JP4299451B2 - 成形性に優れた高強度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、成形性に優れた高強度の溶融亜鉛めっき鋼板、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。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境問題に端を発する自動車の軽量化のためには、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となるが、一般に鋼板を高強度化していくと伸びやｒ値が低下し、成形性が劣化していく。また、強度が上昇するにつれ成形時の形状凍結性も劣化していく。さらに、これらの機械的性質だけでなく防錆性の観点から表面にめっきを施すことが要求されるが、最近では溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板が一般的になりつつある。
【０００３】
例えば特開昭６１−１５７６２５号公報には、鋼組織に準安定オーステナイトを残留させ、このオーステナイトの変形中の変態を利用し伸びを向上させる技術が開示されている。この技術では５９０ＭＰａ以上の強度レベルの鋼板しか製造できず、また、絞り性の指標となるｒ値を向上させることができないだけでなく、めっき性を阻害するＳｉが多量に添加されており、溶融めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることは困難である。
【０００４】
一方、もう少し低強度の鋼板としては、ＩＦ鋼をべ一スとしＭｎやＰを添加して強度を上昇させる技術が、特開昭５９−７４２３２号公報や特開昭６３−４７３３８号公報に開示されているが、これらの技術では比較的高いｒ値を確保できるものの、軟鋼に比べるとｒ値が低下するのは否めない。
【０００５】
また、これ以外の鋼板として、成形時は比較的軟質でその後の塗装焼付け時の熱により硬質化する鋼板が開発されてきた。例えば特開昭５９−３１８２７号公報、特開昭５９−３８３３７号公報及び特開昭５７−７０２５８号公報に、ＳｉやＰを添加する技術が開示されている。また特開平６−１０８１５３号公報ではＳｉ，Ｍｎ，Ｐを添加する技術が開示されている。しかしながら、これらの開示技術で添加されているＳｉ，Ｍｎ，Ｐといった元素は、めっき密着性を阻害する元素であり、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造時にめっき密着不良やめっき層の合金化不足といった問題を生じる可能性が高い。
【０００６】
Ｓｉによるめっき性阻害を克服する手段に関しても報告があり、例えば無酸化炉および還元炉を利用するめっき工程においては、無酸化炉において鋼板表面に酸化皮膜を形成させ、引き続く還元炉において焼鈍する方法が特開昭５５−１２２８６５号公報に、また予備加熱で酸化させ７５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を行い、７５０℃未満で還元させる方法が特開平８−１７０１５９号公報に開示されている。しかしながら、前者の方法ではその効果が十分でなく、後者の方法では特別な制御が必要となり生産性に問題が生じる懸念がある。
【０００７】
一方、無酸化炉を用いない方式のめっき工程においても、Ｓｉによるめっき性阻害を克服する手段が開示されている。例えば特開平５−２７１８９４号公報には、露点の異なる２ゾーン以上に分割された還元炉内での酸化皮膜厚みを、それぞれのゾーン毎に制御する方法が開示されている。
しかしながら、この方法は特別な制御が必要となり、生産性を阻害する懸念がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
このように、これまでに開示されている技術を用い、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきが可能な良加工性を有する高強度鋼板を製造することは困難である。
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【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基礎的な検討を実施した。その結果、Ｓｉ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｐ，Ｎｉ，Ｃｕを適切に添加することで、焼付効果性に優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が製造できることを見出した。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、 Ｓｉ：０．４５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０４５〜０．２％、 Ｎ ≦０．００８０％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｂ ：０〜０．００５０％、 Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ量が
Ｔｉ−１．５×（４×Ｃ＋１．５×Ｓ）−３．４３×Ｎ−０．００５≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、 Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０〜０．１％、 Ｎｂ：０．０６〜０．３％、
Ｎ ≦０．００８０％、 Ｎｉ：０．１〜０．３１％、
Ｃｕ：０．０２〜０．１％、 Ｂ ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂ量が
Ｎｂ＋１．９４×Ｔｉ−１．５×（７．７５×Ｃ＋２．９１×Ｓ）−６．６４×Ｎ−０．００７≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
（３）鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、 Ｓｉ：０．４５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０４５〜０．２％、 Ｎ ≦０．００８０％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｂ ：０〜０．００５０％、 Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ量が
Ｔｉ−１．５×（４×Ｃ＋１．５×Ｓ）−３．４３×Ｎ−０．００５≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、 Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０〜０．１％、 Ｎｂ：０．０６〜０．３％、
Ｎ ≦０．００８０％、 Ｎｉ：０．１〜０．３１％、
Ｃｕ：０．０２〜０．１％、 Ｂ ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂ量が
Ｎｂ＋１．９４×Ｔｉ−１．５×（７．７５×Ｃ＋２．９１×Ｓ）−６．６４×Ｎ−０．００７≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（５）前項（１）あるいは（２）に記載の成分の鋼を、Ａｒ3 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了し、６００℃以上で巻取り、酸洗、冷間圧延を行った後、７５０〜９００℃の範囲で１０秒以上の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、ｒ値が１．７以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（６）前項（３）あるいは（４）に記載の成分の鋼を、Ａｒ3 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了し、６００℃以上で巻取り、酸洗、冷間圧延を行った後、７５０〜９００℃の範囲で１０秒以上の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっきを施した後にめっき相の合金化を行うことを特徴とする、ｒ値が１．７以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、鋼成分を限定した理由について述べる。
Ｃは、固溶元素として存在すると成形加工時のひずみ模様発生の原因となるばかりでなく、降伏強度を上昇させ成形時の形状凍結性を低下させるため、その量はできるだけ少ない方がよいが、本発明では、ＴｉやＮｂで固溶Ｃを析出物として固着させる。しかしながら、Ｃ量が増え析出物の量が増えると析出強化により降伏強度が上昇してしまうため、その上限を０．０１％とした。この降伏強度の上昇をできるだけ抑えるという観点では、その上限は０．００６％とすることが望ましい。
【００１４】
Ｓｉは固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができると共に、Ｐと複合添加することで高強度化時のｒ値低下を防ぐことができることから、０．２％以上添加することとする。
一方、むやみな添加はｒ値を低下させたり溶融亜鉛めっき性の劣化やめっき層合金化の遅延を引起こすため、１％以下とする。
【００１５】
Ｍｎは、固溶強化元素であり比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができることから添加するが、その添加量をむやみに増やすと成形性を劣化させるため１．５％以下とする。また、鋼板強度を他の元素で確保する場合にその量をむやみに低減することはコスト上昇を招くため、その下限を０．０５％とする。
【００１６】
Ｓは不可避的に含まれる元素であり、加工性劣化の要因となるため、極力低減する必要があるが、０．０２％以下とすることで加工性に対する問題は解消されるため、その範囲を０．０２％以下とする。
【００１７】
Ｐは固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることが出来、また、Ｓｉと複合添加すると、強度上昇時のｒ値の劣化を防ぐことができるため、少なくとも０．０１５％以上添加する。一方、むやみに添加すると、脆化により熱間圧延時や冷間圧延時に割れが生じるため、その上限を０．１％とする。
【００１８】
Ａｌは脱酸材として使用されるが、この効果を発揮させるためには鋼中に０．０１％以上含有させることが必要である。一方、０．１％を超えると、酸化物系の介在物の増加を招き、表面性状を劣化させる懸念があるため、その上限を０．１％とする。
【００１９】
Ｔｉ，Ｎｂを添加すると固溶Ｃ，Ｎが減少するだけでなく降伏強度が低下するが、この効果を発揮するためには、Ｎｂが添加されていない場合には下式（１）
Ｔｉ−１．５×（４×Ｃ＋１．５×Ｓ）−３．４３×Ｎ−０，００５≧０
………（１）
Ｎｂが添加されている場合は下式（２）
Ｎｂ＋１．９４×Ｔｉ−１．５×（７．７５×Ｃ＋２．９１×Ｓ）
−６．６４×Ｎ−０．００７≧０………（２）
を満足する量添加する必要がある。しかしながら、これらの元素の添加量が過剰に増加してもその効果は飽和するだけであり、その上限はＴｉについては０．２％、Ｎｂについては０．３％とする。
また、これらの元素は焼鈍時の再結晶温度を上昇させ生産性を低下させる可能性があるため、その上限をＴｉについては０．１５％、Ｎｂについては０．２％とすることが望ましい。
ＴｉとＮｂを複合添加する成分系では、Ｔｉの効果はＴｉ単独の場合よりも低い範囲（０．１％）で飽和する。そのためＴｉ，Ｎｂを複合添加する場合はＴｉの上限を０．１％とする。
【００２０】
ＮはＣと同様に固溶元素として存在する場合には時効劣化の原因となったり、降伏強度上昇の原因となることや、析出物を形成した場合には降伏強度上昇の原因となるため、その上限は０．００８０％とする。
【００２１】
Ｎｉは、ＳｉやＭｎ等の溶融めっき性を劣化させる元素が添加された鋼板においても良好な溶融亜鉛めっき性を発揮させる元素であり、この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加が必要となる。一方、Ｎｉは比較的コストの高い元素であり、添加量を増やすことは製品の価格をむやみに上昇させる結果をもたらすため、その上限は１．０％とした。なお、前述のような溶融めっき性向上といった効果をより発揮させるためには、その添加量を０．２％以上とすることが望ましい。
【００２２】
ＣｕはＮｉと複合添加することでＮｉの効果を補助するが、この効果を発揮させるためには、ＳｉおよびＭｎ量に応じ下式（３）
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０…（３）
を満足するように添加する必要があるが、０．２％を超えて添加してもその効果は飽和するため上限を０．２％とする。ただし、０．２％超添加しても特に問題はない。
【００２３】
Ｂは粒界に偏析し鋼板の２次加工性を向上させる元素として添加するが、添加量を過剰に増加してもその効果は飽和してしまうため、その上限を０．００５０％とする。なお、この効果を有効に活用するためには下限を０．００１５％とすることが望ましい。なお厳しい２次加工性を要求されない用途に対しては、特に添加する必要はない。
【００２４】
Ｃｒ，ＳｎはＭｎおよびＮｉと複合添加することで鋼板の表面性状を変化させ、溶融亜鉛めっきの密着性や合金化挙動を改善する効果がある。ただし、多量の添加は表面疵を引き起こす懸念があるため、これらの１種または２種を総量で０．３％以下とする。
【００２５】
その他の成分については特に規定していないが、Ｖ，Ｗ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ａｓ等スクラップから混入する元素が存在しても、本発明鋼の特性には全く影響しない。
【００２６】
ｒ値を１．７以上と限定したが、これは、ｒ値がこの値より低いと成形性が劣化するためである。
【００２７】
次に製造条件について説明する。
前述したような成分の鋼を鋳造し、得られた熱片スラブを直接、または加熱した後、あるいは冷片を再加熱して熱間圧延を施す。その際、熱片スラブを直接圧延することと再加熱後に圧延することでの特性変化はほとんど認められない。また、再加熱温度は特に限定しないが、生産性を考慮して１０００℃から１３００℃の範囲とすることが好ましい。
【００２８】
熱間圧延は通常の熱延工程、あるいは仕上圧延においてスラブを接合し圧延する連続化熱延工程のどちらでも可能である。熱間圧延の際の圧延終了温度はＡｒ3 変態点以上とする。これは、Ａｒ3 変態点未満の温度で仕上圧延を行うと、熱延後の鋼板に集合組織が発達し、冷延・焼鈍後に深絞り性を劣化させる結晶方位が発達するためである。圧延終了温度の上限は特に限定していないが、生産性の観点から１０００℃以下とすることが望ましい。
熱間圧延後の冷却は通常の方法で行うが、その際の巻取温度は６００℃以上とする。これは、この温度以下で巻取りを行った場合には成形性が若干ではあるが低下するためである。
【００２９】
熱間圧延・巻取後は通常の方法で酸洗・冷間圧延を行い、その後、溶融亜鉛めっき工程にて溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。この際、酸洗はどのような方法にて行っても鋼板の特性には影響を与えないため、特に限定しない。
【００３０】
冷間圧延条件も特に限定はしないが、良好なプレス成形性を得るという観点から、圧下率５０％から９０％の範囲で行うことが望ましい。
【００３１】
溶融亜鉛めつき工程も通常の方法で行うが、その際の焼鈍温度は、鋼板を再結晶させて良好なプレス成形性を確保するため７５０℃以上とする。
また、９００℃を超えて焼鈍を行うとプレス成形性が劣化するため、９００以下とする。焼鈍時間は短いと良好なプレス成形性が確保できないため、焼鈍時間は１０秒以上とする。この焼鈍後の条件は特に限定しないが、生産性を確保するために２℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却し、４００〜６００℃の溶融亜鉛めっき浴に鋼板を侵入させ、表層に亜鉛層を形成させることが望ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合にはこの条件に加え、４３０〜６５０℃の範囲で合金化処理を行うことが望ましい。
【００３２】
なお、めつき工程における雰囲気については、無酸化炉を有する連続式溶融めっき設備でも、無酸化炉を有しない連続式溶融めっき設備でも、通常の条件とすることでめっき可能であり、本発明鋼板だけに特別な制御を必要とするわけではないことから、生産性を阻害することもない。
【００３３】
以上の製造条件ではめっき前に鋼板表面に金属プレめっきを施していないが、ＮｉプレめっきやＦｅプレめっき、その他めっき性を向上させる金属プレめっきを施しても、特に本発明の効果が損なわれるものではない。
【００３４】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す種々の化学成分の鋼を鋳造し、１０５０〜１２５０℃の温度に再加熱後、熱延、酸洗、冷間圧延（圧下率６０〜９０％）、焼鈍、めっき（合金化あり、およびなし）処理を行った後、さらに圧下率０．８％の調質圧延を施した。表２にはこれらの条件のうち本発明と関係する条件に関して示す。これらの鋼板の材質調査としてＪＩＳ Ｚ２２０１、５号試験片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたがって引張試験を行った。
【００３５】
めっき性については、外観より不めっきの程度を○、×、△にて判断したが、その判断基準は、○は不めっきなし、×は不めっきが明確に認められる、△は不めっきが僅かに認められるというものであり、製品として使用できるのは○のもののみである。なお、この外観調査で○となった製品は、めっき密着性についても全く問題なかった。
【００３６】
耐パウダリング性については、１８０度曲げ加工後の、曲げ加工部のセロハンテープ接着・剥離後の、テープに付着しためっき層の剥離幅で評価し、この幅が５mm以下となったものを合格、それを超えるものを不合格とした。
【００３７】
鋼種１〜７，９〜１３は本発明範囲の成分鋼であり、本発明範囲の製造条件で製造したものはすべて成形性が良好である。鋼種１中の４種については、熱延仕上温度がＡｒ3 以下で製造したもの、巻取温度を６００℃未満として製造したもの、焼鈍温度を７５０℃未満としたもの、焼鈍時間を１０秒未満としたものの結果を示してあるが、それらは全てプレス成形性を表すｒ値が低いといった望ましくない特性となっている。また、比較例である鋼種８，１４は、成分から前記式（１）、（２）、（３）を用いて求まる指標が本発明範囲をはずれているため、ｒ値が低く、めっき性が確保できない。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、ｒ値が１．７以上の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造でき、工業的に価値の大きなものである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性に優れた高強度の溶融亜鉛めっき鋼板、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。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境問題に端を発する自動車の軽量化のためには、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となるが、一般に鋼板を高強度化していくと伸びやｒ値が低下し、成形性が劣化していく。また、強度が上昇するにつれ成形時の形状凍結性も劣化していく。さらに、これらの機械的性質だけでなく防錆性の観点から表面にめっきを施すことが要求されるが、最近では溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板が一般的になりつつある。
【０００３】
例えば特開昭６１−１５７６２５号公報には、鋼組織に準安定オーステナイトを残留させ、このオーステナイトの変形中の変態を利用し伸びを向上させる技術が開示されている。この技術では５９０ＭＰａ以上の強度レベルの鋼板しか製造できず、また、絞り性の指標となるｒ値を向上させることができないだけでなく、めっき性を阻害するＳｉが多量に添加されており、溶融めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることは困難である。
【０００４】
一方、もう少し低強度の鋼板としては、ＩＦ鋼をべ一スとしＭｎやＰを添加して強度を上昇させる技術が、特開昭５９−７４２３２号公報や特開昭６３−４７３３８号公報に開示されているが、これらの技術では比較的高いｒ値を確保できるものの、軟鋼に比べるとｒ値が低下するのは否めない。
【０００５】
また、これ以外の鋼板として、成形時は比較的軟質でその後の塗装焼付け時の熱により硬質化する鋼板が開発されてきた。例えば特開昭５９−３１８２７号公報、特開昭５９−３８３３７号公報及び特開昭５７−７０２５８号公報に、ＳｉやＰを添加する技術が開示されている。また特開平６−１０８１５３号公報ではＳｉ，Ｍｎ，Ｐを添加する技術が開示されている。しかしながら、これらの開示技術で添加されているＳｉ，Ｍｎ，Ｐといった元素は、めっき密着性を阻害する元素であり、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造時にめっき密着不良やめっき層の合金化不足といった問題を生じる可能性が高い。
【０００６】
Ｓｉによるめっき性阻害を克服する手段に関しても報告があり、例えば無酸化炉および還元炉を利用するめっき工程においては、無酸化炉において鋼板表面に酸化皮膜を形成させ、引き続く還元炉において焼鈍する方法が特開昭５５−１２２８６５号公報に、また予備加熱で酸化させ７５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を行い、７５０℃未満で還元させる方法が特開平８−１７０１５９号公報に開示されている。しかしながら、前者の方法ではその効果が十分でなく、後者の方法では特別な制御が必要となり生産性に問題が生じる懸念がある。
【０００７】
一方、無酸化炉を用いない方式のめっき工程においても、Ｓｉによるめっき性阻害を克服する手段が開示されている。例えば特開平５−２７１８９４号公報には、露点の異なる２ゾーン以上に分割された還元炉内での酸化皮膜厚みを、それぞれのゾーン毎に制御する方法が開示されている。
しかしながら、この方法は特別な制御が必要となり、生産性を阻害する懸念がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
このように、これまでに開示されている技術を用い、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきが可能な良加工性を有する高強度鋼板を製造することは困難である。
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【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基礎的な検討を実施した。その結果、Ｓｉ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｐ，Ｎｉ，Ｃｕを適切に添加することで、焼付効果性に優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が製造できることを見出した。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、 Ｓｉ：０．４５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０４５〜０．２％、 Ｎ ≦０．００８０％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｂ ：０〜０．００５０％、 Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ量が
Ｔｉ−１．５×（４×Ｃ＋１．５×Ｓ）−３．４３×Ｎ−０．００５≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、 Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０〜０．１％、 Ｎｂ：０．０６〜０．３％、
Ｎ ≦０．００８０％、 Ｎｉ：０．１〜０．３１％、
Ｃｕ：０．０２〜０．１％、 Ｂ ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂ量が
Ｎｂ＋１．９４×Ｔｉ−１．５×（７．７５×Ｃ＋２．９１×Ｓ）−６．６４×Ｎ−０．００７≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
（３）鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、 Ｓｉ：０．４５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０４５〜０．２％、 Ｎ ≦０．００８０％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｂ ：０〜０．００５０％、 Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ量が
Ｔｉ−１．５×（４×Ｃ＋１．５×Ｓ）−３．４３×Ｎ−０．００５≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、 Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０〜０．１％、 Ｎｂ：０．０６〜０．３％、
Ｎ ≦０．００８０％、 Ｎｉ：０．１〜０．３１％、
Ｃｕ：０．０２〜０．１％、 Ｂ ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂ量が
Ｎｂ＋１．９４×Ｔｉ−１．５×（７．７５×Ｃ＋２．９１×Ｓ）−６．６４×Ｎ−０．００７≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（５）前項（１）あるいは（２）に記載の成分の鋼を、Ａｒ3 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了し、６００℃以上で巻取り、酸洗、冷間圧延を行った後、７５０〜９００℃の範囲で１０秒以上の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、ｒ値が１．７以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（６）前項（３）あるいは（４）に記載の成分の鋼を、Ａｒ3 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了し、６００℃以上で巻取り、酸洗、冷間圧延を行った後、７５０〜９００℃の範囲で１０秒以上の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっきを施した後にめっき相の合金化を行うことを特徴とする、ｒ値が１．７以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、鋼成分を限定した理由について述べる。
Ｃは、固溶元素として存在すると成形加工時のひずみ模様発生の原因となるばかりでなく、降伏強度を上昇させ成形時の形状凍結性を低下させるため、その量はできるだけ少ない方がよいが、本発明では、ＴｉやＮｂで固溶Ｃを析出物として固着させる。しかしながら、Ｃ量が増え析出物の量が増えると析出強化により降伏強度が上昇してしまうため、その上限を０．０１％とした。この降伏強度の上昇をできるだけ抑えるという観点では、その上限は０．００６％とすることが望ましい。
【００１４】
Ｓｉは固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができると共に、Ｐと複合添加することで高強度化時のｒ値低下を防ぐことができることから、０．２％以上添加することとする。
一方、むやみな添加はｒ値を低下させたり溶融亜鉛めっき性の劣化やめっき層合金化の遅延を引起こすため、１％以下とする。
【００１５】
Ｍｎは、固溶強化元素であり比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができることから添加するが、その添加量をむやみに増やすと成形性を劣化させるため１．５％以下とする。また、鋼板強度を他の元素で確保する場合にその量をむやみに低減することはコスト上昇を招くため、その下限を０．０５％とする。
【００１６】
Ｓは不可避的に含まれる元素であり、加工性劣化の要因となるため、極力低減する必要があるが、０．０２％以下とすることで加工性に対する問題は解消されるため、その範囲を０．０２％以下とする。
【００１７】
Ｐは固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることが出来、また、Ｓｉと複合添加すると、強度上昇時のｒ値の劣化を防ぐことができるため、少なくとも０．０１５％以上添加する。一方、むやみに添加すると、脆化により熱間圧延時や冷間圧延時に割れが生じるため、その上限を０．１％とする。
【００１８】
Ａｌは脱酸材として使用されるが、この効果を発揮させるためには鋼中に０．０１％以上含有させることが必要である。一方、０．１％を超えると、酸化物系の介在物の増加を招き、表面性状を劣化させる懸念があるため、その上限を０．１％とする。
【００１９】
Ｔｉ，Ｎｂを添加すると固溶Ｃ，Ｎが減少するだけでなく降伏強度が低下するが、この効果を発揮するためには、Ｎｂが添加されていない場合には下式（１）
Ｔｉ−１．５×（４×Ｃ＋１．５×Ｓ）−３．４３×Ｎ−０，００５≧０
………（１）
Ｎｂが添加されている場合は下式（２）
Ｎｂ＋１．９４×Ｔｉ−１．５×（７．７５×Ｃ＋２．９１×Ｓ）
−６．６４×Ｎ−０．００７≧０………（２）
を満足する量添加する必要がある。しかしながら、これらの元素の添加量が過剰に増加してもその効果は飽和するだけであり、その上限はＴｉについては０．２％、Ｎｂについては０．３％とする。
また、これらの元素は焼鈍時の再結晶温度を上昇させ生産性を低下させる可能性があるため、その上限をＴｉについては０．１５％、Ｎｂについては０．２％とすることが望ましい。
ＴｉとＮｂを複合添加する成分系では、Ｔｉの効果はＴｉ単独の場合よりも低い範囲（０．１％）で飽和する。そのためＴｉ，Ｎｂを複合添加する場合はＴｉの上限を０．１％とする。
【００２０】
ＮはＣと同様に固溶元素として存在する場合には時効劣化の原因となったり、降伏強度上昇の原因となることや、析出物を形成した場合には降伏強度上昇の原因となるため、その上限は０．００８０％とする。
【００２１】
Ｎｉは、ＳｉやＭｎ等の溶融めっき性を劣化させる元素が添加された鋼板においても良好な溶融亜鉛めっき性を発揮させる元素であり、この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加が必要となる。一方、Ｎｉは比較的コストの高い元素であり、添加量を増やすことは製品の価格をむやみに上昇させる結果をもたらすため、その上限は１．０％とした。なお、前述のような溶融めっき性向上といった効果をより発揮させるためには、その添加量を０．２％以上とすることが望ましい。
【００２２】
ＣｕはＮｉと複合添加することでＮｉの効果を補助するが、この効果を発揮させるためには、ＳｉおよびＭｎ量に応じ下式（３）
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０…（３）
を満足するように添加する必要があるが、０．２％を超えて添加してもその効果は飽和するため上限を０．２％とする。ただし、０．２％超添加しても特に問題はない。
【００２３】
Ｂは粒界に偏析し鋼板の２次加工性を向上させる元素として添加するが、添加量を過剰に増加してもその効果は飽和してしまうため、その上限を０．００５０％とする。なお、この効果を有効に活用するためには下限を０．００１５％とすることが望ましい。なお厳しい２次加工性を要求されない用途に対しては、特に添加する必要はない。
【００２４】
Ｃｒ，ＳｎはＭｎおよびＮｉと複合添加することで鋼板の表面性状を変化させ、溶融亜鉛めっきの密着性や合金化挙動を改善する効果がある。ただし、多量の添加は表面疵を引き起こす懸念があるため、これらの１種または２種を総量で０．３％以下とする。
【００２５】
その他の成分については特に規定していないが、Ｖ，Ｗ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ａｓ等スクラップから混入する元素が存在しても、本発明鋼の特性には全く影響しない。
【００２６】
ｒ値を１．７以上と限定したが、これは、ｒ値がこの値より低いと成形性が劣化するためである。
【００２７】
次に製造条件について説明する。
前述したような成分の鋼を鋳造し、得られた熱片スラブを直接、または加熱した後、あるいは冷片を再加熱して熱間圧延を施す。その際、熱片スラブを直接圧延することと再加熱後に圧延することでの特性変化はほとんど認められない。また、再加熱温度は特に限定しないが、生産性を考慮して１０００℃から１３００℃の範囲とすることが好ましい。
【００２８】
熱間圧延は通常の熱延工程、あるいは仕上圧延においてスラブを接合し圧延する連続化熱延工程のどちらでも可能である。熱間圧延の際の圧延終了温度はＡｒ3 変態点以上とする。これは、Ａｒ3 変態点未満の温度で仕上圧延を行うと、熱延後の鋼板に集合組織が発達し、冷延・焼鈍後に深絞り性を劣化させる結晶方位が発達するためである。圧延終了温度の上限は特に限定していないが、生産性の観点から１０００℃以下とすることが望ましい。
熱間圧延後の冷却は通常の方法で行うが、その際の巻取温度は６００℃以上とする。これは、この温度以下で巻取りを行った場合には成形性が若干ではあるが低下するためである。
【００２９】
熱間圧延・巻取後は通常の方法で酸洗・冷間圧延を行い、その後、溶融亜鉛めっき工程にて溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。この際、酸洗はどのような方法にて行っても鋼板の特性には影響を与えないため、特に限定しない。
【００３０】
冷間圧延条件も特に限定はしないが、良好なプレス成形性を得るという観点から、圧下率５０％から９０％の範囲で行うことが望ましい。
【００３１】
溶融亜鉛めつき工程も通常の方法で行うが、その際の焼鈍温度は、鋼板を再結晶させて良好なプレス成形性を確保するため７５０℃以上とする。
また、９００℃を超えて焼鈍を行うとプレス成形性が劣化するため、９００以下とする。焼鈍時間は短いと良好なプレス成形性が確保できないため、焼鈍時間は１０秒以上とする。この焼鈍後の条件は特に限定しないが、生産性を確保するために２℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却し、４００〜６００℃の溶融亜鉛めっき浴に鋼板を侵入させ、表層に亜鉛層を形成させることが望ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合にはこの条件に加え、４３０〜６５０℃の範囲で合金化処理を行うことが望ましい。
【００３２】
なお、めつき工程における雰囲気については、無酸化炉を有する連続式溶融めっき設備でも、無酸化炉を有しない連続式溶融めっき設備でも、通常の条件とすることでめっき可能であり、本発明鋼板だけに特別な制御を必要とするわけではないことから、生産性を阻害することもない。
【００３３】
以上の製造条件ではめっき前に鋼板表面に金属プレめっきを施していないが、ＮｉプレめっきやＦｅプレめっき、その他めっき性を向上させる金属プレめっきを施しても、特に本発明の効果が損なわれるものではない。
【００３４】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す種々の化学成分の鋼を鋳造し、１０５０〜１２５０℃の温度に再加熱後、熱延、酸洗、冷間圧延（圧下率６０〜９０％）、焼鈍、めっき（合金化あり、およびなし）処理を行った後、さらに圧下率０．８％の調質圧延を施した。表２にはこれらの条件のうち本発明と関係する条件に関して示す。これらの鋼板の材質調査としてＪＩＳ Ｚ２２０１、５号試験片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたがって引張試験を行った。
【００３５】
めっき性については、外観より不めっきの程度を○、×、△にて判断したが、その判断基準は、○は不めっきなし、×は不めっきが明確に認められる、△は不めっきが僅かに認められるというものであり、製品として使用できるのは○のもののみである。なお、この外観調査で○となった製品は、めっき密着性についても全く問題なかった。
【００３６】
耐パウダリング性については、１８０度曲げ加工後の、曲げ加工部のセロハンテープ接着・剥離後の、テープに付着しためっき層の剥離幅で評価し、この幅が５mm以下となったものを合格、それを超えるものを不合格とした。
【００３７】
鋼種１〜７，９〜１３は本発明範囲の成分鋼であり、本発明範囲の製造条件で製造したものはすべて成形性が良好である。鋼種１中の４種については、熱延仕上温度がＡｒ3 以下で製造したもの、巻取温度を６００℃未満として製造したもの、焼鈍温度を７５０℃未満としたもの、焼鈍時間を１０秒未満としたものの結果を示してあるが、それらは全てプレス成形性を表すｒ値が低いといった望ましくない特性となっている。また、比較例である鋼種８，１４は、成分から前記式（１）、（２）、（３）を用いて求まる指標が本発明範囲をはずれているため、ｒ値が低く、めっき性が確保できない。
【００３８】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、ｒ値が１．７以上の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造でき、工業的に価値の大きなものである。
Claims (6)
- 鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、
Ｓｉ：０．４５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、
Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０４５〜０．２％、
Ｎ ≦０．００８０％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｂ ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ量が
Ｔｉ−１．５×（４×Ｃ＋１．５×Ｓ）−３．４３×Ｎ−０．００５≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、
Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、
Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０〜０．１％、
Ｎｂ：０．０６〜０．３％、
Ｎ ≦０．００８０％、
Ｎｉ：０．１〜０．３１％、
Ｃｕ：０．０２〜０．１％、
Ｂ ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂ量が
Ｎｂ＋１．９４×Ｔｉ−１．５×（７．７５×Ｃ＋２．９１×Ｓ）−６．６４×Ｎ−０．００７≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、
Ｓｉ：０．４５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、
Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０４５〜０．２％、
Ｎ ≦０．００８０％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０２〜０．２％、
Ｂ ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ量が
Ｔｉ−１．５×（４×Ｃ＋１．５×Ｓ）−３．４３×Ｎ−０．００５≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 鋼板成分が質量％で、
Ｃ ≦０．０１０％、
Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％、
Ｓ ≦０．０２％、
Ｐ ：０．０１５〜０．１％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０〜０．１％、
Ｎｂ：０．０６〜０．３％、
Ｎ ≦０．００８０％、
Ｎｉ：０．１〜０．３１％、
Ｃｕ：０．０２〜０．１％、
Ｂ ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ，Ｓｎの１種または２種を総量で０％以上０．３％以下
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂ量が
Ｎｂ＋１．９４×Ｔｉ−１．５×（７．７５×Ｃ＋２．９１×Ｓ）−６．６４×Ｎ−０．００７≧０、
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ量が
０．２×Ｍｎ−０．８×Ｓｉ＋１．２×（Ｎｉ＋０．５×Ｃｕ）≧０
を満足し、ｒ値が１．７以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 請求項１あるいは２に記載の成分の鋼を、Ａｒ3変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了し、６００℃以上で巻取り、酸洗、冷間圧延を行った後、７５０〜９００℃の範囲で１０秒以上の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、ｒ値が１．７以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項３あるいは４に記載の成分の鋼を、Ａｒ3変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了し、６００℃以上で巻取り、酸洗、冷間圧延を行った後、７５０〜９００℃の範囲で１０秒以上の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっきを施した後にめっき相の合金化を行うことを特徴とする、ｒ値が１．７以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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