JP3873638B2

JP3873638B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP3873638B2
Application number: JP2001067278A
Authority: JP
Inventors: 総人北野; 康伸長滝; 康弘重田; 昭蒲
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-03-09
Filing date: 2001-03-09
Publication date: 2007-01-24
Anticipated expiration: 2021-03-09
Also published as: JP2002266032A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車メーカーにおける地球環境保護に対する取り組みの一つとして、低燃比化を目的とした自動車車体の軽量化が実施されている。車体の軽量化の有効な手法として、自動車のメンバー、ロッカー、ピラーなどの各種構造部品の素材に高強度鋼板を適用し、素材板厚を薄肉化することが検討されてきた。また、最近では、自動車の衝突安全規制が高まる状況にあり、各種補強部材にも高強度鋼板の適用化が進められている。
【０００３】
高強度鋼板を実際の自動車部品に成形する場合、主として引張変形が付与される部位には、張り出し性や伸びフランジ性などのプレス成形性が要求されており、こうした要求に対し、従来から種々の高強度鋼板が開発されている。例えば、特開昭58-39770号公報には伸びフランジ性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。この技術では、フェライト相を下地として、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質相を各々面積率で5〜50%、1〜20%と多く含有し、55〜60kgf/mm²級の強度と141〜152%と高い伸びフランジ性を有する鋼板が得られている。
【０００４】
一方、絞り成形などのプレス成形時に圧縮変形が付加される部位には、成形後の耐二次加工脆性（耐縦割れ性）が求められており、特開平6-57373号公報には、耐二次加工脆性に優れる高ｒ値高張力冷延鋼板を製造する技術が開示されている。この技術は、P添加の極低C-Ti-Nb-B系の鋼で、B量をSi,Mn,Pの重み付き合計量で定まる所定範囲内に調整した鋼を用いることにより、耐二次加工脆性の良好な367.5〜501.8MPa(37.5〜51.2kgf/mm2)の強度の鋼板が得られるというものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特開昭58-39770号公報の技術のように、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質相を多く含む鋼板を圧縮変形すると、フェライトとベイナイトまたはマルテンサイトの界面に応力が集中する。そのため、成形後の圧壊試験でフェライトと第二相の界面から縦割れ破壊を起こし易い。このため、この技術の鋼板は耐二次加工脆性には好ましいとは考えにくい。
【０００６】
一方、特開平6-57373号公報に開示された技術では、500MPa程度までの強度の耐二次加工脆性の良好な鋼板は得られるが、化学成分から見て590 MPa以上の強度を有する鋼板を安定して製造することは困難と思われる。
【０００７】
ロッカー、シートアウターなどの自動車の構造部品に使用される鋼板としては、耐二次加工脆性が良好であるとともに590 MPa以上の強度が要求されているが、鋼板の高強度化に伴ない、プレス成形時に結晶粒界への応力集中が大きくなるため、耐二次加工脆性にとってはより厳しい状況となる。従って、従来技術ではこれら両方の要求を同時に満足することができないという問題がある。
【０００８】
そこで、本発明では、以上の問題点を解決し、590MPa以上の引張強度を有し、プレス成形後の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造する技術を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記の課題は、次の発明により解決される。その発明は、化学成分が、mass%でC:0.050 〜 0.130、Si≦0.7、Mn:1.3〜2.5、P≦0.08、S≦0.01、sol.Al:0.01〜0.1、N≦0.005、Nb:0.007〜0.06を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製して鋳造した後、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、この熱延鋼板を、あるいはさらに冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を、加熱した後冷却し、溶融亜鉛めっき工程（溶融亜鉛めっき後合金化処理を行う場合を含む）を施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、前記加熱は鋼板を下記の不等式を満たす温度T(℃)に加熱し、加熱後の冷却過程から前記溶融亜鉛めっき工程において鋼板を600〜350℃の温度域に下記の不等式を満たす時間t(sec)保持することを特徴とする、引張強度が 590MPa 以上で耐二次加工脆性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１０】
89×log(Nb+C/8)+900≦T＜900 (1)
t≦107-338×log(3×P+0.5) (2)
ここで、式中の元素記号はそれぞれのmass%を示す。
【００１１】
また、この発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、化学成分としてさらに、mass%でV:0.003〜0.08を含有することを特徴とする、引張強度が 590MPa 以上で耐二次加工脆性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法とすることもできる。
また、この発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、化学成分としてさらに、 mass% で Ti ≦ 0.05 、 Cr ≦ 0.5 のうちの 1 種または 2 種を含有することを特徴とする、引張強度が 590MPa 以上で耐二次加工脆性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１２】
この発明は、耐二次加工脆性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、鋭意検討を重ねた結果見出された知見に基づきなされた。それは、結晶粒界の強化に加え、鋼中にNb系炭化物を分散させた微細なフェライト組織とすることにより、鋼板の高強度化に伴なうプレス成形時の結晶粒界への応力集中に対して、特性の向上が図れるということである。
【００１３】
それに伴い、この発明では、Nb量とC量にて加熱温度を適正化し、さらに、加熱後の冷却過程から溶融亜鉛めっき工程においては、P量に応じて600〜350℃の温度域に滞在する時間、即ち保持時間を適正化することにより、結晶粒界を脆化させるPの偏析を抑制し、粒界強度を維持している。このようにして、590MPa以上の引張強度を有し、プレス成形後の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得るため、本発明は以下の構成要件を必須とする。以下に、本発明の鋼成分の添加理由、成分限定理由、組織形態および製造条件の限定理由について説明する。なお、以下の%はmass%を示す。
【００１４】
（１）鋼成分の範囲
C:0.050 〜 0.130%
Cは、組織の細粒化に寄与するNb系の炭化物を得るために重要な元素であり、また、鋼の強化に有効な元素であり、0.050%以上の添加量を要する。しかし、0.130%を超えてCを添加すると、延性が劣化し、プレス成形性に好ましくない。このため、C量は0.050 〜 0.130%の範囲内とする。
【００１５】
Si:≦0.7%
Siは、鋼の強化に有効な元素であり、適宜添加することができる。しかし、Si量が0.7%を超えると、溶融亜鉛めっきの密着性の劣化を招くばかりか、化成処理性にも好ましくない。よって、Si量は0.7%以下とする。
【００１６】
Mn:1.3〜2.5%
Mnは、鋼の強化に有効な元素であるが、添加量が1.3%未満では強化能が小さい。一方、Mnの添加量が2.5%を超えると、Mnの鋳造偏析に起因したバンド組織が顕在化し、このような不均一組織が形成されるとプレス成形性の劣化が懸念される。このため、Mn量は1.3〜2.5%の範囲内とする。
【００１７】
P:≦0.08%
Pは、鋼の強化に有効な元素であり、適宜添加することができる。しかし、Pは、結晶粒界に偏析して粒界を脆化させるため、プレス成形後の耐二次加工脆性に好ましくない。また、Pは溶融亜鉛めっき処理時の合金化むらを引き起こし、密着性を低下させる元素である。特にP量が0.08%を超えると、これらの悪影響が顕著となる。従って、Pの添加量を0.08%以下とする。
【００１８】
S:≦0.01%
Sは鋼中に過剰に存在すると、熱間圧延時の赤熱脆性が懸念される。また、結晶粒界に析出した硫化物は粒界強度を低下させ、プレス成形後の耐二次加工脆性に好ましくない。特にS量が0.01%を超えると、これらの悪影響が顕著となる。よって、S量を0.01%以下とする。
【００１９】
sol.Al:0.01〜0.1%
Alは鋼の脱酸とNを析出固定するためから、0.01%以上必要である。しかし、Alの添加量が0.1%を超えると、溶融亜鉛めっき処理後のめっき表面性状に好ましくない。このため、Al量は0.01〜0.1%の範囲内とする。
【００２０】
N:≦0.005%
Nは、AlまたはVで析出固定されるので多少含まれていてもよい。しかし、N量が0.005%を超えると、微細な窒化物が多く形成され、これにより焼鈍時のフェライトの再結晶は遅滞し、加工組織が残留し易くなる。このような鋼板組織はプレス成形性に好ましくないばかりか、成形後の耐二次加工脆性にも望ましくない。よって、N量は0.005%以下とする。
【００２１】
Nb:0.007〜0.06%
Nbは、フェライトの細粒化と鋼の強化に寄与するNb系炭化物を得るため、0.007%以上の添加を要する。しかし、添加量が0.06%を超えると、Nb系炭化物が過剰に形成され、これにより焼鈍時のフェライトの再結晶は遅滞し、鋼中に加工組織が残留し易くなる。この結果、鋼板の延性は低下し、プレス成形性の劣化を引き起こす。また、このように加工歪みの残留する鋼板では、プレス成形時に応力集中が起り、加工歪みの局在化を招き易くなるため、プレス成形後の耐二次加工脆性にも好ましくない。このため、Nb量は0.007〜0.06%の範囲内とする。
【００２２】
V:添加する場合0.003〜0.08%
Vは、鋼の強化とNを析出固定するために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。V系窒化物が多く形成されると鋼板組織の微細化に好ましく、この効果は、0.003%以上の添加により達成される。しかし、V量が0.08%を超えると、過剰なV系窒化物によって、フェライトの再結晶は遅滞し、加工組織が残留し易くなる。こうした鋼板組織では、プレス成形性や成形後の耐二次加工脆性の向上は望めない。従って、Vを添加する場合、その添加量は0.003〜0.08%の範囲内とする。
【００２３】
上記の鋼成分以外の化学成分については、過剰に添加しなければ、本発明の効果を損なうことはない。例えば、Tiは0.05%以下、Crは0.5%以下であれば、本発明の目的とする特性に悪影響を及ぼさない。
【００２４】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐二次加工脆性を意図としており、上記(1)のように所定の成分を調整した鋼板であり、以下の方法にて製造することができる。
【００２５】
（２）鋼板の製造方法
上記（１）で述べた化学成分の鋼を溶製し、鋳造した後、熱間圧延を施す。鋼の溶製、溶製後の鋳造、熱間圧延の方法については特に限定はなく、特に組織が不均一でなければ良い。得られた熱延鋼板を酸洗し、必要に応じて冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっき処理を施す。その際、プレス成形後の耐二次加工脆性に好ましい微細なフェライト組織を安定して形成させ、更に、フェライト粒界の強度を維持するため、焼鈍（加熱）プロセスの適正化が必要である。また、均熱（加熱）後の冷却ないし溶融亜鉛めっき処理過程においては、フェライト粒界を脆化させるPの偏析を抑制するため、600〜350℃の温度域に滞在する時間、即ち保持時間を適正化することが必要である。
【００２６】
均熱（加熱）温度T(℃)：89×log(Nb+C/8)+900≦ T＜900
均熱（加熱）温度がこの温度範囲より低い場合には、焼鈍（加熱）後でも加工組織が残留し易く、成形後の縦割れ臨界温度Tcは-29℃以上と高くなり、耐二次加工脆性は劣化する。また、均熱（加熱）温度が900℃以上の場合には、粗大なフェライト粒が認められるため、やはりTcは-29℃以上と高くなり、耐二次加工脆性は劣化する。均熱温度T(℃)をこの温度範囲内の場合は、後述のように、微細な再結晶フェライト組織が安定して得られ、Tcは許容範囲の-30℃以下ないし良好とされる-61℃以下を達成できる。従って、均熱温度T(℃)を89×log(Nb+C/8)+900≦ T＜900を満たす温度とする。
【００２７】
600〜350℃の温度域の保持時間t(sec)：t≦107-338×log(3×P+0.5)
この温度域の保持時間tが107-338×log(3×P+0.5)を超える場合には、成形後の縦割れ臨界温度Tcは-29℃以上と高くなり、耐二次加工脆性は劣化する。この温度域の保持時間tが107-338×log(3×P+0.5)以下の場合には、Tcは許容範囲の-30℃以下ないし良好とされる-61℃以下を達成できる。よって、粒界へのPの偏析を抑制し、フェライトの粒界強度を維持するために、均熱（加熱）後の冷却過程以降の600〜350℃の温度域での保持時間を107-338×log(3×P+0.5)以下とする。600〜350℃の温度域を所定の時間保持しながら、鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、また、必要に応じて合金化処理を実施しても良い。
【００２８】
以上の製造工程を経て、本発明の意図とする耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが出来る。また、このようにして得られた鋼板に、電気めっき、化成処理などの表面処理を施しても所望の鋼板特性を損なうことはない。
【００２９】
溶融亜鉛めっき鋼板の発明は、化学成分が上記の化学成分であり、フェライト粒径が10μm以下の組織を有し、強度が590MPa以上であり、耐二次加工脆性に優れていることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００３０】
この発明は、前述の製造方法の発明と同様、加熱温度を適正化し、さらに、加熱後の冷却過程から溶融亜鉛めっき工程においては、P量に応じて600〜350℃の温度域における保持時間を適正化することにより製造することができる。この溶融亜鉛めっき鋼板は、前述の化学成分に調整されているので、590MPa以上の引張強度を有することが可能である。また、フェライト粒径を10μm以下に微細化し、結晶粒界を脆化させるPの偏析を抑制して粒界強度を維持しているので、プレス成形後の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とすることができる。
【００３１】
なお、この発明で、耐二次加工脆性に優れているというのは、例えば後述のように、絞り比1.6で成形したカップの縦割れ遷移温度が-30℃以下ということである。
【００３２】
【発明の実施の形態】
極低炭素IF鋼を用いた従来知見から明らかなように、耐二次加工脆性を向上させる方法として、結晶粒界を強化することが有効であることが知られている。しかし、鋼板の高強度化に伴ない、プレス成形時に結晶粒界への応力集中が大きくなるため、粒界強度を高めることのみでは、耐二次加工脆性の向上は難しい。そこで、結晶粒界の強化に加え、鋼板組織の細粒化に主眼を置き、耐二次加工脆性の向上を検討した所、鋼中にNb系炭化物を分散させた平均粒径10μm以下のフェライト組織を主体とする微細組織により、特性の向上が可能となった。
【００３３】
鋼板の組織制御は、主に熱間圧延後ないし冷間圧延後の焼鈍プロセスにて実施し、この場合、特に、組織の微細化に寄与するNb系炭化物を形成するNb量とC量にて均熱温度を適正化し、さらに、均熱後の冷却過程において、結晶粒界を脆化させるPの偏析を抑制し、粒界強度を維持するためから、P量に応じて600〜350℃の中間温度域での保持時間を適正化することが必須であることが明らかとなった。
【００３４】
そこで、発明の実施に当たっては、前述の化学成分の鋼を溶製し、鋳造した後、熱間圧延を施す。鋼の溶製は、転炉法、電気炉法のいずれの方法でも差し支えなく、また、溶製後の鋳造は、連続鋳造あるいは造塊のいずれの方法で実施しても問題はない。熱間圧延は鋳造後、直ちに開始しても良いし、また、一旦冷却し、加熱してから実施しても良い。
【００３５】
熱間圧延では、粗圧延後、仕上圧延を行ない、コイルに巻き取る。熱延板の表層部で伸長粒や粗大粒が発達すると、最終焼鈍後の板厚方向の組織が不均一となり、プレス成形性、成形後の耐二次加工脆性に好ましくない。このため、仕上圧延温度はAr₃点以上とし、また、巻取温度は750℃以下とした方が良い。
【００３６】
得られた熱延板を酸洗し、必要に応じて30%以上の圧下率で冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっき処理を施す。プレス成形後の耐二次加工脆性に好ましい平均粒径10μm以下の微細なフェライト組織を安定して形成させ、更に、フェライト粒界の強度を維持するため、焼鈍プロセスを適正化することが必要である。つまり、フェライトの細粒化に寄与するNb系炭化物を形成するNb量とC量にて均熱温度を適正化し、均熱後の冷却過程において、フェライト粒界を脆化させるPの偏析を抑制するため、P量に応じて600〜350℃の中間温度域での保持時間、即ちこの温度域に滞在する時間を適正化することが必要である。
【００３７】
具体的な数値を求めるため、本発明の化学成分範囲内の鋼板について、カップ成形後の縦割れ試験を行い、プレス成形後の耐二次加工脆性を調査した。用いた鋼板は、C:0.04〜0.10%、Si:0.01〜0.45%、Mn:1.5〜1.9%、P:0.01〜0.03%、S:0.001〜0.004%、sol.Al:0.02〜0.06%、N:0.0020〜0.0035%、Nb:0.01〜0.06%、V:0.02〜0.06%の化学成分の冷延板(板厚1.2mm)を種々の均熱温度で180sec保持し、その後600〜350℃の温度域の保持時間が150 secで室温まで冷却した焼鈍板である。
【００３８】
試験では、この焼鈍板より120mmφのブランクを採取し、絞り比1.6（75mmφ）でカップ成形し、カップ側壁を高さ30mmにトリムして縦割れ試験用の成形カップとした。縦割れ試験では、冷媒中でこの成形カップの内面を円錐台形の台座に押付け、カップ側壁を押し拡げる。その際、カップ側壁に縦割れが生じない最低温度（冷媒の温度T）を、縦割れ臨界温度Tcとする。以上の試験方法を図１に示す。
【００３９】
縦割れ試験結果を、Nb,C量と均熱温度で整理して図２に示す。なお、Nb,C量は対数目盛でプロットしてあり、縦割れ試験結果はNb+C/8により整理できることが分かる。図２に示すように、均熱温度T(℃)が図中の直線以上、即ち89×log(Nb+C/8)+900以上（Nb,Cはそれぞれのmass%を示す）の温度で、かつ900℃未満の場合には、縦割れ臨界温度Tcは-30〜-60℃(△:許容)ないし-61〜-90℃(○:良好)と低温の特性値が得られている。これは、微細な再結晶フェライト組織が安定して得られていることによる。
【００４０】
これに対して、図中の直線より下、即ち89×log(Nb+C/8)+900未満の場合には、焼鈍後に加工組織が残留し易くなるため、成形後の縦割れ臨界温度Tcは25〜-29℃(×)と高く、耐二次加工脆性は劣化する。また、均熱温度が900℃の場合には、粗大なフェライト粒が認められるため、Tcは25〜-29℃と高く、耐二次加工脆性は劣化(×)する。
【００４１】
また、600〜350℃の温度域の保持時間の影響を調べるため、前述と同様、プレス成形後の耐二次加工脆性を調査した。用いた鋼板は、C:0.05〜0.10%、Si:0.01〜0.30%、Mn:1.6〜2.0%、P:0.012〜0.10%、S:0.001〜0.003%、sol.Al:0.02〜0.06%、N:0.0015〜0.0035%、Nb:0.01〜0.035%、V:0.005〜0.04%の成分の冷延板(板厚1.2mm)を830℃で180sec均熱した後、その後600〜350℃の温度域の保持時間を変化させ、室温まで冷却した焼鈍板である。
【００４２】
縦割れ試験結果を、図３に示す。図に示すように、600〜350℃での保持時間t(sec)が、図中の曲線より上、即ち107-338×log(3×P+0.5)を超える場合（Pはmass%を示す）には、成形後の縦割れ臨界温度Tcは25〜-29℃と高く、耐二次加工脆性は劣化(×)している。これは、粒界へのPの偏析による特性劣化と考えられる。一方、600〜350℃での保持時間が107-338×log(3×P+0.5)以下の場合には、Tcは-30〜-60℃(△:許容)ないし-61〜-90℃(○:良好)と低温の特性値が得られている。
【００４３】
このように、耐二次加工脆性の劣化を防止するには、600〜350℃の温度域を所定の時間以内で、鋼板に溶融亜鉛めっきを施す必要がある。その際、必要に応じて合金化処理を実施しても良い。以上の製造工程を経て、本発明の意図とする耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが出来る。また、このようにして得られた鋼板に、電気めっき、化成処理などの表面処理を施しても所望の鋼板特性を損なうことはない。
【００４４】
【実施例】
以下に本発明の実施例を示す。
【００４５】
[実施例１]
表１に示す成分の鋼(鋼番1〜8:本発明鋼、鋼番9〜16:比較鋼)を実験室にて溶製後、鋳造し、板厚60mmのスラブを作製した。但し、鋼番8の鋼は後述のように電気炉にて出鋼した鋼を用いた。このスラブを板厚30mmまで分塊圧延した後、大気炉で1270℃×1hrの加熱処理を施し、熱間圧延に供した。仕上圧延は890℃で実施し、続いて、620℃×1hrの巻取相当の熱処理を行ない、板厚4mmの熱延板を作製した。次に、熱延板を酸洗し、板厚1.2mmまで冷間圧延した。
【００４６】
【表１】

【００４７】
この後、冷延板を820℃で150sec均熱し、平均速度10℃/sで600℃まで冷却した後、460℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、550℃で合金化処理を施した。焼鈍中、600〜350℃の温度域の保持時間を130 secとした。この焼鈍板に伸長率1.0%の調質圧延を施し、引張試験、耐二次加工脆性、表面外観の評価を実施した。
【００４８】
引張試験はJIS Z 2241(日本工業規格)に準拠した方法にて実施し、590MPa以上の引張強度(TS)が得られる場合、特性良好(○)とし、590MPa未満のTSの場合には、強度不足(×)と評価した。耐二次加工脆性は、図1に示す方法にて評価し、縦割れ臨界温度(Tc)が-61〜-90℃の時、特性良好(○)とし、Tcが-30〜-60℃の時、許容レベル(△)、また、Tcが25〜-29℃の時、特性劣化(×)と判定した。
【００４９】
また、巾120mm、長さ2000mmの範囲で、めっき表面を目視にて評価し、不めっきや線状欠陥などの表面欠陥が認められた場合には、表面不良(×)と評価した。これらの引張強度、縦割れ臨界温度およびめっき表面性状の評価結果を表２に示す。
【００５０】
【表２】

【００５１】
本発明例No.1〜8（鋼番1〜8）はいずれも本発明成分範囲にあり、TSが600〜680MPa、Tcが-65〜-85℃の特性値を有しており、引張強度、耐二次加工脆性ともに良好な特性が得られている。また、表面性状はいずれも良好である。
【００５２】
一方、比較例No.9〜16（鋼番9〜16）はいずれも本発明成分範囲外にあり、引張強度、耐二次加工脆性およびめっき表面性状を満足しない。比較例No.9、12はTcが-80〜-90℃と低く良好な耐二次加工脆性を有しており、また、めっき表面も好ましいが、TSが490〜520MPaと低く、590MPa以上の引張強度が得られていない。比較例No.10、11、14はTSが610〜750MPaと高く、引張強度は良好で、いずれも好ましいめっき表面を有しているが、Tcは25〜-10℃と高く、耐二次加工脆性は劣化している。
【００５３】
比較例No.13、15はTSが630〜660MPaと高く、良好な強度が得られているが、Tcは15〜20℃と高く、耐二次加工脆性は劣化している。また、いずれの表面も不めっきが存在しており、表面性状は好ましくない。また、比較例No.16はTSが605MPaで良好な強度を有しており、また、Tcは-45℃と低く耐二次加工脆性は許容レベルであるが、表面には線状欠陥が存在しており、表面外観は好ましくない。
【００５４】
[実施例2]
表１の鋼番8の鋼(本発明鋼)を電気炉にて出鋼した後、造塊し、板厚200mmのスラブを2本製造した。このスラブを1270℃で1時間加熱した後、粗圧延を開始し、880℃で仕上圧延を実施し、板厚2.0mmの熱延コイルを製造した。なお、巻取温度は550℃とした。次に、この2本の熱延コイルをそれぞれ酸洗した後、各々異なる焼鈍サイクルにて連続溶融亜鉛めっきを施した。
【００５５】
この内、1本のコイルを用いて、コイルの長手方向で720〜910℃に均熱温度を変化させた後、冷却し、続いて、460℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬した後、直ちに500℃まで昇温し、合金化処理を施し、室温まで冷却した。この間、均熱後、室温までの焼鈍過程において、600〜350℃の温度域での保持時間を150secとした。
【００５６】
また、残り1本のコイルを用いて、800〜815℃で均熱した後、冷却し、460℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬した後、直ちに550℃まで昇温し、合金化処理を施し、室温まで冷却した。尚、このコイルでは、コイル長手方向で焼鈍中の600〜350℃の温度域での保持時間を100〜280secに変化させた。
【００５７】
また、めっき後、各々の焼鈍板には、伸長率1.0%の調質圧延を施した。それぞれのコイルで均熱温度、または600〜350℃の中間温度域での保持時間を変化させた位置から、焼鈍板を採取し、実施例1と同様の方法にて、引張試験、耐二次加工脆性、表面外観の評価を実施した。
【００５８】
引張強度、縦割れ臨界温度およびめっき表面性状の評価結果を表３に示す。
【００５９】
【表３】

【００６０】
鋼板No.21,22,27は、いずれも均熱温度が本発明範囲外にあり、表面性状は良好であるが、TSは560〜750MPa、Tcは-25〜10℃であり、耐二次加工脆性は望ましくない。
【００６１】
No.23〜26はいずれも均熱温度が本発明範囲にあり、TSは600〜670MPaと高く、また、Tcは-35〜-75℃の特性値を示しており、耐二次加工脆性は許容範囲ないし良好な特性が得られている。また、いずれも良好なめっき表面を有している。
【００６２】
No.28,29はいずれも600〜350℃の温度域での保持時間が本発明範囲にあり、TSは610〜615MPaと高く、また、Tcは-45〜-70℃と低い特性値を有しており、強度、耐二次加工脆性ともに良好である。更に、好ましいめっき表面性状を有している。
【００６３】
No.30〜32はいずれも600〜350℃の温度域での保持時間が本発明範囲外にあり、TSは605〜620 MPa と高く、めっき表面も好ましい外観を示しているが、Tcは5〜-20℃と高く、耐二次加工脆性は劣化している。
【００６４】
【発明の効果】
本発明によれば、鋼の化学成分を規定するとともに、Nb量とC量にて加熱温度を適正化し、さらに、加熱後の冷却過程から溶融亜鉛めっき工程において、P量に応じて600〜350℃の温度域における保持時間を適正化することにより、結晶粒界を脆化させるPの偏析を抑制し、粒界強度を維持している。このように鋼の化学成分と製造条件を規定することにより、590MPa以上の強度を有する耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することが可能であり、靭性が求められる自動車の構造部品等への適用できることから、自動車業界における利用価値は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板の耐二次加工脆性の評価方法を示す図。
【図２】耐二次加工脆性におよぼす均熱温度およびNb+C/8の影響を示す図。
【図３】耐二次加工脆性におよぼす600〜350℃での保持時間およびPの影響を示す図。

Claims

化学成分が、mass%でC:0.050 〜 0.130、Si≦0.7、Mn:1.3〜2.5、P≦0.08、S≦0.01、sol.Al:0.01〜0.1、N≦0.005、Nb:0.007〜0.06を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製して鋳造した後、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、この熱延鋼板を、あるいはさらに冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を、加熱した後冷却し、溶融亜鉛めっき工程（溶融亜鉛めっき後合金化処理を行う場合を含む）を施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、前記加熱は鋼板を下記の不等式を満たす温度T(℃)に加熱し、加熱後の冷却過程から前記溶融亜鉛めっき工程において鋼板を600〜350℃の温度域に下記の不等式を満たす時間t(sec)保持することを特徴とする、引張強度が 590MPa 以上で耐二次加工脆性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
89×log(Nb+C/8)+900≦T＜900
t≦107-338×log(3×P+0.5)
ここで、式中の元素記号はそれぞれのmass%を示す。
請求項１記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、化学成分としてさらに、mass%でV:0.003〜0.08を含有することを特徴とする、引張強度が 590MPa 以上で耐二次加工脆性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
請求項１または２記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、化学成分としてさらに、 mass% で Ti ≦ 0.05 、 Cr ≦ 0.5 のうちの 1 種または 2 種を含有することを特徴とする、引張強度が 590MPa 以上で耐二次加工脆性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
化学成分が請求項１、２または３記載の化学成分であり、引張強度が590MPa以上であり、耐二次加工脆性に優れていることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。