(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.0010〜0.0025%
Si：0.02%以下
Mn：0.10〜0.40%
P：0.04〜0.08%
S：0.003〜0.02%
SolAl：0.03〜0.1%
Nb：0.003〜0.02%かつ93/12C以下
N：0.0020%以下
を含有し、残部が実質的にFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ti：0.001〜0.02%かつ48/32S+48/14N以下を含有することを特徴とする請求項１記載の、コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
質量％で、B：0.0001〜0.0010%を含有することを特徴とする請求項１または２記載の、コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成の鋼を連続鋳造によりスラブ造塊後、熱間圧延、冷間圧延し、平均20℃/sec以上で昇温し800〜870℃に保持し、600℃以下まで5〜20℃/secで冷却し、溶融亜鉛めっき後、誘導加熱炉を用いて450〜580℃に加熱保持後、100℃以下まで冷却した後1.0〜2.0%の調質圧延を施すことを特徴とする、コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は主として自動車用外板などに用いられる加工性に優れ、塗装焼付硬化性を有し、表面性状の優れた、ＴＳが３４０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に係わる。
【０００２】
【従来の技術】
ＢＨ鋼板は、自動車などの製造工程において行われる塗装焼付処理（１７０℃×２０分程度の加熱工程）を利用し、固溶Ｃ，Ｎ原子によるひずみ時効現象によって部品強度が上昇する鋼板である。ＢＨ鋼板には低炭素系鋼種、極低炭素系鋼種があるが、低炭素系は伸びおよびｒ値が極低炭素系と比較すると劣る。そのため自動車外板などの深絞り部品の成形には一般的に極低炭素系ＢＨ鋼板が用いられている。ＢＨ鋼板は固溶Ｃ，Ｎ濃度を調整するためＮｂ，Ｔｉ，Ｂなどの炭窒化物生成元素が添加される。また強度を調整するため、Ｍｎ，Ｐ，Ｓｉなどの固溶強化元素が適宜添加される。このような極低炭素鋼をベースとしたＢＨ鋼板として、Ｎｂ添加（特公昭６０−１７００４号公報）、Ｎｂ−Ｔｉ添加（特公昭６１−４５６８９号公報、特開平３−２５７１２４号公報、特開平５−２３０５９８号公報、特開平５−２６３１８４号公報）、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ添加（特公昭６０−４７３２８号公報）、Ｎｂ−Ｂ添加（特公昭６１−１１２９６号公報）などの技術が開示されている。
【０００３】
ＢＨ鋼板は主として自動車外板として使われるため、防錆性能およびプレス成形での潤滑性能の観点から合金化溶融亜鉛めっきが施されるが、一方、表面性状に対する要求レベルが高いので、めっきに厚さや色のむらがあると商品性を著しく損ねる。
【０００４】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき性に関する技術が特公平７−４２５４７号公報に開示されており、鋼板中のＭｎ，Ｐ，Ｓｉを調整する技術が示されている。ここではＳｉを低減し、Ｍｎ主体で強固溶化することにより合金化における生産効率を向上させた。
【０００５】
しかしながら従来のＢＨ鋼板の鋼成分をめっき原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板は自動車外板としては必ずしも表面性状がよくなかった。溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状を劣化させる要因としては種々考えられるが、上記公報ではＳｉ添加に起因するめっき付着不良、Ｐ添加に起因する合金化不良に対する改善方法が提案されている。しかし、それでもなおめっき表面に線状の色むらがしばしば発生し、自動車外板としては表面性状が十分でなく歩留まりを下げる原因となっていた。またＭｎを主体とした固溶強化では添加元素のコストが高いため製造コストが高くなる問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記のような、めっき付着不良、合金化不良、線状むらによる表面品質不良のない表面性状の優れた自動車外板を安定的に製造することが可能なＢＨ鋼板とその製造方法の提供を可能にするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは合金化溶融亜鉛めっきの線状むらついて詳細に検討した結果、Ｍｎ濃度が線状欠陥の発生と関係があり、Ｍｎ濃度を低減することで、線状欠陥を抑制できることを見出した。また強度を調整する手段としてＰを主体として固溶強化し、また一般に言われているＰによる合金化不良を誘導加熱方式合金化処理炉を用いることにより生産性を害することなく、良好な表面性状を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造できることを見出し、本発明に至った。さらにＰ主体での強化が可能になったため、製造コストの低減が可能となった。
【０００８】
具体的には、その特徴とする構成は以下の通りである。
（１）質量％で、
C：0.0010〜0.0025%
Si：0.02%以下
Mn：0.10〜0.40%
P：0.04〜0.08%
S：0.003〜0.02%
SolAl：0.03〜0.1%
Nb：0.003〜0.02%かつ93/12C以下
N：0.0020%以下
を含有し、残部が実質的にFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）質量％で、Ti：0.001〜0.02%かつ48/32S+48/14N以下を含有することを特徴とする前記（１）記載の、コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）質量％で、B：0.0001〜0.0010%を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の、コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成の鋼を連続鋳造によりスラブ造塊後、熱間圧延、冷間圧延し、平均20℃/sec以上で昇温し800〜870℃に保持し、600℃以下まで5〜20℃/secで冷却し、溶融亜鉛めっき後、誘導加熱炉を用いて450〜580℃に加熱保持後、100℃以下まで冷却した後1.0〜2.0%の調質圧延を施すことを特徴とする、コイル内材質変動が小さく、加工性と表面性状の優れた焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
次に個々の構成要件の作用および数値限定理由について述べる。
まず鋼中成分について説明する。
【００１０】
Ｃ：Ｃは固溶Ｃまたは炭化物として鋼板中に存在する。このうち固溶ＣはＢＨ性を担う。また炭化物は焼鈍時の結晶粒成長を阻害し、炭化物量が多くなるとＹＰが高くなり、調質圧延でのひずみ分布が不均一となり、その結果耐常温時効性が劣化する。従って、ＢＨ鋼板のＢＨ量制御と耐常温時効性を両立させるためにはＣ量の制御が極めて重要である。Ｃが０．００１０％未満では大部分が炭化物として析出し、ＢＨ量が不足する。一方Ｃ濃度が０．００２５％を超える析出物が多くなり機械特性が優れないばかりか、耐常温時効性が劣化する。従ってＣ濃度は０．００１０％〜０．００２５％にする必要がある。さらに耐常温時効性を改善するためにはＣ濃度を０．００２０％以下にすることが望ましい。
【００１１】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化元素として添加される。強度を適当に調整するため適宜添加してよい。しかし０．０２％を超えると溶融めっきの付着不良のため表面性状が劣化するため、０．０２％以下とする必要がある。
【００１２】
Ｍｎ：ＭｎはＭｎＳを形成しＳによる熱間延性の低下を抑制する目的および強度調整の目的で添加される。しかしながら鋼中Ｍｎは合金化溶融亜鉛めっき層に線状の色むらを発生させる。そのメカニズムの詳細は不明であるが、鋳造組織に起因してＭｎ濃度にばらつきがあり、熱延炉加熱時にこの鋼中Ｍｎが選択酸化される。こうして生成されたＭｎＯの不均一分布がめっきの線状の色むらの原因となっていると考えられる。Ｍｎ濃度が０．４０％を超えると、表面欠陥の発生が顕著となる。一方０．１０％未満ではＭｎＳ析出によるＳの無害化効果が十分でない。従ってＭｎ濃度は０．１０〜０．４０％とする必要がある。
【００１３】
Ｐ：Ｐはｒ値向上の目的および固溶強化元素として添加される。０．０４％未満では強度およびｒ値の向上効果が不十分である。一方０．０８％を超えると誘導加熱炉を用いた合金化処理を行っても合金化が不十分となり易い。従ってＰ濃度は０．０４〜０．０８％とする必要がある。
【００１４】
Ｓ：Ｓは不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させるので製鋼工程で低減する必要がある。０．０２％を超えると延性劣化の影響が顕著である。一方０．００３％未満に低減しても材質向上効果が得られないばかりか製造コストが極めて上昇する。従ってＳ濃度は０．００３〜０．０２％とする。
【００１５】
Ａｌ：ＡｌはＮを無害化するために非常に重要な元素である。Ａｌは、Ｎを熱延後および焼鈍中にＡｌＮとして析出させる働きがある。Ａｌ濃度が０．０３％未満ではＮをすべて析出させることができず、そのため残留した固溶Ｎがひずみ時効により成形前に常温時効による材質劣化をもたらし、極めて有害である。一方０．１％を超えるとＡｌＮ析出によるＮの無害化効果は飽和し、亜鉛めっきの表面性状が劣化する。従ってＡｌ濃度は０．０３〜０．１％とする必要がある。
【００１６】
Ｎｂ：Ｎｂは固溶Ｃ濃度を最適にかつ安定的に制御する目的で添加される。Ｎｂが０．００３％未満ではこの効果が不十分である。一方０．０２％または９３／１２Ｃを超えて添加するとＣの大部分がＮｂＣとして析出し、固溶Ｃが少なくなるためＢＨ量が不十分となる。従って、Ｎｂ濃度は０．００３〜０．０２％かつ９３／１２Ｃ以下とする必要がある。
【００１７】
Ｎ：Ｎはこの発明の重要な構成要件のひとつである。ＮはＣと比較して拡散が早いため、常温時効に対して有害であると考えられる。そのため一般にＡｌ，Ｔｉ，Ｂなどの窒化物生成元素を添加して固溶Ｎを低減する。しかし窒化物としても今度は窒化物そのものが材質劣化、コイル内の材質ばらつきをもたらす。このような材質劣化はＮ濃度が０．００２０％を超えると顕著となる。従ってＮ濃度は０．００２０％以下とする必要がある。０．００１５％以下でさらにコイル内の材質変動が低下するので望ましくは０．００１５％とする必要がある。さらに望ましくは０．００１０％以下とする必要がある。
【００１８】
Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のＮ，ＳをＴｉＳ、ＴｉＳ、ＴｉＣＳとして析出することにより、さらなるｒ値の向上のために必要に応じて添加される。０．００１％未満ではその効果がなく、４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎを超えて添加すると、ＴｉＣが生成し、ＢＨ量が低下する。さらに０．０２％を超えると亜鉛めっき鋼板の表面性状が劣化する。従って添加する場合は０．００１〜０．０２％かつ４８／３２Ｓ＋４８／１４Ｎ以下とする必要がある。
【００１９】
Ｂ：Ｂは粒界に偏析し、２次加工脆性を抑制する。そのため加工度の高く、使用温度が低い場合については必要に応じて添加する。０．０００１％未満ではその効果がなく、０．００１０％以上ではｒ値が極めて劣化するので、添加する場合は０．０００１〜０．００１０％とする必要がある。
【００２０】
次に製造方法について説明する。
【００２１】
製鋼工程において、本発明範囲内に成分調整後、連続鋳造によりスラブを作製する。この時ＢＨ鋼板はＣ，Ｎ含有量の製品の材質、表面品質への影響が極めて大きいため、転炉での脱炭工程の前に脱珪、脱燐工程を行い、製品レベルまでＳｉ，Ｐ濃度を低減させておくことが望ましい。
【００２２】
鋳造スラブはそのまま、または再加熱後熱間圧延を行う。再加熱温度は表面性状を向上させるため１２５０℃以下で行うことが望ましい。熱間圧延はＡｒ３以上９２０℃未満で仕上げることが望ましい。Ａｒ３未満では鋼板表層に粗大粒を発生し、ｒ値が劣化し、９２０℃以上では冷却中に結晶粒が成長し、ｒ値を劣化させるためである。こうして仕上られた熱延板は２０℃／ｓｅｃ以上で７００℃以下まで冷却されることが望ましい。これは冷却中のフェライトの粒成長を抑制することが目的で２０℃／ｓｅｃ未満ではその効果が少ない。７００℃以下では実質的に粒成長は起こらない。熱延板の巻き取りは６４０〜７００℃で行うことが望ましい。６４０℃未満では熱延コイル冷却中の析出物の生成および成長が十分おこらないため材質劣化およびコイル内材質変動の原因となる。７００℃を超えるとスケールが成長し、鋼板表面性状を劣化させる。
【００２３】
熱延鋼板を酸洗により脱スケールし、冷間圧延を行う。冷間圧延率は６５〜８３％が望ましい。６５％以下では平均ｒ値が低く、８３％を超えるとΔｒが高くなるためである。
【００２４】
冷間圧延板を平均２０℃／ｓｅｃ以上で昇温して加熱し、８００〜８７０℃に保持する。平均昇温速度が２０℃／ｓｅｃ未満では良好な集合組織が成長せず、ｒ値が低くなる。８００℃未満ではＢＨ量が不十分となる。８７０℃以上では結晶粒径が大きくなりすぎ、プレス成形すると肌荒れ欠陥が発生する。また固溶Ｃ濃度が多くなりすぎ耐常温時効性が劣化する。
【００２５】
８００〜８７０℃の高温保持後６００℃以下まで５〜２０℃／ｓｅｃで冷却する。６００℃までにＣをＮｂＣとして一部析出させる。５℃／ｓｅｃ未満では固溶Ｃが少なくなりすぎ、ＢＨ量が不足する。２０℃／ｓｅｃ以上では固溶Ｃが多くなり、耐常温時効性が劣化する。
【００２６】
次いで、溶融亜鉛めっき後、誘導加熱炉を用いて４５０〜５８０℃の加熱保持による合金化処理を行う。本発明に係る表面性状に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには誘導加熱方式の合金化処理が必須である。固溶強化をＰ主体として行った本発明鋼板では、ガス加熱方式の合金化処理炉では合金化が困難である。誘導加熱方式の合金化炉が優れているポイントとしては誘導加熱により鋼板を直接加熱することにより鋼板、めっき界面での反応を促進させることが可能であること、また短時間で鋼板を所望の温度まで加熱することが可能であることが考えられる。さらに誘導加熱方式の合金化炉はガス加熱方式と比較すると、合金化処理時の鋼板温度が同じならば雰囲気温度が低く、その後の冷却が安定して行われるため、固溶Ｃ量が安定し、ＢＨ量が安定化する効果がある。合金化温度が４５０℃未満では合金化が不十分になりやすい。一方、５８０℃を超えると鋼板、めっき界面で合金化が過剰となり、脆いΓ相が生成するので好ましくない。
【００２７】
１００℃以下まで冷却後調質圧延率が１．０〜２．０％の調質圧延をする。１００℃を超える温度で調質圧延をすると動的ひずみ時効および巻き取り後の時効により耐常温時効性が劣化する。調質圧延率が１．０％未満では調質圧延の効果が十分でなく、耐常温時効性が劣化する。２．０％を超えると調質圧延の効果が飽和するばかりか、加工硬化により成形性が劣化する。
【００２８】
【実施例】
次に実施例について述べる。
（実施例１）
銑鉄を脱珪、脱燐工程、脱炭工程、ＲＨ脱ガス工程からなる製鋼工程により成分調整し、連続鋳造によりスラブとした。直接または再加熱により熱間圧延を開始した。熱延開始温度は１１７０〜１２２０℃であった。熱間圧延は板厚２．８ｍｍまで行い、８９０〜９１０℃で完了した。その後平均冷却速度約２５℃／ｓｅｃで６４０℃まで冷却した後、巻き取った。熱延鋼板を酸洗後０．７ｍｍまで冷間圧延を行った。連続焼鈍・溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍および合金化溶融亜鉛めっきを行った。この時約２５℃／ｓｅｃで昇温し８５０℃で約６０ｓｅｃ保持した。保持温度から６００℃までの平均冷却速度は９〜１５℃／ｓｅｃであった。さらに連続ラインで溶融亜鉛めっき後、誘導加熱方式の合金化炉を用いて合金化処理を行った。めっき浴中のＡｌ濃度は０．１２〜０．１３％、めっき付着量は片面４５ｇ／ｍ２、合金化処理温度は５００〜５５０℃でめっき中のＦｅ濃度を１０％に調整した。調質圧延は圧延率１．４％で行った。この時の鋼板温度は約８０℃であった。
【００２９】
こうして製造した鋼板の成分を表１に示す。また鋼板の特性評価結果を表２に示す。引張試験はＪＩＳ５号型引張試験片をコイル長手方向中央の材質安定部分（Ｍ部）から圧延方向に対して直角方向で採取したものを用いて実施した。ｒ値測定はめっき層の影響を除去するため塩酸により酸洗後実施した。また３方向のｒ値測定結果から平均ｒ値：ｍｅａｎ−ｒ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４を計算した。ここでｒ０：圧延方向と平行な方向のｒ値、ｒ４５：圧延方向と４５度方向のｒ値、ｒ９０：圧延方向と直角方向のｒ値である。ＢＨ量は２％の予ひずみを行ったときの応力と、そこで除荷重して１７０℃で２０分間オイルバスで加熱保持後、再荷重した際のＹＰの変化量を評価した。常温時効特性は３８℃の恒温槽で１８０日保持後の降伏伸び（ＹＰＥｌ）で評価した。プレス成形時のストレッチャーストレインマークの発生を防止するためＹＰＥｌを０．３％以下とする必要がある。またコイル内の材質変動を評価するためコイルトップ部（Ｔ部）から引張試験片を採取し、Ｍ部との差をΔＴＳ（＝ＴＳ（Ｔ部）−ＴＳ（Ｍ部））を測定して、コイル内の材質変動の指標とした。表面性状の評価方法として、めっきの色むらなど表面性状の良否を目視でＡ（優）〜Ｄ（劣）ランクの４段階で判定した。
【００３０】
【表１】
0003562410.tif 000002
【００３１】
【表２】
0003562410.tif 000003
【００３２】
本発明例の鋼番号１〜６は、ＴＳが３４０ＭＰａ以上、ＢＨ量が３０ＭＰａ以上、３８℃×１８０日時効後の降伏伸び（ＹＰＥｌ１８０）が０．３％以下、コイル内の材質変動が１０ＭＰａ以下、ｒ値が１．７０以上、めっき表面の表面性状は良好であった。
【００３３】
これに対して、本発明範囲外の比較例ではいずれかの特性が自動車外板用のＢＨ鋼板として適さない。例えば鋼番号７はＣ濃度が低すぎるためＢＨ量が不十分である。鋼番号８はＣ濃度が高すぎるため耐常温時効性がよくない。鋼番号９はＳｉ濃度が高すぎるため、めっきの付着不良が発生し表面性状がよくない。鋼番号１０、１１はＭｎ濃度が高すぎるため、めっき表面に線状の欠陥が発生した。鋼番号１２はＰ濃度が低いため強度が不十分であるばかりかｒ値が低い。鋼番号１３はＰ濃度が高すぎるため、合金化不良が発生し、めっき表面性状がよくない。さらにＰ濃度が高すぎるため伸びが劣化した。鋼番号１４はＡｌ濃度が低いため熱延巻き取り後のＡｌＮの析出が不十分となり、その後微細に析出するためコイル内の材質変動が大きくなった。鋼番号１５、１６はＮ濃度が高すぎるためコイル内の材質変動が大きい。鋼番号１７はＮｂ濃度が高すぎるためＮｂＣとしてＣ原子の大部分が析出してしまったためＢＨ量が不十分である。鋼番号１８はＴｉ濃度が高く、ＴｉＣ析出により固溶Ｃが失われたため、ＢＨ量が不十分である。また鋼板の表面性状も劣化した。鋼番号１９はＢが高すぎるため、伸び、ｒ値が低く、さらに耐常温時効性もよくない。
（実施例２）
銑鉄を脱珪、脱燐工程、脱炭工程、ＲＨ脱ガス工程からなる製鋼工程により成分調整し、連続鋳造によりスラブとした。直接または再加熱により熱間圧延を開始した。熱延開始温度は１１７０〜１２２０℃であった。熱間圧延は板厚２．８ｍｍまで行い、８９０〜９１０℃で完了した。その後平均冷却速度約２５℃／ｓｅｃで６４０℃まで冷却した後、巻き取った。熱延鋼板を酸洗後０．７ｍｍまで冷間圧延を行った。こうして作製した表１記載の鋼番号３および１１の冷延鋼板を実験室で合金化挙動を調査した。表３に試験条件および調査結果を示す。
【００３４】
【表３】
0003562410.tif 000004
【００３５】
８５０℃の不活性ガス雰囲気中で９０ｓｅｃ焼鈍後、浴中Ａｌ濃度０．１２％の溶融亜鉛に浸漬してめっきを施した。付着量は片面約４５ｇ／ｍ２に調整した。これらの鋼板を誘導加熱またはガス加熱方式で５５０℃で合金化処理を行い、Ｆｅ濃度が１０％に達する合金化時間を測定した。また表面性状を線状の色むらの発生の有無の観点から評価した。
【００３６】
記号１の結果より、本発明鋼を誘導加熱で合金化した場合にのみ短時間での合金化、良好な表面特性が両立する。これに対して記号２に示すガス加熱では合金化に要する時間が長いため生産性が低下する。記号３，４の製造条件では合金化挙動は問題ないが、Ｍｎが高いためにめっき表面に線状の色むらが発生した。
【００３７】
【発明の効果】
自動車の軽量化に対するニーズを背景としてＢＨ鋼板は自動車外板用として益々適用例が増加している。このような情勢の中、表面性状が安定して優れ、コイル内の材質安定性、耐常温時効性に優れた、ユーザーが使いやすい鋼板が求められている。本発明によれば、このような世の中のニーズに合致するＢＨ鋼板を安定して提供することが可能となる。