(57)【要約】【課題】固溶強化のために添加された鋼中のMnに起因すると思われるめっき性状不良の発生を防止し、表面外観に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、C：0.0040〜0.010％、Si：0.05％以下、Mn：1.0〜2.5％、P：0.02〜0.1％、S：0.02％以下、sol.Al：0.01〜0.1％、N：0.0100％以下、Sb：0.0055〜0.0160％、Nb：0.036〜0.14％、B：0.0015％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鋼板に亜鉛系めっきを施したことを特徴とする表面外観に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C：0.0040〜0.010％、Si：0.05％以下、Mn：1.0〜2.5％、P：0.02〜0.1％、S：0.02％以下、sol.Al：0.01〜0.1％、N：0.0100％以下、Sb：0.0055〜0.0160％、Nb：0.036〜0.14％、B：0.0015％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鋼板に亜鉛系めっきを施したことを特徴とする表面外観に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面外観に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の高強度軽量化のニーズを受けて、自動車の外板等またはメンバー、レインフォースメント等の自動車構造部材に適用されるめっき鋼板には、強度、成形性、および特に良好な表面性状が求められている。成形性に対しては伸びと同様にｒ値が重要である。近年は高強度鋼板に対しても成形性向上の要求が高く、高ｒ値化が求められている。高いｒ値を得るためには、C濃度30ppm程度以下の極低炭素鋼をベースとしてTi,Nbなどの炭窒化物生成元素を添加することが有効であり、一般的にInterstitial Free鋼（以下IF鋼と略す）として広く用いられている。さらにこの鋼をベースとしてMn,P,Siなどの固溶強化元素を添加した高強度鋼板が開発されている。しかしながら固溶強化元素は高価であるので、鋼板のコストが上昇する問題がある。また高いｒ値の確保とプレス成形時の耐肌荒れ性の両立も困難である。つまりｒ値向上に対して高温焼鈍が不可欠であるが、結晶粒成長性の高いIF鋼では高いｒ値を得るため高温焼鈍すると結晶粒が粗大となり肌荒れ発生しやすくなる。
【０００３】
Mn,P,Siなどの固溶元素を削減するために、Cを極低炭素鋼としてはやや高めの30〜100ppm添加し、TiCで析出強化する技術が開示されている（特許文献１、特許文献２）。TiCは析出硬化に寄与はするものの、A3点以上の高温で生成するため析出物のサイズが大きく、熱延板組織の微細化、冷延板組織の微細化、析出強化への効果は小さい。また、Ti,Nbを複合添加すると冷却中にCがTiCとして高温で先に析出してしまうため、NbC微細析出物は生成しない。従って、Nbを単独添加した場合に特有のNbCの微細な析出の効果による表面性状とプレス成形性に優れた鋼板は製造できなかった。
【０００４】
特許文献１、特許文献２の問題点を解消する技術として、特許文献３には、Cを0.0040〜0.010％という限られた範囲に制御し、かつNbをCとのバランスが最適になるように添加することで、NbCが微細析出し、この微細析出物の効果により熱延板の結晶粒を微細化し、そのため冷延焼鈍後の製品のｒ値を際立って向上させる技術が開示されている。
【特許文献１】特開平10-46289号公報
【特許文献２】特開平5-195080号公報
【特許文献３】特開2001-131692号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献３によれば、高成形性、耐肌荒れ性に優れ、概ね原板およびプレス後に表面欠陥のない高強度鋼板が得られるが、溶融亜鉛めっき鋼板では、固溶強化のために添加された鋼中のMnに起因すると思われるめっき性状不良が発生する場合がある。
【０００６】
本発明の目的は、固溶強化のために添加された鋼中のMnに起因すると思われるめっき性状不良の発生を防止し、表面外観に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決する本発明の要旨は、次の通りである。
【０００８】
第１発明は、質量％で、C：0.0040〜0.010％、Si：0.05％以下、Mn：1.0〜2.5％、P：0.02〜0.1％、S：0.02％以下、sol.Al：0.01〜0.1％、N：0.0100％以下、Sb：0.0055〜0.0160％、Nb：0.036〜0.14％、B：0.0015％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鋼板に亜鉛系めっきを施したことを特徴とする表面外観に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、Mnに起因するめっき性状不良の発生が防止され、良好な外観の溶融亜鉛系めっき鋼板を安定製造できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明の添加元素の組成の限定理由について説明する。なお、％は質量％を示す。
【００１１】
C：0.0040〜0.010％
CはNbと結合し、本発明の特徴であるNbCの微細炭化物を形成させる。C濃度を適正化することは微細なNbCを適当な体積率で析出させるため必須であり、C濃度の制御は本発明の最も重要な構成要件のひとつである。微細に析出したNbCは熱延板結晶粒径を微細化し、冷延焼鈍後のｒ値を向上させる効果がある。また、NbCは極めて微細に析出させることが出来るため、大きな析出強化の効果が得られ、Mn,P,Siなどの固溶元素の多量の添加を必要とせずに高強度化できる。そのため固溶元素によるめっき表面の色ムラが軽減し、表面性状が良好となる。C濃度が0.0040％未満ではNbC析出物の体積率が本発明の効果を得るには十分でなく、0.010％を超えるとNbCによる冷延焼鈍板の粒成長の抑制効果が大きくなりすぎ、ｒ値を劣化させる。また、NbCが過剰に生成し、伸びが劣化するため、0.0040〜0.010％とする。さらに表面性状を向上させるためにはCは0.0050％以上、成形性を向上させるためには0.0080％以下が望ましい。さらに成形性を向上させるためには0.0074％以下であることが望ましい。
【００１２】
Si：0.05％以下
Siは添加により低コストで高強度化できるので添加してもよいが、0.05％を超えて添加すると焼鈍時にSiが表面濃化し、めっき性が劣化する。従ってSiは0.05％以下にしなければならない。
【００１３】
Mn：1.0〜2.5％
Mnは固溶強化により高強度化するために添加される。1.0％未満では固溶強化の効果が十分でない。2.5％以上では鋼板の表面性状および伸びを著しく劣化させるのでMnは1.0〜2.5％にしなければならない。
【００１４】
P：0.02〜0.1％
Pは固溶強化により高強度化するために添加される。表面性状と高強度化を両立するためには0.02％以上の添加が不可欠である。一方P濃度が0.1％を超えるとスラブ中心偏析によりスラブ割れが発生する可能性がある。Pは0.02〜0.1％とする必要がある。さらにP濃度が0.08％を超えると亜鉛系めっき層を合金化処理する際、合金化処理に長時間を要するので望ましくは0.08％以下にする必要がある。
【００１５】
S：0.02％以下
Sは鋼中不純物として存在するが、板表面外観を著しく劣化するために0.02％以下に除去する必要がある。
【００１６】
sol.Al：0.01〜0.1％
Alは脱酸素材として添加される。固溶Al濃度が0.01％未満では脱酸が十分でなく、0.1％を超えると、Alの固溶強化で鋼板が強化し、延性が劣化する。
【００１７】
N：0.0100％以下
Nは鋼板組織中に固溶し、過剰に含有するとストレッチャーストレインマークなどの表面欠陥を発生させる原因となる。従ってNは0.0100％以下とする必要がある。
【００１８】
Sb：0.0055〜0.0160％
Mnに起因すると思われるめっき性状不良を防止するためにSbは必須の成分である。Sbが0.0055％未満ではMnに起因するめっき性状不良の発生を防止する効果が十分でなく、0.0160％を超えると製造コスト面で不経済となる。Mnに起因するめっき性状不良は焼鈍時に鋼板表面にMn酸化物が生成するためと考えられる。Sbを添加すると、焼鈍時にSbが鋼板表面に濃化し、鋼板表面に生成するMn酸化物を覆うため、Mnに起因するめっき性状不良の発生を防止できると考えられる。
【００１９】
Nb：0.036〜0.14％
NbはCと結合して本発明必須のNbCの微細析出物を生成し、これにより組織を微細化し、表面性状、機械的特性を向上させるため添加する。炭化物生成元素の中でNbはA3点直下で析出するため極めて微細な析出物が得られるという点で最も好適な元素である。一方、同じ炭化物生成元素であるTiの析出物はA3点以上の高温で析出するため、析出物が本発明の効果を得るためには粗大となりすぎる。従ってNbを適正に添加することは本発明の必須の構成要件である。0.036％未満ではNbCの析出量が不足し、析出物生成の効果が得られず、0.14％を超えるとNbCの体積率が高くなりすぎ強度が著しく上昇し、成形性を劣化させる。さらにNb添加によるNbC析出の効果を高めるためには0.08％超えが望ましい。
【００２０】
また、12Nb/93Cが1.1以下では非平衡に固溶Cが残留し、ストレッチャーストレインなどの表面欠陥が発生しやすく、また、深絞り成形に好適な(111)面を板面方向に有する集合組織の生成を妨げる効果があるので、1.1超えとすることが好ましい。一方、2.5以上ではNbがFe中に過剰に含まれるため、延性が劣化するばかりか熱間加工性が劣化し、歩留まりの低下を招くので2.5未満とすることが好ましい。さらにNbCの微細析出の効果を高めるためには12Nb/93Cが1.5超えであることがより好ましい。さらにその効果を高めるためには1.7以上であることがさらに好ましい。
【００２１】
B：0.0015％以下
Bは２次加工脆化を防止するために添加してもよい。しかし0.0015％を超えて添加するとｒ値および伸びが著しく劣化するので、添加する場合は0.0015％以下とする必要がある。
【００２２】
金属組織は、平均結晶粒径が10μｍ以下であることが好ましい。結晶粒径は、プレスなど成形加工後の表面性状を良好にするために重要である。10μｍを超えると成形加工後の表面性状が劣化するので結晶粒径は10μｍ以下とすることが好ましい。
【００２３】
次に本発明の鋼板の製造方法に関して説明する。
【００２４】
本発明に記載の成分組成を有する鋼を連続鋳造後、直接または1100〜1250℃に再加熱後、熱間圧延を行う。1150℃未満では圧延荷重が高く、作業能率が悪くなり、1250℃を超えると製品の表面性状が悪くなるためである。最終２段の圧下率の合計を10％〜40％、仕上温度をAr3〜920℃で熱間圧延後する。本発明鋼の特性を発揮させるためにはここでの圧下率の制御が重要で10％未満では熱延組織が粗大化してｒ値向上の効果が得られない。一方40％超えでは熱延後一部未再結晶オーステナイトとなるため、不均一な熱間圧延組織となり、ｒ値および表面性状が劣化する。また仕上温度がAr3未満では表層がフェライト化し、熱延組織が粗大化するのでｒ値が低下する。一方920℃超えでも冷却中のオーステナイト粒の成長が速く、熱延組織の微細化が困難となり、ｒ値を向上できない。
【００２５】
熱延後の冷却速度は15℃/sec以上で700℃以下まで冷却しなければならない。15℃/sec未満では冷却中に結晶粒成長が起こり、熱延組織が粗大化し、1.5以上のｒ値が得られない。この効果は700℃超えで顕著になるのでこの温度以下まで冷却を行うことが重要である。
【００２６】
冷間圧延の圧延率は50％以上なければならない。冷間圧延の圧延率は鋼成分によって適宜制御されるが、本発明鋼では50％未満では1.5以上のｒ値が得られない。
【００２７】
次に冷間圧延後、焼鈍工程を備える連続溶融めっきラインを用いて、焼鈍し、次いで溶融めっきを行う。1.5以上のｒ値と10μｍ以下の結晶粒径を両立させるため、連続焼鈍は780℃〜Ac3で行う。焼鈍温度が780℃未満では1.5以上のｒ値が得られず、Ac3を超えるとオーステナイト化により10μｍ以下の等軸結晶粒が得られないばかりでなく、ｒ値も1.5未満となるため、780℃〜Ac3とする。さらに本発明鋼では焼鈍温度を860℃以上とすることにより、結晶粒径を10μｍでさらにｒ値を向上させることができるので、焼鈍温度は860℃以上とすることが望ましい。連続焼鈍とするのは加熱速度を20℃/sec以上とするためで、20℃/sec未満では、深絞り成形に有利な集合組織を形成せず、r値が1.5未満となるためである。
【００２８】
溶融めっき条件は特に限定されない。めっき後、またはさらに合金化処理後に調質圧延を行う。調質圧延は、圧延率を0.4〜1.0％とする。調質圧延率の制御が発明では重要で、0.4％未満ではN時効の影響を十分に抑制することが出来ない場合があり、1.0％を超えると本発明鋼では降伏点が著しく上昇し、成形性を劣化させる。
【００２９】
めっき層を合金化処理する場合は合金化処理時間を短縮するため誘導加熱型の合金化処理炉を用いることが望ましい。
【実施例１】
【００３０】
表１に示す鋼番No.1〜5の鋼を連続鋳造後、1200℃で再加熱した後、熱間圧延により板厚3.4mmとした。熱間圧延仕上げ温度は840℃であった。その際、最終２段の圧下率の合計を15％とした。その後平均冷却速度20℃/secで冷却後、560℃で巻き取った。さらに1.015mmまで冷間圧延し（冷間圧延率70.1％）、連続焼鈍設備を備える溶融亜鉛めっきラインを用いて800℃で約90sec間保持した後溶融亜鉛めっき、めっき層の合金化処理、その後圧延率0.7％の調質圧延を施し試験材を得た。溶融亜鉛めっきは、480℃の鋼板を浴温460℃の溶融亜鉛浴（Al:0.15％含有）に浸漬させた後、溶融亜鉛浴から引き上げて亜鉛めっき量を48g/m2に調整した。次に誘導加熱型の合金化処理炉を用いて、めっき皮膜中のFe含有量が10.5％になるように合金化処理を行い、さらに圧延率0.5％で調質圧延を行った。
【００３１】
【表１】
2006274288.tif 000002
【００３２】
前記で製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状を目視観察し、Mnに起因するめっき性状不良の有無を評価した。また機械特性を調査した。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、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。表面性状はめっき鋼板の外観を目視観察し、Mnに起因するめっき性状不良の有無により、○：発生無し、×：発生有りと評価した。調査結果を表２に示す。
【００３３】
【表２】
2006274288.tif 000003
【００３４】
比較鋼はMnに起因するめっき性状不良が発生したが、本発明鋼は、Mnに起因するめっき性状不良の発生はなかった。また、本発明鋼は何れも高強度であり、またｒ値が1.5以上でプレス成形性にも優れる。
【産業上の利用可能性】
【００３５】
本発明の溶融亜鉛系めっき鋼板は、表面外観に優れ、ｒ値が1.5以上で成形性に優れるので、表面外観と成形性が要求されるフード、ドア、フェンダー、サイドパネル等の自動車外板パネルまたはメンバー、レインフォースメント等の自動車構造部材に使用される鋼板として利用することができる。