JP2003003216A - 深絞り性および耐２次加工脆性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】深絞り性、耐２次加工脆性およびめっき特性に
優れ、しかも引張強さが400MPa程度以上の高強度溶融亜
鉛めっき鋼板を提供する。 【解決手段】溶融亜鉛めっき鋼板の製造に際し、素材成
分として、特にNbを、Nb：0.001〜0.2mass％でかつ、0.
3×(Ｃ/12)≦Nb/93≦3.0×(Ｃ/12)Tiを、Ti：0.002〜0.
05mass％で、Ti/48≦1.5×(Ｎ/14＋Ｓ/32)かつＮ−(14/
48)Ti≦0さらにMoを、Mo：0.05〜2.0mass％の範囲で含
有させる。鋼スラブを９５０〜１３００℃に加熱−均熱
後、熱間圧延し、４００〜８５０℃で巻取り後、酸洗を
施し、５０〜９５％の冷間圧延、７００〜９５０℃の再
結晶焼鈍後、調質圧延を行い、再び、酸洗と焼鈍を含む
溶融亜鉛めっき処理を施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の車体用鋼
板のように、曲げ加工やプレス成形加工、絞り加工など
が行われる用途に用いて好適な、主として深絞り性と耐
２次加工脆性がともに優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車用鋼板は、環境問題に由来
する排気ガス規制などから、車体を軽量化して燃費を向
上させるためと同時に、安全性を向上させるために、強
度の大きいものが求められている。このような要請に応
えられるものとして、引張り強さが400MPa程度以上で、
しかも優れたプレス成形性を有する高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板が開発されている。

【０００３】しかしながら、一般に冷延鋼板は、高強度
化に伴って深絞り性すなわちランクフォード値(ｒ値)や
TS−Elバランスが劣化し、まためっき特性などの表面特
性も劣化する傾向にある。従って、自動車用鋼板は、高
強度であると共に、深絞り性やめっき特性にも優れてい
ることが必要である。

【０００４】これまで、高強度鋼の深絞り性を改善する
幾つかの技術が提案されている。例えば、特開昭63-100
158号公報には、Ｃを低減した極低炭素鋼をベースとし
て、加工性、時効性を改善するために、炭窒化物形成元
素であるTi，Nbなどを添加し、さらに加工性を阻害しな
いSi，Mn，Ｐで高強度化を図ることによって、成形性を
向上させた高強度冷延鋼板が提案されている。しかしな
がら、この従来技術には、ｒ値やElなどを劣化させるこ
となく高強度化を図るには、Si，Mn等が有利な成分では
あるが、逆に、多量のSi等を含有させると、表面特性の
劣化が避けられず、めっき特性が著しく劣化するという
問題があった。

【０００５】また、特開平5-339461号公報には、極低炭
素鋼にNbを添加し、さらに高強度化を図るためにSi，M
n，Ｐを適量添加した鋼を、フェライト域にて潤滑熱延
を行うことによりｒ値を向上させた、高強度冷延鋼板お
よび溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
しかしながら、この従来技術は、引張り強さが400MPa程
度以上で、しかも高いｒ値を有する深絞り用高強度鋼板
の製造が可能にはなるものの、熱間圧延時に潤滑圧延を
しなければならないため、圧延時のスリップや噛み込み
不良等が発生するという問題があった。また、この技術
ではSi添加によるめっき特性の劣化に関しては検討され
ていない。

【０００６】その他、合金化溶融亜鉛めっき用の鋼板を
高強度化する方法としては、特開平5-255807号公報に開
示の技術が知られている。この公知技術は、めっき性改
善のためSiを0.03mass％以下に制限し、強化成分として
主にＰ，Mnを用いたものである。しかしながら、この従
来技術は、多量のＰを添加するため、溶融亜鉛めっき鋼
板の合金化を遅延させるだけでなく、特に極低炭素鋼に
おいては、耐２次加工脆性が劣化するという問題があっ
た。また、Mnも、めっき特性への影響は少ないとはい
え、Siが0.1mass％以下に制限された状態では、Mn量が1
mass％以上になるとめっき特性が劣化し始めるだけでな
く、多量に含有させると変態点が低下して熱延板が硬質
化したり、焼鈍時に再結晶しない等の材質劣化につなが
る不具合が発生するという問題もあった。

【０００７】なお、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき特性を
改善する技術として、特公平7-9055号公報には、鋼板を
焼鈍後、酸洗処理し、その後、亜鉛めっき処理を施すこ
とによって、合金化速度を向上させ、めっき密着性およ
び耐パウダリング性等を改善することが示されている。
しかしながら、この技術は、Ｐ添加鋼に関するもので、
Siについては何ら考慮が払われていない。

【０００８】次に、耐２次加工脆性の劣化に対する改善
手段としては、たとえば特開平6-287684号公報に記載の
ように、Ｂを添加する方法が一般的に知られている。そ
の他、特開平10-17994号公報には、ＳおよびＮの積極的
な添加により、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐２次加工
脆性を改善する技術が開示されている。しかし、これら
の方法では、スラブ加熱〜熱間圧延〜巻取り工程におい
て、ＳはTiＳやMnＳの化合物を、またＮはTiＮやAlＮお
よびＢＮなどの化合物を生成する傾向が見られる。特に
ＢＮの生成は、固溶Ｂ量の低下につながり、結果的に耐
２次加工脆性の低下を引き起こすという問題があった。

【０００９】なお、上記の方法において、固溶Ｂを確保
する方法としては、特公平3-72134号公報に、引張強さ
が300MPa前後の鋼板において、微量Tiの添加により、ス
ラブ加熱段階でＮをTiＮとして析出固定させることで、
ＢＮの析出を抑制する方法が示されている。しかしなが
ら、これらの方法の場合、引張強さを400MPa程度以上の
鋼板とするためには、Ｐをさらに高める必要があるこ
と、および、詳細は後述するが、良質なめっき鋼板を得
るための焼鈍を繰り返す工程で、粒界へのＰ濃化が助長
され、粒界Ｂが減少する傾向にあることから、２次加工
脆性抑制に十分な効果を得ることができないという問題
があった。以上説明したように、深絞り性、耐２次加工
脆性およびめっき特性を維持しつつ高強度化を図るには
限界があった。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、深絞り性と
耐２次加工脆性に優れると同時に、高い強度を有する溶
融亜鉛めっき鋼板を提供しようとするときに問題となる
上記各従来技術の欠点を解決することを課題とする。す
なわち、本発明の目的は、深絞り性と耐２次加工脆性と
に優れ、さらにはめっき特性にも優れた、400MPa程度以
上の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板を有利に製造する方法
を提案することにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、強化成分と
してSi，Mn，Ｐを活用し、さらに炭化物形成元素として
Nb、耐２次加工脆性向上元素としてMoおよびTiを添加す
ることが有効であることが分かったが、深絞り性とめっ
き特性とを両立させるためには、連続焼鈍設備にて再結
晶焼鈍と調質圧延を行った後に、溶融亜鉛めっき設備に
て酸洗とめっき処理を行うことが、極めて有効であると
の知見を得た。本発明は、上記の知見に立脚するもので
ある。

【００１２】すなわち、本発明は、Ｃ：0.0005〜0.008m
ass％，Si：0.1〜1.5mass％，Mn：0.5〜3.0mass％，
Ｐ：0.02〜0.2mass％，Ｓ：0.02mass％以下，Al：0.005
〜0.20mass％，Ｎ：0.01mass％以下，Ｂ：0.0005〜0.00
8mass％，Mo：0.05〜2.0mass％，Nb：0.001〜0.2mass％
でかつ、0.3×(Ｃ/12)≦Nb/93≦3.0×(Ｃ/12)，Ti：0.0
02〜0.05mass％で、Ti/48≦1.5×(Ｎ/14＋Ｓ/32)かつ、
Ｎ−(14/48)Ti≦0，ただし、Mnは、SiならびにＰの関係
において、次式 Mn/55≦Si/28＋10×(Ｐ/31)≦0.07 を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
物の組成になる鋼スラブを、950〜1300℃に加熱−均熱
後、650〜1000℃の温度で熱間圧延を終了し、400〜850
℃で巻取り、酸洗後、50〜95％の圧下率で冷間圧延した
後、連続焼鈍により700〜950℃で再結晶焼鈍後、圧下率
0.3〜5.0％の調質圧延し、その後、酸洗と焼鈍を含む連
続溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする深絞り性
および耐２次加工脆性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法である。

【００１３】また、本発明は、鋼スラブが、上記成分に
加えてさらに、Cu：0.02〜2.0mass％および Ni：0.02〜
2.0mass％のうちから選んだ１種または２種を含有する
組成になることを特徴とする深絞り性および耐２次加工
脆性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であ
る。

【００１４】

【発明の実施の形態】初めに、本発明の基礎となった実
験について述べる。 実験１ Ｃ：0.002mass％，Si：0.1〜1.5mass％，Mn：0.5〜3.0m
ass％，Ｐ：0.02〜0.2mass％，Ｓ：0.005mass％，Al：
0.03mass％，Ｎ：0.002mass％，Nb：0.015mass％，Ti：
0.010mass％，Mo：0.1mass％およびＢ：0.002mass％を
含有し、残部は実質的にFeの組成になるシートバーを、
1250℃に加熱−均熱後、仕上温度が900℃となるように
３パスの圧延を行って、板厚：3.5mmの熱延板としたの
ち、巻取温度600℃に相当する熱処理を施した。次い
で、酸洗後、80％の圧下率で冷間圧延したのち、850℃
で40ｓの再結晶焼鈍を施した。さらに、圧下率：0.8％
の調質圧延を行い、酸洗後、700℃で40ｓの焼鈍を行っ
たのち、450〜500℃の温度域まで急冷し、次いで、Alを
0.13mass％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき
処理を施したのち、450〜550℃の温度で合金化処理（め
っき層中のFe含有率：約10mass％）を施した。

【００１５】得られた鋼板は、ｒ値の測定に供した。な
お、ｒ値は、ＪＩＳ５号引張試験片を使用し、15％引張
予歪を与えたのち、３点法にて測定し、ｒ_L(圧延方
向)、ｒ_D(圧延方向に45度)、ｒ_C(圧延方向に90度)の３
方向の平均値 ｒ値＝(ｒ_L＋２ｒ_D＋ｒ_C)／４ として求めた図１に、ｒ値に及ぼす鋼組成、特にSi，Mn
およびＰの影響について整理して示す。これより明らか
なように、鋼組成を(Si/28)＋10×(Ｐ/31)≧(Mn/55)か
つ(Si/28)＋10×(Ｐ/31)≦0.07を満足する範囲に調整す
ることにより、高いｒ値が得られることがわかる。

【００１６】実験２ 次に、Ｃ：0.002mass％，Si：0.5mass％，Mn：1.0mass
％，Ｐ：0.07mass％，Ｓ：0.005mass％，Al：0.03mass
％，Ｎ：0.003mass％，Nb：0.03mass％，Ti：0〜0.07ma
ss％，Ｂ：0.002mass％およびMo：0〜0.1mass％を含有
し、残部は実質的にFeの組成になるシートバーを、1250
℃に加熱−均熱後、仕上温度が900℃となるように３パ
スの圧延を行って、板厚：3.5mmの熱延板とした後、巻
取温度600〜800℃に相当する熱処理を施した。次いで、
酸洗後、80％の圧下率で冷間圧延し、850℃で40ｓの再
結晶焼鈍を施した。さらに圧下率0.8％の調質圧延を行
い、酸洗後、700℃で40ｓの焼鈍したのち、450〜500℃
の温度域まで急冷し、次いで、Alを0.13mass％含有する
溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、450〜5
50℃の温度で合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10
mass％）を施した。なお、比較のため、冷延後、850℃
で40ｓの再結晶焼鈍を施したのち、直ちにめっき処理を
施した材料も作製した。

【００１７】得られた鋼板について、ｒ値と耐２次加工
脆性を調査した。ｒ値は、実験１と同様にして求めた。
なお、プレス成形性の観点から、ｒ値1.5以上を○、1.5
未満を×として評価した。また、耐２次加工脆性につい
ては、脆性遷移温度Tcrにて評価した。その試験方法
は、板厚1.4mmの合金化溶融亜鉛めっき鋼板より60mmφ
の試験片を打ち抜いた後、この試験片を32mmφの球頭ポ
ンチにて絞り抜き、得られたカップを深さ27mmの位置で
切断した。これを、種々の温度（設定温度±1℃）に10
分間以上保持した後、試験台に横向きに置き、このカッ
プに対して重錘重量5kg、落下高さ80cmの落重試験を行
い、割れが発生しない最低の温度を脆性遷移温度Tcrと
して評価した。合否判定は、Tcrが−45℃以下の時が○
（可）、−45℃超えの時が×（不可）とした。

【００１８】図２に、ｒ値に及ぼすTi含有量の影響につ
いて調べた結果を示す。これから、Ti含有量が多くなる
とｒ値が低下する傾向があることがわかる。また、Ti含
有量が多いと、巻取り相当の熱処理温度が高いほど(す
なわち、巻取り温度が高いほど)、ｒ値は低下する傾向
も認められる。さらに、図３に、耐２次加工脆性に及ぼ
すTi含有量およびMo含有量の影響について調べた結果を
示す。これから、Ti含有量が多いほど耐２次加工脆性が
改善される傾向にあることがわかる。さらに図３から
は、Moの添加により、耐２次加工脆性が向上することも
明らかである。

【００１９】実験３ Ｃ：0.002mass％，Si：0.5mass％，Mn：1.0mass％，
Ｐ：0.07mass％，Ｓ：0.005mass％，Al：0.03mass％，N
b：0.015mass％，Mo：0.1mass％およびＢ：0.002mass％
を含有し、さらに、Ｎ：0.0020〜0.0090mass％，Ti：0.
005〜0.030mass％の範囲で変動させ、残部は実質的にFe
の組成になる８鋼種について、それぞれのシートバー
を、1250℃に加熱−均熱後、仕上温度が900℃となるよ
うに３パスの圧延を行って、板厚：3.5mmの熱延板とし
た後、巻取温度600℃に相当する熱処理を施した。次い
で、酸洗後、80％の圧下率で冷間圧延し、850℃で40ｓ
の再結晶焼鈍を施した。さらに圧下率0.8％の調質圧延
を行い、酸洗後、700℃で40ｓの焼鈍したのち、450〜50
0℃の温度域まで急冷し、次いで、Alを0.13mass％含有
する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、45
0〜550℃の温度で合金化処理（めっき層中のFe含有率：
約10mass％）を施した。

【００２０】得られた鋼板について、耐２次加工脆性
を、実験２と同様にして調査した。図４は、耐２次加工
脆性に及ぼす、TiおよびＮ含有量の影響について調べた
結果を示す。これより、Ｎ≦(14／48)Tiの範囲におい
て、耐２次加工脆性が良好となることがわかる。

【００２１】ここで、ｒ値におよぼす鋼の成分組成の影
響については、以下のように考えられる。本発明鋼のよ
うな、固溶強化元素としてSi，Mn，Ｐを含有した鋼にお
いては、その含有量に応じて変態温度が大きく変化し、
Si，Ｐの添加により変態点は上昇し、Mnの添加により変
態点は低下する。このような変態点の挙動は、熱延板の
組織および冷延後、再結晶焼鈍時の組織に大きく影響を
及ぼし、その結果、深絞り性を支配する｛111｝再結晶
集合組織の形成に影響を与えることになる。例えば、(S
i/28)＋10×(Ｐ/31)＜(Mn/55)のときには、変態点が低
くなりすぎて、熱延板が加工組織を示すようになると共
に、再結晶焼鈍が変態点以上での焼鈍になり、その結果
｛111｝集合組織の発達が阻害されて、ｒ値が劣化した
ものと考えられる。一方、(Si/28)＋10×(Ｐ/31)＞0.07
のときには、多量のSi，Ｐが固溶して、再結晶焼鈍時に
｛111｝再結晶集合組織の発達が抑制されるため、ｒ値
が劣化したものと考えられる。

【００２２】また、Ti添加鋼では、熱延板巻取り温度が
600℃以上になると、TiとＰの化合物が形成される。そ
の結果、その後の冷延−再結晶焼鈍において、｛111｝
再結晶集合組織の形成が阻害されるため、ｒ値は低下す
る。この点、Nb添加鋼では、Ti添加鋼に比べてＰ化物が
形成されにくく、しかも600℃以上の巻取り温度では、N
bＣが粗大化するため、その後の冷延−再結晶焼鈍によ
って、｛111｝再結晶集合組織が強く発達してｒ値が向
上する。なお、巻取り温度が900℃を超えると、熱延板
結晶粒が異常粒成長するため、ｒ値は急激に低下する。

【００２３】次に、耐２次加工脆性におよぼす鋼の成分
組成の影響については、以下のように考えられる。本発
明鋼のような極低炭素−Ｐ，Ｂ，Nb添加鋼の場合、スラ
ブ加熱〜熱間圧延〜巻取り工程において、ＢＮが生成し
て、固溶Ｂが減少する傾向にある。さらに、続いて行わ
れる冷延後の再結晶焼鈍、酸洗後に行われる溶融亜鉛め
っき工程での焼鈍により、Ｐの粒界偏析が促進される。
その結果、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板においては、粒
界脆化要因である固溶Ｂ量の減少と、Ｐの粒界偏析が重
なることとなり、耐２次加工脆性が顕著に低下する。こ
の点、Tiが、Ｎ−(14/48)Ti≦0であれば、スラブ加熱〜
熱延巻取り時に、TiＮが形成され、ＢＮの形成が抑制さ
れるため、固溶Ｂが確保され、耐２次加工脆性は改善傾
向になる。

【００２４】加えて、Mo添加鋼でも、耐２次加工脆性を
改善する効果があることが明らかとなった。その理由
は、現時点では必ずしも明らかという訳ではないが、Mo
は、ＰやＢの粒界偏析量には影響を与えないことから、
粒界偏析したＰの粒界脆化への寄与を軽減させる働きが
あるものと考えられる。

【００２５】なお、めっき特性に関しては、再結晶焼鈍
後、調質圧延と酸洗を行った後に、再度焼鈍し、めっき
処理を施すことによって、めっき特性が改善され、実用
上問題のない優れためっき特性が得られた。

【００２６】次に、本発明において、鋼素材の成分組成
範囲を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.0005〜0.008mass％ Ｃは、少ないほど深絞り性が向上するので有利である
が、0.008mass％以下ではさほど深絞り性に悪影響を及
ぼさない。一方、0.0005mass％より少なくしても、それ
以上の深絞り性の向上は見られず、製鋼コストの上昇を
招くだけなので、Ｃ量は0.0005〜0.008mass％、好まし
くは0.001〜0.005mass％の範囲に限定する。

【００２７】Si：0.1〜1.5mass％ Siは、深絞り性をあまり劣化させずに高強度化する作用
があり、所望の強度に応じて必要量添加される。しかし
ながら、含有量が0.1mass％未満では、その添加効果に
乏しく、一方、1.5mass％を超えると、深絞り性が劣化
するだけでなく、めっき特性も劣化するので、Si量は0.
1〜1.5mass％、好ましくは0.1〜1.0mass％の範囲に限定
する。

【００２８】Mn：0.5〜3.0mass％ Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加される。しかし、含有量が0.5mass％未満では
強度改善効果に乏しく、一方、3.0mass％を超えると、
深絞り性の低下を招くので、Mn量は0.5〜3.0mass％、好
ましくは0.8〜2.0mass％の範囲に限定する。

【００２９】Ｐ：0.02〜0.2mass％ Ｐは、深絞り性をあまり劣化させずに高強度化する作用
があり、所望の強度に応じて必要量添加される。しかし
ながら、含有量が0.02mass％未満では、その添加効果に
乏しく、一方、0.2mass％を超えると、深絞り性の低下
を招くので、Ｐ量は0.02〜0.2mass％、好ましくは0.02
〜0.1mass％の範囲に限定する。

【００３０】Ｓ：0.02mass％以下 Ｓは、少ないほど深絞り性が向上するので極力低減する
ことが望ましい。含有量が0.02mass％以下ではさほど悪
影響を及ぼさないので、Ｓ量は0.02mass％以下、好まし
くは0.01mass％以下に限定する。

【００３１】Al：0.005〜0.20mass％ Alは、脱酸により、炭窒化物形成元素の歩留りを向上さ
せる有用元素であるが、含有量が0.005mass％に満たな
いと、その添加効果に乏しく、一方、0.20mass％を超え
て添加しても、より一層の脱酸効果は得られないので、
Al量は0.005〜0.20mass％の範囲に限定する。

【００３２】Ｎ：0.01mass％以下 Ｎは、少ないほど深絞り性が向上するので極力低減する
ことが望ましい。含有量が0.01mass％以下ではさほど悪
影響を及ぼさないので、Ｎは0.01mass％以下、好ましく
は0.007mass％以下に限定する。

【００３３】Ｂ：0.0005〜0.008mass％ Ｂは、粒界に偏析することによって、耐２次加工脆性を
改善する効果がある。しかしながら、含有量が0.0005ma
ss％未満ではその添加効果に乏しく、一方、0.008mass
％を超えると、その効果は飽和に達し、むしろ深絞り性
の劣化につながるので、Ｂ量は0.0005〜0.008mass％、
好ましくは0.0005〜0.004mass％の範囲に限定する。

【００３４】Mo：0.05〜2.0mass％ Moは、本発明において重要な元素であり、めっき特性を
劣化させることなしに高強度化を達成できるだけでな
く、さらに耐２次加工脆性の改善効果を有する。しかし
ながら、含有量が0.05mass％未満では、その添加効果に
乏しく、一方2.0mass％を超えると、その効果は飽和に
達し、むしろ深絞り性の劣化につながるので、Mo量は0.
05〜2.0mass％、好ましくは0.05〜1.0mass％の範囲に限
定する。

【００３５】Nb：0.001〜0.2mass％でかつ、0.3×(Ｃ/1
2)≦Nb/93≦3.0×(Ｃ/12) Nbは、本発明において重要な元素であり、鋼中の固溶Ｃ
を、NbＣとして析出固定して低減し、再結晶焼鈍時に
｛111｝再結晶集合組織を発達させて、深絞り性を向上
させる効果がある。しかしながら、含有量が0.001mass
％に満たないと、その添加効果に乏しく、一方0.2mass
％を超えると、逆に深絞り性を劣化させる。さらに、Nb
量が、0.3×(Ｃ/12)＞Nb/93では、鋼中に多量の固溶Ｃ
が残留するため、再結晶焼鈍時に｛111｝再結晶集合組
織が発達せず、ｒ値が劣化する。一方、Nb量がNb/93＞
3.0×(Ｃ/12)では、固溶Nbが多量に残留し、熱延板巻取
り時にNbがＰとの化合物を形成してｒ値を劣化させる。
従って、Nb量は0.001〜0.2mass％でかつ、0.3×(Ｃ/12)
≦Nb/93≦3.0×(Ｃ/12)を満足する範囲に限定した。

【００３６】Ti：0.002〜0.05mass％で、Ti/48≦1.5×
(Ｎ/14＋Ｓ/32)かつ、Ｎ−(14/48)Ti≦0 Tiは、本発明において重要な元素であり、鋼中の固溶
Ｎ，ＳをTiＮ，TiＳとして析出固定して低減し、深絞り
性を向上させる有用元素である。さらに、TiＮ析出によ
りＢＮ析出を抑制することで固溶Ｂを確保し、耐２次加
工脆性向上にも有用である。しかしながら、含有量が0.
002mass％未満、Ｎ−(14/48)Ti＞0ではその添加効果に
乏しく、一方0.05mass％を超えたり、Ti/48≧1.5×(Ｎ/
14＋Ｓ/32)になると、熱延板巻取り時にTiとＰの化合物
が形成されるため、冷延−焼鈍時に｛111｝再結晶集合
組織の発達が抑制されてｒ値の低下を招く。従って、Ti
量は0.002〜0.05mass％でかつTi/48≦1.5×(Ｎ/14＋Ｓ/
32)かつＮ−(14/48)Ti≦0を満足する範囲に限定する。

【００３７】Mn/55≦(Si/28)＋10×(Ｐ/31)≦0.07 Si，MnおよびＰ含有量が、Mn/55＞(Si/28)＋10×(Ｐ/3
1)では、変態点が低すぎ、また(Si/28)＋10×(Ｐ/31)＞
0.07では、Si，Ｐ含有量が多すぎ、いずれにしても｛11
1｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性が発達
しないため、Si，MnおよびＰ量は、上記した各成分範囲
内でかつ、Mn/55≦(Si/28)＋10×(Ｐ/31)≦0.07を満足
する範囲で含有させるものとした。

【００３８】以上、必須成分について説明したが、本発
明では、その他にも必要に応じて、Cu：0.02〜2.0mass
％および／またはNi：0.02〜2.0mass％の範囲で適宜含
有させることができる。CuおよびNiはいずれも、めっき
特性を劣化させずに高強度化できる効果を有する。しか
しながら、含有量が0.02mass％未満では、添加の効果が
なく、一方、2.0mass％を超えて添加すると、深絞り性
が劣化するので、いずれも0.02〜2.0mass％の範囲に限
定した。

【００３９】次に、本発明の各製造工程について説明す
る。 熱間圧延工程 950〜1300℃でスラブを加熱−均熱後、650〜1000℃で熱
間圧延を終了したのち、400〜850℃で巻き取る必要があ
る。スラブを加熱−均熱処理する場合、処理温度は低い
方が固溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定させる上で有
利である。従って、スラブの加熱−均熱温度(SRT)は130
0℃以下に限定した。より一層の加工性向上のために
は、1250℃以下とすることが望ましい。しかしながら、
処理温度を950℃より低くしても、それ以上の加工性の
改善効果は見られず、むしろ熱間圧延時における圧延負
荷の増大に伴う圧延トラブルの発生が懸念されるので、
処理温度の下限は950℃とした。

【００４０】熱間圧延によって熱延板の結晶粒を微細化
するためには、熱間圧延時におけるトータル圧下率は70
％以上とすることが好ましい。なお熱間圧延仕上温度(F
DT)は、Ar₃変態点以上のγ域あるいはAr₃変態点以下の
α域でもよいが、熱延仕上温度があまりに高いと、熱延
板の結晶粒が粗大になり、深絞り性が劣化する。逆に、
低すぎると、熱間圧延時の圧延負荷の増大につながるの
で、FDTは650〜1000℃の範囲に限定した。

【００４１】さらに、熱間圧延後のコイル巻き取り温度
(CT)は、高温ほど前述した炭窒化物の粗大化に有利なだ
けでなく、熱延板表層部に多量の酸化物が形成されて、
Siの表面濃化を防止するため、めっき特性の改善に有利
である。ここに、巻取り温度が400℃未満ではその効果
がなく、一方850℃を超えると結晶粒が粗大化しすぎ、
逆にｒ値が低下するので、CTは400〜850℃の範囲に限定
した。より好ましくは、600〜850℃である。なお、本発
明鋼のスラブは、連続鋳造されたものを一旦、Ar₃変態
点以下まで冷却したものを再加熱してもよいし、またAr
₃変態点まで冷却せずに、そのまま加熱あるいは保熱さ
れたものを使用しても良いのはいうまでもない。

【００４２】冷間圧延工程 この工程は、高いｒ値を得るためにも必要であり、その
ためには冷延圧下率を50％以上とする必要がある。しか
しながら、圧下率があまりに大きいと、逆にｒ値が低下
するので、圧下率の上限は95％とした。

【００４３】連続焼鈍工程 冷間圧延工程を経た冷延鋼板は、再結晶焼鈍および調質
圧延を施す必要がある。再結晶焼鈍および調質圧延は、
連続焼鈍ラインで行い、焼鈍温度は700〜950℃で行う必
要がある。というのは、焼鈍温度が700℃未満では再結
晶が完了しないため、優れた深絞り性が得られず、一
方、950℃よりも高い温度域にて焼鈍するとγ域焼鈍に
なり、深絞り性が劣化するからである。また、調質圧延
は、焼鈍後の鋼板表層部に歪を付与することにより、そ
の後の酸洗で、表層に濃化したSiを有効に除去するため
に行うものである。この時の圧下率が0.3％未満では効
果がなく、一方、5.0％を超えるとElの劣化につながる
ので、調質圧延における圧下率は0.3〜5.0％に限定し
た。

【００４４】連続溶融亜鉛めっき工程 連続焼鈍工程を経た冷延板は、酸洗および溶融亜鉛めっ
きを行う必要がある。酸洗は、通常、連続溶融亜鉛めっ
きラインで行うが、別ラインで行ってもよい。また、酸
洗に用いる酸や液温等の酸洗条件は任意であるが、塩酸
で表層のSi濃化層を除去するのが好ましい。酸洗後、め
っき前の焼鈍は、焼鈍温度を550〜950℃程度、好ましく
は650〜900℃とするのが好ましい。というのは、焼鈍温
度が550℃未満ではめっき特性に悪影響を及ぼし、一方9
50℃よりも高い温度域にて焼鈍するとγ域焼鈍となり、
深絞り性が劣化するからである。

【００４５】なお、かような焼鈍後は、380〜530℃の温
度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が、380℃
未満では不めっきが発生し、一方、530℃超えではめっ
き表面にむらが発生するため好ましくない。急冷後、引
き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきを行う。こ
の時、めっき浴のAl濃度は0.12〜0.145mass％程度とす
ることが好ましい。というのは、浴中のAl含有量が0.12
mass％未満では、合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐
パウダリング性）が劣化し、一方、0.145mass％超えで
は、不めっきが発生するからである。また、上記のめっ
きに引き続いて加熱による合金化処理を施す場合には、
めっき層中のFe含有率が9〜12mass％となるように実施
するのが好ましい。

【００４６】亜鉛めっき後の鋼帯には、形状矯正、表面
粗度等の調整のために、圧下率10％以下の調質圧延を加
えてもよい。また、本発明鋼板では、亜鉛めっき後、特
殊な処理を施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性
および耐食性等の一層の改善を図ることもできる。

【００４７】

【実施例】表１に示す成分組成になる鋼スラブを、表２
に示す熱延条件にて板厚3.5mmの熱延鋼帯とし、酸洗
後、冷間圧延にて板厚0.7mmの冷延鋼帯とした。次い
で、連続焼鈍ラインにて、再結晶焼鈍と調質圧延を行っ
たのち、連続溶融亜鉛めっきラインにて、酸洗と焼鈍お
よび合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。なお、めっき
浴温は460〜480℃、浸入板温はめっき浴温以上、(浴温
＋10℃)以下とし、また合金化の条件は480〜540℃の温
度範囲で15〜28秒間加熱保持した。その後、鋼帯に圧下
率0.7％の調質圧延を施した。

【００４８】かくして得られた溶融亜鉛めっき鋼板の材
料特性およびめっき特性について調べた結果を、表２に
併記する。引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片を使用し
て測定した。また、ｒ値、耐２次加工脆性の測定は、先
述の実験と同じ方法で行った。なお、ｒ値の評価は、プ
レス成形性の観点から、ｒ値1.5以上を○、1.5未満を×
として評価した。また、耐２次加工脆性の評価も、合否
判定も同様に、Tcrが-45℃以下の時が○（可）、−45℃
超えの時が×（不可）とした。ただし、試験用カップ
は、50mmφに打ち抜いたブランク板を24.4mmφの球頭ポ
ンチにて絞り抜き、得られたカップを深さ21mmの位置で
切断したものを用いた。さらに、めっき特性は、不めっ
きの発生状況を目視にて判定した。○印は、実用上問題
のないめっき特性を表す。

【００４９】表２に示したとおり、本発明に従って得ら
れた溶融亜鉛めっき鋼板はいずれも、引張強さが400MPa
以上と高く、また比較材に比べて、深絞り性は勿論のこ
と耐２次加工脆性およびめっき特性にも優れていた。

【００５０】

【表１】

【００５１】

【表２】

【００５２】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鋼の成分7組成を上述したように細かく調整した上で、
連続焼鈍設備にて再結晶焼鈍と調質圧延を行ったのち、
酸洗と焼鈍を含む溶融亜鉛めっき処理を行うことによ
り、従来よりも優れた、深絞り性、耐２次加工脆性に優
れる他、さらにめっき特性にも優れる高強度(≧400Mpa)
溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 ｒ値に及ぼすSi，Mn，Ｐの影響を示した図で
ある。

【図２】 ｒ値に及ぼすTi含有量の影響を示した図であ
る。

【図３】 Ｔcrに及ぼすTi含有量の影響を示した図であ
る。

【図４】 Ｔcrに及ぼすTi及びＮ含有量の影響を示した
図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 清水 哲雄 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 坂田 敬 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 石井 和秀 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EB02 EB03 EB05 EB07 EB08 EB09 FA01 FA02 FA03 FC02 FC03 FC04 FE01 FE02 FE03 FJ05 FJ06 FM02 GA05 HA02

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.0005〜0.008mass％，Si：0.1〜1.
   5mass％，Mn：0.5〜3.0mass％，Ｐ：0.02〜0.2mass％，
   Ｓ：0.02mass％以下，Al：0.005〜0.20mass％，Ｎ：0.0
   1mass％以下，Ｂ：0.0005〜0.008mass％，Mo：0.05〜2.
   0mass％，Nb：0.001〜0.2mass％でかつ、0.3×(Ｃ/12)
   ≦Nb/93≦3.0×(Ｃ/12)，Ti：0.002〜0.05mass％で、Ti
   /48≦1.5×(Ｎ/14＋Ｓ/32)かつ、Ｎ−(14/48)Ti≦0 ただし、Mnは、SiならびにＰの関係において、次式 Mn/55≦Si/28＋10×(Ｐ/31)≦0.07 を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
   物の組成になる鋼スラブを、950〜1300℃に加熱−均熱
   後、650〜1000℃の温度で熱間圧延を終了し、400〜850
   ℃で巻取り、酸洗後、50〜95％の圧下率で冷間圧延した
   後、連続焼鈍により700〜950℃で再結晶焼鈍後、圧下率
   0.3〜5.0％の調質圧延し、その後、酸洗と焼鈍を含む連
   続溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする深絞り性
   および耐２次加工脆性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼
   板の製造方法。
2. 【請求項２】請求項１において、鋼スラブが、上記成分
   に加えてさらに、 Cu：0.02〜2.0mass％および Ni：0.02〜2.0mass％のう
   ちから選んだ１種または２種を含有する組成になること
   を特徴とする深絞り性および耐２次加工脆性に優れた高
   強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。