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技術 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

出願人 住友金属工業株式会社
発明者 野村茂樹岡田光
出願日 2006年10月26日 (14年2ヶ月経過) 出願番号 2006-291389
公開日 2008年5月8日 (12年7ヶ月経過) 公開番号 2008-106321
状態 特許登録済
技術分野 溶融金属による被覆 薄鋼板の熱処理
主要キーワード 筋状模様 ストレッチャストレイン 流入抵抗 筋模様 Ti硫化物 パネル類 酸洗鋼板 Ti析出物
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課題

成形性のよいTi含有極低炭素鋼板母材とする、自動車用パネル用途向けの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に顕著に見られる筋模様の発生による表面性状の劣化を防止する。

解決手段

鋼板の質量%での化学組成を、C:0.0038%以下、Si:0.20%以下、Mn:0.03〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Al:0.010〜0.23%、N:0.0040%以下、Ti:0.003%以上、Nb:0.021〜0.05%、場合によりB:0.0020%以下とし、さらにTi含有量については、Mn/{S−(32/48)×Ti*}≧14を満たすと共に、次の(1)〜(3)のいずれかの条件を満たすようにする: (1)0.014%以下、 (2)S−(32/48)×Ti* ≦0を満たす、 (3)Ti≦ (48/14)×N+(48/32)×Sを満たす。但し、Ti*=Ti−(48/14)×Nであり、Ti*≦0の場合はTi*=0とする。

概要

背景

防錆性の観点より、近年、家電建材、及び自動車産業分野においては溶融亜鉛めっき鋼板が大量に使用され、とりわけ、経済性塗装性溶接性の観点より、合金化溶融亜鉛めっきが広く適用されている。特に加工性に優れる極低炭素鋼板が開発されてからは、自動車のフェンダドアなどのパネル類には、極低炭素合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く採用されるに至っている。

ところで、自動車のパネル類には、その商品性より美麗な外観が要求されるが、極低炭素合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、合金化反応の差に起因した表面の凹凸ムラが筋状に発達した筋模様欠陥を呈し、外観を損ねるという問題があった。特に、固溶Cを固定するのにTiを利用したTi含有極低炭素鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを適用した場合に、この問題が顕著に見られる。

上記凹凸の形態にはめっき層への鉄の拡散の差が影響することから、集合組織の差に着目した発明が、たとえば特許文献1に開示されている。当該発明によれば熱間圧延仕上温度を狭い範囲で制御することにより筋模様欠陥が改善すると報告されているが、自動車用パネルのように非常に美麗な外観の要求を満足させるには不十分であった。

特許文献2には、表層未再結晶が発生すると筋模様欠陥が発生するとして、析出物の量や形状を制御する手法が開示されている。しかし、表層まで再結晶を起こさせても、上記と同様、自動車用パネルのように非常に美麗な外観の要求を満足させるものにはならなかった。

ここに、「自動車用パネル」としては、具体的にはドアパネルサイドパネルフードなどが例示される。
特開平10−18011号公報
特開2001−172744号公報

概要

成形性のよいTi含有極低炭素鋼板を母材とする、自動車用パネル用途向けの合金化溶融亜鉛めっき鋼板に顕著に見られる筋模様の発生による表面性状の劣化を防止する。鋼板の質量%での化学組成を、C:0.0038%以下、Si:0.20%以下、Mn:0.03〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Al:0.010〜0.23%、N:0.0040%以下、Ti:0.003%以上、Nb:0.021〜0.05%、場合によりB:0.0020%以下とし、さらにTi含有量については、Mn/{S−(32/48)×Ti*}≧14を満たすと共に、次の(1)〜(3)のいずれかの条件を満たすようにする: (1)0.014%以下、 (2)S−(32/48)×Ti* ≦0を満たす、 (3)Ti≦ (48/14)×N+(48/32)×Sを満たす。但し、Ti*=Ti−(48/14)×Nであり、Ti*≦0の場合はTi*=0とする。なし

目的

本発明は、上記問題点を工業的に有利に解決しうる、自動車用パネル類の使用にも耐えうる優れた表面性状と成形性を有す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。

効果

実績

技術文献被引用数
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牽制数
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請求項1

鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板の質量%での化学組成が、C:0.0038%以下、Si:0.20%以下、Mn:0.03〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Al:0.010〜0.23%、N:0.0040%以下、Ti:0.003〜0.014%、およびNb:0.021〜0.05%、を含有し、残部が鉄および不純物からなるとともに、下記(1)式と(2)式(式中の各元素記号はその元素の質量%での含有量を意味する)のいずれかを満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。Mn/{S−(32/48)×Ti*}≧14・・・(1)S−(32/48)×Ti* ≦0 ・・・(2)但し、Ti*=Ti−(48/14)×Nであり、Ti*≦0の場合はTi*=0とする。

請求項2

鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板の質量%での化学組成が、C:0.0038%以下、Si:0.20%以下、Mn:0.03〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Al:0.010〜0.23%、N:0.0040%以下、Ti:0.003%以上、およびNb:0.021〜0.05%を含有し、残部が鉄および不純物からなるとともに、下記(1)式および(3)式(式中の各元素記号はその元素の質量%での含有量を意味する)を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。Mn/{S−(32/48)×Ti*}≧14・・・(1)Ti≦ (48/14)×N+(48/32)×S・・・(3)但し、Ti*=Ti−(48/14)×Nであり、Ti*≦0の場合はTi*=0とする。

請求項3

前記化学組成が下記(4)式を満足する請求項2に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。Ti≦ (48/14)×N・・・(4)

請求項4

前記化学組成が、鉄の一部に代えて、B:0.0020%以下を含有する請求項1ないし3のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

請求項5

圧延45°方向のr値が1.6以上で、圧延方向の塗装焼付け硬化量が15MPa以下である請求項1ないし4のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

請求項6

下記工程を含む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:(A)請求項1ないし4のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片熱間圧延を施して860〜1000℃で圧延を完了し、640℃以下の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程;(B)前記熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程;(C)前記酸洗鋼板に70%以上の圧下率冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程;(D)前記冷間圧延鋼板に750〜900℃で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程;および(E)前記焼鈍鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を順次施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化溶融亜鉛めっき工程。

技術分野

0001

本発明は、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。特に、本発明は、表面性状と成形性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。

背景技術

0002

防錆性の観点より、近年、家電建材、及び自動車産業分野においては溶融亜鉛めっき鋼板が大量に使用され、とりわけ、経済性塗装性溶接性の観点より、合金化溶融亜鉛めっきが広く適用されている。特に加工性に優れる極低炭素鋼板が開発されてからは、自動車のフェンダドアなどのパネル類には、極低炭素合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く採用されるに至っている。

0003

ところで、自動車のパネル類には、その商品性より美麗な外観が要求されるが、極低炭素合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、合金化反応の差に起因した表面の凹凸ムラが筋状に発達した筋模様欠陥を呈し、外観を損ねるという問題があった。特に、固溶Cを固定するのにTiを利用したTi含有極低炭素鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを適用した場合に、この問題が顕著に見られる。

0004

上記凹凸の形態にはめっき層への鉄の拡散の差が影響することから、集合組織の差に着目した発明が、たとえば特許文献1に開示されている。当該発明によれば熱間圧延仕上温度を狭い範囲で制御することにより筋模様欠陥が改善すると報告されているが、自動車用パネルのように非常に美麗な外観の要求を満足させるには不十分であった。

0005

特許文献2には、表層未再結晶が発生すると筋模様欠陥が発生するとして、析出物の量や形状を制御する手法が開示されている。しかし、表層まで再結晶を起こさせても、上記と同様、自動車用パネルのように非常に美麗な外観の要求を満足させるものにはならなかった。

0006

ここに、「自動車用パネル」としては、具体的にはドアパネルサイドパネルフードなどが例示される。
特開平10−18011号公報
特開2001−172744号公報

発明が解決しようとする課題

0007

本発明は、上記問題点を工業的に有利に解決しうる、自動車用パネル類の使用にも耐えうる優れた表面性状と成形性を有す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。

0008

具体的には、本発明は、Ti含有極低炭素鋼板を母材とし、上述のような表面性状と成形性を改善した合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することである。

課題を解決するための手段

0009

筋模様欠陥は、溶融亜鉛めっき後に施される合金化処理中にめっき層の合金化反応が不均一に進むことによって生じる。しかし、この合金化反応の不均一性は、特許文献1に記載されているような母板表面の集合組織の相違や、特許文献2に記載されているような母板表面の未再結晶粒の残存によってもたらされるというよりも、めっきの基板である鋼板の表層部における結晶粒径分布状態によってもたらされるものであることが、本発明者らの詳細な検討により初めて明らかとなった。すなわち、めっきの基板である鋼板の粒界部分の合金化反応性が粒内部分に比して高いため、粒界部分のめっき表面は凸状を、粒内部分のめっき表面は凹状を呈し、この凹凸が激しい部分ではめっき表面が粗く黒っぽい外観を呈し、凹凸が少ない部分では逆に白っぽい外観を呈し、このことによって筋模様欠陥が形成されるのである。

0010

かかる新知見に基づいてさらに検討を重ねたところ、鋼板表層部に微細な析出物が多い部分では凹凸が激しく、めっき表面は黒っぽい外観を呈し、逆に粗大な析出物が生じて微細な析出物が少ない部分では凹凸が少なく、めっき表面は白っぽい外観を呈することが判明した。その理由は必ずしも明らかではないが、微細析出物が多い部分は鋼板表層部の結晶粒が均一微細であるためと考えられる。

0011

本発明者らは、さらに検討を重ね、鋼板表層部のTiの析出物が特にその大きさの不均一性を招きやすいことを突き止めたのである。
すなわち、Ti含有極低炭素鋼板の場合、連続鋳造およびその後の冷却過程スラブ段階Ti窒化物がまず析出する。その後、熱間圧延に供するスラブ加熱段階でTi硫化物が析出し、さらに熱間圧延後の巻取り後に、残存する固溶TiがTi炭化物として析出する。この他、熱間圧延中に、既に析出したTi窒化物やTi硫化物がTi酸化物に変化したり、残存する固溶Tiが新たに酸化物として析出することも起こるため、Tiの析出物は複雑な析出挙動を示す。

0012

そして、Ti析出物のなかで、Tiの酸化物と窒化物は粗大であるため、鋼板表層部の結晶粒径を微細化する作用は小さく、比較的粗大な硫化物は鋼板表層部の結晶粒径をわずかに微細化するが、微細な炭化物は鋼板表層部の結晶粒径を微細化する作用が強いことが判明した。

0013

したがって、熱間圧延時にTi酸化物が多く形成された部位は結果的に微細なTi炭化物が減少しており、最終製品におけるめっき表面は白っぽい外観を呈するのに対し、Ti酸化物の形成が少ない部位は結果的に微細なTi炭化物が増加して、最終製品におけるめっき表面は黒っぽい外観を呈する。

0014

このTi酸化物の生成量の不均一性は、熱間圧延工程において鋼板表面に形成されるスケールの状態の不均一性(例えばブリスター生成など)により生じ、その後、鋼板に圧延が施されることにより、不均一なスケールが圧延方向に延伸されて筋状となるのである。したがって、熱間圧延工程において鋼板表面に形成されるスケールを均一化することができれば、Ti酸化物の生成が均一になり、筋模様欠陥を抑制することができるが、工業的に実現することは困難である。

0015

このようにTi酸化物の鋼板表層部での不均一分布不可避である以上、Ti炭化物の不均一分布を免れることはできない。そこで、本発明者らは、Ti含有量を成形性に悪影響を及ぼさない範囲で減少させて、Ti炭化物自体の生成を極力抑制することにより筋模様欠陥を抑制することを新たに着想した。これが、本発明の第1のポイントである。

0016

これに関して、鋼板中のTi窒化物はTi酸化物に変化しても結晶粒微細化への影響の差はないが、Ti硫化物がTi酸化物に変化すると、結晶粒がわずかに粗大化し当該部分が若干白っぽくなるので、Ti硫化物の生成も抑制することが好ましい。

0017

具体的には、Ti含有量を0.014%以下とするか、あるいはTi≦ (48/14)×N+(48/32)×S、好ましくはTi≦ (48/14)×Nを満たすようにする。ここで、前者はTi含有量の絶対量を低減することによりTi炭化物の生成を抑制するものである。一方、後者は、NおよびSの含有量が多い場合にはその分Ti炭化物の生成が抑制され、Nの含有量が多い場合にはその分Ti炭化物およびTi硫化物の生成が抑制されることから、これらの寄与を考慮したものである。

0018

しかし、単にTi含有量を低減したのでは、固溶Cが鋼中に残存してしまい、これに起因する保管中の鋼板の常温時効劣化という新たな問題が生じる。そこで、固溶Cを固定するためにNbを含有させる。Nb炭化物も、Ti炭化物と同様に、鋼板表層部の結晶の微細化を招くため、鋼板表層部におけるNb炭化物の析出状態が不均一である場合には、上述したような機構により筋模様欠陥を生じる。

0019

本発明者らは、この点について鋭意検討した結果、NbはTiとは異なり、多量に含有させた方が筋模様欠陥を効果的に抑制することができることを新たに知見した。これが本発明の第2のポイントである。

0020

すなわち、Nbは、窒化物や硫化物として析出しにくいうえ、酸化物の生成能がTiほど高くないため、熱間圧延工程におけるスケールによる影響は小さく、炭化物を形成するNbが鋼板表層部において不均一となることは抑制される。しかし、熱間圧延工程で生成されるNb炭化物は粗大であり、冷間圧延後の焼鈍工程において不均一な結晶粒成長を招くので好ましくない。このため、熱間圧延工程における粗大なNb炭化物の生成は極力抑制する必要があり、巻取り温度は低いほど好ましい。そうなると、Nb炭化物は焼鈍工程において析出させることになるのであるが、Nb炭化物は焼鈍工程の昇温過程において一旦微細に析出したのちに再固溶するので、微細に析出したNb炭化物の絶対量が少ない場合にも不均一な結晶粒成長を招き、Nb炭化物が減少した部分では結晶粒の粗大化が起こり、白っぽい外観となってしまう。これを防止するにはNb炭化物の析出量を十分に確保し、Nb炭化物の焼鈍時の溶け残りを確保する必要があることを新たに知見したのである。具体的には、Nb含有量を0.021%以上とするのである。

0021

また、Ti含有量を低減すると、上記固溶Cと同様に、固溶Nも鋼中に残存してしまい、これに起因する鋼板の常温時効劣化という新たな問題が生じる。そこで、通常極低炭素鋼においては脱酸目的でのみ含有させていたAlを多量に含有させて、固溶Nを固定することによりこの問題を解決する。

0022

さらに、Ti含有量を低減することにより、通常極低炭素鋼においてはTiにより固定されていたSが固定されなくなり、Sによる熱間脆性に起因する材料疵という新たな問題も生じる。そこで、Mn含有量厳格規制してSを固定することによりこの問題を解決する。

0023

本発明に係る鋼板は、めっき基板である鋼板の表層部に微細なNb炭化物が生成しているため、全面的に一様な黒っぽい外観を呈する。黒っぽい外観は、めっき表面の凹凸が多いことに起因し、中心線平均粗さ(Ra)で0.5μm以上を有している。全体についてより均一な表面性状を得るには、0.7μm以上が好ましく、0.9μm以上がさらに好ましい。

0024

上述した新たな知見に基づいてなされた本発明は以下のとおりである。
(1)鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板の質量%での化学組成が、
C:0.0038%以下、Si:0.20%以下、Mn:0.03〜0.2%、
P:0.03%以下、S:0.03%以下、Al:0.010〜0.23%、
N:0.0040%以下、Ti:0.003〜0.014%、および
Nb:0.021〜0.05%、
を含有し、残部が鉄および不純物からなるとともに、下記(1)式と(2)式(式中の各元素記号はその元素の質量%での含有量を意味する)のいずれかを満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

0025

Mn/{S−(32/48)×Ti*}≧14 ・・・ (1)
S−(32/48)×Ti* ≦0 ・・・ (2)
但し、Ti*=Ti−(48/14)×Nであり、Ti*≦0の場合はTi*=0とする。

0026

(2)鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板の質量%での化学組成が、
C:0.0038%以下、Si:0.20%以下、Mn:0.03〜0.2%、
P:0.03%以下、S:0.03%以下、Al:0.010〜0.23%、
N:0.0040%以下、Ti:0.003%以上、および
Nb:0.021〜0.05%
を含有し、残部が鉄および不純物からなるとともに、下記(1)式および(3)式(式中の各元素記号はその元素の質量%での含有量を意味する)を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

0027

Mn/{S−(32/48)×Ti*}≧14 ・・・ (1)
Ti≦ (48/14)×N+(48/32)×S ・・・ (3)
但し、Ti*=Ti−(48/14)×Nであり、Ti*≦0の場合はTi*=0とする。

0028

(3)前記化学組成が下記(4)式を満足する上記(2)に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ti≦ (48/14)×N ・・・ (4)
(4)前記化学組成が、鉄の一部に代えて、B:0.0020%以下を含有する上記(1)〜(3)のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

0029

(5)圧延45°方向のr値が1.6以上で、圧延方向の塗装焼付け硬化量が15MPa以下である上記(1)〜(4)のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

0030

(6)下記工程を含む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:
(A)請求項1ないし4のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片に熱間圧延を施して860〜1000℃で圧延を完了し、640℃以下の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程;
(B)前記熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程;
(C)前記酸洗鋼板に70%以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程;
(D)前記冷間圧延鋼板に750〜900℃で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程;および
(E)前記焼鈍鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を順次施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化溶融亜鉛めっき工程。

0031

圧延方向の塗装焼付け硬化量は、本発明においては、実施例に示すように、標準的な塗装条件を模して2%の予ひずみを付与した後に170℃×20分の熱処理を行うことにより求められる値である。

発明の効果

0032

本発明によれば、Ti含有極低炭素鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板において筋模様欠陥の発生が抑制され、外観の美麗な合金化溶融亜鉛めっきの供給が可能となる。しかも、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、極低炭素鋼板が持つ自動車用パネル用途への適用に有利な加工性を保持している。具体的には、45°方向のr値が高いことで示される優れた加工性を有し、かつ塗装焼付け硬化量が比較的小さいので、常温で保管しても歪み時効劣化の進行が遅い。従って、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、サイドフレームを始めとする自動車用パネル用途に最適である。

発明を実施するための最良の形態

0033

本発明について以下に詳細に説明する。
以下の説明において、化学組成を規定する「%」は特にことわりがない限り「質量%」である。

0034

母材鋼板の化学組成]
C:0.0038%以下
Cは、鋼板のr値を低下させる不純物元素である。本発明では、目的とする加工性を得るために、C含有量を0.0038%以下とする。C含有量は低い方が好ましく、0.0025%以下、さらには0.0020%以下とすることがより好ましい。しかし、C含有量を0.0005%未満とするには大幅なコスト高を招くので、C含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。

0035

Si:0.20%以下
Siは、めっきの密着性を上げる効果がある一方で、酸化しやすいため、溶融亜鉛めっき工程におけるはじきや合金化不足の原因となる。したがって、Siの含有量は0.20%以下とする。自動車の外板パネルに適用する場合にはSi含有量を0.02%以下とすることが好ましい。

0036

Mn:0.03〜0.2%
Mnは、Sと結合してMnSを形成し、Sによる熱間脆性を防止する働きがある。そのためMn含有量を0.03%以上、好ましくは0.05%以上とする。しかし、多量に含有すると鋼板の成形性が劣化してしまう。そのため、Mn含有量を0.2%以下、好ましくは0.16%以下とする。

0037

鋼中のSは、熱間脆性を生じてスケールなどを発生させ、それにより表面性状の悪化や疵を生ずるので、SをTi硫化物やMnSとして固定する必要がある。本発明では、Ti含有量を制限するため、主にMnによりSを固定する必要があり、そのためには下記(1)式を満足する必要がある。

0038

Mn/{S−(32/48)×Ti*}≧14 ・・・ (1)
但し、Ti*=Ti−(48/14)×Nであり、Ti*≦0の場合はTi*=0とする。
なお、後述するように、Ti含有量を0.014%以下に制限した場合には、Mn含有量が上記(1)式を満たす必要性は必ずしもない。

0039

P:0.03%以下
Pは、合金化速度を低くする働きがあり、多量の含有は適正な合金化度を得るのを困難にする。したがって、Pの含有量を0.03以下%とする。好ましくは0.025%以下である。

0040

S:0.03%以下
Sは、Ti窒化物を生成した後の余剰TiをTi硫化物として析出させ、筋模様に大きく影響するTi炭化物の析出を抑える働きがある。しかし、Ti硫化物も細かい析出物であるため、微細な析出物であるTi炭化物ほどではないにしても、筋模様への影響は皆無ではない。また余剰にSが存在すると、熱間脆性による疵の原因となる。したがってS含有量は0.03%以下とする。S含有量は好ましくは0.008%以下、さらに好ましくは0.005%以下である。

0041

N:0.0040%以下
Nは、粗大なTi窒化物を生成し、Tiを無害化する働きがある。しかし、Nを過剰に含有すると常温時効劣化の原因となる、したがって、N含有量を0.0040%以下とする。好ましくは0.0035%以下である。

0042

Al:0.010〜0.23%
Alは製鋼時における脱酸のほか、鋼中の窒素をAlNとして固定することにより常温時効劣化を抑えるのに必要な元素である。このため、Al含有量を0.010%以上とする。本発明においては、筋模様に影響を及ぼすTi炭化物やTi硫化物の生成を抑制するため、Ti含有量の上限を厳格に制限する。このため、従来の極低炭素鋼に比してAlによる鋼中窒素の固定が重要となる。そのため、Al含有量は好ましくは0.031%以上、さらに好ましくは0.061%以上とする。一方、Alを多量に含有させても効果が飽和するので、Al含有量は0.23%以下、好ましくは0.10%以下とする。

0043

Ti:0.003%以上
Tiは、鋼中のNを固定することにより、固溶Nによる時効劣化を抑えるとともに、鋼板のr値を向上させる作用を有する。これらの作用による効果を得るためにTi含有量を0.003%以上とする。好ましくは0.005%以上である。

0044

しかし、上述した通り、Tiはその析出形態が多様に変化することで、筋模様欠陥の発生に影響する。したがって、Ti含有量の上限については、
(A)0.014%以下としてその絶対量を厳格に制限するか、或いは
(B)NおよびS含有量に応じて、
Ti≦ (48/14)×N+(48/32)×S ・・・ (3)
を満たすようにする。この場合、Ti硫化物の生成を抑制するために、
Ti≦ (48/14)×N ・・・ (4)
を満たすようにすることが好ましい。

0045

上記(A)のようにTi含有量を0.014%以下に制限する場合には、Mn含有量がTiとSの含有量に対して上記(1)式を必ずしも満たす必要はない。代わりに、Ti含有量がS含有量に応じて、
S−(32/48)×Ti* ≦0 ・・・ (2)
(式中のTi*の意味は上記に同じ)を満たすようにするのでもよい。つまり(32/48)×Ti* の値がS含有量より高くなるように低Sとする場合である。こうすれば、Tiによる筋模様欠陥の発生を抑制すると同時に、余剰のSがTiにより完全に固定され、Sによる表面性状の悪化や疵発生も抑制でき、かつMn含有量はTiおよびS含有量とは関係なく上記範囲内で調整できる。

0046

Nb:0.021〜0.05%
Nbは、鋼中のCを炭化物として固定して、常温時効劣化を抑える作用を有する。本発明では、Ti含有量の上限を厳格に制限するため、鋼中のCをNbで固定する必要がある。しかし、Nb炭化物を鋼板表層部に均一かつ微細に析出させないと、筋模様欠陥を生じる。Nb炭化物を均一かつ微細に析出させるため、Nb含有量を0.021%以上とする。0.026%以上とするのがさらに好ましい。一方、多量のNbの含有は成形性の低下をもたらすため、Nb含有量は0.05%以下、好ましくは0.035%以下とする。

0047

B:場合により0.0020%以下
Bは、溶接性や耐2次加工脆性を改善する作用があるので、必要に応じて含有させることができる。前記作用による効果を確実に得るには、B含有量を0.0002%以上とすることが好ましい。ただし、Bを多量に含有すると鋼板の成形性が劣化するので、含有させる場合のB含有量は0.0020%以下とする。好ましくは0.0009%以下である。

0048

上記以外は鉄および不純物である。筋状模様欠陥や表面性状に大きく影響を及ぼさない代表的な不純物として、各々0.5%以下のCr、Mo、Ni、Cu、V、W、各々0.01%以下のCa、Sn、As、Sbなどを例示できる。

0049

熱間圧延条件
熱間圧延は、以下の条件で行うのが好ましい。
連続鋳造により得られた鋼塊または分塊圧延により得られた鋼片に熱間圧延を施して、860〜1000℃で圧延を完了し、640℃以下の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする。

0050

熱間圧延に供する鋼塊または鋼片は、連続鋳造後あるいは分塊圧延後高温状態にあるものであってもよく、一旦冷却されたものを1300℃以下に加熱あるいは保定を行ったものであってもよい。加熱または保定する場合の温度は、Ti酸化物の生成を抑制する観点から低い方が好ましく、1250℃以下とすることがより好ましい。

0051

熱間圧延工程が、粗熱間圧延工程と仕上熱間圧延工程とからなる場合には、粗圧延終了後の粗圧延材を直接仕上熱間圧延に供してもよいし、粗圧延終了後の粗圧延材に加熱あるいは保定を行ってから仕上熱間圧延に供してもよい。

0052

熱間圧延完了温度が860℃未満では、Ar3変態点未満での圧下が多くなって、成形性が劣化する。一方、熱間圧延完了温度が1000℃超になると、スケール疵の問題が発生する。したがって、熱間圧延完了温度は860〜1000℃とし、880〜940℃とすることがより好ましい。

0053

熱間圧延完了後の巻き取りまでの平均冷却速度は、熱間圧延工程におけるNb炭化物の析出を抑制する観点から5℃/s以上とすることが好ましい。高温域での冷却速度を高めたほうが好ましく、750℃までは平均冷却速度を10℃/s以上で急冷することがより好ましい。

0054

巻取温度は、Nb炭化物を均一かつ微細に析出させるために、熱間圧延段階でのその析出を抑えることが好ましいことから、640℃以下とする。580℃以下が好ましく、550℃以下がさらに好ましい。

0055

得られた熱間圧延鋼板をその後、酸洗によりスケール除去する。
冷間圧延条件と焼鈍・溶融亜鉛めっき条件]
熱間圧延鋼板を酸洗後に冷間圧延に供する。冷間圧延工程での圧下率が高いと最終製品のr値が向上するので、圧下率は70%以上、特に80%以上とすることが好ましい。

0056

冷間圧延鋼板を焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施し、次いでめっきの合金化処理が行われる。本発明では、焼鈍温度を除いて、これらの処理条件は特に制限されず、従来と同様でよい。

0057

溶融亜鉛めっき前の焼鈍温度は、高い方が、冷間圧延鋼板が軟質化し、成形性が向上するので、750℃以上、好ましくは810℃以上とする。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、変態により好ましくない集合組織が発達して鋼板のr値が下がるので、900℃以下にする。

0058

合金化処理は、めっき中の鉄濃度が5〜13%になるように行うことが好ましい。鉄濃度が5%未満では、めっきが軟らかく摺動性に劣り、13%を超えると、めっきが脆くなり剥離するようになる。その後、必要に応じて、平坦矯正や表面粗さの調整ためにスキンパスが施される。

0059

合金化処理後に、めっき表層に潤滑処理やFeめっき処理などの後処理を施しても何ら問題はない。
引張試験での特性]
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、主にサイドパネルなどの自動車用パネル用途に供されることを想定したものである。

0060

そのため、フランジ流入抵抗に耐えうる縦かべ部の強度として、圧延方向の引張り強さが285MPa以上であることが好ましい。しかし、引張り強さが高すぎると弾性回復による形状不良が生じる。したがって、圧延方向の引張り強さは325MPa以下であることが好ましい。

0061

加工性(深絞り性)に関しては、45°方向のr値が1.6以上であることが好ましい。45°方向のr値が1.6未満であると、プレス時の割れ等が問題になる。また、常温時効劣化が問題にならないように、圧延方向の塗装焼付け硬化量(BH)は15MPa以下であることが好ましい。BHが15MPaを超えると、プレス時にストレッチャストレインが発生しないように、保管期間や場所などに特別な管理が必要になる。より好ましくは、45°方向のr値は1.7以上、BHは9MPa以下である。

0062

なお、塗装焼付け硬化量は、電気亜鉛めっき鋼板についてJIS G 3313に規定されており、本発明ではそれに準拠する。この硬化量(BH量)は固溶C量と相関関係を有し、固溶C量が多いと常温保管時の時効劣化をもたらす。従って、BH量が高いと常温時効劣化が起こりやすくなる。

0063

本発明で言う「筋模様欠陥」は、現象的には既に述べた通りである。その評価は、本発明では目視による4段階評価で行なっており、特に自動車用パネルとして用いる場合には、筋はほとんど見られないものが求められる。なお、従来品はいずれも、後述する実施例での評価では、目視評価において全長にわたって明瞭な筋が見られる「×」に相当するものであった。

0064

表1に示す化学組成の鋼を転炉で溶製し、250mm厚のスラブを製造した。得られたスラブを1220℃に再加熱した後、表2に示す条件で4.4mm厚まで熱間圧延を行った。得られた熱間圧延鋼板を塩酸酸洗によりスケール除去した後、0.7mm厚まで冷間圧延を施した。この冷間圧延鋼板を次いで表2に示す焼鈍温度で焼鈍した後、冷却途中で浴温460℃の溶融亜鉛めっきを施し、めっき後に昇温加熱して合金化処理を行った。めっき付着量は45g/m2であり、合金化処理はめっき中の鉄濃度が9.5質量%となるように行った。その後、0.6%伸び率のスキンパスを行い、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面を目視観察した。目視観察の評価基準は次の通りであった:
◎:筋がほとんどない、
○:薄い軽度の筋が一部に見られる、
△:全長にわたって軽度の筋がみられる、
×:全長にわたって明瞭に筋が見られる。

0065

また、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、1/4の幅位置で圧延方向にJIS5号引っ張り試験片採取し、引っ張り試験を行って圧延方向の引っ張り強さ(TS)、降伏強さ(YS)、および伸び(EL)を求めた。ただし、r値については、圧延方向に対して0°、45°、90°の3方向に引っ張った場合のr値(それぞれ、r0,r45,r90)を求め、それらの平均値である平均r値も算出した。

0066

また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のサンプルについて、塗装時の焼付けを模して2%予ひずみ付与後に170℃×20分の熱処理を行い、塗装焼付け硬化量(BH)を求めた。
面観察結果と引っ張り試験結果を表3にまとめて示す。

0067

0068

0069

0070

本発明範囲である試験No.1〜17では、表面の筋模様の軽減が認められた。しかし、巻き取り温度が高い試験No.3とNo.5、およびTi硫化物の生成が多い試験No.8、No.15およびNo.16は、筋模様改善の程度に差が認められた。試験No.3については、熱間圧延の巻き取り後の内周部に相当する一部分についてのみ筋模様が発生した。当該部分は熱間圧延の巻き取り後の冷却速度が遅い部分に相当することから、当該筋模様はNb炭化物の粗大化に起因するものと考えられる。試験No.7は、0.0014%以下のTi含有量が(1)式を満たさず、(2)式を満たす例であり、軽度の筋模様が見られた。

0071

比較例を見ると、Al含有量の低い試験No.18では、BH量が高かった。Nb含有量が著しく低い試験No.19では、表層の結晶粒の状態を左右するNbの析出物がほとんどないため、表面性状は良好であったが、BH量が高かった。これらでは常温での時効劣化により、伸びの劣化などの成形性の劣化やストレッチャーストレインの発生による表面性状の劣化の懸念がある。

0072

Ti含有量の高い試験No.20とNo.23は、筋模様が顕著であり、自動車用パネル用途には適さない。BH量が低く、常温時効劣化が問題ない程度にNb量が添加されているが、本発明範囲よりNb含有量の低い試験No.21では、表層の微細析出物の析出状態が不均一になってしまうため、筋模様が顕著であり、自動車用パネル用途には適さない。また、(1)式を満たさなかった試験No.22では、熱間脆性起因と思われる材料疵が発生した。

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