TW202338121A - 熔融Ａｌ－Ｚｎ系鍍覆鋼板及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種具有高的彎曲加工性，並且時效後的降伏伸長及成形性優異的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板。為了達成所述目的，本發明為一種熔融Al-Zn系鍍覆鋼板，其中鍍覆層具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成，所述熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的特徵在於，於依照日本工業標準（Japanese Industrial Standards，JIS）G 3321（2019年）中記載的鍍覆的密接性試驗的彎曲試驗中，以內側間隔nt（其中，t：鍍覆鋼板的板厚，n：鍍覆鋼板的塊數）對試驗片進行180°彎曲加工，利用10倍放大鏡觀察彎曲加工部的外側表面時未確認到裂紋的最小的nt所表示的彎曲加工性為6t以下，且時效促進試驗後的降伏伸長（YEL）為10%以下。
Description
本發明是有關於一種具有高的彎曲加工性，並且時效後的降伏伸長及成形性優異的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板及其製造方法。
以55%Al-Zn系鍍覆鋼板為代表的、鍍覆層中含有20質量%～95質量%的Al的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板（以下有時稱為「55%Al-Zn系鍍覆鋼板」）顯示出優異的耐蝕性，因此近年來，以建材領域為中心的需求正在增加。
但是，關於55%Al-Zn系鍍覆鋼板，其鍍覆層與純鋅鍍覆層等相比而更為硬質，因此存在於鍍覆鋼板受到彎曲加工時，鍍覆層的加工部容易出現裂紋的問題。此種加工時的鍍覆層的裂紋有可能引起加工部的耐蝕性劣化，因此期望得到改善。
出於改善此種加工性或加工部耐蝕性的目的，已知有藉由對形成鍍覆層後的鋼板實施熱處理而進行鍍覆層的軟質化的技術（例如，參照專利文獻1～專利文獻3）。
[現有技術文獻]
[專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2002-322573號公報
專利文獻2：日本專利特開2003-213395號公報
專利文獻3：日本專利特開2006-70326號公報
[發明所欲解決之課題]
關於如專利文獻1～專利文獻3所示般的對形成鍍覆層後的鋼板實施熱處理的技術，雖然可於某種程度上改善熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的加工性，但存在於使用多用作通常的建材用途的低碳鋼作為坯料鋼板的情況下，鋼板因熱處理而容易發生降伏伸長的問題。
認為其原因在於，於對形成鍍覆層後的鋼板實施用於改善加工性的熱處理時，於藉由連續熔融鍍鋅生產線（連續熱鍍鋅生產線（Continuous Galvanizing Line，CGL））的表皮光軋步驟等導入的位錯Fe
3C大量析出，析出的Fe
3C於下一步驟的塗裝烘烤步驟中進行再固溶，結果位錯附近的鋼中的固溶C增加。
此處，圖2表示對形成有鍍覆層的鋼板進行再加熱後的冷卻時間與溫度的關係、以及Fe
3C鼻部的狀態，於觀察低碳鋼板的Fe
3C析出鼻部（precipitation nose）的情況下，通常於連續熔融鍍鋅生產線（CGL）上的鍍覆後冷卻速度會避免所述析出鼻部，因此Fe
3C幾乎不會析出。然而，於為了改善鍍覆的彎曲加工性而實施如專利文獻1～專利文獻3所示般的熱處理的情況下，於熱處理過程、特別是加熱後的冷卻時，鋼板的熱歷程有時會影響析出鼻部，於此情況下，於CGL的表皮光軋步驟等中導入的位錯Fe
3C析出。可認為於製造塗裝鋼板的情況下，析出的Fe
3C於下一步驟的塗裝烘烤步驟中進行再固溶，結果位錯附近的鋼中的固溶C與主體相比增加，該固溶C因時效而固著於位錯上，從而產生降伏伸長。
而且，所產生的降伏伸長於加工時成為褶皺（伸張應變）的原因，因此期望開發一種能夠抑制降伏伸長的技術。
另外，本發明中揭示的鍍覆鋼板於用作建材用途的情況下，多用作塗裝鋼板。於此情況下，為了抑制所述降伏伸長，已知有於作為最終步驟的塗裝生產線（彩色塗層生產線（Color Coating Line，CCL））上藉由表皮光軋或張力整平機等對鋼板賦予應變。但是，此種方法中，由於降低鋼板的降伏點（Yield Point，YP），因此成為鋼板的扭曲變差（耐鑄板凹陷（oil canning）性降低）的主要原因。因此，為了於良好地維持耐鑄板凹陷性的同時抑制低碳鋼板的降伏伸長，需要其他的方法。
進而，關於所述熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的降伏伸長，由於需要位錯附近的固溶C擴散至位錯的時間，因此特別是於經過一定時間後有變差的傾向，從而亦期望一種可改善時效後的降伏伸長的技術。
鑒於該情況，本發明的目的在於提供一種具有高的彎曲加工性，並且時效後的降伏伸長及成形性優異的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板及其製造方法。
[解決課題之手段]
本發明者等人為了解決所述課題，而對鍍覆層具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%、剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板進行了研究，結果發現，藉由以如下方式進行改善，即，使為了改善鍍覆的彎曲加工性而實施的熱處理條件恰當化，同時將時效促進試驗後的降伏伸長（Yield Elongation，YEL）抑制得低至10%以下，可良好地維持耐鑄板凹陷性，同時亦可抑制加工時的褶皺，因此可實現優異的成形性。
本發明是基於以上見解而成者，其主旨如下所述。
1.一種熔融Al-Zn系鍍覆鋼板，其中，鍍覆層具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成，所述熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的特徵在於，
於依照日本工業標準（Japanese Industrial Standards，JIS） G 3321（2019年）中記載的鍍覆的密接性試驗的彎曲試驗中，以內側間隔nt（其中，t：鍍覆鋼板的板厚，n：鍍覆鋼板的塊數）對試驗片進行180°彎曲加工，利用10倍放大鏡觀察彎曲加工部的外側表面時未確認到裂紋的最小的nt所表示的彎曲加工性為6t以下，且時效促進試驗後的降伏伸長（YEL）為10%以下。
2.如所述1所記載的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板，其特徵在於，所述鍍覆層中的枝晶相的Al初晶的維氏硬度為120 HV
0.01以下。
3.一種熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的製造方法，其特徵在於，於使用具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成的鍍覆浴在基底鋼板形成鍍覆層後，
當將對形成有所述鍍覆層的鋼板進行再加熱時的鋼板的最高達到溫度設為T（℃）、將自T℃至150℃為止的冷卻時間設為x（hr）時，滿足以下的式（1）及式（2）：
150≦T≦300 …（1）
0.5≦x≦1000/（T+273） …（2）
[發明的效果]
根據本發明，可提供一種具有高的彎曲加工性，並且時效後的降伏伸長及成形性優異的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板及其製造方法。
＜熔融Al-Zn系鍍覆鋼板＞
本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板為鍍覆層具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板。
（鍍覆層的組成）
所述鍍覆層具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成。藉由所述熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的鍍覆層具有所述的組成，可於鍍覆層中形成枝晶相及以網格狀包圍該枝晶相的枝晶間相，從而可實現耐蝕性的提高。
就耐蝕性與操作方面的平衡而言，所述鍍覆層中的Al含量設為40質量%～70質量%，較佳為50質量%～60質量%。若所述鍍覆層的主層的Al含量至少為40質量%，則充分發生Al的枝晶凝固。藉此，所述主層主要包含：過飽和地含有Zn且Al進行枝晶凝固的部分（α-Al相的枝晶相）、及剩餘的枝晶間隙的部分（枝晶間相），且可實現該枝晶相於鍍覆層的膜厚方向上積層的耐蝕性優異的結構。另外，所述α-Al相的枝晶相越多地積層，則腐蝕行進路徑變得越複雜，腐蝕越難以容易地到達基底鋼板，因此耐蝕性提高。另一方面，若所述鍍覆層中的Al含量超過70質量%，則對Fe具有犧牲防蝕作用的Zn的含量變少，耐蝕性劣化。因此，所述鍍覆層中的Al含量設為70質量%以下。另外，若所述鍍覆層中的Al含量為60質量%以下，則鍍覆的附著量變少，即便於基底鋼板容易露出的情況下，亦對Fe具有犧牲防蝕作用，獲得充分的耐蝕性。因此，鍍覆主層中的Al含量較佳為設為70質量%以下。
出於抑制於與基底鋼板的界面生成的界面合金層的成長的目的，且出於提高耐蝕性或加工性的目的，所述鍍覆層中的Si被添加至鍍覆浴中，且必然含有於所述鍍覆層中。於本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板中使用的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的情況下，若使鍍覆浴中含有Si而進行熔融鍍覆處理，則於基底鋼板浸漬於鍍覆浴中的同時，鋼板表面的Fe與浴中的Al或Si發生合金化反應，從而生成包含Fe-Al系及/或Fe-Al-Si系的化合物的合金。藉由該Fe-Al-Si系界面合金層的生成，可抑制界面合金層的成長。而且，於所述鍍覆層中的Si含量為0.5質量%以上的情況下，可充分抑制所述界面合金層的成長。另一方面，於鍍覆層的Si含量超過3.0質量%的情況下，於鍍覆層中，降低加工性，成為陰極部位的Si相變得容易析出。因此，鍍覆層中的Si含量設為0.5質量%～3.0質量%。
另外，所述鍍覆層含有Zn作為該鍍覆層的主成分。藉由使所述鍍覆層含有Zn，可得到犧牲防蝕作用，從而能夠實現耐蝕性的提高。再者，於所述Zn的含量為80質量%以下的情況下，就可確保Al含量，可實現由所述枝晶相與枝晶間相所得的耐蝕性的方面而言較佳。
進而，所述鍍覆層除了含有所述的Al、Si及Zn以外，亦可含有5質量%以下的任意添加成分。
此處，作為所述任意添加成分，能夠根據鍍覆層所要求的性能而適宜選擇。例如可列舉Ca或Mg等鹼土金屬、或Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B等添加成分。
關於該些任意添加成分，雖然可獲得可進一步提高耐蝕性等效果，但有可能鍍覆層的加工性降低，使熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的極限伸長率變差，因此任意添加的含量較佳為5質量%以下。
所述鍍覆層可含有Mg及/或Ca。於所述鍍覆層腐蝕時，腐蝕生成物中會包含Mg及/或Ca，腐蝕生成物的穩定性提高，腐蝕的進行延遲，結果可獲得耐蝕性提高的效果。所述Ca及/或Mg的合計含量只要為5質量%以下則並無特別限定，較佳為0.01質量%～5質量%。其原因在於，藉由將含量設為0.01質量%以上，可獲得充分的腐蝕延遲效果，另一方面，藉由將含量設為5質量%以下，效果不飽和，抑制製造成本的上升，從而可容易地進行鍍覆浴的組成管理。
另外，所述鍍覆層較佳為至少含有所述Mg。其原因在於，藉由所述鍍覆層含有Mg，可與所述Si一起生成Mg
2Si，從而可獲得腐蝕延遲效果。此處，所述鍍覆層中的Mg的含量較佳為0.01質量%～5質量%，更佳為2質量%～4.9質量%。
進而，與所述Ca或Mg的鹼土金屬同樣地，發揮提高腐蝕生成物的穩定性、延遲腐蝕的進行的效果，因此所述鍍覆層亦可以合計5質量%以下，較佳為0.01質量%～5質量%更含有選自Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B中的一種或兩種以上。
再者，所述鍍覆層包含：於鍍覆處理中因鍍覆浴與基底鋼板的反應而混入至鍍覆中的基底鋼板成分、或於建立鍍覆浴時使用的鑄錠中所含有的不可避免的雜質、自浴中機器溶出若干的不可避免的雜質。作為混入至所述鍍覆中的基底鋼板成分，有時包含數%左右的Fe。作為鍍覆浴中的不可避免的雜質的種類，例如可列舉Fe、Mn、P、S、C、Nb、Ti、B等作為基底鋼板成分。另外，作為鑄錠中的雜質，可列舉Fe、Pb、Sb、Cd、As、Ga、V等。進而，作為來自浴中機器的雜質，可列舉Cr、Ni、W、Co等。再者，關於所述鍍覆層中的Fe，無法對自基底鋼板中混入的Fe與鍍覆浴中所存在的Fe進行區分定量。所述不可避免的雜質的總含量並無特別限定，但就維持鍍覆的耐蝕性與均勻的溶解性的觀點而言，較佳為除Fe以外的不可避免的雜質量合計為1質量%以下。
再者，作為於基底鋼板上形成所述鍍覆層的方式，並無特別限定，可使用通常的連續式熔融鍍覆設備。例如，基底鋼板於保持為還原性環境的退火爐內被加熱至規定溫度，於退火的同時進行了附著於鋼板表面的軋製油等的除去、氧化膜的還原除去之後，下端通過浸漬於鍍覆浴中的爐鼻（snout）內而浸漬於含有規定濃度的Al及Zn的熔融鍍鋅浴中。然後，浸漬於鍍覆浴中的鋼板經由沈浸輥被提拉至鍍覆浴的上方後，藉由自配置於鍍覆浴上的氣體擦拭噴嘴朝向鋼板的表面噴射經加壓的氣體來調整鍍覆附著量，接著藉由冷卻裝置進行冷卻，藉此形成鍍覆層。
另外，於所述鍍覆層的組織中具有枝晶相及枝晶間相，所述枝晶相的Al初晶的維氏硬度（Vickers Hardness）較佳為120 HV
0.01以下。藉由將所述枝晶相的Al初晶的維氏硬度減小為120 HV
0.01以下，可進一步提高後述的鍍覆鋼板的彎曲加工性。就同樣的觀點而言，所述鍍覆層中的枝晶相的Al初晶的維氏硬度更佳為110 HV
0.01以下，進而佳為100 HV
0.01以下。另一方面，就改善所述鍍覆層表面的耐損傷性的觀點而言，所述枝晶相的Al初晶的維氏硬度較佳為設為10 HV
0.01以上。
再者，關於所述維氏硬度，於10 g的壓入荷重（HV
0.01）下實施了試驗。
進而，關於所述鍍覆層的附著量，並無特別限定，就兼顧耐蝕性與彎曲加工性的觀點而言，以單面的附著量計，較佳為30 g/m
2～90 g/m
2，更佳為40 g/m
2～80 g/m
2。
再者，所述鍍覆層具有存在於該鍍覆層中的與基底鋼板的界面的層界面合金層。
所述界面合金層是鋼板表面的Fe與浴中的Al或Si發生合金化反應而必然生成的Fe-Al系及/或Fe-Al-Si系的化合物。該界面合金層硬且脆，因此當增厚成長時會成為加工時產生裂紋的起點，因而較佳為盡可能薄。因此，較佳為將所述界面合金層的厚度設為1 μm以下。
（彎曲加工性）
此處，於本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板中，於依照JIS G 3321（2019年）中記載的鍍覆的密接性試驗的彎曲試驗中，以內側間隔nt對試驗片進行180°彎曲加工，利用10倍放大鏡觀察彎曲加工部的外側表面時未確認到裂紋的最小的nt所表示的彎曲加工性為6t以下。藉由彎曲加工性為6t以下，可實現優異的彎曲加工性，進而實現加工後耐蝕性。
就同樣的觀點而言，本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的彎曲加工性較佳為5t以下，更佳為4t以下。
再者，用於獲得所述彎曲加工性的彎曲試驗是依照JIS G 3321（2019年）中記載的鍍覆的密接性試驗的彎曲試驗，如圖1所示，內側間隔nt的t是鍍覆鋼板的板厚，n是鍍覆鋼板的塊數，例如，於夾著兩塊鋼板的情況下為2t，於夾著三塊鋼板的情況下為3t。
關於所述試驗片的彎曲加工部，利用10倍放大鏡觀察加工部表面的整體，確認有無裂紋。例如，於彎曲試驗中，至3t為止無裂紋，於2t下實施時確認到裂紋的情況下，鋼板的彎曲加工性為3t。
（時效促進試驗後的YEL、YP）
而且，本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的特徵在於，於滿足所述彎曲加工性（6t以下）的同時，時效促進試驗後的降伏伸長（YEL）為10%以下。
藉由將時效促進試驗後的YEL抑制為10%以下，可良好地維持耐鑄板凹陷性，並且亦可抑制加工時的褶皺，因此可實現優異的成形性。另外，由於規定了時效促進後的YEL，因此無需考慮之後的由時效引起的YEL的變差，時效後的降伏伸長亦優異。就同樣的觀點而言，所述時效促進試驗後的YEL較佳為9.0%以下，更佳為8.5%以下，進而佳為8.0%以下。
此處，關於所述YEL，可藉由拉伸試驗來測定。於本發明中，自熔融Al-Zn系鍍覆鋼板採集JIS Z 2201的5號試驗片，並依照JIS Z 2241於應變速度10
-3/s的條件下進行拉伸試驗。
另外，於本發明中，作為所述時效促進試驗，進行以100℃保持3600 s的促進時效處理。
即，所述時效促進試驗後的YEL可藉由如下方式進行測定：自熔融Al-Zn系鍍覆鋼板採集試驗片，對該試驗片實施以100℃保持3600 s的促進時效處理後，實施拉伸試驗。
再者，針對本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板，將時效促進試驗後的YEL抑制為10%以下的方法、將所述彎曲加工性維持為6T以下的方法並無特別限定。例如，可列舉對鍍覆層的組成、形成鍍覆層時的溫度條件、形成鍍覆層後的再加熱時的溫度條件等進行控制的方法。
例如，於本發明中，如後所述，藉由對形成鍍覆層後的再加熱時的溫度條件進行控制，而進行時效促進試驗後的YEL及彎曲加工性的控制。
另外，本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的降伏點（YP）較佳為400 N/mm
2以上，進而佳為450 N/mm
2以上。其原因在於，即便於在所述YP未滿400 N/mm
2時YEL良好的情況下，亦有可能鑄板凹陷性降低而導致成形性變差。
再者，本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板亦可根據所要求的性能，於所述鍍覆層之上直接形成塗膜或隔著中間層而形成塗膜。
再者，關於形成所述塗膜的方法，並無特別限定，可根據所要求的性能適宜選擇。例如可列舉：輥塗機塗裝、淋幕式塗裝、噴霧塗裝等形成方法。於塗裝含有有機樹脂的塗料後，能夠藉由熱風乾燥、紅外線加熱、感應加熱等方法進行加熱乾燥而形成塗膜。
另外，關於所述中間層，只要是於熔融鍍覆鋼板的鍍覆皮膜與所述塗膜之間形成的層，則並無特別限定。
＜熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的製造方法＞
本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的製造方法（以下有時稱為「本發明的製造方法」）的特徵在於：於使用具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成的鍍覆浴在基底鋼板形成鍍覆層後，
當將對形成有所述鍍覆層的鋼板進行再加熱時的鋼板的最高達到溫度設為T（℃）、將150℃～T℃的滯留時間設為x（hr）時，滿足以下的式（1）及式（2）：
150≦T≦300 …（1）
0.5≦x≦1000/（T+273） …（2）
先前，為了抑制熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的YEL，已知有於塗裝生產線上藉由表皮光軋或張力整平機等對鋼板賦予應變的方法，但於使用該些方法的情況下會降低鋼板的降伏點（YP），因此成為鋼板的耐鑄板凹陷性變差的主要原因。
因此，於本發明的製造方法中，關於對形成有所述鍍覆層的鋼板進行再加熱時的溫度條件，藉由規定鋼板的最高達到溫度T的溫度範圍，並且規定鋼板的150℃以上的滯留時間x的範圍，即，滿足式（1）及式（2），除了可實現優異的彎曲加工性以外，亦可於良好地維持耐鑄板凹陷性的同時，抑制熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的時效促進試驗後的YEL。
再者，於本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的製造方法中，並無特別限定，但就製造效率或品質的穩定性的觀點而言，通常採用連續式熔融鍍覆設備。
另外，關於本發明的製造方法中使用的基底鋼板的種類，並無特別限定。例如可使用經酸洗除鏽的熱軋鋼板或鋼帶、或將該些進行冷軋而獲得的冷軋鋼板或鋼帶。但是，就更顯著地獲得抑制基於本發明的時效促進試驗後的YEL的效果的觀點而言，較佳為使用成本上亦理想的低碳鋼。
進而，作為鋼中成分，於本發明中亦並未對其進行特別限定，例如可使用C：0.01質量%～0.10質量%者等。但是，C：未滿0.01%的鋼板於本發明中亦並不排除。另外，除了含有C、Al、Si、Mn、P作為成分元素以外還含有N、S、O、B、V、Nb、Ti、Cu、Mo、Cr、Co、Ni、Ca、Sr、In、Sn、Sb等作為微量添加元素的鋼板亦處於本發明的範疇中。
另外，於本發明的製造方法中，所述鍍覆浴具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成。
藉此，可獲得所需組成的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板。再者，關於所述鍍覆浴中含有的各元素的種類、含量、作用，於所述的本發明的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板中進行了說明。
再者，藉由本發明的製造方法獲得的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板整體上與鍍覆浴的組成大致相同。因此，熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的鍍覆層的組成可藉由調整鍍覆浴組成來進行控制。
於本發明的製造方法中，於對形成有所述鍍覆層的鋼板進行再加熱時，最高達到溫度T滿足以下的式（1）。
150≦T≦300 …（1）
（1）式中，規定了對形成有所述鍍覆層的鋼板進行再加熱時的最高達到溫度T的範圍。將所述最高達到溫度T設為150℃以上的原因在於，若並非該溫度以上，則不會引起所述鍍覆層的充分的軟質化，因此熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的彎曲加工性降低。另一方面，將所述最高達到溫度T設為300℃以下的原因在於，於該溫度以上時，於鍍覆與鋼板的界面處產生的界面合金層的厚度變厚，而導致彎曲加工性及降低。
於本發明的製造方法中，於對形成有所述鍍覆層的鋼板進行再加熱時，自T℃至150℃為止的冷卻時間x滿足以下的式（2）。
0.5≦x≦1000/（T+273） …（2）
藉由如（2）式般規定自所述最高達到溫度T℃至150℃為止的冷卻時間x，可避免Fe
3C的析出鼻部（Fe
3C容易析出的條件），因此可減少固溶C量，結果能夠抑制降伏伸長及時效促進試驗後的降伏伸長。再者，於所述滯留時間x未滿0.5 hr的情況下，鍍覆層無法充分軟質化，從而無法確保良好的彎曲加工性。另一方面，當所述冷卻時間x超過1000/（T+273）時，有可能通過Fe
3C析出鼻部，因此無法減少固溶C量，從而無法抑制降伏伸長。
另外，於本發明的製造方法中，關於形成有所述鍍覆層的鋼板，由於無需在塗裝生產線上藉由表皮光軋或張力整平機等對鋼板賦予應變，因此亦不會導致由YP的降低引起的耐鑄板凹陷性等成形性的變差。
此處，圖2示出對形成有所述鍍覆層的鋼板進行再加熱時的冷卻時間與溫度的關係、以及Fe
3C析出鼻部的狀態。如上所述，於再加熱後的冷卻中，為了抑制由時效引起的降伏伸長，需要於自所述最高達到溫度T℃開始冷卻時儘量避免Fe
3C析出鼻部。因此，於本發明的製造方法中，藉由控制所述最高達到溫度T℃至150℃為止的冷卻時間，能夠避免冷卻時的Fe
3C析出鼻部，從而達成目的。根據圖2所明確般，為了避免Fe
3C析出鼻部，於T高的情況下需要縮短冷卻時間，該冷卻時間的上限以1000/（T+273）表示。另外，如前所述，該下限是為了確保鍍覆層的加工性而決定。再者，關於圖2中示出的「滿足（2）式的冷卻」，表示自T℃至150℃為止的冷卻形態的一例。再者，圖中的冷卻曲線僅為一例，於本發明中並不規定該冷卻速度。
再者，於本發明的製造方法中，如上所述，只要滿足鍍覆浴的組成及對形成有鍍覆層的鋼板進行再加熱時的條件即可，關於其他條件並無特別限定，可與公知的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板相同。
[實施例]
以下，列舉具體的實施例、比較例來說明本發明，但本發明並不限定於以下的實施例。
＜熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的樣品1～樣品9＞
將藉由常用方法製造的板厚0.40 mm的冷軋鋼板用作基底鋼板，並藉由連續式熔融鍍覆設備進行退火處理、鍍覆處理、表皮光軋處理。接著，藉由間歇式的加熱爐於表1所示的條件下對本線圈實施熱處理。再者，鋼板的溫度是藉由附於鋼板上的熱電偶進行測定。
進而，於連續式塗裝生產線上對該線圈實施化學轉化處理，並塗裝底漆、表塗層。另外，對於一部分樣品，塗裝後藉由張力整平機對鋼板賦予0.1%的伸長率。
藉由以上操作，製作表1所示的樣品1～樣品9。
再者，關於各樣品的界面合金層的厚度，藉由利用掃描式電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）對鍍覆層進行截面觀察（X2000）來測定。
另外，關於各樣品的鍍覆層中的枝晶相的維氏硬度，利用常溫乾燥樹脂埋入各樣品並進行研磨，自截面中選擇鍍覆層的枝晶相，使用微小硬度計（島津製作所製造，島津微小硬度計HMV-G21），對所選擇的枝晶相的維氏硬度進行了測定。測定方法是依照JIS Z 2244的方法進行，以10 gf的壓入荷重來實施。
＜評價＞
針對以上述方式獲得的各樣品的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板進行以下的評價。將評價結果示於表1中。
（1）耐彎曲加工性
針對各樣品的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板實施了依照JIS G 3321（2019年）中記載的鍍覆的密接性試驗的彎曲試驗。以50 mm寬度進行180度彎曲，並藉由10倍放大鏡觀察除兩端10 mm以外的30 mm寬度內的彎曲加工部的截面5處，測定未確認到裂紋的最小的nt（其中，t：鍍覆鋼板的板厚，n：鍍覆鋼板的塊數）。
然後，按照以下的基準對所獲得的nt進行了評價。
〇：6t以下
×：7t以上
（2）時效促進試驗後的YEL
自各樣品的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板採集JIS Z 2201的5號試驗片，依照JIS Z 2241於應變速度10
-3/s的條件下進行拉伸試驗。再者，於自各試驗片的採集至拉伸試驗為止的期間，進行以100℃保持3600秒的時效促進試驗後，進行依照JIS Z 2241的拉伸試驗，測定降伏點伸長量。
再者，拉伸試驗於鋼板的L、C方向上各實施3次（N=3），並取該些的平均值。
（3）成形性（有無褶皺、耐鑄板凹陷性）
將各樣品的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板成形為圖3所示的形狀後，藉由目視對平端部的有無褶皺及扭曲的發生進行了確認。
關於評價，分別未產生褶皺及扭曲者設為〇，產生褶皺及扭曲者設為×。
[表1]
| No. | 鍍覆層 | 製造條件 | 評價 | 備註 | ||||||||||
| 組成（mass%） | 界面合金層的厚度（μm） | 枝晶部分的維氏硬度（Hv） | 熱處理條件 | 塗裝條件 | 耐彎曲加工性 | 促進時效後的YEL（%） | 褶皺的有無 | 耐鑄板凹陷性 | ||||||
| Al | Si | 最高達到溫度T（℃） | 1000/（273＋T） | 自T至150℃為止的冷卻時間（hr） | 張力整平機的有無 | |||||||||
| 1 | 58 | 1.4 | 0.9 | 90 | 250 | 1.91 | 1.5 | 無 | 5T | 〇 | 4.0 | 〇 | 〇 | 本發明例 |
| 2 | 55 | 1.6 | 0.8 | 80 | 200 | 2.11 | 2.0 | 無 | 4T | 〇 | 5.0 | 〇 | 〇 | 本發明例 |
| 3 | 60 | 1.2 | 0.7 | 110 | 290 | 1.78 | 1.0 | 無 | 6T | 〇 | 3.0 | 〇 | 〇 | 本發明例 |
| 4 | 52 | 1.8 | 0.6 | 100 | 160 | 2.31 | 0.5 | 無 | 6T | 〇 | 5.0 | 〇 | 〇 | 本發明例 |
| 5 | 52 | 1.8 | 0.6 | 130 | 160 | 2.31 | 0.4 | 無 | 7T | × | 8.0 | 〇 | 〇 | 比較例 |
| 6 | 58 | 1.4 | 0.9 | 90 | 250 | 1.91 | 12.5 | 無 | 5T | 〇 | 12.0 | × | 〇 | 比較例 |
| 7 | 58 | 1.4 | 0.9 | 130 | 140 | 2.42 | - | 無 | 7T | × | 4.0 | 〇 | 〇 | 比較例 |
| 8 | 58 | 1.4 | 1.2 | 90 | 310 | 1.72 | 0.8 | 無 | 7T | × | 4.0 | 〇 | 〇 | 比較例 |
| 9 | 58 | 1.4 | 0.9 | 90 | 250 | 1.91 | 12.5 | 有 | 5T | 〇 | 12.0 | 〇 | × | 比較例 |
根據表1的結果可知，本發明例的各樣品與比較例的各樣品相比，關於耐彎曲加工性、促進時效後的YEL及成形性（褶皺的有無、耐鑄板凹陷性）中的任一者均平衡良好且優異。
[產業上的可利用性]
根據本發明，可提供一種具有高的彎曲加工性，並且時效後的降伏伸長及成形性優異的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板及其製造方法。
無
圖1是示意性地表示對熔融Al-Zn系鍍覆鋼板進行了180°彎曲加工的狀態的圖。
圖2是表示對形成有鍍覆層的鋼板進行再加熱後的冷卻時間與溫度的關係、以及Fe
3C鼻部的狀態的圖。
圖3是示意性地表示為了實施例的成形性評價而成形的形狀的圖。
Claims (3)
- 一種熔融Al-Zn系鍍覆鋼板，其特徵在於，鍍覆層具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成，且所述熔融Al-Zn系鍍覆鋼板中， 於依照日本工業標準 G 3321（2019年）中記載的鍍覆的密接性試驗的彎曲試驗中，以內側間隔nt（其中，t：鍍覆鋼板的板厚，n：鍍覆鋼板的塊數）對試驗片進行180°彎曲加工，利用10倍放大鏡觀察彎曲加工部的外側表面時未確認到裂紋的最小的nt所表示的彎曲加工性為6t以下，且時效促進試驗後的降伏伸長（YEL）為10%以下。
- 如請求項1所述的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板，其中，所述鍍覆層中的枝晶相的Al初晶的維氏硬度為120 HV 0.01以下。
- 一種熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的製造方法，其特徵在於， 於使用具有含有Al：40質量%～70質量%及Si：0.5質量%～3.0質量%，剩餘部分包含Zn及不可避免的雜質的組成的鍍覆浴在基底鋼板形成鍍覆層後， 當將對形成有所述鍍覆層的鋼板進行再加熱時的鋼板的最高達到溫度設為T（℃）、將自T℃至150℃為止的冷卻時間設為x（hr）時，滿足以下的式（1）及式（2）： 150≦T≦300 …（1） 0.5≦x≦1000/（T+273） …（2）。
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