JP4003392B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車外板用パネル等に使用される耐ブリスター性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用鋼板等に溶融亜鉛めっきを施した極低炭素系ＢＨ鋼板が用いられるようになってきた。ＢＨ鋼板とは、固溶Ｃ、Ｎによるひずみ時効を利用してプレス成形後の塗装焼付処理（１７０℃×２０分程度）で成形品の強度を高める鋼板である。極低炭素系ＢＨ鋼板は主に自動車外板用として使用されるため、防錆性能およびプレス成形での潤滑性能の観点から鋼板に溶融亜鉛めっきが施されるが、その鋼板表面の性状に対する要求レベルは高い。
【０００３】
しかし、実際には、溶融亜鉛めっきラインの還元炉内において鋼板中に侵入した水素が、溶融亜鉛めっきを施した後の常温状態において過飽和となり、その一部が鋼板表面に拡散してめっき層と鋼板の界面で水素ガスを生成する。そして、その生成した水素ガスによってめっき層が押し上げられ、ブリスターと呼ばれるふくれが生じる場合があることが従来から指摘されている。
【０００４】
従来、このブリスターを防止するため様々な方法が提案されている。例えば、特公平５−２６８６３号公報にはブリスター状欠陥の防止方法として、ＴｉおよびＮを添加することにより鋼板中にＴｉＮを生成させ、鋼板の水素吸蔵能力を高める技術が開示されている。
【０００５】
特開平９−１３１５６号公報では、鋼帯を溶融亜鉛めっき浴に導入する際、還元帯域から溶融亜鉛めっき浴までの間の一部の雰囲気条件を規定した不活性ガス帯を設けることで、ブリスターの発生がない溶融亜鉛めっき熱延鋼板を安定的に製造することを開示している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特公平５−２６８６３号公報の技術では、同技術の範囲内のＴｉ、Ｎ添加量では連続鋳造後のスラブ表面にクラックが発生し、スラブ手入れによる研削量が多くなり、製造歩留まりが悪化する場合がある。また、本発明者らによる研究の結果では、単にＴｉ、Ｎを添加しだけではブリスター状欠陥の発生を十分に抑制できないことが明らかとなった。
【０００７】
また、特開平９−１３１５６号公報の技術では、不活性ガス帯のような特別な設備改造が必要であるという問題がある。
【０００８】
本発明は、上記のような問題点を解決するためになされたもので、自動車外板用パネル等に好適な溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、具体的には連続鋳造後のスラブ表面にクラックが発生し難く、プレス成形時に高い成形性を有するとともにプレス成形後の塗装焼付熱処理により強度が上昇し、かつ、めっきふくれの発生しない耐ブリスター性が優れた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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記課題を解決するために、鋼成分系および製造方法について詳細に検討した結果、
▲１▼ＴｉとＮをＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下とすることで、連続鋳造後のスラブ表面の クラック発生を防ぐことができる。
▲２▼直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量を８×１０-3ｍａｓｓ％以上となるように 制御することによって、Ｔｉ系析出物が溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリック スとの界面に集積した水素の有効なトラップサイトになりブリスターの発生が防止できる 。
▲３▼鋼成分を適正な範囲にすることにより、自動車外板用パネル等に好適なＢＨ量を有する溶 融亜鉛めっき鋼板が得られる。
という事実を見出し、本発明に至った。
【００１０】
さらに、ＴｉとＮの関係式から得られる温度ＴRでスラブを加熱することにより、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量を８×１０-3ｍａｓｓ％以上となるように制御することができることも見出した。
【００１１】
本発明は以上の知見に基づくものであり、以下のような特徴を有する。
【００１２】
[１] ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０． ０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ： ０．０６％以下で、さらに下式（１）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％であり、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量が、８×１０-3ｍａｓｓ％以上である鋼板を母材鋼板とし、めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％) …（１）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％)(Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％) =０)
[２] ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０． ０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下で、さらに下式（２）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％であり、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量が、８×１０-3ｍａｓｓ％以上である鋼板を母材鋼板とし、めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)−(１２／９３)Ｎｂ(％) …（２）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％) =０)
[３] ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０． ０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ： ０．０６％以下で、さらに下式（１）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％である成分組成を有する連続鋳造されたスラブを下式（３）を満たす温度ＴRに加熱し、次いで熱間圧延工程、冷間圧延工程および溶融亜鉛めっき工程を順次施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％) …（１）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％)=０)
１１００（℃）≦ＴR（℃）≦｛１５７９０／(５．４０―ｌｏｇ Ｚ)｝−２７３（℃） …（３）
ここで、Ｚ=Ｔｉ(％)Ｎ(％)−１．１３×１０-3×[２(Ｔｉ(％)+(４８／１４)Ｎ(％))−１．５５×１０-2]
[４] ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０． ０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物か らなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下で、さらに下式（２）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％である成分組成を有する連続鋳造されたスラブを下式（３）を満たす温度ＴRに加熱し、次いで熱間圧延工程、冷間圧延工程および溶融亜鉛めっき工程を順次施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)−(１２／９３)Ｎｂ(％) …（２）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％)=０)
１１００（℃）≦ＴR（℃）≦｛１５７９０／(５．４０―ｌｏｇ Ｚ)｝−２７３（℃） …（３）
ここで、Ｚ=Ｔｉ(％)Ｎ(％)−１．１３×１０-3×[２(Ｔｉ(％)+(４８／１４)Ｎ(％))−１．５５×１０-2]
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべてｍａｓｓ％である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１８】
まず、めっき鋼板の母材鋼板の鋼成分について限定理由を説明する。
【００１９】
Ｃ：Ｃは固溶ＣまたはＮｂ、Ｔｉの炭化物として鋼板中に存在する。Ｃが０．００５％を超えると延性が劣化するため、０．００５％以下とする。さらに延性を向上させるためにはＣは０．００２％以下が望ましい。
【００２０】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化元素として添加される。しかし０．１％を超えると鋼板の表面性状が著しく劣化するため、０．１％以下とする。
【００２１】
Ｍｎ：ＭｎはＳによる熱間脆性を改善する目的および強度調整のため固溶強化元素として添加される。しかし０．１％未満では強度が不十分でありかつＭｎＳ形成不足のため熱間圧延時の脆性割れを引き起こす可能性がある。また、１％を超えるとプレス時の成形性の低下を招く可能性がある。以上の理由により、０．１〜１％とする。
【００２２】
Ｐ：Ｐは固溶強化元素として添加される。０．１％を超えると延性が劣化し、さらに粒界偏析を起こし二次加工時の割れを招くため、０．１％を上限とする。
【００２３】
Ｓ：０．００３％未満では熱間圧延での脱スケール性が低下して表面欠陥の原因となり、０．０２％を超えると硫化物が多く析出し加工性が劣化する。以上より、０．００３〜０．０２％とする。
【００２４】
sｏｌ．Ａｌ：sｏｌ．Ａｌは脱酸材として添加するが、０．０１％未満では脱酸材としての役割をなさない。しかし０．１％を超えると鋼中の介在物が増加し延性が劣化する。以上の理由により、０．０１〜０．１％とする。
【００２５】
Ｎ：ＮはＴｉにより析出物として固定され、溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリックスとの界面に集積した水素の有効なトラップサイトとなる。Ｎが０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えるとＴｉ添加量の増加によるコスト高を招く。以上の理由により、０．００１〜０．００５％とする。さらに望ましくはブリスター抑制の有効なトラップサイトとなり得るためには０．００２％以上とする。
【００２６】
Ｔｉ：ＴｉはＮ、Ｓ、ＣをＴｉ系析出物として固定するために添加する。０．０１％未満ではＴｉ系析出物形成による耐ブリスター性効果は小さく、０．０４％を超えると固溶Ｃが少なくなりＢＨ量が不十分となる。以上の理由により、０．０１％以上０．０４％以下とする。さらに、耐ブリスター性の向上のためには０．０２０％以上が望ましい。
【００２７】
Ｎｂ：Ｎｂは炭化物形成元素であり、固溶Ｃを析出せしめるために必要に応じて添加する。Ｎｂは０．００５％未満では炭化物形成効果はなく、０．０１％を超えると硬質化し伸びが劣化する。以上の理由により、０．００５％以上０．０１％以下の添加が望ましい。
【００２８】
Ｔｉ+３．４２Ｎ：Ｔｉ+３．４２Ｎは化学量論的なＴｉＮ析出物の量を示す。Ｔｉ+３．４２Ｎが０．０６％を超えると連続鋳造後のスラブ表面にクラックが発生し、スラブ手入れによる研削量が多くなり、製造歩留まりが悪化する場合があるためＴｉ+３．４２Ｎは０．０６％を上限とする。
【００２９】
Ｃ*：Ｃ*は鋼板にＢＨ特性を付与する固溶Ｃであり、下記式によって規定される。Ｃ*は０．０００５％未満ではＢＨ量が不十分となり、０．００３％を超えるとプレス時の加工性が劣化するため０．０００５％以上０．００３％とする。
Ｎｂ無添加の場合；Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)
Ｎｂ添加の場合 ；Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)−(１２／９３)Ｎｂ(％)
ただしＴｉ*は、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％)=０)
Ｔｉ系析出物：Ｔｉ系析出物は、溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリックスとの界面に集積した水素の有効なトラップサイトになり、ブリスターの発生を防止することができる。しかし、直径２００ｎｍ未満のＴｉ系析出物では、格子と析出物間が整合となり、トラップサイトとしての作用が不充分であり、ブリスタ−の発生を充分に抑制することができない為、本発明において規定の対象とするＴｉ系析出物は、直径２００ｎｍ以上のものとする。
【００３０】
また、図１は直径２００ｎｍ以上の析出物中のＴｉ量とブリスタ−の発生との関係を示す図である。ここで、図１において、ブリスタ−の判定は目視にて行い、○はブリスター無し、×はブリスター有りとした。図１によると、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量が、８×１０-3ｍａｓｓ％以上となると、ブリスタ−の発生を十分に防止できることがわかる。これは、直径２００ｎｍ以上の析出物中のＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％未満では、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物量が少なくなり、ブリスターを抑制できなくなる為と考えられる。以上より、直径２００ｎｍ以上の析出物中のＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％未満では、溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリックスとの界面にブリスターが発生し表面性状が悪化するため、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量は、８×１０-3ｍａｓｓ％以上とする。
【００３１】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、以上のような母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する。
【００３２】
次に製造方法の限定理由について説明する。
【００３３】
本発明で規定した成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、（またはさらにＮｂ）、Ｔｉ＋３．４２Ｎ、Ｃ*）で連続鋳造されたスラブを下式を満たす温度ＴRで加熱することにより、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量を８×１０-3ｍａｓｓ％以上となるように制御することができる。
【００３４】
１１００（℃）≦ＴR（℃）≦｛１５７９０／(５．４０―ｌｏｇ Ｚ)｝−２７３ （℃）
ここで、Ｚ=Ｔｉ(％)Ｎ(％)−１．１３×１０-3×[２(Ｔｉ(％)+(４８／１ ４)Ｎ(％))−１．５５×１０-2]
上式は、理論的に溶解度曲線より求められるＴｉ系析出物中のＴｉ量をもとに、ＴｉとＮの関係から得られる式である。また、スラブ加熱温度が１１００℃未満では圧延負荷が大きすぎるため望ましくなく、式の下限は１１００℃以上とする。
【００３５】
以上の理由により、上式を満足する温度ＴRでスラブを加熱することにより、溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリックスとの界面に集積した水素の有効なトラップサイトなり得るＴｉ系析出物のサイズと量を制御する事ができ、ブリスターの発生防止に寄与することができる。
【００３６】
スラブを加熱後、次いで熱間圧延、冷間圧延および溶融亜鉛めっきを施し溶融亜鉛めっき鋼板を得る。その一実施態様について説明すると、まず熱間圧延については、熱延仕上げ温度は、冷延・焼鈍後のｒ値を確保するという観点からＡｒ3〜９２０℃とするのが望ましい。Ａｒ3未満では表層に粗大粒が発生し、一方９２０℃超では粒成長を起こすためいずれもｒ値を劣化させる。巻取温度は、６５０℃以下とするのが望ましい。６５０℃を超える温度では脱スケール性が劣化し、鋼板の表面性状が劣化する。
【００３７】
次いで、常法に従って冷間圧延を行なう。冷間圧延率は、７０％未満では焼鈍後の高ｒ値の確保が不十分となり、８５％を超えると深絞り加工後の耳の発生が顕著になることがあるため７０〜８５％とするのが望ましい。
【００３８】
次に目的に応じ、連続焼鈍法により再結晶焼鈍を行なう。連続焼鈍温度は、８００〜８６０℃に保持することが望ましい。８００℃未満ではＢＨ量が不十分となり、８６０℃超では固溶Ｃが多くなり耐常温時効性が劣化することがある。高温保持後６００℃以下まで５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することが望ましい。５℃／ｓｅｃ未満では固溶Ｃが少なくなり、ＢＨ量が不十分となることがある。２０℃／ｓｅｃ超では固溶Ｃが多くなり、耐常温時効性が劣化することがある。
【００３９】
次いで常法に従って溶融亜鉛めっきを施す。ここで、溶融亜鉛めっきとは、亜鉛系めっき、亜鉛―アルミ系合金めっき等が挙げられる。
【００４０】
次いで１００℃以下で調質圧延を行なうことが望ましい。調質圧延時の温度が１００℃を超えると動的ひずみ時効および巻取り後の時効により耐常温時効性が劣化することがある。調質圧延率は、１．０〜２．０％で行なうことが望ましい。１．０％未満では調質圧延の効果が不十分であり、２．０％を超えると加工硬化により加工性が劣化することがある。
【００４１】
なお、本発明により得られる鋼板は自動車外板用に限定されるものではない。
【００４２】
【実施例】
次に実施例について述べる。
（実施例１）
表１に示す成分にて鋳造されたスラブをスラブ加熱温度１１５０℃で加熱し、次いで熱延仕上温度８９０〜９２０℃、熱延巻取温度６４０℃にて熱間圧延を行なった。さらに、圧延率７０〜８５％で冷間圧延を行ない、連続焼鈍を行った。連続焼鈍に際しては約２５℃／ｓｅｃで昇温し８１０〜８５０℃で約６０ｓｅｃ均熱保持した。その後、溶融亜鉛めっきを施し、調質圧延率１．４％、鋼板表面温度は約８０℃で調質圧延を行い溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００４３】
【表１】
【００４４】
得られためっき鋼板に対しての機械的性質および特性評価結果を表２に示す。
【００４５】
【表２】
【００４６】
機械的性質は、ＪＩＳ５号型試験片を圧延方向に対して直角方向で採取したものを用いて引張試験により求めた。ＢＨ量は２％の予ひずみ後の応力を除荷重して１７０℃で２０分間加熱保持後、再荷重した際のYＰの変化量を評価した。
【００４７】
また表面性状の評価方法としてブリスター発生は目視にて判定した（[ブリスター無し]○⇔×[ブリスター有り]）。
【００４８】
直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量は、めっき鋼板を１０％アセチルアセトンを溶媒として用い定電位電解によって溶解し、メッシュ径２００ｎｍのメッシュを用いて析出物を抽出し、その残さ中のＴｉ量を化学分析することにより測定した。
【００４９】
表面クラックは、連続鋳造後のスラブ表面のクラックを評価し、深さ２ｍｍ以上のクラックが発生した場合を×、発生しない場合を○と判定した。
【００５０】
表２より明らかなように、本発明例の鋼番号１〜５はＢＨ量が３０ＭＰa以上、かつ連続鋳造後のスラブ表面のクラックが２ｍｍ未満、かつ、ブリスターがなく、めっき表面の表面性状は良好である。
【００５１】
図２は本発明例１及び４におけるスラブ加熱温度とブリスタ−の発生との関係を示す図である。図２より、鋼の成分によりスラブ加熱温度の適正範囲は異なり、成分中のＴｉとＮの関係式から得られる本発明範囲内でスラブ加熱を行うことによりブリスタ−の発生を完全に防止できることがわかる。
【００５２】
一方、比較例の鋼番号６はＣ濃度が本発明範囲を外れるため延性が劣っている。比較例の鋼番号７はＰ濃度が本発明範囲を外れるため延性がよくない。比較例の鋼番号８はＮｂ濃度が本発明範囲を外れるため固溶Ｃの大部分がＮｂＣとして析出してしまい、ＢＨ量が不十分である。比較例の鋼番号９はＴｉ濃度が本発明範囲を外れるためＴｉ系析出物を構成するＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％未満となりめっき表面にブリスター状欠陥が現われ、表面性状がよくない。比較例の鋼番号１０は（Ｔｉ+３．４２Ｎ）が本発明範囲を外れるため連続鋳造後のスラブ表面に深さ２ｍｍ以上のクラックが発生し、スラブ手入れによる研削量が多くなり、製造歩留まりが悪化する。
（実施例２）
表１、鋼番号１に示す成分にて鋳造されたスラブをスラブ温度を変化させて加熱し、次いで熱延仕上温度８９０〜９２０℃、熱延巻取温度６４０℃にて熱間圧延を行なった。さらに、圧延率７５％で冷間圧延を行ない、連続焼鈍を行った。連続焼鈍に際しては約２５℃／ｓｅｃで昇温し８１０〜８５０℃で約６０ｓｅｃ均熱保持した。その後、溶融亜鉛めっきを施し、調質圧延率１．４％、鋼板表面温度は約８０℃で調質圧延を行い溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００５３】
得られためっき鋼板に対しての機械的性質および特性評価結果をスラブ加熱温度と併せて表３に示す。
【００５４】
【表３】
【００５５】
機械的性質測定および表面性状の評価方法は表２と同様である。
【００５６】
表３より明らかなように、符号１〜３および符号７〜１０で示す本発明例はスラブ加熱温度ＴRが本発明範囲内であるためＴｉ系析出物を構成するＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％以上となり、めっき表面にブリスター状欠陥がない表面性状が良好な溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００５７】
一方、符号４〜６および符号１１、１２で示す比較例はスラブ加熱温度ＴRが本発明範囲外であるためＴｉ系析出物を構成するＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％未満となり、めっき表面にブリスター状欠陥が多数現われ表面性状が劣っている。
【００５８】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、連続鋳造後のスラブ表面にクラックが発生し難く、プレス成形時に高い成形性を有するとともにプレス成形後の塗装焼付熱処理により強度が上昇し、かつ、めっきふくれの発生しない耐ブリスター性が優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。このため、本発明により得られる溶融亜鉛めっき鋼板は自動車外板用パネル等に好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】直径２００ｎｍ以上の析出物中のＴｉ量とブリスタ−の発生との関係を示す図
【図２】本発明例１及び４におけるスラブ加熱温度とブリスタ−の発生との関係を示す図
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車外板用パネル等に使用される耐ブリスター性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用鋼板等に溶融亜鉛めっきを施した極低炭素系ＢＨ鋼板が用いられるようになってきた。ＢＨ鋼板とは、固溶Ｃ、Ｎによるひずみ時効を利用してプレス成形後の塗装焼付処理（１７０℃×２０分程度）で成形品の強度を高める鋼板である。極低炭素系ＢＨ鋼板は主に自動車外板用として使用されるため、防錆性能およびプレス成形での潤滑性能の観点から鋼板に溶融亜鉛めっきが施されるが、その鋼板表面の性状に対する要求レベルは高い。
【０００３】
しかし、実際には、溶融亜鉛めっきラインの還元炉内において鋼板中に侵入した水素が、溶融亜鉛めっきを施した後の常温状態において過飽和となり、その一部が鋼板表面に拡散してめっき層と鋼板の界面で水素ガスを生成する。そして、その生成した水素ガスによってめっき層が押し上げられ、ブリスターと呼ばれるふくれが生じる場合があることが従来から指摘されている。
【０００４】
従来、このブリスターを防止するため様々な方法が提案されている。例えば、特公平５−２６８６３号公報にはブリスター状欠陥の防止方法として、ＴｉおよびＮを添加することにより鋼板中にＴｉＮを生成させ、鋼板の水素吸蔵能力を高める技術が開示されている。
【０００５】
特開平９−１３１５６号公報では、鋼帯を溶融亜鉛めっき浴に導入する際、還元帯域から溶融亜鉛めっき浴までの間の一部の雰囲気条件を規定した不活性ガス帯を設けることで、ブリスターの発生がない溶融亜鉛めっき熱延鋼板を安定的に製造することを開示している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特公平５−２６８６３号公報の技術では、同技術の範囲内のＴｉ、Ｎ添加量では連続鋳造後のスラブ表面にクラックが発生し、スラブ手入れによる研削量が多くなり、製造歩留まりが悪化する場合がある。また、本発明者らによる研究の結果では、単にＴｉ、Ｎを添加しだけではブリスター状欠陥の発生を十分に抑制できないことが明らかとなった。
【０００７】
また、特開平９−１３１５６号公報の技術では、不活性ガス帯のような特別な設備改造が必要であるという問題がある。
【０００８】
本発明は、上記のような問題点を解決するためになされたもので、自動車外板用パネル等に好適な溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、具体的には連続鋳造後のスラブ表面にクラックが発生し難く、プレス成形時に高い成形性を有するとともにプレス成形後の塗装焼付熱処理により強度が上昇し、かつ、めっきふくれの発生しない耐ブリスター性が優れた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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記課題を解決するために、鋼成分系および製造方法について詳細に検討した結果、
▲１▼ＴｉとＮをＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下とすることで、連続鋳造後のスラブ表面の クラック発生を防ぐことができる。
▲２▼直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量を８×１０-3ｍａｓｓ％以上となるように 制御することによって、Ｔｉ系析出物が溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリック スとの界面に集積した水素の有効なトラップサイトになりブリスターの発生が防止できる 。
▲３▼鋼成分を適正な範囲にすることにより、自動車外板用パネル等に好適なＢＨ量を有する溶 融亜鉛めっき鋼板が得られる。
という事実を見出し、本発明に至った。
【００１０】
さらに、ＴｉとＮの関係式から得られる温度ＴRでスラブを加熱することにより、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量を８×１０-3ｍａｓｓ％以上となるように制御することができることも見出した。
【００１１】
本発明は以上の知見に基づくものであり、以下のような特徴を有する。
【００１２】
[１] ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０． ０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ： ０．０６％以下で、さらに下式（１）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％であり、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量が、８×１０-3ｍａｓｓ％以上である鋼板を母材鋼板とし、めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％) …（１）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％)(Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％) =０)
[２] ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０． ０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下で、さらに下式（２）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％であり、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量が、８×１０-3ｍａｓｓ％以上である鋼板を母材鋼板とし、めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)−(１２／９３)Ｎｂ(％) …（２）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％) =０)
[３] ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０． ０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ： ０．０６％以下で、さらに下式（１）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％である成分組成を有する連続鋳造されたスラブを下式（３）を満たす温度ＴRに加熱し、次いで熱間圧延工程、冷間圧延工程および溶融亜鉛めっき工程を順次施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％) …（１）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％)=０)
１１００（℃）≦ＴR（℃）≦｛１５７９０／(５．４０―ｌｏｇ Ｚ)｝−２７３（℃） …（３）
ここで、Ｚ=Ｔｉ(％)Ｎ(％)−１．１３×１０-3×[２(Ｔｉ(％)+(４８／１４)Ｎ(％))−１．５５×１０-2]
[４] ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０． ０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物か らなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下で、さらに下式（２）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％である成分組成を有する連続鋳造されたスラブを下式（３）を満たす温度ＴRに加熱し、次いで熱間圧延工程、冷間圧延工程および溶融亜鉛めっき工程を順次施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)−(１２／９３)Ｎｂ(％) …（２）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％)=０)
１１００（℃）≦ＴR（℃）≦｛１５７９０／(５．４０―ｌｏｇ Ｚ)｝−２７３（℃） …（３）
ここで、Ｚ=Ｔｉ(％)Ｎ(％)−１．１３×１０-3×[２(Ｔｉ(％)+(４８／１４)Ｎ(％))−１．５５×１０-2]
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべてｍａｓｓ％である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１８】
まず、めっき鋼板の母材鋼板の鋼成分について限定理由を説明する。
【００１９】
Ｃ：Ｃは固溶ＣまたはＮｂ、Ｔｉの炭化物として鋼板中に存在する。Ｃが０．００５％を超えると延性が劣化するため、０．００５％以下とする。さらに延性を向上させるためにはＣは０．００２％以下が望ましい。
【００２０】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化元素として添加される。しかし０．１％を超えると鋼板の表面性状が著しく劣化するため、０．１％以下とする。
【００２１】
Ｍｎ：ＭｎはＳによる熱間脆性を改善する目的および強度調整のため固溶強化元素として添加される。しかし０．１％未満では強度が不十分でありかつＭｎＳ形成不足のため熱間圧延時の脆性割れを引き起こす可能性がある。また、１％を超えるとプレス時の成形性の低下を招く可能性がある。以上の理由により、０．１〜１％とする。
【００２２】
Ｐ：Ｐは固溶強化元素として添加される。０．１％を超えると延性が劣化し、さらに粒界偏析を起こし二次加工時の割れを招くため、０．１％を上限とする。
【００２３】
Ｓ：０．００３％未満では熱間圧延での脱スケール性が低下して表面欠陥の原因となり、０．０２％を超えると硫化物が多く析出し加工性が劣化する。以上より、０．００３〜０．０２％とする。
【００２４】
sｏｌ．Ａｌ：sｏｌ．Ａｌは脱酸材として添加するが、０．０１％未満では脱酸材としての役割をなさない。しかし０．１％を超えると鋼中の介在物が増加し延性が劣化する。以上の理由により、０．０１〜０．１％とする。
【００２５】
Ｎ：ＮはＴｉにより析出物として固定され、溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリックスとの界面に集積した水素の有効なトラップサイトとなる。Ｎが０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えるとＴｉ添加量の増加によるコスト高を招く。以上の理由により、０．００１〜０．００５％とする。さらに望ましくはブリスター抑制の有効なトラップサイトとなり得るためには０．００２％以上とする。
【００２６】
Ｔｉ：ＴｉはＮ、Ｓ、ＣをＴｉ系析出物として固定するために添加する。０．０１％未満ではＴｉ系析出物形成による耐ブリスター性効果は小さく、０．０４％を超えると固溶Ｃが少なくなりＢＨ量が不十分となる。以上の理由により、０．０１％以上０．０４％以下とする。さらに、耐ブリスター性の向上のためには０．０２０％以上が望ましい。
【００２７】
Ｎｂ：Ｎｂは炭化物形成元素であり、固溶Ｃを析出せしめるために必要に応じて添加する。Ｎｂは０．００５％未満では炭化物形成効果はなく、０．０１％を超えると硬質化し伸びが劣化する。以上の理由により、０．００５％以上０．０１％以下の添加が望ましい。
【００２８】
Ｔｉ+３．４２Ｎ：Ｔｉ+３．４２Ｎは化学量論的なＴｉＮ析出物の量を示す。Ｔｉ+３．４２Ｎが０．０６％を超えると連続鋳造後のスラブ表面にクラックが発生し、スラブ手入れによる研削量が多くなり、製造歩留まりが悪化する場合があるためＴｉ+３．４２Ｎは０．０６％を上限とする。
【００２９】
Ｃ*：Ｃ*は鋼板にＢＨ特性を付与する固溶Ｃであり、下記式によって規定される。Ｃ*は０．０００５％未満ではＢＨ量が不十分となり、０．００３％を超えるとプレス時の加工性が劣化するため０．０００５％以上０．００３％とする。
Ｎｂ無添加の場合；Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)
Ｎｂ添加の場合 ；Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)−(１２／９３)Ｎｂ(％)
ただしＴｉ*は、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％)=０)
Ｔｉ系析出物：Ｔｉ系析出物は、溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリックスとの界面に集積した水素の有効なトラップサイトになり、ブリスターの発生を防止することができる。しかし、直径２００ｎｍ未満のＴｉ系析出物では、格子と析出物間が整合となり、トラップサイトとしての作用が不充分であり、ブリスタ−の発生を充分に抑制することができない為、本発明において規定の対象とするＴｉ系析出物は、直径２００ｎｍ以上のものとする。
【００３０】
また、図１は直径２００ｎｍ以上の析出物中のＴｉ量とブリスタ−の発生との関係を示す図である。ここで、図１において、ブリスタ−の判定は目視にて行い、○はブリスター無し、×はブリスター有りとした。図１によると、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量が、８×１０-3ｍａｓｓ％以上となると、ブリスタ−の発生を十分に防止できることがわかる。これは、直径２００ｎｍ以上の析出物中のＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％未満では、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物量が少なくなり、ブリスターを抑制できなくなる為と考えられる。以上より、直径２００ｎｍ以上の析出物中のＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％未満では、溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリックスとの界面にブリスターが発生し表面性状が悪化するため、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量は、８×１０-3ｍａｓｓ％以上とする。
【００３１】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、以上のような母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する。
【００３２】
次に製造方法の限定理由について説明する。
【００３３】
本発明で規定した成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、（またはさらにＮｂ）、Ｔｉ＋３．４２Ｎ、Ｃ*）で連続鋳造されたスラブを下式を満たす温度ＴRで加熱することにより、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量を８×１０-3ｍａｓｓ％以上となるように制御することができる。
【００３４】
１１００（℃）≦ＴR（℃）≦｛１５７９０／(５．４０―ｌｏｇ Ｚ)｝−２７３ （℃）
ここで、Ｚ=Ｔｉ(％)Ｎ(％)−１．１３×１０-3×[２(Ｔｉ(％)+(４８／１ ４)Ｎ(％))−１．５５×１０-2]
上式は、理論的に溶解度曲線より求められるＴｉ系析出物中のＴｉ量をもとに、ＴｉとＮの関係から得られる式である。また、スラブ加熱温度が１１００℃未満では圧延負荷が大きすぎるため望ましくなく、式の下限は１１００℃以上とする。
【００３５】
以上の理由により、上式を満足する温度ＴRでスラブを加熱することにより、溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層とマトリックスとの界面に集積した水素の有効なトラップサイトなり得るＴｉ系析出物のサイズと量を制御する事ができ、ブリスターの発生防止に寄与することができる。
【００３６】
スラブを加熱後、次いで熱間圧延、冷間圧延および溶融亜鉛めっきを施し溶融亜鉛めっき鋼板を得る。その一実施態様について説明すると、まず熱間圧延については、熱延仕上げ温度は、冷延・焼鈍後のｒ値を確保するという観点からＡｒ3〜９２０℃とするのが望ましい。Ａｒ3未満では表層に粗大粒が発生し、一方９２０℃超では粒成長を起こすためいずれもｒ値を劣化させる。巻取温度は、６５０℃以下とするのが望ましい。６５０℃を超える温度では脱スケール性が劣化し、鋼板の表面性状が劣化する。
【００３７】
次いで、常法に従って冷間圧延を行なう。冷間圧延率は、７０％未満では焼鈍後の高ｒ値の確保が不十分となり、８５％を超えると深絞り加工後の耳の発生が顕著になることがあるため７０〜８５％とするのが望ましい。
【００３８】
次に目的に応じ、連続焼鈍法により再結晶焼鈍を行なう。連続焼鈍温度は、８００〜８６０℃に保持することが望ましい。８００℃未満ではＢＨ量が不十分となり、８６０℃超では固溶Ｃが多くなり耐常温時効性が劣化することがある。高温保持後６００℃以下まで５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することが望ましい。５℃／ｓｅｃ未満では固溶Ｃが少なくなり、ＢＨ量が不十分となることがある。２０℃／ｓｅｃ超では固溶Ｃが多くなり、耐常温時効性が劣化することがある。
【００３９】
次いで常法に従って溶融亜鉛めっきを施す。ここで、溶融亜鉛めっきとは、亜鉛系めっき、亜鉛―アルミ系合金めっき等が挙げられる。
【００４０】
次いで１００℃以下で調質圧延を行なうことが望ましい。調質圧延時の温度が１００℃を超えると動的ひずみ時効および巻取り後の時効により耐常温時効性が劣化することがある。調質圧延率は、１．０〜２．０％で行なうことが望ましい。１．０％未満では調質圧延の効果が不十分であり、２．０％を超えると加工硬化により加工性が劣化することがある。
【００４１】
なお、本発明により得られる鋼板は自動車外板用に限定されるものではない。
【００４２】
【実施例】
次に実施例について述べる。
（実施例１）
表１に示す成分にて鋳造されたスラブをスラブ加熱温度１１５０℃で加熱し、次いで熱延仕上温度８９０〜９２０℃、熱延巻取温度６４０℃にて熱間圧延を行なった。さらに、圧延率７０〜８５％で冷間圧延を行ない、連続焼鈍を行った。連続焼鈍に際しては約２５℃／ｓｅｃで昇温し８１０〜８５０℃で約６０ｓｅｃ均熱保持した。その後、溶融亜鉛めっきを施し、調質圧延率１．４％、鋼板表面温度は約８０℃で調質圧延を行い溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００４３】
【表１】
得られためっき鋼板に対しての機械的性質および特性評価結果を表２に示す。
【００４５】
【表２】
機械的性質は、ＪＩＳ５号型試験片を圧延方向に対して直角方向で採取したものを用いて引張試験により求めた。ＢＨ量は２％の予ひずみ後の応力を除荷重して１７０℃で２０分間加熱保持後、再荷重した際のYＰの変化量を評価した。
【００４７】
また表面性状の評価方法としてブリスター発生は目視にて判定した（[ブリスター無し]○⇔×[ブリスター有り]）。
【００４８】
直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量は、めっき鋼板を１０％アセチルアセトンを溶媒として用い定電位電解によって溶解し、メッシュ径２００ｎｍのメッシュを用いて析出物を抽出し、その残さ中のＴｉ量を化学分析することにより測定した。
【００４９】
表面クラックは、連続鋳造後のスラブ表面のクラックを評価し、深さ２ｍｍ以上のクラックが発生した場合を×、発生しない場合を○と判定した。
【００５０】
表２より明らかなように、本発明例の鋼番号１〜５はＢＨ量が３０ＭＰa以上、かつ連続鋳造後のスラブ表面のクラックが２ｍｍ未満、かつ、ブリスターがなく、めっき表面の表面性状は良好である。
【００５１】
図２は本発明例１及び４におけるスラブ加熱温度とブリスタ−の発生との関係を示す図である。図２より、鋼の成分によりスラブ加熱温度の適正範囲は異なり、成分中のＴｉとＮの関係式から得られる本発明範囲内でスラブ加熱を行うことによりブリスタ−の発生を完全に防止できることがわかる。
【００５２】
一方、比較例の鋼番号６はＣ濃度が本発明範囲を外れるため延性が劣っている。比較例の鋼番号７はＰ濃度が本発明範囲を外れるため延性がよくない。比較例の鋼番号８はＮｂ濃度が本発明範囲を外れるため固溶Ｃの大部分がＮｂＣとして析出してしまい、ＢＨ量が不十分である。比較例の鋼番号９はＴｉ濃度が本発明範囲を外れるためＴｉ系析出物を構成するＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％未満となりめっき表面にブリスター状欠陥が現われ、表面性状がよくない。比較例の鋼番号１０は（Ｔｉ+３．４２Ｎ）が本発明範囲を外れるため連続鋳造後のスラブ表面に深さ２ｍｍ以上のクラックが発生し、スラブ手入れによる研削量が多くなり、製造歩留まりが悪化する。
（実施例２）
表１、鋼番号１に示す成分にて鋳造されたスラブをスラブ温度を変化させて加熱し、次いで熱延仕上温度８９０〜９２０℃、熱延巻取温度６４０℃にて熱間圧延を行なった。さらに、圧延率７５％で冷間圧延を行ない、連続焼鈍を行った。連続焼鈍に際しては約２５℃／ｓｅｃで昇温し８１０〜８５０℃で約６０ｓｅｃ均熱保持した。その後、溶融亜鉛めっきを施し、調質圧延率１．４％、鋼板表面温度は約８０℃で調質圧延を行い溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００５３】
得られためっき鋼板に対しての機械的性質および特性評価結果をスラブ加熱温度と併せて表３に示す。
【００５４】
【表３】
機械的性質測定および表面性状の評価方法は表２と同様である。
【００５６】
表３より明らかなように、符号１〜３および符号７〜１０で示す本発明例はスラブ加熱温度ＴRが本発明範囲内であるためＴｉ系析出物を構成するＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％以上となり、めっき表面にブリスター状欠陥がない表面性状が良好な溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００５７】
一方、符号４〜６および符号１１、１２で示す比較例はスラブ加熱温度ＴRが本発明範囲外であるためＴｉ系析出物を構成するＴｉ量が８×１０-3ｍａｓｓ％未満となり、めっき表面にブリスター状欠陥が多数現われ表面性状が劣っている。
【００５８】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、連続鋳造後のスラブ表面にクラックが発生し難く、プレス成形時に高い成形性を有するとともにプレス成形後の塗装焼付熱処理により強度が上昇し、かつ、めっきふくれの発生しない耐ブリスター性が優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。このため、本発明により得られる溶融亜鉛めっき鋼板は自動車外板用パネル等に好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】直径２００ｎｍ以上の析出物中のＴｉ量とブリスタ−の発生との関係を示す図
【図２】本発明例１及び４におけるスラブ加熱温度とブリスタ−の発生との関係を示す図
Claims (4)
- ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下で、さらに下式（１）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％であり、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量が、８×１０-3ｍａｓｓ％以上である鋼板を母材鋼板とし、めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％) …（１）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％)(Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％) =０) - ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下で、さらに下式（２）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％であり、直径２００ｎｍ以上のＴｉ系析出物中のＴｉ量が、８×１０-3ｍａｓｓ％以上である鋼板を母材鋼板とし、めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)−(１２／９３)Ｎｂ(％) …（２）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％)(Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％) =０) - ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下で、さらに下式（１）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％である成分組成を有する連続鋳造されたスラブを下式（３）を満たす温度ＴRに加熱し、次いで熱間圧延工程、冷間圧延工程および溶融亜鉛めっき工程を順次施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％) …（１）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％)=０)
１１００（℃）≦ＴR（℃）≦｛１５７９０／(５．４０―ｌｏｇ Ｚ)｝−２７３（℃） …（３）
ここで、Ｚ=Ｔｉ(％)Ｎ(％)−１．１３×１０-3×[２(Ｔｉ(％)+(４８／１４)Ｎ(％))−１．５５×１０-2] - ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％〜１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００３％〜０．０２％、Ｓｏｌ． Ａｌ：０．０１％〜０．１％、Ｎ：０．００１％〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０１％、残部がＦｅおよび不可避 的不純物からなり、かつＴｉ+３．４２Ｎ：０．０６％以下で、さらに下式（２）によるＣ*(％)が０．０００５％〜０．００３％である成分組成を有する連続鋳造されたスラブを下式（３）を満たす温度ＴRに加熱し、次いで熱間圧延工程、冷間圧延工程および溶融亜鉛めっき工程を順次施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ*(％)=Ｃ(％)−(１２／４８)Ｔｉ*(％)−(１２／９３)Ｎｂ(％) …（２）
ただし、Ｔｉ*(％)=Ｔｉ(％)−(４８／１４)Ｎ(％)−(４８／３２)Ｓ(％) (Ｔｉ*(％)<０のときＴｉ*(％)=０)
１１００（℃）≦ＴR（℃）≦｛１５７９０／(５．４０―ｌｏｇ Ｚ)｝−２７３（℃） …（３）
ここで、Ｚ=Ｔｉ(％)Ｎ(％)−１．１３×１０-3×[２(Ｔｉ(％)+(４８／１４)Ｎ(％))−１．５５×１０-2]
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