集合組織が十分に成長せず、成形性が低下することがあるため、本発明は冷間圧延の圧下率の下限を７０％に制限することができる。より好ましい圧下率下限は７４％とすることができる。一方、冷間圧延時の圧下率が過度の場合、過度の圧延ロール負荷によって形状不良が発生する可能性があるため、本発明は冷間圧延の圧下率の上限を８３％に制限することができる。より好ましい圧下率の上限は８０％とすることができる。
焼鈍
冷間圧延によって得られた冷延鋼板を再結晶温度以上の温度に加熱して焼鈍（アニール）処理することができる。焼鈍温度が一定レベル以下の場合、圧延によって発生した変形が十分に除去されず、フェライト再結晶が完了されず、延伸率が低下することがある。したがって、本発明は焼鈍温度の下限を７６０℃に制限することができる。一方、焼鈍温度が過度に高い場合、再結晶完了後に結晶粒成長まで進行して強度が低下するか、表面品質が低下することがあるため、本発明は焼鈍温度の上限を８２０℃に制限することができる。
めっき及び選択的合金化
焼鈍処理された冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき層を形成することができる。本発明に用いられる溶融亜鉛めっき浴は、重量％で、０．０５～０．５％のアルミニウム（Ａｌ）、残りの亜鉛（Ｚｎ）及びその他の不可避不純物を含むことができる。めっき浴浸漬時の引き込み温度がガンマ（γ）相の形成程度に大きな影響を及ぼすため、本発明はめっき浴浸漬時の引き込み温度を冷延鋼板の表面温度基準で４９０～５００℃の範囲に制限することができる。
溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板を５００～５６０℃の温度範囲に加熱して合金化処理することができる。合金化温度が過度に高い場合、ガンマ（γ）相が過度に形成されるおそれがあるため、本発明は合金化温度の上限を５６０℃に制限することができる。一方、合金化温度が低い場合、十分な合金化がなされないため、本発明は合金化温度の下限を５００℃に制限することができる。
調質圧延
めっき鋼板の表面品質を確保するために、選択的に調質圧延を行うことができる。好ましくは、１．０～１．６μｍの表面粗さ（Ｒａ）を有するスキンパスロールを用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を０．６～１．２％の圧下率で調質圧延することができる。
上述した製造方法によって製造されためっき鋼板は、３９０ＭＰａ以上の引張強度、及び２８％以上の延伸率を備えるだけでなく、優れた耐パウダリング性を有することができる。
以下、具体的な実施例を通じて本発明のめっき鋼板及びその製造方法についてより詳細に説明する。下記実施例は本発明の理解するためのものであって、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
連続鋳造によって下記表１に記載の合金組成を有する厚さ２５０ｍｍの鋼スラブを製造した。鋼スラブを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延を行い、熱間圧延された鋼板を巻き取って熱延コイルを準備した。このとき、熱間圧延の仕上げ圧延温度及び巻取温度は表２に記載の条件を適用した。熱延コイルをアンコイリングして酸洗し、７０～８３％の圧下率で冷間圧延を行って０．６～１．０ｍｍの厚さを有する冷延鋼板を製造した。各冷延鋼板について表２の条件で焼鈍を行った。この後、０．１２重量％のＡｌを含む溶融亜鉛めっき浴に冷延鋼板を浸漬してめっき層を形成し、後続して合金化処理を行った。めっき浴浸漬時の引き込み温度及び合金化温度は、表２に記載の条件を適用した。
Figure 2023552823000002
Figure 2023552823000003
各試験片について引張試験を行い、引張強度、降伏強度、破壊延伸率を測定した。引張試験は、ＪＩＳ ５号規格に基づいて採取された試験片を用いて実施した。ＳＥＭを各試験片の界面領域を観察し、３か所以上の地点でガンマ（γ）相の厚さを測定して平均値を計算した。試験片８は、合金化温度が低くて未合金化であったため、ガンマ（γ）相及びデルタ（δ）相を区別することができなかった。
耐パウダリング性は、各試験片を６０°曲げ（ｂｅｎｄｉｎｇ）し、同一地点に対して反対側の方向に再び６０°曲げ（ｒｅｖｅｒｓｅ ｂｅｎｄｉｎｇ）した後、透明テープを各試験片の表面に付着し、次いで脱着してパウダリング剥離幅を測定して評価した。パウダリング剥離幅が６ｍｍ以下の場合、自動車用外板材として適切な耐パウダリング性を有すると把握することができる。
Figure 2023552823000004
表１～表３に示したように、本発明の合金組成及び工程条件を満たす試験片は、３９０ＭＰａ以上の引張強度及び２８％以上の延伸率を有するだけでなく、優れた耐パウダリング性を有する。これに対し、本発明の合金組成または工程条件のいずれか一つ以上を満たさない試験片は、３９０ＭＰａ以上の引張強度または２８％以上の延伸率を満たさないか、耐パウダリング性が低下することが分かる。したがって、本発明の一側面によると、自動車外板材として好ましい物性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。
以上のように実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載される特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は、実施例に限定されない。

Claims (9)

  1. 素地鉄；及び前記素地鉄の少なくとも一面に備えられた合金化溶融亜鉛めっき層；を含み、
    前記素地鉄は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００３～０．００９％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．０％、リン（Ｐ）：０．０４～０．０９％、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ｓ．Ａｌ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２～０．０４５％、銅（Ｃｕ）：０．０６～０．１％、ホウ素（Ｂ）：０．００１５％以下、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たし、
    前記素地鉄と前記合金化溶融亜鉛めっき層との間の界面に存在するガンマ（γ）相の平均厚さが０．２０μｍ以下である、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
    ［関係式１］
    ０．０８≦［Ｔｉ］／｛４８＊（［Ｍｏ］／９６＋［Ｓｉ］／２８）｝≦０．３
    （前記関係式１において、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］及び［Ｓｉ］は、それぞれ前記素地鉄に含まれるチタン（Ｔｉ）、モリブデン（Ｍｏ）及びシリコン（Ｓｉ）の含有量（重量％）を意味する。）
  2. 前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面におけるデルタ（δ）相の占有面積率は８０～１００％である、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記合金化溶融亜鉛めっき層は、自体重量％で、アルミニウム（Ａｌ）：０．０５～０．３％、鉄（Ｆｅ）：１０～２０％、残りの亜鉛（Ｚｎ）及びその他の不可避不純物を含む、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記素地鉄は９５面積％以上のフェライトを含み、
    前記フェライトの平均結晶粒径は１５μｍ以下である、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、延伸率が２８％以上である、請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．００３～０．００９％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．０％、リン（Ｐ）：０．０４～０．０９％、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、窒素（Ｎ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ｓ．Ａｌ）：０．１％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０３％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２～０．０４５％、銅（Ｃｕ）：０．０６～０．１％、ホウ素（Ｂ）：０．００１５％以下、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１を満たす冷延鋼板を準備する段階；
    前記冷延鋼板の表面温度基準で４９０～５００℃の引き込み温度で溶融亜鉛めっき浴に前記冷延鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板を提供する段階；及び
    前記めっき鋼板を５００～５６０℃の温度範囲で加熱して合金化処理する段階を含む、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    ０．０８≦［Ｔｉ］／｛４８＊（［Ｍｏ］／９６＋［Ｓｉ］／２８）｝≦０．３
    （前記関係式１において、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］及び［Ｓｉ］は、それぞれ前記冷延鋼板に含まれるチタン（Ｔｉ）、モリブデン（Ｍｏ）及びシリコン（Ｓｉ）の含有量（重量％）を意味する。）
  7. 前記溶融亜鉛めっき浴は、重量％で、０．０５～０．５％のアルミニウム（Ａｌ）、残りの亜鉛（Ｚｎ）及びその他の不可避不純物を含む、請求項６に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 前記冷延鋼板を準備する段階は、
    連続鋳造によって所定の合金組成を備えるスラブを製造する段階；
    前記スラブを１１００～１３００℃で加熱する段階；
    前記加熱されたスラブを９２０～９７０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；
    前記熱間鋼板を６００～６５０℃の温度範囲で巻き取る段階；
    前記熱延鋼板を酸洗した後、７０～８３％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階；及び
    前記冷延鋼板を７６０～８２０℃の温度範囲で焼鈍する段階；を含む、請求項６に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. １．０～１．６μｍの表面粗さ（Ｒａ）を有するスキンパスロールを用いて前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を０．６～１．２％の圧下率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項６に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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