JP5920281B2 - 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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Description
本発明は、焼付硬化特性（以下、ＢＨ特性ともいう）を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板、特にプレス加工後の表面性状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。
自動車の内外板パネルに用いられる冷延鋼板は、プレス成形に適した深絞り性や張出し性等の成形性、一定レベル以上の強度及び良好な表面外観を具備している必要がある。こうした冷延鋼板として、Ｃ量を低減した上でＴｉやＮｂを添加し、焼鈍再結晶時の固溶Ｃ量をほとんど皆無にして集合組織を制御することにより深絞り性を向上させるとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ等の固溶強化元素を添加して高強度化を図ったＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼タイプの高強度冷延鋼板が知られている。しかし、ＩＦ鋼タイプの鋼板では、降伏強度が低いためにパネル成形後の耐デント性に劣るという問題があった。そこで、非特許文献１には、ＩＦ鋼タイプに近い成分系のＮｂ添加極低炭素鋼を用い、急速冷却が可能な連続焼鈍プロセスにより焼鈍後に固溶Ｃを残留させてＢＨ特性を付与し、耐デント性の向上を図った深絞り用の高強度冷延鋼板が提案されている。また、特許文献１には、こうしたＢＨ特性を有するＮｂ添加極低炭素冷延鋼板のＮｂとＣ量の比やＮ量を最適化してＢＨ特性変動やコイル内材質変動の小さい冷延鋼板が提案されている。また、特許文献２には、熱間圧延後の巻取温度を６００℃未満とするとともに、Ｍｎ量、ＳｉとＡｌの合計の含有量を規定し、焼鈍時の昇温速度を規定することで、安定したＢＨ特性を有し表面外観にも優れた高強度冷延鋼板の製造方法が提案されている。
また、近年、自動車の内外板パネルとしては、優れた耐食性を確保するため、上記したような冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施し、さらに合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く用いられるようになっている。
佐藤 進等:「焼付硬化性超深絞り用高張力冷延鋼板」、鉄と鋼、vol.68 (1982) p1302
近年、自動車の外板パネルに使用される鋼板に対しては、特にパネル形状に加工した後の外観への要求が厳しくなっている。特に鋼板中に固溶Ｃを残留させてＢＨ特性を付与した鋼板では、加工度が低い自動車の外板パネルなどの部材にプレス成形する際、不均一変形を誘発し、鋼板表面に軽微な凹凸状の欠陥が生じる場合がある。このような凹凸状の欠陥の有無は、プレス成形後の部材について、凹凸の有無を見やすくするために砥石掛けを行い検査されている。
ここで、非特許文献１や特許文献１に記載される冷延鋼板では、必ずしも良好な表面外観が得られないという問題があった。また、特許文献２に提案される技術では、８２０〜８５０℃で焼鈍することが提案されているが、加工度の低いパネルでは、不均一変形を誘発し、上記した加工後の砥石掛けによる検査で見出される凹凸状の欠陥が発生するという問題があり、プレス成形後に必ずしも良好な表面性状が得られないという問題があった。特に、冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、冷延鋼板に比べてさらにプレス成形後に良好な表面性状が得られないという問題が起こりやすくなっていた。
本発明は、このような従来技術の問題を解決して、良好なＢＨ特性を有し、プレス成形後の表面性状にも優れる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。
本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２５％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、１１００〜１２００℃の加熱温度で３０分以上加熱し、オーステナイト相域で熱間圧延後、５００℃以上７００℃未満の巻取温度で巻取り、冷間圧延後、連続焼鈍プロセスにより、下記の（１）式に示す焼鈍温度Ｔ℃で焼鈍し、次いで溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す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；
７．７５（１０９．７＋０．１２９Ｎｂ／Ｃ）＜Ｔ＜８９０・・・（１）
ただし、式中のＮｂ、Ｃは各々の元素の含有量（質量％）を、Ｔは焼鈍温度（℃）を表す。
［２］質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２５％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、時効指数（ＡＩ）が１０．５ＭＰａ以上４５ＭＰａ以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［１］質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２５％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、１１００〜１２００℃の加熱温度で３０分以上加熱し、オーステナイト相域で熱間圧延後、５００℃以上７００℃未満の巻取温度で巻取り、冷間圧延後、連続焼鈍プロセスにより、下記の（１）式に示す焼鈍温度Ｔ℃で焼鈍し、次いで溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す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；
７．７５（１０９．７＋０．１２９Ｎｂ／Ｃ）＜Ｔ＜８９０・・・（１）
ただし、式中のＮｂ、Ｃは各々の元素の含有量（質量％）を、Ｔは焼鈍温度（℃）を表す。
［２］質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２５％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、時効指数（ＡＩ）が１０．５ＭＰａ以上４５ＭＰａ以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
本発明により、良好なＢＨ特性を有し、自動車外板パネルなどの加工度の低い部材にプレス成形した場合でも、表面性状に優れるＴＳが３４０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるようになった。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車の内外板パネルに好適である。
本発明者が種々検討した結果、プレス成形等により成形する際の加工度が低い場合に、砥石掛け検査によって見出されるような凹凸状欠陥が発生するのは、鋼板中の固溶Ｃ量が低い場合であり、ある程度の固溶Ｃ量、具体的には、時効指数が１０．５ＭＰａ以上となるような固溶Ｃ量を鋼板中に確保することで、上記したような凹凸状欠陥の発生が回避できることを見出した。また、このような固溶Ｃ量を確保するには、連続焼鈍プロセスにおいて、鋼中のＮｂ量、Ｃ量に応じて焼鈍温度に下限を設け、所定の温度範囲で焼鈍することが有効であることを見出した。なお、上記連続焼鈍プロセスとは、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインに設けられた連続焼鈍炉での焼鈍プロセスを意味する。
本発明はこのような知見に基づくものである。以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
１）成分組成
Ｃ：０．０００８〜０．００２５％
Ｃ量が０．００２５％を超えるとＮｂ添加量を増大する必要があり、成形性の低下やコスト増を招く。一方、安定して所望のＢＨ特性、具体的には１５ＭＰａ以上のＢＨ特性を確保するには、合金化溶融亜鉛めっき後の鋼板中に少なくとも０．０００８％以上の固溶Ｃ量を確保する必要がある。それゆえ、Ｃ量は０．０００８％以上０．００２５％以下とする。
Ｃ：０．０００８〜０．００２５％
Ｃ量が０．００２５％を超えるとＮｂ添加量を増大する必要があり、成形性の低下やコスト増を招く。一方、安定して所望のＢＨ特性、具体的には１５ＭＰａ以上のＢＨ特性を確保するには、合金化溶融亜鉛めっき後の鋼板中に少なくとも０．０００８％以上の固溶Ｃ量を確保する必要がある。それゆえ、Ｃ量は０．０００８％以上０．００２５％以下とする。
Ｓｉ＋Ａｌ：０．０２〜０．１０％
ＳｉやＡｌは、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相を固溶強化し、３４０ＭＰａ以上のＴＳの確保に寄与する元素である。また、ＮｂＣの析出を促進して焼鈍後のＢＨ特性の安定化を図る上でも効果的な元素である。こうした効果を得るには、ＳｉとＡｌの合計量を０．０２％以上にする必要がある。一方、その合計量が０．１０％を超えるとＡｒ３変態点が上昇し、オーステナイト相域での熱間圧延が困難になって成形性の低下を招きやすくなり、また、溶融亜鉛めっきを行う際にめっき不良を引き起こしやすくなる。それゆえ、Ｓｉ＋Ａｌの含有量は０．０２％以上０．１０％以下とする。
ＳｉやＡｌは、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相を固溶強化し、３４０ＭＰａ以上のＴＳの確保に寄与する元素である。また、ＮｂＣの析出を促進して焼鈍後のＢＨ特性の安定化を図る上でも効果的な元素である。こうした効果を得るには、ＳｉとＡｌの合計量を０．０２％以上にする必要がある。一方、その合計量が０．１０％を超えるとＡｒ３変態点が上昇し、オーステナイト相域での熱間圧延が困難になって成形性の低下を招きやすくなり、また、溶融亜鉛めっきを行う際にめっき不良を引き起こしやすくなる。それゆえ、Ｓｉ＋Ａｌの含有量は０．０２％以上０．１０％以下とする。
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは鋼板の高強度化、脱酸の効果を有する元素であり、所望の鋼板強度を確保するため、Ｍｎ量は０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると鋼が脆化しやすくなり、伸び特性などが低下して成形性が低下する。また、溶融亜鉛めっきを行う際にめっきの濡れ性を阻害し、まためっき密着性も低下させる。それゆえ、Ｍｎ量は０．１０％以上１．００％以下とする。
Ｍｎは鋼板の高強度化、脱酸の効果を有する元素であり、所望の鋼板強度を確保するため、Ｍｎ量は０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると鋼が脆化しやすくなり、伸び特性などが低下して成形性が低下する。また、溶融亜鉛めっきを行う際にめっきの濡れ性を阻害し、まためっき密着性も低下させる。それゆえ、Ｍｎ量は０．１０％以上１．００％以下とする。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは０．０５％を超えて多量に含有すると、ＮｂＣの析出を抑制し、また、合金化溶融亜鉛めっきを行う際にめっき不良を引き起こす。それゆえ、Ｐ量は０．０５％以下とするが、極力低減することが好ましい。
Ｐは０．０５％を超えて多量に含有すると、ＮｂＣの析出を抑制し、また、合金化溶融亜鉛めっきを行う際にめっき不良を引き起こす。それゆえ、Ｐ量は０．０５％以下とするが、極力低減することが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは熱間脆性を引き起こしやすい元素であり、低減することが好ましい元素であるが、０．０１０％までは許容できる。それゆえ、Ｓ量は０．０１０％以下とし、極力低減することが好ましい。
Ｓは熱間脆性を引き起こしやすい元素であり、低減することが好ましい元素であるが、０．０１０％までは許容できる。それゆえ、Ｓ量は０．０１０％以下とし、極力低減することが好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｎｂは、本発明において極めて重要な元素である。Ｎｂは、オーステナイト相域での再結晶を著しく抑制し、熱間圧延後の結晶粒を微細化するため、冷間圧延・焼鈍後の結晶粒を細粒化し、高強度化に寄与する。また、ＮｂＣとして析出し、再結晶時の固溶Ｃを低減することで深絞り性の向上にも寄与する。さらに焼鈍時には、ＮｂＣの析出およびＮｂＣの再溶解を連続的に起こし、固溶Ｃを存在させてＢＨ特性の安定化を図ることができる。こうした効果を得るには、Ｎｂ量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｎｂ量が０．０２５％を超えると、鋼板が過度に高強度化し、成形性の低下を招く。それゆえ、Ｎｂ量は０．００５％以上０．０２５％以下とする。
Ｎｂは、本発明において極めて重要な元素である。Ｎｂは、オーステナイト相域での再結晶を著しく抑制し、熱間圧延後の結晶粒を微細化するため、冷間圧延・焼鈍後の結晶粒を細粒化し、高強度化に寄与する。また、ＮｂＣとして析出し、再結晶時の固溶Ｃを低減することで深絞り性の向上にも寄与する。さらに焼鈍時には、ＮｂＣの析出およびＮｂＣの再溶解を連続的に起こし、固溶Ｃを存在させてＢＨ特性の安定化を図ることができる。こうした効果を得るには、Ｎｂ量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｎｂ量が０．０２５％を超えると、鋼板が過度に高強度化し、成形性の低下を招く。それゆえ、Ｎｂ量は０．００５％以上０．０２５％以下とする。
Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％
Ｔｉは、耐常温時効性に有害な固溶Ｎを固定して低減するのに効果的な元素である。このような効果を得るため、Ｔｉ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．０２０％を超えるとＢＨ特性を発現させるＮｂＣの析出・再溶解に影響を及ぼし、安定したＢＨ特性が得られなくなる。それゆえ、Ｔｉ量は０．００１％以上０．０２０％以下とする。
Ｔｉは、耐常温時効性に有害な固溶Ｎを固定して低減するのに効果的な元素である。このような効果を得るため、Ｔｉ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．０２０％を超えるとＢＨ特性を発現させるＮｂＣの析出・再溶解に影響を及ぼし、安定したＢＨ特性が得られなくなる。それゆえ、Ｔｉ量は０．００１％以上０．０２０％以下とする。
Ｂ：０．０００５〜０．００１５％
Ｂは、ＩＦ鋼に近い成分系では粒界強度を高め、その脆化を抑制する効果を有する。こうした効果を得るため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｂ量が０．００１５％を超えると効果が飽和するのみならず、成形性が低下する。それゆえ、Ｂ量は０．０００５％以上０．００１５％以下とする。
Ｂは、ＩＦ鋼に近い成分系では粒界強度を高め、その脆化を抑制する効果を有する。こうした効果を得るため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｂ量が０．００１５％を超えると効果が飽和するのみならず、成形性が低下する。それゆえ、Ｂ量は０．０００５％以上０．００１５％以下とする。
Ｎ：０．００４％以下
Ｎは、固溶状態で多量に存在すると耐常温時効性を阻害するため、極力低減することが好ましいが、０．００４％までは許容できる。それゆえ、Ｎ量は０．００４％以下とする。
上記した成分組成以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
Ｎは、固溶状態で多量に存在すると耐常温時効性を阻害するため、極力低減することが好ましいが、０．００４％までは許容できる。それゆえ、Ｎ量は０．００４％以下とする。
上記した成分組成以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
２）製造条件
以下に本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造条件の限定理由について説明する。なお、本発明の鋼板の製造条件は、これに限定されるものではない。
以下に本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造条件の限定理由について説明する。なお、本発明の鋼板の製造条件は、これに限定されるものではない。
スラブ加熱条件：１１００〜１２００℃で３０分以上
熱間圧延後にＮｂＣをフェライト相に析出させるには、鋼スラブ中に存在している粗大なＮｂＣを熱間圧延前に溶解させる必要がある。そのためには、スラブを１１００℃以上で３０分以上加熱する必要がある。一方、１２００℃を超えてスラブを加熱すると熱間圧延後のフェライト粒が粗大化して、強度の低下を招く。それゆえ、鋼スラブは１１００〜１２００℃で３０分以上加熱する必要がある。
熱間圧延後にＮｂＣをフェライト相に析出させるには、鋼スラブ中に存在している粗大なＮｂＣを熱間圧延前に溶解させる必要がある。そのためには、スラブを１１００℃以上で３０分以上加熱する必要がある。一方、１２００℃を超えてスラブを加熱すると熱間圧延後のフェライト粒が粗大化して、強度の低下を招く。それゆえ、鋼スラブは１１００〜１２００℃で３０分以上加熱する必要がある。
熱間圧延：オーステナイト相域
フェライト相が存在する温度領域で熱間圧延を終了すると、深絞り性などの成形性が著しく低下する。それゆえ、熱間圧延はオーステナイト相の単相域で行う必要がある。
フェライト相が存在する温度領域で熱間圧延を終了すると、深絞り性などの成形性が著しく低下する。それゆえ、熱間圧延はオーステナイト相の単相域で行う必要がある。
巻取温度：５００℃以上７００℃未満
巻取温度が７００℃以上となると、鋼板表面のスケール厚が厚くなって熱延鋼板に表面欠陥が発生しやすくなり、ひいては得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を加工した後に良好な表面外観を得ることが困難となる。それゆえ熱間圧延後の巻取温度を７００℃未満とする必要がある。一方、巻取温度が５００℃未満では、ＮｂＣの析出が著しく抑制され、焼鈍時におけるＮｂＣの析出が不安定になりやすく、焼鈍後の固溶Ｃ量のばらつきが大きくなって安定したＢＨ特性が得られない。それゆえ、巻取温度は５００℃以上７００℃未満とする必要がある。
巻取温度が７００℃以上となると、鋼板表面のスケール厚が厚くなって熱延鋼板に表面欠陥が発生しやすくなり、ひいては得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を加工した後に良好な表面外観を得ることが困難となる。それゆえ熱間圧延後の巻取温度を７００℃未満とする必要がある。一方、巻取温度が５００℃未満では、ＮｂＣの析出が著しく抑制され、焼鈍時におけるＮｂＣの析出が不安定になりやすく、焼鈍後の固溶Ｃ量のばらつきが大きくなって安定したＢＨ特性が得られない。それゆえ、巻取温度は５００℃以上７００℃未満とする必要がある。
冷間圧延条件
上記の条件で製造された熱延鋼板は、酸洗など常法によりスケール除去後、所望の板厚とするため、冷間圧延が施される。冷間圧延の圧下率は、特に規定するものではないが、生産効率等の観点から７０％〜８０％程度とすることが好ましい。
上記の条件で製造された熱延鋼板は、酸洗など常法によりスケール除去後、所望の板厚とするため、冷間圧延が施される。冷間圧延の圧下率は、特に規定するものではないが、生産効率等の観点から７０％〜８０％程度とすることが好ましい。
焼鈍条件
焼鈍は、ＮｂＣの析出・溶解や固溶Ｃの確保の観点から、加熱や冷却をコントロールしやすい連続焼鈍プロセスで行う。
焼鈍は、ＮｂＣの析出・溶解や固溶Ｃの確保の観点から、加熱や冷却をコントロールしやすい連続焼鈍プロセスで行う。
焼鈍温度Ｔ（℃）：７．７５（１０９．７＋０．１２９Ｎｂ／Ｃ）＜Ｔ＜８９０・・・（１）
本発明では、連続焼鈍プロセスにおける焼鈍温度が重要である。本発明者は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、上記したような加工度が低い場合に砥石掛け検査によって見出されるような凹凸欠陥の発生について詳細に検討した結果、このような欠陥の発生が鋼板の不均一変形に起因することを知見し、不均一変形の原因が固溶Ｃ量のばらつきにあると推察した。そこで、鋼板中の固溶Ｃ量に大きく影響する焼鈍温度と鋼中のＮｂ量、Ｃ量との関係を種々検討し、連続焼鈍プロセスにおける焼鈍温度Ｔ℃を、
Ｔ＞７．７５（１０９．７＋０．１２９Ｎｂ／Ｃ）
（ただし式中のＮｂはＮｂ含有量（質量％）、ＣはＣ含有量（質量％））
とすることで、合金化溶融亜鉛めっきを施した後でも、上記したような凹凸欠陥の発生を抑制できることを見出した。ただし、焼鈍温度が８９０℃以上となると、粗大粒が発生し、安定した強度特性が得られなくなるため、焼鈍温度は８９０℃未満とする必要がある。したがって、連続焼鈍プロセスにおける焼鈍温度Ｔ℃は、上記した（１）式を満たす必要がある。
本発明では、連続焼鈍プロセスにおける焼鈍温度が重要である。本発明者は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、上記したような加工度が低い場合に砥石掛け検査によって見出されるような凹凸欠陥の発生について詳細に検討した結果、このような欠陥の発生が鋼板の不均一変形に起因することを知見し、不均一変形の原因が固溶Ｃ量のばらつきにあると推察した。そこで、鋼板中の固溶Ｃ量に大きく影響する焼鈍温度と鋼中のＮｂ量、Ｃ量との関係を種々検討し、連続焼鈍プロセスにおける焼鈍温度Ｔ℃を、
Ｔ＞７．７５（１０９．７＋０．１２９Ｎｂ／Ｃ）
（ただし式中のＮｂはＮｂ含有量（質量％）、ＣはＣ含有量（質量％））
とすることで、合金化溶融亜鉛めっきを施した後でも、上記したような凹凸欠陥の発生を抑制できることを見出した。ただし、焼鈍温度が８９０℃以上となると、粗大粒が発生し、安定した強度特性が得られなくなるため、焼鈍温度は８９０℃未満とする必要がある。したがって、連続焼鈍プロセスにおける焼鈍温度Ｔ℃は、上記した（１）式を満たす必要がある。
ここで、上記したように、Ｔ＞７．７５（１０９．７＋０．１２９Ｎｂ／Ｃ）とすることで、加工度が低い場合の不均一変形の誘発を抑制して、上記したような凹凸欠陥の発生を抑制できるのは、次のように考えられる。すなわち、Ｎｂ／Ｃが大きくなると、鋼中の固溶Ｃ量が少なくなるが、鋼中のＮｂ／Ｃに応じて焼鈍温度Ｔ℃を高くすると、焼鈍中のＮｂＣの再溶解が進み、不均一変形が発生しない程度の固溶Ｃ量、具体的には、後述するように、合金化溶融亜鉛めっきを施した後でもＡＩが１０．５ＭＰａ以上となるような固溶Ｃ量を確保できる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、焼鈍後に、さらに溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、合金化処理を施すという熱履歴を経るため、このようなめっき処理を施さない冷延鋼板に比べて鋼板中の固溶Ｃ量が少なくなりやすく、固溶Ｃ量がばらつきやすくなる。本発明では、上記したように、焼鈍温度の下限値をＮｂ含有量、Ｃ含有量との関係で規定することにより、このような凹凸欠陥の発生を抑制できるような十分な固溶Ｃ量を、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理後でも確保できるようになり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の不均一変形を抑制して凹凸状欠陥の発生を抑制できるようになったと考えられる。
めっき条件
連続焼鈍プロセスで焼鈍された鋼板は、溶融亜鉛めっきを施し、さらに該溶融亜鉛めっきを合金化する合金化処理を施す。めっき処理条件は、特に限定する必要は無く、常法に従い行えばよい。例えば、浴中Ａｌ濃度を０．１〜０．２％に調整した４５０〜４７０℃の溶融亜鉛浴でめっき処理し、その後ワイピングでめっき厚をＺｎ付着量２０〜１５０ｇ／ｍ２となるように調整後、４４０〜５５０℃で５〜６０秒程度保持する合金化処理を施す。
なお、上記しためっき処理は、連続焼鈍ラインにて製造された冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施してもよいが、生産効率の観点から、連続溶融亜鉛めっきラインにて、連続焼鈍プロセスに引き続き、溶融亜鉛めっき処理を施すことが好ましい。
連続焼鈍プロセスで焼鈍された鋼板は、溶融亜鉛めっきを施し、さらに該溶融亜鉛めっきを合金化する合金化処理を施す。めっき処理条件は、特に限定する必要は無く、常法に従い行えばよい。例えば、浴中Ａｌ濃度を０．１〜０．２％に調整した４５０〜４７０℃の溶融亜鉛浴でめっき処理し、その後ワイピングでめっき厚をＺｎ付着量２０〜１５０ｇ／ｍ２となるように調整後、４４０〜５５０℃で５〜６０秒程度保持する合金化処理を施す。
なお、上記しためっき処理は、連続焼鈍ラインにて製造された冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施してもよいが、生産効率の観点から、連続溶融亜鉛めっきラインにて、連続焼鈍プロセスに引き続き、溶融亜鉛めっき処理を施すことが好ましい。
３）鋼板特性
時効指数（ＡＩ）：１０．５ＭＰａ以上４５ＭＰａ以下
上記したような、加工度が少ない加工を施した後の凹凸欠陥の発生を抑制するためには、ある程度の固溶Ｃ量、具体的にはＡＩが１０．５ＭＰａ以上となるような固溶Ｃ量を、合金化溶融亜鉛めっき後の鋼板中に確保する必要がある。このため、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のＡＩは１０．５ＭＰａ以上とする。より好ましくは、ＡＩは１１ＭＰａ以上である。一方、ＡＩが４５ＭＰａを超えると、耐常温時効性の劣化によりプレス成形性が大きく低下するため、ＡＩは４５ＭＰａ以下とする。なお、ここで時効指数（ＡＩ）とは、試験材である鋼板から圧延方向を引張方向として採取したＪＩＳ５号引張試験片に７．５％の予歪を加えた後、１００℃で３０分の熱処理を施し再度引張試験を行って、熱処理前の応力（７．５％予歪付与後の応力）と熱処理後の降伏応力の差で評価したものである。
時効指数（ＡＩ）：１０．５ＭＰａ以上４５ＭＰａ以下
上記したような、加工度が少ない加工を施した後の凹凸欠陥の発生を抑制するためには、ある程度の固溶Ｃ量、具体的にはＡＩが１０．５ＭＰａ以上となるような固溶Ｃ量を、合金化溶融亜鉛めっき後の鋼板中に確保する必要がある。このため、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のＡＩは１０．５ＭＰａ以上とする。より好ましくは、ＡＩは１１ＭＰａ以上である。一方、ＡＩが４５ＭＰａを超えると、耐常温時効性の劣化によりプレス成形性が大きく低下するため、ＡＩは４５ＭＰａ以下とする。なお、ここで時効指数（ＡＩ）とは、試験材である鋼板から圧延方向を引張方向として採取したＪＩＳ５号引張試験片に７．５％の予歪を加えた後、１００℃で３０分の熱処理を施し再度引張試験を行って、熱処理前の応力（７．５％予歪付与後の応力）と熱処理後の降伏応力の差で評価したものである。
なお、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度ＴＳが３４０ＭＰａ以上を確保できるような、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、ＢＨ特性を有する。ここで、本発明の鋼板が有するＢＨ量は、耐デント性を確保するため、１５ＭＰａ以上とすることが好ましい。一方、本発明の鋼板は、上記したように、ＡＩを４５ＭＰａ以下とするものであり、この場合、ＢＨ量は概ね６０ＭＰａ程度以下となる。
表１に示す成分組成を有する鋼スラブを、１１５０℃で１８０分加熱し、オーステナイト相域で仕上温度９５０℃として熱間圧延し、６５０℃で巻取り、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。次いで得られた熱延鋼板を圧下率７５％で板厚０．８ｍｍまで冷間圧延後、連続焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっきラインにて、連続焼鈍プロセスで、表２に示す焼鈍温度（均熱温度）で１８０秒均熱保持して焼鈍後、引き続き、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板Ｎｏ．１〜１０を製造した。なお、溶融亜鉛めっき浴は、浴中Ａｌ濃度：０．１３質量％、温度：４６０℃とし、付着量はガスワイピングにより片面当り４５ｇ／ｍ２に調節し、合金化処理は４４０℃〜５００℃で３０秒処理した。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片（圧延方向に平行）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した方法で引張試験を行い、引張強度ＴＳを測定した。また、圧延方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片に２％の予歪を加えた後、１７０℃で２０分の塗装焼付け処理を模した熱処理を施し、再度引張試験を行って降伏強度と２％予歪後の応力の差からＢＨ量を測定した。また、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験機にて７．５％の予歪を加えた後、１００℃で３０分の熱処理を施し、再度引張試験を行って熱処理前の応力（７．５％予歪付与後の応力）と熱処理後の降伏応力の差から時効指数（ＡＩ）を求めた。
また、加工後の表面性状を検討するため、得られたれ合金化溶融亜鉛めっき鋼板からサンプルを採取し、張出し成型により、加工度３％として加工を加えた後、２００〜６００番手の砥石により砥石掛けを行い、目視で凹凸の有無を判断する砥石掛け試験を行った。この砥石掛け試験では、砥石掛け後に凹凸が観察される場合（凹凸有りの場合）表面性状が良好でないとし、凹凸が観察されない場合（凹凸無の場合）表面欠陥の発生が無く表面性状に優れるとして評価した。
上記した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の評価結果を表２に示す。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ＴＳが３４０ＭＰａ以上、ＡＩが１０．５ＭＰａ以上であり、軽加工後の表面性状にも優れていることが判る。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ＴＳが３４０ＭＰａ以上、ＡＩが１０．５ＭＰａ以上であり、軽加工後の表面性状にも優れていることが判る。
一方、比較例である鋼板Ｎｏ．８、９、１０は、いずれも焼鈍温度が本発明の範囲を下回っており、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板のＡＩが１０．５ＭＰａ未満であり、砥石掛け試験により表面欠陥が観察された。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．０００８〜０．００２５％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、
Ｎ：０．００４％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、１１００〜１２００℃の加熱温度で３０分以上加熱し、オーステナイト相域で熱間圧延後、５００℃以上７００℃未満の巻取温度で巻取り、冷間圧延後、連続焼鈍プロセスにより、下記の（１）式に示す焼鈍温度Ｔ℃で焼鈍し、次いで溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施すことを特徴とする時効指数（ＡＩ）が１０．５ＭＰａ以上４５ＭＰａ以下、引張強度ＴＳが３４０ＭＰａ以上、かつ、ＢＨ量が１５ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法；
７．７５（１０９．７＋０．１２９Ｎｂ／Ｃ）＜Ｔ＜８９０・・・（１）
ただし、式中のＮｂ、Ｃは各々の元素の含有量（質量％）を、Ｔは焼鈍温度（℃）を表す。 - 質量％で、
Ｃ：０．０００８〜０．００２５％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、
Ｎ：０．００４％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、時効指数（ＡＩ）が１０．５ＭＰａ以上４５ＭＰａ以下、引張強度ＴＳが３４０ＭＰａ以上、かつ、ＢＨ量が１５ＭＰａ以上であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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