JP2530945B2 - 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】近年、ＣＡＦＥ（Ｃｏｒｐｏｒａ
ｔｅ Ａｖｅｒａｇｅ Ｆｕｅｌ Ｅｃｏｎｏｍｙ）規
制により自動車メーカーでは、省エネ対策による車体軽
量化が推進され、鋼板にはその板厚の薄手化が要求され
ている。そのためには、鋼板自身の高強度化が必要とな
る。しかし、市場の高級化嗜好による車体デザインの多
様化とプラスチックやアルミ材料の台頭により、プレス
成形性としてますます厳しい形状への加工特性、とくに
優れた深絞り性が要求される。まず、この加工特性を満
足させるには極低炭素鋼、いわゆるＩＦ鋼での対応が余
儀なくされる。また、自動車メーカーにおけるスポット
溶接時のチップの耐久性向上及び製品としての耐食性向
上のため、溶融亜鉛メッキ後メッキ層を合金化した鋼板
の要求が高まっている。本発明はこうした要求に応える
ため、上記特性が必要とされる部位に使用して好適な、
プレス成形後の塗装焼付により鋼板降伏強度を高める特
性、すなわち焼付硬化性に優れかつ、プレス成形時にメ
ッキ層の剥離を起こすことのない、すなわち耐パウダリ
ング性にも優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板の製造方法に関するものである。
ｔｅ Ａｖｅｒａｇｅ Ｆｕｅｌ Ｅｃｏｎｏｍｙ）規
制により自動車メーカーでは、省エネ対策による車体軽
量化が推進され、鋼板にはその板厚の薄手化が要求され
ている。そのためには、鋼板自身の高強度化が必要とな
る。しかし、市場の高級化嗜好による車体デザインの多
様化とプラスチックやアルミ材料の台頭により、プレス
成形性としてますます厳しい形状への加工特性、とくに
優れた深絞り性が要求される。まず、この加工特性を満
足させるには極低炭素鋼、いわゆるＩＦ鋼での対応が余
儀なくされる。また、自動車メーカーにおけるスポット
溶接時のチップの耐久性向上及び製品としての耐食性向
上のため、溶融亜鉛メッキ後メッキ層を合金化した鋼板
の要求が高まっている。本発明はこうした要求に応える
ため、上記特性が必要とされる部位に使用して好適な、
プレス成形後の塗装焼付により鋼板降伏強度を高める特
性、すなわち焼付硬化性に優れかつ、プレス成形時にメ
ッキ層の剥離を起こすことのない、すなわち耐パウダリ
ング性にも優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車パネル用冷延鋼板は、車体軽量化
の観点から高強度化が進んでいる。こうした動きの中
で、鋼板自身の強度を上げるだけではプレス成形時に面
歪が発生し、必ずしも好ましいとは言えない。そこで、
成形時は軟質でありながらプレス成形後の塗装焼付によ
り鋼板の降伏強度を上昇させる、いわゆる焼付硬化型の
冷延鋼板の開発が進められている。ところで、成形性を
維持するには極低炭素鋼、いわゆるＩＦ鋼の適用が必須
となっているのが現状である。そのため成形性とともに
焼付硬化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法としては、
これまでに、（１）特開昭５７−１９２２５号公報があ
る。一方、こうした極低炭素鋼では、とくに固溶Ｃにつ
いては完全に固定されているため粒界が非常に清浄なも
のとなっている。 したがって、溶融亜鉛メッキ後合金
化処理すると粒界での合金化が速く進み、耐パウダリン
グ性が悪いことが問題であった。この問題点を解決すべ
く検討され、極低炭素鋼での合金化溶融亜鉛メッキ冷延
鋼板の製造方法を開示したものには、（２）特開昭６１
−２７６９１号公報及び（３）特開昭６１−２７６９２
号公報がある。（１）ではＴｉ，Ｎｂ，Ｖの複合添加に
より炭化物の析出量増加を招き、硬質化が懸念される。
また、実際にはＣ量が多いため焼付硬化量が高い反面、
Ａ.Ｉ．（Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ）がせいぜい３ｋｇ
ｆ／ｍｍ2で完全に非時効とは言えない。さらに、ｒ
（ランクフォード）値も１．８程度で加工性としても十
分とは言えない。一方、（２）及び（３）ではいずれも
表面の合金化溶融亜鉛メッキ層中の鉄濃度を１５〜３５
ｗｔ％と高めて耐パウダリング性を確保しようとするも
のである。そのために合金化処理温度を７００〜８５０
℃とし、通常行われる合金化処理温度に比べて非常に高
い温度での処理を行っている。しかし、実際にこの処理
を工業的に実施する場合には、高温処理に伴う通板速度
低下による生産性の低下、ロールをはじめとする設備へ
の負担の増加、ロールへの付着及び合金化処理後の急冷
により板の形状が不良となること等が懸念される。
の観点から高強度化が進んでいる。こうした動きの中
で、鋼板自身の強度を上げるだけではプレス成形時に面
歪が発生し、必ずしも好ましいとは言えない。そこで、
成形時は軟質でありながらプレス成形後の塗装焼付によ
り鋼板の降伏強度を上昇させる、いわゆる焼付硬化型の
冷延鋼板の開発が進められている。ところで、成形性を
維持するには極低炭素鋼、いわゆるＩＦ鋼の適用が必須
となっているのが現状である。そのため成形性とともに
焼付硬化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法としては、
これまでに、（１）特開昭５７−１９２２５号公報があ
る。一方、こうした極低炭素鋼では、とくに固溶Ｃにつ
いては完全に固定されているため粒界が非常に清浄なも
のとなっている。 したがって、溶融亜鉛メッキ後合金
化処理すると粒界での合金化が速く進み、耐パウダリン
グ性が悪いことが問題であった。この問題点を解決すべ
く検討され、極低炭素鋼での合金化溶融亜鉛メッキ冷延
鋼板の製造方法を開示したものには、（２）特開昭６１
−２７６９１号公報及び（３）特開昭６１−２７６９２
号公報がある。（１）ではＴｉ，Ｎｂ，Ｖの複合添加に
より炭化物の析出量増加を招き、硬質化が懸念される。
また、実際にはＣ量が多いため焼付硬化量が高い反面、
Ａ.Ｉ．（Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ）がせいぜい３ｋｇ
ｆ／ｍｍ2で完全に非時効とは言えない。さらに、ｒ
（ランクフォード）値も１．８程度で加工性としても十
分とは言えない。一方、（２）及び（３）ではいずれも
表面の合金化溶融亜鉛メッキ層中の鉄濃度を１５〜３５
ｗｔ％と高めて耐パウダリング性を確保しようとするも
のである。そのために合金化処理温度を７００〜８５０
℃とし、通常行われる合金化処理温度に比べて非常に高
い温度での処理を行っている。しかし、実際にこの処理
を工業的に実施する場合には、高温処理に伴う通板速度
低下による生産性の低下、ロールをはじめとする設備へ
の負担の増加、ロールへの付着及び合金化処理後の急冷
により板の形状が不良となること等が懸念される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】優れた深絞り性を維持
するためには極低炭素鋼を用いるしかないが、これに溶
融亜鉛メッキ後合金化処理を施し、焼付硬化性及び耐パ
ウダリング性を有する冷延鋼板の製造方法はすでに開示
されている。しかし、それは従来の合金化処理温度を大
幅に高めるものであった。つまり、通常行われる合金化
処理温度で極低炭素冷延鋼板を合金化し、耐パウダリン
グ性を向上させたものではない。また、さらに時効性を
考慮しながら焼付硬化性を付与したものでもない。通常
の溶融亜鉛メッキにおける合金化処理を施すことで、３
ｋｇｆ／ｍｍ2以上の焼付硬化性と耐パウダリング性に
優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方
法を確立することが、本発明の目的である。
するためには極低炭素鋼を用いるしかないが、これに溶
融亜鉛メッキ後合金化処理を施し、焼付硬化性及び耐パ
ウダリング性を有する冷延鋼板の製造方法はすでに開示
されている。しかし、それは従来の合金化処理温度を大
幅に高めるものであった。つまり、通常行われる合金化
処理温度で極低炭素冷延鋼板を合金化し、耐パウダリン
グ性を向上させたものではない。また、さらに時効性を
考慮しながら焼付硬化性を付与したものでもない。通常
の溶融亜鉛メッキにおける合金化処理を施すことで、３
ｋｇｆ／ｍｍ2以上の焼付硬化性と耐パウダリング性に
優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方
法を確立することが、本発明の目的である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記実状
に鑑み鋭意検討した結果、ＴｉとＢを添加した極低炭素
鋼を用い、それにＺｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａのうち１
種以上を添加して再結晶焼鈍時の加熱速度及び合金化処
理後の冷却速度を制限することで、時効性を考慮しなが
ら焼付硬化性を付与し、溶融亜鉛メッキ後通常の合金化
処理温度で合金化され、メッキ層の剥離が生じることの
ない、いわゆる耐パウダリング性に優れた深絞り用合金
化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を見いだしたので
ある。図１及び図２に本発明の確立に至った実験結果を
示す。本実験ではＣ及びＮ量を０．００２ｗｔ％とし、
Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａ及びＢ添加量を種々変化さ
せており、他の合金成分はＳｉ：０．１，Ｍｎ：０．２
５，Ｐ：０．０１５，Ｓ：０．０１１，Ａｌ：０．０３
５，Ｔｉ：０．０３８（各ｗｔ％）及び残部実質的にＦ
ｅである。それらの鋼について９００℃の仕上温度で熱
延後７００℃で巻取った。これを酸洗・冷延後８３０℃
で１０秒の再結晶焼鈍を施してから１０℃／ｓで４５０
℃まで冷却後、溶融亜鉛メッキ処理を行い、続いて５５
０℃まで加熱し合金化処理をしてから３０℃／ｓで室温
まで冷却し、１％の調質圧延を行い、焼付硬化量（２％
の予歪を与えて１７０℃で２０分の保定を行ったときの
熱処理前後での降伏点の上昇量）と耐パウダリング性を
調査した。それらの結果を図１及び図２に示す。すなわ
ち、Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａ及びＢの添加量により
焼付硬化量及び耐パウダリング性が変化することを見い
だしたのである。なお、耐パウダリング性については１
８０度曲げ加工を実施し、曲げ加工部にセロテープを接
着した後、これをはがしてテープに付着した剥離メッキ
層の剥離幅で評価し、５ｍｍ以下を合格とした。こうし
た現象が生じる原因については明確ではないが、Ｚｒ，
Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａの添加により熱延板段階でＴｉ硫
化物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）に先だってこれら元素による硫化
物が析出し、かわりにＴｉはＴｉＣとして析出するため
再結晶焼鈍中に固溶Ｃが残存しやすくなり、その固溶Ｃ
と固溶Ｂとの複合効果によるものと考えられる。つま
り、再結晶焼鈍中に固溶Ｃと固溶Ｂを存在させることに
より焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与することが
ができる。本発明は、Ｔｉを添加した極低炭素鋼で含有
Ｓ量と当量以上のＺｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ及びＣａのうち
１種以上と０．０００５ｗｔ％以上のＢとを複合添加
し、再結晶焼鈍及び合金化処理後の冷却速度を適切にと
ることで焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与するも
のである。
に鑑み鋭意検討した結果、ＴｉとＢを添加した極低炭素
鋼を用い、それにＺｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａのうち１
種以上を添加して再結晶焼鈍時の加熱速度及び合金化処
理後の冷却速度を制限することで、時効性を考慮しなが
ら焼付硬化性を付与し、溶融亜鉛メッキ後通常の合金化
処理温度で合金化され、メッキ層の剥離が生じることの
ない、いわゆる耐パウダリング性に優れた深絞り用合金
化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を見いだしたので
ある。図１及び図２に本発明の確立に至った実験結果を
示す。本実験ではＣ及びＮ量を０．００２ｗｔ％とし、
Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａ及びＢ添加量を種々変化さ
せており、他の合金成分はＳｉ：０．１，Ｍｎ：０．２
５，Ｐ：０．０１５，Ｓ：０．０１１，Ａｌ：０．０３
５，Ｔｉ：０．０３８（各ｗｔ％）及び残部実質的にＦ
ｅである。それらの鋼について９００℃の仕上温度で熱
延後７００℃で巻取った。これを酸洗・冷延後８３０℃
で１０秒の再結晶焼鈍を施してから１０℃／ｓで４５０
℃まで冷却後、溶融亜鉛メッキ処理を行い、続いて５５
０℃まで加熱し合金化処理をしてから３０℃／ｓで室温
まで冷却し、１％の調質圧延を行い、焼付硬化量（２％
の予歪を与えて１７０℃で２０分の保定を行ったときの
熱処理前後での降伏点の上昇量）と耐パウダリング性を
調査した。それらの結果を図１及び図２に示す。すなわ
ち、Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａ及びＢの添加量により
焼付硬化量及び耐パウダリング性が変化することを見い
だしたのである。なお、耐パウダリング性については１
８０度曲げ加工を実施し、曲げ加工部にセロテープを接
着した後、これをはがしてテープに付着した剥離メッキ
層の剥離幅で評価し、５ｍｍ以下を合格とした。こうし
た現象が生じる原因については明確ではないが、Ｚｒ，
Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａの添加により熱延板段階でＴｉ硫
化物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）に先だってこれら元素による硫化
物が析出し、かわりにＴｉはＴｉＣとして析出するため
再結晶焼鈍中に固溶Ｃが残存しやすくなり、その固溶Ｃ
と固溶Ｂとの複合効果によるものと考えられる。つま
り、再結晶焼鈍中に固溶Ｃと固溶Ｂを存在させることに
より焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与することが
ができる。本発明は、Ｔｉを添加した極低炭素鋼で含有
Ｓ量と当量以上のＺｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ及びＣａのうち
１種以上と０．０００５ｗｔ％以上のＢとを複合添加
し、再結晶焼鈍及び合金化処理後の冷却速度を適切にと
ることで焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与するも
のである。
【０００５】本発明の要旨は、Ｃ：０．００５ｗｔ％以
下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０
ｗｔ％以下、Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１５
ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ：０．
００５ｗｔ％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００３ｗｔ
％、Ｔｉ：（４８／１２）×〔Ｃ〕＋（４８／１４）×
〔Ｎ〕〜０．１ｗｔ％を含みかつ、Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，
Ｙ，Ｃａのうち１種以上を合計で添加Ｓ量と等量以上
０．１０ｗｔ％以下で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる鋼を、連続鋳造にてスラブとした後、再加
熱あるいは鋳造後直ちに８００℃以上の温度で仕上圧延
を終了して巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施
し、連続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ3点以下の温度域で
１s以上の再結晶焼鈍を行い、５℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却後、溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を施し、
１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする
焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金
化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法にある。
下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０
ｗｔ％以下、Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１５
ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ：０．
００５ｗｔ％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００３ｗｔ
％、Ｔｉ：（４８／１２）×〔Ｃ〕＋（４８／１４）×
〔Ｎ〕〜０．１ｗｔ％を含みかつ、Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，
Ｙ，Ｃａのうち１種以上を合計で添加Ｓ量と等量以上
０．１０ｗｔ％以下で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる鋼を、連続鋳造にてスラブとした後、再加
熱あるいは鋳造後直ちに８００℃以上の温度で仕上圧延
を終了して巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施
し、連続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ3点以下の温度域で
１s以上の再結晶焼鈍を行い、５℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却後、溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を施し、
１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする
焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金
化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法にある。
【０００６】
【作用】まず、本発明における化学成分の限定理由につ
いて述べる。Ｃは、本発明における焼付硬化性及び耐パ
ウダリング性の付与に対して重要な役割を果たす元素で
ある。常温における成形性、すなわち低ＹＰ、高Ｅｌ及
び高ｒ値を確保しかつ、非時効とするにはその添加量は
少ない方がよい。そのため上限を０．００５ｗｔ％とす
る。Ｓｉは、鋼を高強度化する場合に添加されるが、過
度の添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させ
る。また、メッキの密着性を良好とするためにはその添
加量は少ない方がよく、上限を１．０ｗｔ％とする。Ｍ
ｎも鋼の高強度化に有効に寄与するが、過度の添加は鋼
を硬質化させるため２．０ｗｔ％を上限として添加す
る。なお、Ｍｎの添加量が少ない場合は熱間割れを招く
ため、下限を０．０１ｗｔ％とする。Ｐは、Ｓｉ，Ｍｎ
に比べ固溶強化能の大きな元素であるとともに、添加に
よる延性及び深絞り性の劣化が少ない元素であるため
に、成形性を確保しつつ強度を上昇させるのに有効な元
素である。本発明においても高強度化を目的とする場合
には添加されるが、過度の添加は鋼の硬質化につなが
り、成形性を劣化させるばかりでなくＰの粒界偏析によ
る二次加工性の劣化を招くため、上限を０．１５ｗｔ％
とする。Ｓは過剰に添加されると熱間割れを招くため
０．０１５ｗｔ％以下とするが、脱硫コストの上昇など
の問題から０．００３ｗｔ％以上が好ましい。Ａｌは、
鋼の脱酸のために必要であり、Ｔｉの歩留を向上させる
ため０．０１ｗｔ％以上必要である。一方、過剰の添加
はコストアップになるとともに、鋼中に介在物を残すこ
とになるため、上限は０．１ｗｔ％とする。Ｎは、熱延
段階までにＴｉで固定されるため、多量のＴｉＮが形成
されると加工性の劣化を招くため、上限を０．００５ｗ
ｔ％とする。Ｂは、通常、二次加工性の向上を目的に添
加されるが、本発明では焼付硬化性付与にとって重要な
役割を果たす。つまり、固溶Ｃとの複合効果により焼付
硬化量を増加させることができる。その効果は０．００
０５ｗｔ％未満では顕著に現れない。しかし、０．００
３ｗｔ％以上になるとその効果が飽和するとともに、加
工性及び深絞り性の劣化が懸念される。Ｔｉは、Ｃ及び
Ｎを固定し、非時効とするのに十分な添加量が必要であ
る。そのため、下限をＣ及びＮ添加量の当量とする。し
かし、過剰の添加は固溶Ｔｉ量が増え、Ｅｌの劣化を招
く。そのため上限を０．１ｗｔ％とする。Ｚｒ，Ｌａ，
Ｃｅ，Ｙ及びＣａは、本発明において最も重要な役割を
果たす元素である。これらの元素は前述したように、熱
延板段階でＴｉ硫化物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）の析出に先だっ
て硫化物を析出させ、かわりにＴｉＣの析出を促進させ
るために単独あるいは複合添加されるものである。その
ため、添加Ｓ量と等量以上の添加量が必要である。これ
らの元素はその添加により鋼の材質を劣化させるもので
はないが、過剰の添加はその効果が飽和するばかりでな
く、合金コストの上昇を招くため、合計量で０．１０ｗ
ｔ％以下とする。
いて述べる。Ｃは、本発明における焼付硬化性及び耐パ
ウダリング性の付与に対して重要な役割を果たす元素で
ある。常温における成形性、すなわち低ＹＰ、高Ｅｌ及
び高ｒ値を確保しかつ、非時効とするにはその添加量は
少ない方がよい。そのため上限を０．００５ｗｔ％とす
る。Ｓｉは、鋼を高強度化する場合に添加されるが、過
度の添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させ
る。また、メッキの密着性を良好とするためにはその添
加量は少ない方がよく、上限を１．０ｗｔ％とする。Ｍ
ｎも鋼の高強度化に有効に寄与するが、過度の添加は鋼
を硬質化させるため２．０ｗｔ％を上限として添加す
る。なお、Ｍｎの添加量が少ない場合は熱間割れを招く
ため、下限を０．０１ｗｔ％とする。Ｐは、Ｓｉ，Ｍｎ
に比べ固溶強化能の大きな元素であるとともに、添加に
よる延性及び深絞り性の劣化が少ない元素であるため
に、成形性を確保しつつ強度を上昇させるのに有効な元
素である。本発明においても高強度化を目的とする場合
には添加されるが、過度の添加は鋼の硬質化につなが
り、成形性を劣化させるばかりでなくＰの粒界偏析によ
る二次加工性の劣化を招くため、上限を０．１５ｗｔ％
とする。Ｓは過剰に添加されると熱間割れを招くため
０．０１５ｗｔ％以下とするが、脱硫コストの上昇など
の問題から０．００３ｗｔ％以上が好ましい。Ａｌは、
鋼の脱酸のために必要であり、Ｔｉの歩留を向上させる
ため０．０１ｗｔ％以上必要である。一方、過剰の添加
はコストアップになるとともに、鋼中に介在物を残すこ
とになるため、上限は０．１ｗｔ％とする。Ｎは、熱延
段階までにＴｉで固定されるため、多量のＴｉＮが形成
されると加工性の劣化を招くため、上限を０．００５ｗ
ｔ％とする。Ｂは、通常、二次加工性の向上を目的に添
加されるが、本発明では焼付硬化性付与にとって重要な
役割を果たす。つまり、固溶Ｃとの複合効果により焼付
硬化量を増加させることができる。その効果は０．００
０５ｗｔ％未満では顕著に現れない。しかし、０．００
３ｗｔ％以上になるとその効果が飽和するとともに、加
工性及び深絞り性の劣化が懸念される。Ｔｉは、Ｃ及び
Ｎを固定し、非時効とするのに十分な添加量が必要であ
る。そのため、下限をＣ及びＮ添加量の当量とする。し
かし、過剰の添加は固溶Ｔｉ量が増え、Ｅｌの劣化を招
く。そのため上限を０．１ｗｔ％とする。Ｚｒ，Ｌａ，
Ｃｅ，Ｙ及びＣａは、本発明において最も重要な役割を
果たす元素である。これらの元素は前述したように、熱
延板段階でＴｉ硫化物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）の析出に先だっ
て硫化物を析出させ、かわりにＴｉＣの析出を促進させ
るために単独あるいは複合添加されるものである。その
ため、添加Ｓ量と等量以上の添加量が必要である。これ
らの元素はその添加により鋼の材質を劣化させるもので
はないが、過剰の添加はその効果が飽和するばかりでな
く、合金コストの上昇を招くため、合計量で０．１０ｗ
ｔ％以下とする。
【０００７】次に、本発明に従う製造工程について説明
する。上述した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造に
てスラブとして得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造さ
れたものでもかまわない。さらに、８００℃以上の仕上
温度で熱間圧延を行うが、これより仕上温度が低くなる
と組織が不均一となりリジングが発生する。一方、巻取
温度はとくに規定しないが好ましくは５００℃以上の温
度域で行うものとする。しかし、酸洗性を考慮し８００
℃以下が好ましい。続いて通常の酸洗及び冷間圧延によ
って冷延板とする。再結晶焼鈍は、延性及び深絞り性を
確保するため再結晶や粒成長を十分行わせると同時に、
焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与するため、熱延
板段階で析出したＴｉＣを再溶解させる目的で８００℃
以上の温度域で１秒以上保持するものとする。Ａｅ3点
を超える温度ではフェライトからオーステナイトへの変
態に伴う集合組織の劣化によるｒ値の低下や結晶粒の粗
大化による肌荒れが生じるため好ましくない。再結晶焼
鈍後、溶融亜鉛メッキ処理を施すまでの冷却条件として
は、再結晶焼鈍で再固溶したＣを粒界及び粒内に十分残
存させる程度の冷却速度が必要である。すなわち、５℃
／ｓ未満の冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣが再析出
し、溶融亜鉛メッキ後合金化処理を施してもメッキ層の
剥離を生じ、耐パウダリング性が悪い。さらに、合金化
処理後室温までの冷却速度は、焼付硬化量を確保するた
め１０℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。１０℃／ｓ
未満の冷却速度では再結晶焼鈍で再固溶したＣが再析出
し、焼付硬化量が小さくなり好ましくない。なお、溶融
亜鉛メッキ処理前に連続焼鈍あるいは箱焼鈍において再
結晶を終了させてもさしつかえない。
する。上述した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造に
てスラブとして得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造さ
れたものでもかまわない。さらに、８００℃以上の仕上
温度で熱間圧延を行うが、これより仕上温度が低くなる
と組織が不均一となりリジングが発生する。一方、巻取
温度はとくに規定しないが好ましくは５００℃以上の温
度域で行うものとする。しかし、酸洗性を考慮し８００
℃以下が好ましい。続いて通常の酸洗及び冷間圧延によ
って冷延板とする。再結晶焼鈍は、延性及び深絞り性を
確保するため再結晶や粒成長を十分行わせると同時に、
焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与するため、熱延
板段階で析出したＴｉＣを再溶解させる目的で８００℃
以上の温度域で１秒以上保持するものとする。Ａｅ3点
を超える温度ではフェライトからオーステナイトへの変
態に伴う集合組織の劣化によるｒ値の低下や結晶粒の粗
大化による肌荒れが生じるため好ましくない。再結晶焼
鈍後、溶融亜鉛メッキ処理を施すまでの冷却条件として
は、再結晶焼鈍で再固溶したＣを粒界及び粒内に十分残
存させる程度の冷却速度が必要である。すなわち、５℃
／ｓ未満の冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣが再析出
し、溶融亜鉛メッキ後合金化処理を施してもメッキ層の
剥離を生じ、耐パウダリング性が悪い。さらに、合金化
処理後室温までの冷却速度は、焼付硬化量を確保するた
め１０℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。１０℃／ｓ
未満の冷却速度では再結晶焼鈍で再固溶したＣが再析出
し、焼付硬化量が小さくなり好ましくない。なお、溶融
亜鉛メッキ処理前に連続焼鈍あるいは箱焼鈍において再
結晶を終了させてもさしつかえない。
【０００８】
【実施例】実施例１ Ｃ：０．００１８ｗｔ％，Ｓｉ：０．１０ｗｔ％， Ｍ
ｎ：０．１９ｗｔ％，Ｐ：０．００８ｗｔ％，Ｓ：０．
００５ｗｔ％，Ａｌ：０．０３８ｗｔ％，Ｎ：０．００
２０ｗｔ％，Ｂ：０．００１１ｗｔ％， Ｔｉ：０．０
３３ｗｔ％，Ｚｒ：０．０２０ｗｔ％，残部Ｆｅ及び不
可避的不純物元素からなる鋼（Ａｅ3：９１３℃）を転
炉出鋼し、連続鋳造でスラブとした。熱延は１１００℃
で加熱後仕上温度を９２０℃とし、７００℃で巻取っ
た。酸洗後８０％の圧下率で冷間圧延を施し、表１に示
すような条件で再結晶焼鈍及び冷却を行い、溶融亜鉛メ
ッキ（４５０℃）及び合金化処理（５５０℃）後１％の
調質圧延を行った。その後材質評価としてＪＩＳ Ｚ
２２０１，５号試験片に加工し、同２２４１記載の試験
方法にしたがって引張試験を行った。焼付硬化量（Ｂ
Ｈ）については、２％の予歪を与えて１７０℃で２０分
の保定を行った時の処理前後での降伏点応力の上昇量で
表した。また、時効性については１００℃で６０分の保
定後引張試験を行い、降伏点伸びの程度で評価した。一
方、耐パウダリング性については１８０度曲げ加工を実
施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これをは
がしてテープに付着したメッキ層の剥離幅で評価し、５
ｍｍ以下の場合を合格とした。表２に結果をまとめて示
す。再結晶焼鈍及び冷却条件が本発明の範囲に従ったＮ
ｏ．４，６及び８は２．１以上のｒ値と３ｋｇｆ／ｍｍ
2以上のＢＨを有し、しかも時効性についても問題のな
い材質が得られる。Ｎｏ．１は再結晶させるための温度
が低く、 若干硬質気味であると同時にＴｉＣの再溶解
が少ないためＢＨがほとんどない。 再結晶後、 溶融亜
鉛メッキ浴に入るまでの冷却速度（冷却速度）が低く
はずれたＮｏ．２，５及び７は、 冷却中にＴｉＣが析
出して固溶Ｃの残存量が不足するため、０〜１．５ｋｇ
ｆ／ｍｍ2程度のＢＨしか得られず、また、粒界での固
溶Ｃ量も少ないため合金化処理が不十分となり、メッキ
層の剥離が生じている。 一方、合金化処理後の冷却速
度（冷却速度）が低くはずれたＮｏ．３は、冷却速度
が速くても合金化処理後の冷却中にＴｉＣが析出して
固溶Ｃが減少するためメッキ層の剥離は生じないがＢＨ
は低い。Ｎｏ．９は再結晶焼鈍の温度が高くはずれたた
め、結晶粒が粗大化するとともに集合組織が劣化し、引
張試験後に肌荒れが生じ、ｒ値が低い。
ｎ：０．１９ｗｔ％，Ｐ：０．００８ｗｔ％，Ｓ：０．
００５ｗｔ％，Ａｌ：０．０３８ｗｔ％，Ｎ：０．００
２０ｗｔ％，Ｂ：０．００１１ｗｔ％， Ｔｉ：０．０
３３ｗｔ％，Ｚｒ：０．０２０ｗｔ％，残部Ｆｅ及び不
可避的不純物元素からなる鋼（Ａｅ3：９１３℃）を転
炉出鋼し、連続鋳造でスラブとした。熱延は１１００℃
で加熱後仕上温度を９２０℃とし、７００℃で巻取っ
た。酸洗後８０％の圧下率で冷間圧延を施し、表１に示
すような条件で再結晶焼鈍及び冷却を行い、溶融亜鉛メ
ッキ（４５０℃）及び合金化処理（５５０℃）後１％の
調質圧延を行った。その後材質評価としてＪＩＳ Ｚ
２２０１，５号試験片に加工し、同２２４１記載の試験
方法にしたがって引張試験を行った。焼付硬化量（Ｂ
Ｈ）については、２％の予歪を与えて１７０℃で２０分
の保定を行った時の処理前後での降伏点応力の上昇量で
表した。また、時効性については１００℃で６０分の保
定後引張試験を行い、降伏点伸びの程度で評価した。一
方、耐パウダリング性については１８０度曲げ加工を実
施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これをは
がしてテープに付着したメッキ層の剥離幅で評価し、５
ｍｍ以下の場合を合格とした。表２に結果をまとめて示
す。再結晶焼鈍及び冷却条件が本発明の範囲に従ったＮ
ｏ．４，６及び８は２．１以上のｒ値と３ｋｇｆ／ｍｍ
2以上のＢＨを有し、しかも時効性についても問題のな
い材質が得られる。Ｎｏ．１は再結晶させるための温度
が低く、 若干硬質気味であると同時にＴｉＣの再溶解
が少ないためＢＨがほとんどない。 再結晶後、 溶融亜
鉛メッキ浴に入るまでの冷却速度（冷却速度）が低く
はずれたＮｏ．２，５及び７は、 冷却中にＴｉＣが析
出して固溶Ｃの残存量が不足するため、０〜１．５ｋｇ
ｆ／ｍｍ2程度のＢＨしか得られず、また、粒界での固
溶Ｃ量も少ないため合金化処理が不十分となり、メッキ
層の剥離が生じている。 一方、合金化処理後の冷却速
度（冷却速度）が低くはずれたＮｏ．３は、冷却速度
が速くても合金化処理後の冷却中にＴｉＣが析出して
固溶Ｃが減少するためメッキ層の剥離は生じないがＢＨ
は低い。Ｎｏ．９は再結晶焼鈍の温度が高くはずれたた
め、結晶粒が粗大化するとともに集合組織が劣化し、引
張試験後に肌荒れが生じ、ｒ値が低い。
【０００９】
【表１】
【００１０】
【表２】
【００１１】実施例２ 表３に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でス
ラブとした後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶焼鈍
及び冷却条件は本発明の範囲で一定条件とし、溶融亜鉛
メッキ（４５０℃）及び合金化処理（５５０℃）をし
た。すなわち、熱延は１１５０℃で加熱した後、９００
℃で仕上圧延を終了した。酸洗後８０％の冷間圧延を施
し、溶融亜鉛メッキ前の再結晶焼鈍は８５０℃で６０秒
とし、続いて溶融亜鉛メッキ浴までは１５℃／ｓで冷却
し、合金化処理後は２０℃／ｓで冷却した。その後１％
の調質圧延を行ってから、実施例１と同じ方法で材質評
価を行った。表４に結果をまとめて示す。本発明の範囲
に従ったＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ及びＥ鋼では２．３以上のｒ値
と３ｋｇｆ／ｍｍ2以上のＢＨを有し、しかも時効性に
ついても問題のない材質が得られる。Ｃ及びＮ量が本発
明の範囲から高くはずれたＦ鋼では冷延・焼鈍後のｒ値
が低く、時効性も劣る。Ｇ鋼はＢ添加量が低くはずれた
ためＢＨが低い。Ｈ鋼はＴｉ量が低すぎてＮを十分に固
定できず、その分ＢがとられるためＢＨが低い。Ｉ鋼は
Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ及びＣａの添加量が、単独あるい
は複合でＳ量の当量より少ないため、熱延板でＴｉ硫化
物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）が析出するため、ＴｉＣの析出量が
少なく、再結晶焼鈍時に再固溶するＣ量が足らず、ＢＨ
が低く耐パウダリング性も悪い。
ラブとした後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶焼鈍
及び冷却条件は本発明の範囲で一定条件とし、溶融亜鉛
メッキ（４５０℃）及び合金化処理（５５０℃）をし
た。すなわち、熱延は１１５０℃で加熱した後、９００
℃で仕上圧延を終了した。酸洗後８０％の冷間圧延を施
し、溶融亜鉛メッキ前の再結晶焼鈍は８５０℃で６０秒
とし、続いて溶融亜鉛メッキ浴までは１５℃／ｓで冷却
し、合金化処理後は２０℃／ｓで冷却した。その後１％
の調質圧延を行ってから、実施例１と同じ方法で材質評
価を行った。表４に結果をまとめて示す。本発明の範囲
に従ったＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ及びＥ鋼では２．３以上のｒ値
と３ｋｇｆ／ｍｍ2以上のＢＨを有し、しかも時効性に
ついても問題のない材質が得られる。Ｃ及びＮ量が本発
明の範囲から高くはずれたＦ鋼では冷延・焼鈍後のｒ値
が低く、時効性も劣る。Ｇ鋼はＢ添加量が低くはずれた
ためＢＨが低い。Ｈ鋼はＴｉ量が低すぎてＮを十分に固
定できず、その分ＢがとられるためＢＨが低い。Ｉ鋼は
Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ及びＣａの添加量が、単独あるい
は複合でＳ量の当量より少ないため、熱延板でＴｉ硫化
物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）が析出するため、ＴｉＣの析出量が
少なく、再結晶焼鈍時に再固溶するＣ量が足らず、ＢＨ
が低く耐パウダリング性も悪い。
【００１２】
【表３Ａ】
【００１３】
【表３Ｂ】
【００１４】
【表４】
【００１５】
【発明の効果】本発明は、自動車のパネル用鋼板とくに
外板用として使用される鋼板に対し、優れた深絞り性を
維持しながら成形後の塗装焼付により降伏強度を高める
ことができ、あわせて耐パウダリング性にも優れた合金
化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を明らかにしたも
のである。この発明によりプレス成形後の鋼板の高強度
化が可能となると同時に、鋼板の薄手化が実現され車体
の軽量化が可能となる。また、自動車メーカーにおける
スポット溶接時のチップの耐久性向上及び車体防錆の向
上が可能となる。
外板用として使用される鋼板に対し、優れた深絞り性を
維持しながら成形後の塗装焼付により降伏強度を高める
ことができ、あわせて耐パウダリング性にも優れた合金
化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を明らかにしたも
のである。この発明によりプレス成形後の鋼板の高強度
化が可能となると同時に、鋼板の薄手化が実現され車体
の軽量化が可能となる。また、自動車メーカーにおける
スポット溶接時のチップの耐久性向上及び車体防錆の向
上が可能となる。
【図１】Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａの本発明範囲を示
す説明図、
す説明図、
【図２】同、Ｂの本発明範囲を示す説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｓｉ：
１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％以
下、Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以
下、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００５ｗ
ｔ％以下、 Ｂ：０．０００５〜０．００３ｗｔ％、Ｔ
ｉ：(４８／１２)×〔Ｃ〕＋(４８／１４)×〔Ｎ〕〜
０．１ｗｔ％を含みかつ、Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ，Ｃａ
のうち１種以上を合計で添加Ｓ量と等量以上０．１０ｗ
ｔ％以下で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素か
らなる鋼を、連続鋳造にてスラブとした後、再加熱ある
いは鋳造後直ちに８００℃以上の温度で仕上圧延を終了
して巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施し、連続
焼鈍にて８００℃以上Ａｅ3点以下の温度域で１s以上の
再結晶焼鈍を行い、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却後、
溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を施し、１０℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性
及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛
メッキ冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3074202A JP2530945B2 (ja) | 1991-03-15 | 1991-03-15 | 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3074202A JP2530945B2 (ja) | 1991-03-15 | 1991-03-15 | 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04285126A JPH04285126A (ja) | 1992-10-09 |
| JP2530945B2 true JP2530945B2 (ja) | 1996-09-04 |
Family
ID=13540368
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3074202A Expired - Lifetime JP2530945B2 (ja) | 1991-03-15 | 1991-03-15 | 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2530945B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20040026053A (ko) * | 2002-09-17 | 2004-03-27 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법 |
| JP4555738B2 (ja) * | 2005-06-06 | 2010-10-06 | 新日本製鐵株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
1991
- 1991-03-15 JP JP3074202A patent/JP2530945B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04285126A (ja) | 1992-10-09 |
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