高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
【課題】固溶強化元素Ｍｎの多量添加で引張強度３９０ＭＰａ以上とし、優れた絞り成形性と耐パウダリング性に優れた、自動車外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】 合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０５〜０．２０％Ｏ：０．００２０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼板から構成する。化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有してもよく、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下の群から選ばれる１種または２種以上を含有してもよく、Ｏ：０．００２０〜０．０１００％を含有してもよい。
【解決手段】 合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０５〜０．２０％Ｏ：０．００２０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼板から構成する。化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有してもよく、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下の群から選ばれる１種または２種以上を含有してもよく、Ｏ：０．００２０〜０．０１００％を含有してもよい。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、サイドパネル等の自動車外板パネルの素材に好適な高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。特に、本発明は、優れた絞り成形性と耐パウダリング性とを兼ね備えた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の衝突安全性の向上や軽量化のニーズを受けて、車体骨格部材についてのみならず、サイドパネル、フード、ドア、フェンダー等の自動車外板パネルに用いられる薄鋼板についても、高強度化が進められている。これらの薄鋼板には、表面品質のみならず、優れたプレス成形性、特に、優れた絞り成形性が求められている。「表面品質」とは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観におけるめっきムラの無い美麗さおよびプレス成形後のめっき品質のことであり、最近は、「表面品質」として、特に耐パウダリング性の向上が求められている。一方、「絞り成形性」は、サイドパネルのような絞り加工が含まれる部品へのプレス成形性のし易さであり、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に記載の塑性歪み比であるランクフォード値（ｒ値）と極めて良好な相関があり、従来から、この値を絞り成形性の指標として採用し、かつ、材料設計の指標として広く使用されてきた。このｒ値が高いほど絞り成形性が良好であることが知られている。
【０００３】
優れた絞り成形性を実現するために、高いｒ値を得る方法として、Ｃ含有量を３０ｐｐｍ程度以下とした極低炭素鋼にＴｉやＮｂなどの炭窒化物生成元素を添加することが有効であることが知られている。かかる鋼は、一般的にＩＦ鋼として軟鋼を主体に広く用いられてきた。さらに、高いｒ値を備えるとともに高い強度を備える鋼板として、ＩＦ鋼をベースとしてＭｎ、Ｐなどの固溶強化元素を多量に添加した鋼板が開発されている。
【０００４】
一方、特許文献１には、固溶強化元素であるＭｎを削減する目的でＮｂＣやＴｉＣで析出強化する技術が開示されている。また、特許文献２では、Ｃ：０．００４０〜０．０１％を含有する鋼板にＮｂを適正に添加することにより、ＮｂＣの微細析出物を生成させて組織の細粒化を図り、機械特性を向上させる鋼板が開示されている。
【０００５】
しかし、これら技術でも引張強度３９０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合には、析出強化のみではそのような高強度化を達成できなかった。
特許文献３には、冷間圧延鋼板でｒ値の面内異方性を改善させるために、Ａｌ含有量を低減し、ＭｇおよびＴｉを添加し、鋼中に含有する０．１μｍ以下のＭｇとＴｉの非常に微細な酸化物を密に分散させるようそのサイズ、量を制御した鋼板が開示されている。しかしながら、これは、強度の低い軟鋼をベースとしているため、３９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることはできない。またＭｇの作用によって酸化物を微細化する技術であって、反応性の極めて高いＭｇを溶製時の溶鋼中に添加してその酸化物を均一に分散させることは非常に困難であり操業面で問題がある。
【０００６】
特許文献４には、Ａｌ含有量を低減し、Ｔｉを含有させた極低炭素鋼の薄鋼板、およびその製造方法が開示されている。しかし、３９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることはできない。また、この製造方法は、微細でかつ、部分的に固い晶出相がなく、介在物全体が変形・破砕しやすい組成に介在物をコントロールしている。その結果、介在物欠陥が減少し、さらに鋼中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が低減されるので、再結晶温度が低く、高いプレス成形性を有する鋼板を得ることができるとされている。しかし、介在物性欠陥に起因する表面性状または成形性への影響には触れられているが、特に絞り成形性の最も重要な指標であるｒ値の改善に関する記述はない。
【特許文献１】特開平１０−４６２８９号公報
【特許文献２】特開２０００−３０３１４５号公報
【特許文献３】特開平１１−３２３４７６号公報
【特許文献４】特開平１０−２２６８４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上述したように、優れた絞り成形性と、優れた表面品質とを有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られていない現状に鑑みてなされたものである。
本発明は、サイドパネル等の自動車外板パネルとして使用するのに好適な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
より具体的には、本発明は、固溶強化元素であるＭｎの多量添加に伴う機械特性、特にｒ値の劣化の抑制を可能にすることにより、高強度と優れた絞り成形性とを同時に有するとともに耐パウダリング性に優れためっき品質の良好な自動車外板パネルとして使用できる、引張強度３９０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上述の目的達成のために、ＩＦ鋼に高強度化のためのＭｎおよびＰを加えた鋼種に着目した。しかし、これらの上記元素の添加は、本発明が目的とする優れた絞り成形性、かつ外板パネル用として優れた表面品質が求められる合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、顕著な悪影響を及ぼす。すなわち、Ｍｎは、絞り成形性、特にｒ値の顕著な劣化を招く元素であるため、多量に添加することにより高強度化は図られるが、本発明が目的とする優れた絞り成形性を確保することができない。一方、Ｐは、上記の絞り成形性、特にｒ値の劣化を抑制しつつ高強度化を図ることができる元素であるので、多量に添加することにより本発明が目的とする優れた絞り成形性および高強度を同時に確保することが可能となる。しかし、Ｐは、溶融亜鉛めっきの合金化処理性を顕著に低下させる元素であるため、多量に添加すると合金化処理の制御が困難となり、狙いとする合金化度が得られず耐パウダリング性が劣化してしまい、本発明が目的とする外板パネルに要求される優れた表面品質を確保することができない。
【００１０】
一方、本発明が目的とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、表面品質と強度とは必須の要求性能であるから、表面品質を確保するためにＰ含有量の上限を制限したうえでＭｎの多量添加により強度を確保することが考えられる。しかし、これでは、高強度化した上で良好な絞り成形性と、外板パネル用としての良好な表面品質とを両立した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが困難であった。
【００１１】
そこで、本発明者らは、固溶強化元素であるＭｎを多量添加し、かつＰ含有量の上限を制限した場合について、絞り成形性、特にｒ値の劣化を抑制でき、さらには従来より良好な絞り成形性、特に自動車外板パネル用に適した、ｒ値に優れかつ表面品質にも優れた、引張強度３９０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実現できる鋼組成を検討した。
【００１２】
以下、本発明の基礎となる試験結果を説明する。実験室レベルで４４０ＭＰａ級の引張強度を有する成分系（具体的には、Ｃ：０．００８％およびＮｂ：０．０７％を含有する成分系）で、Ａｌ脱酸とＴｉ脱酸にてＭｎとＰ含有量を変化させた鋼を溶製し（化学組成はｓｏｌ．Ａｌ量のみ変化）、同じく実験室規模での熱間圧延、冷間圧延、焼鈍をそれぞれ行い、絞り特性（平均ｒ値）を評価した。なお、ＭｎとＰの含有量は、引張強度を４４０ＭＰａ級の同程度として比較するため、４０Ｍｎ＋８００Ｐが一定値（およそ１００〜１２０狙い）となるバランスで添加した。
【００１３】
その結果、図１に示すように、合金化処理性を改善するために、Ｐ量を低減し、Ｍｎ量を増大していくと、Ａｌ脱酸を行ったｓｏｌ．Ａｌが０．０３２％の成分系では、平均ｒ値の顕著な劣化が確認された。一方、Ａｌを低減しＴｉ脱酸を実施した鋼においては、従来のアルミキルド鋼に比し、多量のＭｎ添加を行っても非常に高いｒ値が得られるという新たな知見が得られた。
【００１４】
さらに、図２に示すように、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００７％の場合について、Ｎｂ含有量０．０５％以上で平均ｒ値の著しい改善効果が見られることが分かった。なお、図２の場合、供試材の化学組成は、Ｃ：０．００８％、Ｍｎ：１．９％およびＰ：０．０５％を含有する成分系であった。
【００１５】
かかる知見を詳細に調査した結果、Ｍｎ：１．０−２．５％、Ｐ≦０．０６％とした鋼において、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５−０．０５％、Ｎｂ：０．０５−０．２０％とすることで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としたときにも表面品質に優れ、かつ引張強度３９０ＭＰａ級であっても、ｒ値に優れた鋼板が得られることを知り、本発明を完成した。
【００１６】
ここに、本発明にかかる上述の鋼組成により、高いｒ値が得られ、かつ高強度とすることができる機構について上述の知見を基に検討した結果は次の通りである。
まず、従来から一般的に行われている、Ａｌを添加して脱酸するアルミキルド鋼においては、添加されたＡｌに由来してクラスター状の大きなＡｌ２Ｏ３系介在物が生成する。また、Ｔｉ脱酸を適用した場合であっても、Ｔｉ添加量が不足する場合にはＮｂの酸化も生じてしまい、比較的長く伸びた延伸状のＮｂＯ（ＭｎＯなども複合）が生成する。これら酸化物が再結晶焼鈍時の結晶粒成長を抑制しｒ値を低下させる。また、ＮｂがＯと結合して消費されてしまうことにより、ｒ値向上に寄与するＮｂＣの生成量が少なくなることも生じてｒ値を低下させる。
【００１７】
これに対して、低Ａｌ濃度の状態で適正なＴｉ添加を行ってＴｉ脱酸を行うと、Ａｌ２Ｏ３系介在物の生成が抑制されて、球状のＴｉＯｘ系介在物が優先的に生成し、かつＮｂＯの生成が抑制される。その結果、クラスター状の大きなＡｌ２Ｏ３系介在物や延伸状の析出物の形態を有するＮｂＯの生成が抑制され、従来のアルミキルド鋼に比し有効にｒ値が向上することが推定された。ここで、「ＴｉＯｘ」とは、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３およびＴｉ３Ｏ５の総称であって、ＴｉＯｘの表記はそれぞれの酸化物の総和を意味する。その生成量の計測は、簡易的には、エネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）等でＴｉ濃度を求め、ＴｉＯ２に換算することによって求めることができる。ＴｉＯｘには、通常、不可避的不純物として、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｓ等が含有される。
【００１８】
さらに、図２に示すように、平均ｒ値におよぼすＮｂ含有量の影響を詳細に検討した結果、上述したような多量のＭｎ添加を行った条件下で高い平均ｒ値を確保するには、Ｔｉ脱酸によるｓｏｌ．Ａｌ量の低減のみならず、同時にＮｂ≧０．０５％とすることが必要であることが判明した。この理由は明らかではないが、ＮｂＯの生成が抑制された結果、ｒ値の向上に有効に寄与するＮｂＣが効率的に生成されたことによると推定される。また、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）による熱間圧延鋼板の細粒化の効果によってもｒ値が向上するとも推定される。
【００１９】
以上の知見に基づいて完成された本願発明は次のとおりである。
（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、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０５〜０．２０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下の群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｏ：０．００２０〜０．０１００％を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によると、サイドパネル、ドア、フェンダーなどの自動車外板パネルの素材として好適な、ｒ値の高いプレス成形性に優れ、かつ、めっき表面品質に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができ、本発明は、産業上、極めて有益である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
次に、本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、その鋼板の化学組成、製造方法、について説明するが、本明細書において鋼の化学組成を示す「％」は、「質量％」である。
【００２２】
（１）化学組成
Ｃ：０．０００５〜０．０２５％
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等の炭化物形成元素と結合し、ＴｉＣ、ＮｂＣまたはその複合析出物である（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）などの微細炭窒化物を形成する。Ｃ含有量を適正化することは、炭窒化物を適当な体積率で析出させつつ成形性を高めるために必須である。
【００２３】
Ｃ含有量が０．０００５％未満では溶鋼を脱炭するコストが非常に嵩む上、耐二次加工脆性が劣化する場合がある。さらには、十分な引張強度が得られない場合がある。一方、Ｃ含有量が０．０２５％を超えると耐力が上昇し伸びが低下して、成形性、特にｒ値が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０００５〜０．０２５％とする。さらなる成形性、特にｒ値確保の観点からは、Ｃ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓｉ：０．１５％以下
Ｓｉは、不純物として含有される元素であるが、安価な固溶強化元素でもあるので、強度向上を目的として含有させることができる。しかしながら、本発明が対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｓｉ含有量が０．１５％を超えるとめっき品質に悪影響を及ぼす。また、Ｓｉは脱酸作用を有し、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が低い場合にはその影響が大きくなるので、Ｓｉ含有量が０．１５％を超えると、この脱酸作用によってＴｉＯｘの生成が阻害される。したがって、Ｓｉ含有量を０．１５％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。なお、Ｓｉを積極的に含有させる場合には、その含有量を０．０２％以上とするのが好ましい。
【００２５】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、目的とする３９０ＭＰａ以上の高強度化が図れない場合がある。一方、Ｍｎ含有量が２．５％超では耐力が上昇し伸びが劣化し、加工時にしわや割れが生じやすくなる。このためＭｎ含有量を１．０〜２．５％とする。成形性をさらに良好にするためには、Ｍｎ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ｐ：０．０６％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、ｒ値の低下を抑えながら固溶強化によって鋼板を高強度化することができる有用な元素でもあるので、強度向上を目的として含有させることができる。しかしながら、本発明が対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｐ含有量が０．０６％を超えると、合金化処理性が低下してめっき密着性が低下し、耐パウダリング性が劣化したり、めっき表面にＰ偏析に起因するすじ模様が現れたりすることがある。このため、Ｐ含有量を０．０６％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。Ｐ含有量の下限については、目的とする高強度化が図れない場合があるため０．０１５％以上とすることが好ましい。０．０３０％以上とすることがさらに好ましい。
【００２７】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、不純物として鋼板中に存在するが、その含有量が多いとスケール疵が生じやすくなり表面外観を著しく劣化させる場合がある。このため、その含有量を０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００８％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定する必要はないが、製鋼の能力面やコスト面から過度の脱硫を避けるため０．００２％以上とすることが好ましい。
【００２８】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、不純物として鋼板中に存在するが、過剰に含有すると耐力が上昇して面歪みが生じやすくなったりＦｅ中に固溶してストレッチャーストレインなどの表面欠陥を発生させる原因となったりする。このため、Ｎ含有量を０．００６％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
【００２９】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満
通常、Ａｌは脱酸のため添加されるが、本発明においてはＴｉによる脱酸を主として行うため、その含有量は多く必要としない。むしろｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰であると、本発明にとって重要なＴｉＯｘ介在物の量が減少し、ｒ値の低下を招くＡｌ２Ｏ３系介在物やＮｂＯ系介在物が増えてしまう。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％未満とする。成形性の観点からは、０．００３％以下とするとＴｉＯｘ酸化物が効果的に生成するので、さらに好ましい。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は低ければ低い方がｒ値は向上するので、下限は特に規定する必要はないが、不純物として不可避的に微量が含有されることから、経済的効率の観点からｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、鋼を脱酸するとともに、高ｒ値を有する鋼板を得るために必要なＴｉＯｘ介在物を適正量生成させる機能を有する重要な元素である。また、一部はＴｉＮとして析出させることにより、Ｎによるストレッチャーストレインの発生や耐力の上昇を抑制して加工時の面歪みを生じ難くする。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。
【００３１】
一方、０．０５％を超えてＴｉを含有させると、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の析出量が増加して伸びを劣化させて加工時に面歪みや割れが生じやすくなる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板ではめっき表面にすじ模様を呈しやすくなり、外板用としては不適である。このためＴｉ含有量を０．０５％以下とする。なお、Ｔｉは比較的高価な添加元素であるから、添加量を抑えて製造コストを抑制しつつ加工性の向上と溶融亜鉛めっきの表面不良抑制とを実現する観点からは、Ｔｉ含有量を０．０２５％以下とすることが好ましい。
【００３２】
Ｎｂ：０．０５〜０．２０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様にＣと結合してＮｂＣの析出物を生成して機械的特性を向上させる。特に熱延板の細粒化効果が高く、Ｎｂによるｒ値向上効果は大きい。このため、Ｎｂ含有量を０．０５％以上とする。好ましくは、０．０６％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％超であると、Ｃに比してＮｂが過剰となるために、耐力が上昇し伸びが低下して加工時にしわが生じやすくなる。また圧延時の荷重が高くなり、サイドパネル等の自動車外板パネル用として必要な広幅材の製造が困難となる。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．１０％以下である。
【００３３】
Ｏ：０．００２０〜０．０１００％
Ｔｉ脱酸により、ＴｉＯｘ介在物を適正量生成させるため、介在物も含めたトータルのＯ含有量は０．００２０％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量を０．００２０％以上とすることによりｒ値を向上させる効果をより確実に得られる。さらに好ましいＯ含有量は０．００３０％以上である。一方、Ｏ含有量が０．０１００％超であると介在物に起因したヘゲ疵が発生しやすくなるため、Ｏ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００６０％以下である。
【００３４】
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
Ｂは二次加工脆化を防止する作用を有するので含有させることが好ましい。Ｂ含有量が０．０００１％未満ではこの効果が小さく、０．００２０％を超えるとｒ値が顕著に低下する。このため、含有させる場合のＢ含有量は０．０００１〜０．００２０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０００３〜０．００１０％である。
【００３５】
Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下から選ばれる１種または２種以上
これらの元素は強度確保のためＦｅの一部に代えて含有させても良い。各元素の含有量がそれぞれ１％を超えると強度向上の効果が飽和して経済的に非効率となるため各元素の含有量を１％以下とする。好ましくは各元素とも０．５％以下である。なお、強度確保のために含有させる場合には各々の元素の含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。以上の成分系とすることで得られる鋼板中に形成される介在物としては、ｒ値を向上させるＴｉＯｘ介在物が５０％以上、延伸状介在物となり成形性を劣化させるＮｂＯ介在物とＳｉＯ２介在物とがそれぞれ１％未満であることが好ましい。
【００３６】
２．製造方法
本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための好適な製造方法を以下に説明する。
【００３７】
（１）製鋼工程
製鋼でのプロセス面での方法について説明する。本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、Ａｌを低減してＴｉを主体とした脱酸処理を行うことがポイントとなる。
【００３８】
まず、連続鋳造を行う前の溶鋼を脱酸する前に、減圧下で脱炭処理する。量産プロセスの製造法の好ましい一例は、通常の酸素吹き転炉を用いて溶鋼を吹錬した後、炉外精錬プロセスにて減圧下で脱炭処理することである。このような処理を行うことで、溶鋼が減圧下で効果的に脱炭処理される。
【００３９】
上記の脱炭処理に引き続いて、得られた未脱酸溶鋼にＴｉまたはＴｉ合金（以下、単に「Ｔｉ」と記す）を添加し、溶鋼中の溶存酸素によってＴｉＯｘを形成する。なお、脱酸によって消費されるＴｉ量を抑制すべく、Ｔｉ添加に先立ってＭｎもしくはＭｎ合金（以下、単に「Ｍｎ」と記す）、ＳｉもしくはＳｉ合金（以下、単に「Ｓｉ」と記す）および／または少量のＡｌもしくはＡｌ合金（以下、単に「Ａｌ」と記す）を添加して溶鋼をある程度脱酸しておいてもよい。Ａｌ含有量を抑制する観点からは、Ａｌ添加は行わず、Ｍｎ、Ｓｉを未脱酸溶鋼中に添加するのが好ましい。
【００４０】
以上の溶製手法により、ｓｏｌ．Ａｌ量を所定量に制御することが容易に可能となる。
なお、上記溶鋼はＯ含有量が例えば０．００２０％以上と高いため、製品における介在物欠陥が懸念される。そのため、連続鋳造工程においては、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。溶鋼を流動させることにより、凝固途中でのスラブ表層に介在物が捕捉するのを抑制でき、表層での介在物欠陥のない製品を製造できるためである。
【００４１】
（２）熱間圧延工程
熱間圧延開始温度：１１００〜１２７０℃
上記１の（１）にて説明した鋼組成を備える鋼塊または鋼片を１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延を施す。ここで、前記鋼塊または鋼片は、１１００℃未満の温度にあるものを再加熱して１１００〜１２７０℃として熱間圧延に供してもよいし、連続鋳造スラブを用いる場合には連続鋳造後１１００℃未満に低下させることなく１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延に供してもよいし、鋼片を用いる場合には分塊圧延後の鋼片を１１００℃未満に低下させることなく１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延に供してもよい。
【００４２】
熱間圧延に供する鋼塊または鋼片が１１００℃未満の場合には変形抵抗が高く熱間圧延が困難となる場合があり、１２７０℃を超える場合には過剰なスケールが生成し冷間圧延後まで残留してスケール疵として表面性状を劣化させる場合がある。
【００４３】
熱間圧延完了温度：Ａｒ３点〜１０００℃
熱間圧延完了温度をＡｒ３点未満とすると、表層がフェライト化して熱間圧延組織が粗大化しやすくなる。このため鋼板のｒ値が低下して加工時に割れが生じたりする場合がある。一方、熱間圧延完了温度が１０００℃を超えると、スケールにより表面性状が劣化しやすくなる。したがって、熱間圧延完了温度をＡｒ３点〜１０００℃とする。さらに好ましくは、Ａｒ３点〜９５０℃である。なお、熱間圧延完了温度を上記の温度範囲で行うために、圧延完了する前のシートバーを、加熱装置により加熱しても良い。この際に、鋼帯の後端が先端よりも高温となるように加熱し、鋼帯全長にわたる温度変動を小さくし、コイル内の特性の均一性を向上させることが望ましい。
【００４４】
巻取温度：４００〜７００℃
巻取温度が４００℃未満では、巻取り後における炭窒化物、特にＮｂＣの生成が不十分となり、ＮｂＣの効果を十分に享受することができない場合がある。この場合には、ｒ値が低下して加工時に割れが生じやすくなってしまう。一方、巻取温度が７００℃超の場合には、スケールが過剰に生成して表面性状を劣化させたり強度低下を招いたりする可能性が特に高まる。さらに好ましい巻取温度は４５０〜６５０℃である。
【００４５】
（３）酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程、めっき工程
熱間圧延により得られる熱間圧延鋼板は、通常、酸洗により脱スケールされ、冷間圧延が施された後に再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきが施され、合金化処理が施される。
【００４６】
酸洗は常法で構わないが、冷間圧延は圧下率を５０％以上とするとともに再結晶焼鈍を行い、再結晶集合組織を発達させて絞り性に好ましいｒ値が高くなるようにする。なお、再結晶焼鈍は再結晶温度以上Ａｃ３点未満で均熱する。均熱温度がＡｃ３点を超えると変態によって絞り性に好ましい再結晶集合組織が破壊されてｒ値が低下する。
【００４７】
溶融亜鉛めっき、合金化処理については、慣用のものであれば特に制限はなく、それ以外の方法であっても、鋼の化学組成が変更されない限り、いずれのものであっても本発明として所期の効果が発揮できれものであればよい。
【００４８】
ここに、本発明は別の面からは、そのようなめっき用に適する冷延鋼板ということもできる。
【実施例】
【００４９】
本発明の構成、効果について実施例に基づいてさらに説明する。
本例では、各種の試験条件にて溶製した溶鋼を用いて連続鋳造を行い、次いで、熱間圧延そして冷間圧延を行って得た薄板製品に合金化溶融亜鉛めっき処理を行って、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板についてその結果を評価した。
【００５０】
表１に示す化学成分を含有する供試材Ｎｏ．１〜２１の鋼板を試作した。
【００５１】
【表１−１】
【００５２】
【表１−２】
【００５３】
試験溶解装置および連続鋳造試験機を用いて、２．５ｔｏｎの鋳片を製造した。脱酸処理は、Ｔｉ以外の元素を添加量制御で調整し、その後所望の濃度およびＴｉＯｘ系介在物が分散するように、金属Ｔｉを添加して行った。
【００５４】
上記の方法で溶製した溶鋼を１ストランドタイプの垂直型試験連続鋳造機に供給し、厚さ１００ｍｍ、幅１０００ｍｍの鋳片に鋳造した。
切り出したスラブを再加熱し、試験熱間圧延機により粗圧延後で板厚３０ｍｍ、仕上圧延後で板厚３．２ｍｍとし、その後冷却した。各鋼板の熱間圧延開始温度および完了温度、ならびに巻取温度は表１に示したとおりである。
【００５５】
冷却後、さらに０．６５ｍｍまで冷間圧延し、試験溶融めっき装置にて焼鈍（温度は表１参照。）を施した後、片面当り４５ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜５５０℃で合金化処理を行い、冷却後、０．９％の伸率の調質圧延を施した。
【００５６】
得られた試験材について、機械特性および表面品質（耐パウダリング性）を調査した。
機械特性は、焼鈍後の薄鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、圧延方向に対する角度が９０°方向におけるＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、ＹＰＥ、０°、４５°、９０°方向のｒ値から求めた平均ｒ値（（ｒ０＋ｒ９０＋２×ｒ４５）／４）を測定した。ｒ値の目標は１．６以上とした。
【００５７】
表面品質（耐パウダリング性）の調査は、絞り比１．８の条件の円筒絞りを行ったサンプルにセロテープ（登録商標）を貼り付け、剥がした際のめっき剥離量を測定し、評価した。パウダンリング量の目標は１５ｍｇ以下とした。
【００５８】
このように表面品質は、めっき表面の外観を目視で評価し、すじ状模様、スケール疵、不めっき、およびパウダリング量が多いなどのめっき不良が認められない場合に良好（ＯＫ）と判定した。
【００５９】
本例における鋼の成分、製造条件および機械的特性を調査した結果を表１に示す。
本発明の成分範囲の鋼板であるＮｏ．１〜１０は、機械特性、特に、平均ｒ値が１．６を有し、さらに表面性状（耐パウダリング性）にも優れ、自動車外板パネル用に好適な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
【００６０】
これに対し、Ｎｏ．１１、１２は、本発明例のＮｏ．４とほとんど同じ成分でｓｏｌ．Ａｌ量を変化させた結果であるが、ｓｏｌ．Ａｌ≧０．００５％のため、ｒ値が低下している。
【００６１】
Ｎｏ．１３〜１７は、成分外れから、強度不足、ｒ値不足、降伏点伸びの発生により、機械特性は不良となった。
Ｎｏ．１８は機械特性のみならずＴｉ量が多く、すじ模様が発生した。Ｎｏ．１９はＰ量が多く、合金化処理性が悪くパウダリング量が多かった。Ｎｏ．２０はＳｉ量が多く、不めっきが発生した。Ｎｏ．２１はＳ量が多く、スケール疵が発生した。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】ｓｏｌ．Ａｌ量およびＭｎ含有量が平均ｒ値に与える影響を評価した結果を示すグラフである。
【図２】Ｎｂ量が平均ｒ値に与える影響を評価した結果を示すグラフである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、サイドパネル等の自動車外板パネルの素材に好適な高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。特に、本発明は、優れた絞り成形性と耐パウダリング性とを兼ね備えた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の衝突安全性の向上や軽量化のニーズを受けて、車体骨格部材についてのみならず、サイドパネル、フード、ドア、フェンダー等の自動車外板パネルに用いられる薄鋼板についても、高強度化が進められている。これらの薄鋼板には、表面品質のみならず、優れたプレス成形性、特に、優れた絞り成形性が求められている。「表面品質」とは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観におけるめっきムラの無い美麗さおよびプレス成形後のめっき品質のことであり、最近は、「表面品質」として、特に耐パウダリング性の向上が求められている。一方、「絞り成形性」は、サイドパネルのような絞り加工が含まれる部品へのプレス成形性のし易さであり、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に記載の塑性歪み比であるランクフォード値（ｒ値）と極めて良好な相関があり、従来から、この値を絞り成形性の指標として採用し、かつ、材料設計の指標として広く使用されてきた。このｒ値が高いほど絞り成形性が良好であることが知られている。
【０００３】
優れた絞り成形性を実現するために、高いｒ値を得る方法として、Ｃ含有量を３０ｐｐｍ程度以下とした極低炭素鋼にＴｉやＮｂなどの炭窒化物生成元素を添加することが有効であることが知られている。かかる鋼は、一般的にＩＦ鋼として軟鋼を主体に広く用いられてきた。さらに、高いｒ値を備えるとともに高い強度を備える鋼板として、ＩＦ鋼をベースとしてＭｎ、Ｐなどの固溶強化元素を多量に添加した鋼板が開発されている。
【０００４】
一方、特許文献１には、固溶強化元素であるＭｎを削減する目的でＮｂＣやＴｉＣで析出強化する技術が開示されている。また、特許文献２では、Ｃ：０．００４０〜０．０１％を含有する鋼板にＮｂを適正に添加することにより、ＮｂＣの微細析出物を生成させて組織の細粒化を図り、機械特性を向上させる鋼板が開示されている。
【０００５】
しかし、これら技術でも引張強度３９０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合には、析出強化のみではそのような高強度化を達成できなかった。
特許文献３には、冷間圧延鋼板でｒ値の面内異方性を改善させるために、Ａｌ含有量を低減し、ＭｇおよびＴｉを添加し、鋼中に含有する０．１μｍ以下のＭｇとＴｉの非常に微細な酸化物を密に分散させるようそのサイズ、量を制御した鋼板が開示されている。しかしながら、これは、強度の低い軟鋼をベースとしているため、３９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることはできない。またＭｇの作用によって酸化物を微細化する技術であって、反応性の極めて高いＭｇを溶製時の溶鋼中に添加してその酸化物を均一に分散させることは非常に困難であり操業面で問題がある。
【０００６】
特許文献４には、Ａｌ含有量を低減し、Ｔｉを含有させた極低炭素鋼の薄鋼板、およびその製造方法が開示されている。しかし、３９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることはできない。また、この製造方法は、微細でかつ、部分的に固い晶出相がなく、介在物全体が変形・破砕しやすい組成に介在物をコントロールしている。その結果、介在物欠陥が減少し、さらに鋼中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が低減されるので、再結晶温度が低く、高いプレス成形性を有する鋼板を得ることができるとされている。しかし、介在物性欠陥に起因する表面性状または成形性への影響には触れられているが、特に絞り成形性の最も重要な指標であるｒ値の改善に関する記述はない。
【特許文献１】特開平１０−４６２８９号公報
【特許文献２】特開２０００−３０３１４５号公報
【特許文献３】特開平１１−３２３４７６号公報
【特許文献４】特開平１０−２２６８４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上述したように、優れた絞り成形性と、優れた表面品質とを有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られていない現状に鑑みてなされたものである。
本発明は、サイドパネル等の自動車外板パネルとして使用するのに好適な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
より具体的には、本発明は、固溶強化元素であるＭｎの多量添加に伴う機械特性、特にｒ値の劣化の抑制を可能にすることにより、高強度と優れた絞り成形性とを同時に有するとともに耐パウダリング性に優れためっき品質の良好な自動車外板パネルとして使用できる、引張強度３９０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上述の目的達成のために、ＩＦ鋼に高強度化のためのＭｎおよびＰを加えた鋼種に着目した。しかし、これらの上記元素の添加は、本発明が目的とする優れた絞り成形性、かつ外板パネル用として優れた表面品質が求められる合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、顕著な悪影響を及ぼす。すなわち、Ｍｎは、絞り成形性、特にｒ値の顕著な劣化を招く元素であるため、多量に添加することにより高強度化は図られるが、本発明が目的とする優れた絞り成形性を確保することができない。一方、Ｐは、上記の絞り成形性、特にｒ値の劣化を抑制しつつ高強度化を図ることができる元素であるので、多量に添加することにより本発明が目的とする優れた絞り成形性および高強度を同時に確保することが可能となる。しかし、Ｐは、溶融亜鉛めっきの合金化処理性を顕著に低下させる元素であるため、多量に添加すると合金化処理の制御が困難となり、狙いとする合金化度が得られず耐パウダリング性が劣化してしまい、本発明が目的とする外板パネルに要求される優れた表面品質を確保することができない。
【００１０】
一方、本発明が目的とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、表面品質と強度とは必須の要求性能であるから、表面品質を確保するためにＰ含有量の上限を制限したうえでＭｎの多量添加により強度を確保することが考えられる。しかし、これでは、高強度化した上で良好な絞り成形性と、外板パネル用としての良好な表面品質とを両立した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが困難であった。
【００１１】
そこで、本発明者らは、固溶強化元素であるＭｎを多量添加し、かつＰ含有量の上限を制限した場合について、絞り成形性、特にｒ値の劣化を抑制でき、さらには従来より良好な絞り成形性、特に自動車外板パネル用に適した、ｒ値に優れかつ表面品質にも優れた、引張強度３９０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実現できる鋼組成を検討した。
【００１２】
以下、本発明の基礎となる試験結果を説明する。実験室レベルで４４０ＭＰａ級の引張強度を有する成分系（具体的には、Ｃ：０．００８％およびＮｂ：０．０７％を含有する成分系）で、Ａｌ脱酸とＴｉ脱酸にてＭｎとＰ含有量を変化させた鋼を溶製し（化学組成はｓｏｌ．Ａｌ量のみ変化）、同じく実験室規模での熱間圧延、冷間圧延、焼鈍をそれぞれ行い、絞り特性（平均ｒ値）を評価した。なお、ＭｎとＰの含有量は、引張強度を４４０ＭＰａ級の同程度として比較するため、４０Ｍｎ＋８００Ｐが一定値（およそ１００〜１２０狙い）となるバランスで添加した。
【００１３】
その結果、図１に示すように、合金化処理性を改善するために、Ｐ量を低減し、Ｍｎ量を増大していくと、Ａｌ脱酸を行ったｓｏｌ．Ａｌが０．０３２％の成分系では、平均ｒ値の顕著な劣化が確認された。一方、Ａｌを低減しＴｉ脱酸を実施した鋼においては、従来のアルミキルド鋼に比し、多量のＭｎ添加を行っても非常に高いｒ値が得られるという新たな知見が得られた。
【００１４】
さらに、図２に示すように、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００７％の場合について、Ｎｂ含有量０．０５％以上で平均ｒ値の著しい改善効果が見られることが分かった。なお、図２の場合、供試材の化学組成は、Ｃ：０．００８％、Ｍｎ：１．９％およびＰ：０．０５％を含有する成分系であった。
【００１５】
かかる知見を詳細に調査した結果、Ｍｎ：１．０−２．５％、Ｐ≦０．０６％とした鋼において、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５−０．０５％、Ｎｂ：０．０５−０．２０％とすることで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としたときにも表面品質に優れ、かつ引張強度３９０ＭＰａ級であっても、ｒ値に優れた鋼板が得られることを知り、本発明を完成した。
【００１６】
ここに、本発明にかかる上述の鋼組成により、高いｒ値が得られ、かつ高強度とすることができる機構について上述の知見を基に検討した結果は次の通りである。
まず、従来から一般的に行われている、Ａｌを添加して脱酸するアルミキルド鋼においては、添加されたＡｌに由来してクラスター状の大きなＡｌ２Ｏ３系介在物が生成する。また、Ｔｉ脱酸を適用した場合であっても、Ｔｉ添加量が不足する場合にはＮｂの酸化も生じてしまい、比較的長く伸びた延伸状のＮｂＯ（ＭｎＯなども複合）が生成する。これら酸化物が再結晶焼鈍時の結晶粒成長を抑制しｒ値を低下させる。また、ＮｂがＯと結合して消費されてしまうことにより、ｒ値向上に寄与するＮｂＣの生成量が少なくなることも生じてｒ値を低下させる。
【００１７】
これに対して、低Ａｌ濃度の状態で適正なＴｉ添加を行ってＴｉ脱酸を行うと、Ａｌ２Ｏ３系介在物の生成が抑制されて、球状のＴｉＯｘ系介在物が優先的に生成し、かつＮｂＯの生成が抑制される。その結果、クラスター状の大きなＡｌ２Ｏ３系介在物や延伸状の析出物の形態を有するＮｂＯの生成が抑制され、従来のアルミキルド鋼に比し有効にｒ値が向上することが推定された。ここで、「ＴｉＯｘ」とは、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３およびＴｉ３Ｏ５の総称であって、ＴｉＯｘの表記はそれぞれの酸化物の総和を意味する。その生成量の計測は、簡易的には、エネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）等でＴｉ濃度を求め、ＴｉＯ２に換算することによって求めることができる。ＴｉＯｘには、通常、不可避的不純物として、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｓ等が含有される。
【００１８】
さらに、図２に示すように、平均ｒ値におよぼすＮｂ含有量の影響を詳細に検討した結果、上述したような多量のＭｎ添加を行った条件下で高い平均ｒ値を確保するには、Ｔｉ脱酸によるｓｏｌ．Ａｌ量の低減のみならず、同時にＮｂ≧０．０５％とすることが必要であることが判明した。この理由は明らかではないが、ＮｂＯの生成が抑制された結果、ｒ値の向上に有効に寄与するＮｂＣが効率的に生成されたことによると推定される。また、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）による熱間圧延鋼板の細粒化の効果によってもｒ値が向上するとも推定される。
【００１９】
以上の知見に基づいて完成された本願発明は次のとおりである。
（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、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０５〜０．２０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下の群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｏ：０．００２０〜０．０１００％を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によると、サイドパネル、ドア、フェンダーなどの自動車外板パネルの素材として好適な、ｒ値の高いプレス成形性に優れ、かつ、めっき表面品質に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができ、本発明は、産業上、極めて有益である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
次に、本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、その鋼板の化学組成、製造方法、について説明するが、本明細書において鋼の化学組成を示す「％」は、「質量％」である。
【００２２】
（１）化学組成
Ｃ：０．０００５〜０．０２５％
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等の炭化物形成元素と結合し、ＴｉＣ、ＮｂＣまたはその複合析出物である（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）などの微細炭窒化物を形成する。Ｃ含有量を適正化することは、炭窒化物を適当な体積率で析出させつつ成形性を高めるために必須である。
【００２３】
Ｃ含有量が０．０００５％未満では溶鋼を脱炭するコストが非常に嵩む上、耐二次加工脆性が劣化する場合がある。さらには、十分な引張強度が得られない場合がある。一方、Ｃ含有量が０．０２５％を超えると耐力が上昇し伸びが低下して、成形性、特にｒ値が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０００５〜０．０２５％とする。さらなる成形性、特にｒ値確保の観点からは、Ｃ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓｉ：０．１５％以下
Ｓｉは、不純物として含有される元素であるが、安価な固溶強化元素でもあるので、強度向上を目的として含有させることができる。しかしながら、本発明が対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｓｉ含有量が０．１５％を超えるとめっき品質に悪影響を及ぼす。また、Ｓｉは脱酸作用を有し、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が低い場合にはその影響が大きくなるので、Ｓｉ含有量が０．１５％を超えると、この脱酸作用によってＴｉＯｘの生成が阻害される。したがって、Ｓｉ含有量を０．１５％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。なお、Ｓｉを積極的に含有させる場合には、その含有量を０．０２％以上とするのが好ましい。
【００２５】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、目的とする３９０ＭＰａ以上の高強度化が図れない場合がある。一方、Ｍｎ含有量が２．５％超では耐力が上昇し伸びが劣化し、加工時にしわや割れが生じやすくなる。このためＭｎ含有量を１．０〜２．５％とする。成形性をさらに良好にするためには、Ｍｎ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ｐ：０．０６％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、ｒ値の低下を抑えながら固溶強化によって鋼板を高強度化することができる有用な元素でもあるので、強度向上を目的として含有させることができる。しかしながら、本発明が対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｐ含有量が０．０６％を超えると、合金化処理性が低下してめっき密着性が低下し、耐パウダリング性が劣化したり、めっき表面にＰ偏析に起因するすじ模様が現れたりすることがある。このため、Ｐ含有量を０．０６％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。Ｐ含有量の下限については、目的とする高強度化が図れない場合があるため０．０１５％以上とすることが好ましい。０．０３０％以上とすることがさらに好ましい。
【００２７】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、不純物として鋼板中に存在するが、その含有量が多いとスケール疵が生じやすくなり表面外観を著しく劣化させる場合がある。このため、その含有量を０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００８％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定する必要はないが、製鋼の能力面やコスト面から過度の脱硫を避けるため０．００２％以上とすることが好ましい。
【００２８】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、不純物として鋼板中に存在するが、過剰に含有すると耐力が上昇して面歪みが生じやすくなったりＦｅ中に固溶してストレッチャーストレインなどの表面欠陥を発生させる原因となったりする。このため、Ｎ含有量を０．００６％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
【００２９】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満
通常、Ａｌは脱酸のため添加されるが、本発明においてはＴｉによる脱酸を主として行うため、その含有量は多く必要としない。むしろｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰であると、本発明にとって重要なＴｉＯｘ介在物の量が減少し、ｒ値の低下を招くＡｌ２Ｏ３系介在物やＮｂＯ系介在物が増えてしまう。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％未満とする。成形性の観点からは、０．００３％以下とするとＴｉＯｘ酸化物が効果的に生成するので、さらに好ましい。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は低ければ低い方がｒ値は向上するので、下限は特に規定する必要はないが、不純物として不可避的に微量が含有されることから、経済的効率の観点からｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、鋼を脱酸するとともに、高ｒ値を有する鋼板を得るために必要なＴｉＯｘ介在物を適正量生成させる機能を有する重要な元素である。また、一部はＴｉＮとして析出させることにより、Ｎによるストレッチャーストレインの発生や耐力の上昇を抑制して加工時の面歪みを生じ難くする。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。
【００３１】
一方、０．０５％を超えてＴｉを含有させると、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の析出量が増加して伸びを劣化させて加工時に面歪みや割れが生じやすくなる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板ではめっき表面にすじ模様を呈しやすくなり、外板用としては不適である。このためＴｉ含有量を０．０５％以下とする。なお、Ｔｉは比較的高価な添加元素であるから、添加量を抑えて製造コストを抑制しつつ加工性の向上と溶融亜鉛めっきの表面不良抑制とを実現する観点からは、Ｔｉ含有量を０．０２５％以下とすることが好ましい。
【００３２】
Ｎｂ：０．０５〜０．２０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様にＣと結合してＮｂＣの析出物を生成して機械的特性を向上させる。特に熱延板の細粒化効果が高く、Ｎｂによるｒ値向上効果は大きい。このため、Ｎｂ含有量を０．０５％以上とする。好ましくは、０．０６％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％超であると、Ｃに比してＮｂが過剰となるために、耐力が上昇し伸びが低下して加工時にしわが生じやすくなる。また圧延時の荷重が高くなり、サイドパネル等の自動車外板パネル用として必要な広幅材の製造が困難となる。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．１０％以下である。
【００３３】
Ｏ：０．００２０〜０．０１００％
Ｔｉ脱酸により、ＴｉＯｘ介在物を適正量生成させるため、介在物も含めたトータルのＯ含有量は０．００２０％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量を０．００２０％以上とすることによりｒ値を向上させる効果をより確実に得られる。さらに好ましいＯ含有量は０．００３０％以上である。一方、Ｏ含有量が０．０１００％超であると介在物に起因したヘゲ疵が発生しやすくなるため、Ｏ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００６０％以下である。
【００３４】
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
Ｂは二次加工脆化を防止する作用を有するので含有させることが好ましい。Ｂ含有量が０．０００１％未満ではこの効果が小さく、０．００２０％を超えるとｒ値が顕著に低下する。このため、含有させる場合のＢ含有量は０．０００１〜０．００２０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０００３〜０．００１０％である。
【００３５】
Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下から選ばれる１種または２種以上
これらの元素は強度確保のためＦｅの一部に代えて含有させても良い。各元素の含有量がそれぞれ１％を超えると強度向上の効果が飽和して経済的に非効率となるため各元素の含有量を１％以下とする。好ましくは各元素とも０．５％以下である。なお、強度確保のために含有させる場合には各々の元素の含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。以上の成分系とすることで得られる鋼板中に形成される介在物としては、ｒ値を向上させるＴｉＯｘ介在物が５０％以上、延伸状介在物となり成形性を劣化させるＮｂＯ介在物とＳｉＯ２介在物とがそれぞれ１％未満であることが好ましい。
【００３６】
２．製造方法
本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための好適な製造方法を以下に説明する。
【００３７】
（１）製鋼工程
製鋼でのプロセス面での方法について説明する。本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、Ａｌを低減してＴｉを主体とした脱酸処理を行うことがポイントとなる。
【００３８】
まず、連続鋳造を行う前の溶鋼を脱酸する前に、減圧下で脱炭処理する。量産プロセスの製造法の好ましい一例は、通常の酸素吹き転炉を用いて溶鋼を吹錬した後、炉外精錬プロセスにて減圧下で脱炭処理することである。このような処理を行うことで、溶鋼が減圧下で効果的に脱炭処理される。
【００３９】
上記の脱炭処理に引き続いて、得られた未脱酸溶鋼にＴｉまたはＴｉ合金（以下、単に「Ｔｉ」と記す）を添加し、溶鋼中の溶存酸素によってＴｉＯｘを形成する。なお、脱酸によって消費されるＴｉ量を抑制すべく、Ｔｉ添加に先立ってＭｎもしくはＭｎ合金（以下、単に「Ｍｎ」と記す）、ＳｉもしくはＳｉ合金（以下、単に「Ｓｉ」と記す）および／または少量のＡｌもしくはＡｌ合金（以下、単に「Ａｌ」と記す）を添加して溶鋼をある程度脱酸しておいてもよい。Ａｌ含有量を抑制する観点からは、Ａｌ添加は行わず、Ｍｎ、Ｓｉを未脱酸溶鋼中に添加するのが好ましい。
【００４０】
以上の溶製手法により、ｓｏｌ．Ａｌ量を所定量に制御することが容易に可能となる。
なお、上記溶鋼はＯ含有量が例えば０．００２０％以上と高いため、製品における介在物欠陥が懸念される。そのため、連続鋳造工程においては、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。溶鋼を流動させることにより、凝固途中でのスラブ表層に介在物が捕捉するのを抑制でき、表層での介在物欠陥のない製品を製造できるためである。
【００４１】
（２）熱間圧延工程
熱間圧延開始温度：１１００〜１２７０℃
上記１の（１）にて説明した鋼組成を備える鋼塊または鋼片を１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延を施す。ここで、前記鋼塊または鋼片は、１１００℃未満の温度にあるものを再加熱して１１００〜１２７０℃として熱間圧延に供してもよいし、連続鋳造スラブを用いる場合には連続鋳造後１１００℃未満に低下させることなく１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延に供してもよいし、鋼片を用いる場合には分塊圧延後の鋼片を１１００℃未満に低下させることなく１１００〜１２７０℃とした後に熱間圧延に供してもよい。
【００４２】
熱間圧延に供する鋼塊または鋼片が１１００℃未満の場合には変形抵抗が高く熱間圧延が困難となる場合があり、１２７０℃を超える場合には過剰なスケールが生成し冷間圧延後まで残留してスケール疵として表面性状を劣化させる場合がある。
【００４３】
熱間圧延完了温度：Ａｒ３点〜１０００℃
熱間圧延完了温度をＡｒ３点未満とすると、表層がフェライト化して熱間圧延組織が粗大化しやすくなる。このため鋼板のｒ値が低下して加工時に割れが生じたりする場合がある。一方、熱間圧延完了温度が１０００℃を超えると、スケールにより表面性状が劣化しやすくなる。したがって、熱間圧延完了温度をＡｒ３点〜１０００℃とする。さらに好ましくは、Ａｒ３点〜９５０℃である。なお、熱間圧延完了温度を上記の温度範囲で行うために、圧延完了する前のシートバーを、加熱装置により加熱しても良い。この際に、鋼帯の後端が先端よりも高温となるように加熱し、鋼帯全長にわたる温度変動を小さくし、コイル内の特性の均一性を向上させることが望ましい。
【００４４】
巻取温度：４００〜７００℃
巻取温度が４００℃未満では、巻取り後における炭窒化物、特にＮｂＣの生成が不十分となり、ＮｂＣの効果を十分に享受することができない場合がある。この場合には、ｒ値が低下して加工時に割れが生じやすくなってしまう。一方、巻取温度が７００℃超の場合には、スケールが過剰に生成して表面性状を劣化させたり強度低下を招いたりする可能性が特に高まる。さらに好ましい巻取温度は４５０〜６５０℃である。
【００４５】
（３）酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程、めっき工程
熱間圧延により得られる熱間圧延鋼板は、通常、酸洗により脱スケールされ、冷間圧延が施された後に再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきが施され、合金化処理が施される。
【００４６】
酸洗は常法で構わないが、冷間圧延は圧下率を５０％以上とするとともに再結晶焼鈍を行い、再結晶集合組織を発達させて絞り性に好ましいｒ値が高くなるようにする。なお、再結晶焼鈍は再結晶温度以上Ａｃ３点未満で均熱する。均熱温度がＡｃ３点を超えると変態によって絞り性に好ましい再結晶集合組織が破壊されてｒ値が低下する。
【００４７】
溶融亜鉛めっき、合金化処理については、慣用のものであれば特に制限はなく、それ以外の方法であっても、鋼の化学組成が変更されない限り、いずれのものであっても本発明として所期の効果が発揮できれものであればよい。
【００４８】
ここに、本発明は別の面からは、そのようなめっき用に適する冷延鋼板ということもできる。
【実施例】
【００４９】
本発明の構成、効果について実施例に基づいてさらに説明する。
本例では、各種の試験条件にて溶製した溶鋼を用いて連続鋳造を行い、次いで、熱間圧延そして冷間圧延を行って得た薄板製品に合金化溶融亜鉛めっき処理を行って、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板についてその結果を評価した。
【００５０】
表１に示す化学成分を含有する供試材Ｎｏ．１〜２１の鋼板を試作した。
【００５１】
【表１−１】
【００５２】
【表１−２】
【００５３】
試験溶解装置および連続鋳造試験機を用いて、２．５ｔｏｎの鋳片を製造した。脱酸処理は、Ｔｉ以外の元素を添加量制御で調整し、その後所望の濃度およびＴｉＯｘ系介在物が分散するように、金属Ｔｉを添加して行った。
【００５４】
上記の方法で溶製した溶鋼を１ストランドタイプの垂直型試験連続鋳造機に供給し、厚さ１００ｍｍ、幅１０００ｍｍの鋳片に鋳造した。
切り出したスラブを再加熱し、試験熱間圧延機により粗圧延後で板厚３０ｍｍ、仕上圧延後で板厚３．２ｍｍとし、その後冷却した。各鋼板の熱間圧延開始温度および完了温度、ならびに巻取温度は表１に示したとおりである。
【００５５】
冷却後、さらに０．６５ｍｍまで冷間圧延し、試験溶融めっき装置にて焼鈍（温度は表１参照。）を施した後、片面当り４５ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜５５０℃で合金化処理を行い、冷却後、０．９％の伸率の調質圧延を施した。
【００５６】
得られた試験材について、機械特性および表面品質（耐パウダリング性）を調査した。
機械特性は、焼鈍後の薄鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、圧延方向に対する角度が９０°方向におけるＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、ＹＰＥ、０°、４５°、９０°方向のｒ値から求めた平均ｒ値（（ｒ０＋ｒ９０＋２×ｒ４５）／４）を測定した。ｒ値の目標は１．６以上とした。
【００５７】
表面品質（耐パウダリング性）の調査は、絞り比１．８の条件の円筒絞りを行ったサンプルにセロテープ（登録商標）を貼り付け、剥がした際のめっき剥離量を測定し、評価した。パウダンリング量の目標は１５ｍｇ以下とした。
【００５８】
このように表面品質は、めっき表面の外観を目視で評価し、すじ状模様、スケール疵、不めっき、およびパウダリング量が多いなどのめっき不良が認められない場合に良好（ＯＫ）と判定した。
【００５９】
本例における鋼の成分、製造条件および機械的特性を調査した結果を表１に示す。
本発明の成分範囲の鋼板であるＮｏ．１〜１０は、機械特性、特に、平均ｒ値が１．６を有し、さらに表面性状（耐パウダリング性）にも優れ、自動車外板パネル用に好適な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
【００６０】
これに対し、Ｎｏ．１１、１２は、本発明例のＮｏ．４とほとんど同じ成分でｓｏｌ．Ａｌ量を変化させた結果であるが、ｓｏｌ．Ａｌ≧０．００５％のため、ｒ値が低下している。
【００６１】
Ｎｏ．１３〜１７は、成分外れから、強度不足、ｒ値不足、降伏点伸びの発生により、機械特性は不良となった。
Ｎｏ．１８は機械特性のみならずＴｉ量が多く、すじ模様が発生した。Ｎｏ．１９はＰ量が多く、合金化処理性が悪くパウダリング量が多かった。Ｎｏ．２０はＳｉ量が多く、不めっきが発生した。Ｎｏ．２１はＳ量が多く、スケール疵が発生した。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】ｓｏｌ．Ａｌ量およびＭｎ含有量が平均ｒ値に与える影響を評価した結果を示すグラフである。
【図２】Ｎｂ量が平均ｒ値に与える影響を評価した結果を示すグラフである。
【特許請求の範囲】
【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、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０５〜０．２０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有することを特徴とする請求項１記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下の群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｏ：０．００２０〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項１〜３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、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％およびＮｂ：０．０５〜０．２０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有することを特徴とする請求項１記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下の群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｏ：０．００２０〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００９−１７４０２１（Ｐ２００９−１７４０２１Ａ）
【公開日】平成２１年８月６日（２００９．８．６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００８−１５１２６（Ｐ２００８−１５１２６）
【出願日】平成２０年１月２５日（２００８．１．２５）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２１年８月６日（２００９．８．６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２０年１月２５日（２００８．１．２５）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
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