JP2616257B2

JP2616257B2 - 成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2616257B2
Application number: JP3011377A
Authority: JP
Inventors: 佳弘細谷; 淳一稲垣; 昭彦西本; 秀司金藤; 浩若狭
Original assignee: JFE Engineering Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1991-01-07
Filing date: 1991-01-07
Publication date: 1997-06-04
Anticipated expiration: 2012-06-04
Also published as: JPH04236751A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は優れた成形性とメッキ密
着性を有する超深絞り用合金化亜鉛メッキ鋼板およびそ
の製造法に関するものである。

【０００２】

【従来技術】極低炭素鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ等の炭
・窒化物形成元素を添加した所謂ＩＦ鋼（Interstitial
Free Steel）は、深絞り性と非時効性が要求される高
深絞り型冷延鋼板（ＥＤＤＱ）を連続焼鈍で製造するた
めの有力な素材として注目され、今日の連続焼鈍プロセ
スの普及とともにその重要性が認識されてきた。一方
で、自動車車体に使用される防錆鋼板の比率は近年急激
に増加しており、近い将来自動車用冷延鋼板の総てが防
錆鋼板に置き替わることも十分に予想される。一般に自
動車車体に使用される防錆鋼板は亜鉛メッキ鋼板である
が、近年、防錆効果を高める狙いから、亜鉛メッキ鋼板
を合金化処理して使用するケ−スが増加している。しか
し、合金化処理を行って鋼板両面に硬質のＦｅ−Ｚｎ合
金層を形成させることは、下地鋼板の塑性変形を拘束す
ることにより、特に塑性異方性（一般にｒ値で評価され
る特性で、大である程深絞り成形性が良好）の低下と破
断伸びの劣化をもたらす。したがって、合金化亜鉛メッ
キ鋼板に優れた成形性を付与するためには、メッキ層の
形成による材質劣化を考慮に入れ、下地鋼板の材質レベ
ルを高目に設定する必要があり、このような観点から上
記のＩＦ鋼を素材とする合金化亜鉛メッキ鋼板が注目さ
れている。

【０００３】従来、一般的に使用されてきたＩＦ鋼は、
Ｔｉを添加したＴｉ−ＩＦ鋼と、Ｎｂを添加したＮｂ−
ＩＦ鋼である。特に、Ｔｉは、強力な炭・窒化物形成元
素であると同時に、鋼中Ｓも硫化物として析出粗大化さ
せるため、Ｔｉ−ＩＦ鋼は極めて優れた深絞り性と延性
が幅広い成分範囲で安定して得られる特徴がある。しか
し一方では、酸化し易く、製鋼時に酸化物系の表面欠陥
が発生するため、厳密なスラブ手入れが必要である。ま
た、鋼中Ｃを完全にＴｉＣとして固定した場合、粒界強
度が低下し、深絞り脆性（２次加工脆化現象）が起こる
等の問題が顕在化する。この問題に対しては、微量のボ
ロン（Ｂ）を添加することが有効であることも知られて
いるが、その場合、Ｂを１０ｐｐｍ以上添加するとｒ値
の劣化（深絞り性の劣化）が問題となる。

【０００４】これに対し、Ｎｂ−ＩＦ鋼は主として鋼中
Ｃのみを固定し、鋼中固溶Ｃを固定することでＴｉ−Ｉ
Ｆ鋼と同様優れた深絞り性が得られるが、Ｎｂが過剰に
添加されるとＮｂＣ析出物による粒成長の抑制作用が顕
著となり、材質が劣化する。このため、Ｔｉ−ＩＦ鋼に
比べて適正成分範囲が狭いという問題がある。しかし、
Ｔｉに比べて酸化物系のスラブ欠陥を作らないため表面
品質が優れている、再結晶集合組織の形成過程でＴｉ−
ＩＦ鋼とは異なるｒ値の面内異方性が現われる等の点が
明らかにされている。

【０００５】このようにＴＩ−ＩＦ鋼とＮｂ−ＩＦ鋼
は、それぞれ材質上一長一短があるが、亜鉛メッキ鋼板
を前提とした場合、Ｎｂ−ＩＦ鋼の方が好ましいと考え
られている。また、ＴｉとＮｂを複合添加することによ
り、Ｔｉ−ＩＦ鋼と較べた特性を改善しようとする技術
が開示されている。例えば、溶融亜鉛メッキ特性を配慮
した超深絞り用冷延鋼板として、ＮｂとＴｉを複合添加
する技術は多数開示されているが、一般的にはＮｂとＴ
ｉの量を極く限られた量に限定しており、深絞り性に関
して十分な特性は得られていない。例えば、特開昭５９
−６７３１９号、特開昭５９−７４２３１号等はＮｂ＋
Ｔｉ＜０．０４ｗｔ％の範囲で開示されたものであり、
そのｍｅａｎ−ｒ値も１．９未満である。また、特公昭
６１−３２３７５号は２．０以上のｍｅａｎ−ｒ値が得
られる技術であるが、Ｔｉ≦（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎの範囲にＴｉ量が限定されているため、高ｍｅａｎ−ｒ
値化に対して６５０℃以上での熱延高温巻取りが不可避
となる。また、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００ｗｔ％、
Ｎｂ：０．００４〜０．０４ｗｔ％の範囲で添加する技
術（特開平１−１２３０５８号）が開示されているが、
実施例から判断してＴｉ≦０．４２ｗｔ％の範囲で開示
された技術であり、また、実施例中でｍｅａｎ−ｒ値≧
２．２となっているのはＴｉのみを添加した鋼で合金化
温度（焼鈍温度と考えられる）を８８０℃とした場合で
あるが、このような鋼板は合金層の密着性が劣化すると
いう問題がある。一方、材質上の観点からも、ＴｉとＮ
ｂの持つ特質を融合させるべくＮｂとＴｉを複合添加す
る技術（特公昭６１−３２３７５号）が開示されてい
る。この技術の骨子は、０．００３〜０．０２５ｗｔ％
のＮｂと、０．０１０〜０．０３７ｗｔ％のＴｉをそれ
ぞれ、Ｎｂ＞２．２３Ｃ｛（４８／１４）・（Ｎ−０．００２）｝＜Ｔｉ＜（４
Ｃ＋３．４３Ｎ）の条件を満足する範囲で添加するもので、これにより、
上記したＮｂとＴｉの集合組織上の差異を融合させ、ｒ
値の面内異方性を改善する、コイル内の材質変動を小さ
くする等の効果を得ることを内容としている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかし、以上のような
従来技術を子細に検討しても、亜鉛メッキ目付量が４０
〔ｇ／ｍ²〕／４０〔ｇ／ｍ²〕以上の合金化亜鉛メッキ
鋼板で、ｍｅａｎ−ｒ値≧２．０、ｎ値≧０．２４のバ
ランスを有する鋼板の製造技術は開示されていない。

【０００７】近年、自動車車体に使用されている冷延鋼
板は、車体部品形状の複雑化、一体成形の促進、合金化
亜鉛メッキ鋼板の適用部品拡大などに呼応して、従来の
超深絞り用鋼板（ＥＤＤＱ）を超える成形性を有する鋼
板に対する要求が増している。こうした観点から、Ｔｉ
添加ＩＦ鋼をベースとして、深絞り成形重視型と張出し
成形重視型とに分けて製品開発を行った例（柴崎ら：
「材料とプロセス２（１９８９）」ｐ．１９３１）も
報告されているが、この報告におけるｎ値とｍｅａｎ−
ｒ値のバランスは、前者（深絞り成形重視型）でｎ値＝
０．２６５、ｍｅａｎ−ｒ値＝２．５０、後者（張出し
成形重視型）でｎ値＝０．２７８、ｍｅａｎ−ｒ値＝
２．１５程度であり、これを合金化亜鉛めっき鋼板の下
地鋼板に適用した場合、本発明の目的とするような特性
バランスが得られないことは明らかである。

【０００８】本発明は、実用上の観点から深絞り成形性
と張出し成形性を兼備した合金化亜鉛メッキ鋼板および
その製造法を開示するもので、亜鉛メッキ目付量が４０
〔ｇ／ｍ²〕／４０〔ｇ／ｍ²〕以上における、深絞り性
を評価する指標であるｍｅａｎ−ｒ値が２．０以上、張
出し性を評価する指標である加工硬化指数ｎ（１０％〜
２０％の引張り歪域で評価したｎ値）が０．２４以上で
あり、且つ、プレス成形時のメッキ層の耐剥離性が極め
て優れた合金化亜鉛メッキ鋼板を得ることその目的とす
る。

【０００９】

【課題を解決するための手段】このため、本発明は次の
ような構成を有する。（１）Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ
％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０．
０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦Ｓ
ｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％、０．
０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且つ、（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７但し、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％
Ｃ〕〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）
・〔ｗｔ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝〔ｗｔ％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｓ〕：Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）≦１４但し、〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
を有する冷延鋼板の片面または両面に、亜鉛メッキ目付
量が片面当たり３０ｇ／ｍ²以上の合金化亜鉛メッキ層
を有する成形性に優れた合金化亜鉛メッキ鋼板。（２）Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ
％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０．
０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦Ｓ
ｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％、０．
０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且つ、（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７但し、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％
Ｃ〕〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）
・〔ｗｔ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝〔ｗｔ％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｓ〕：Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）≦１４但し、〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
を有する鋼に、常法に従い仕上温度がＡｒ₃変態点以上
の熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍を施し、引き続き
鋼板の片面または両面に目付量３０ｇ／ｍ²以上の亜鉛
メッキを施した後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を施すことを
特徴とする成形性に優れた合金化亜鉛メッキ鋼板の製造
方法。（３）上記（２）において、スラブ加熱温度≦１２０
０℃、熱延巻取温度：５８０〜６４０℃で熱間圧延した
後、圧延率：７６〜８４％で冷間圧延し、次いで８００
℃〜８８０℃で連続焼鈍し、引き続き鋼板の片面または
両面に目付量３０ｇ／ｍ²以上の亜鉛メッキを施した
後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を施すことを特徴とする成形
性に優れた合金化亜鉛メッキ鋼板の製造方法。

【００１０】以下、本発明の詳細を説明する。本発明
は、成分設計上の許容範囲が広い、製造条件に対し
て材質が安定している、Ｎｂ添加鋼に比べて粒成長性
に優れる等の点から、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースとし、さ
らに、表面性状の改善、集合組織制御、耐深絞り脆性改
善を狙いとして、Ｔｉ量に比して微量で且つＴｉ量との
関係で限定された量のＮｂを添加することを基本的な特
徴としている。

【００１１】まず、本発明において上述した従来技術と
根本的に異なる点は、以下の式で定義されるＴｉ＊／
〔Ｃ〕（原子量％比）を７以上と限定することにある。Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝但し、〔ｗｔ％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｓ〕：Ｓ含有量（ｗｔ％）

【００１２】本発明では鋼中Ｃの固定に際して十分な量
のＴｉを添加することによって、炭・窒化物の完全固定
とそれら析出物の粗大化を狙いとしている。図１は、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｎｂ：０ｗｔ％および
０．００２〜０．０３ｗｔ％の範囲の鋼について、上記
Ｔｉ＊／〔Ｃ〕が下記に定義されるｍｅａｎ−ｒ値およ
びΔｒ値に及ぼす影響を調べ、これを整理したものであ
る。〔ｍｅａｎ−ｒ〕＝（〔ｒ₀〕＋２〔ｒ₄₅〕＋〔ｒ₉₀〕）／４ Δｒ＝（〔ｒ₀〕＋〔ｒ₉₀〕−２〔ｒ₄₅〕）／２但し、〔ｒ₀〕：鋼板圧延方向でのｒ値〔ｒ₄₅〕：鋼板圧延方向に対し４５°方向でのｒ値〔ｒ₉₀〕：鋼板圧延方向に対し９０°方向でのｒ値同図によれば、微量のＮｂが添加された場合、固溶Ｎｂ
としての熱延板組織の細粒化により、ｍｅａｎ−ｒ値の
レベルが上昇することが判る。

【００１３】次に、本発明では、合金化亜鉛メッキ層形
成後のｍｅａｎ−ｒ値とドロ−ビ−ド剥離量との関係か
らＴｉとＮｂの添加量を限定した。図２は板厚０．８ｍ
ｍの冷延鋼板を８５０℃で焼鈍後、亜鉛浴温：４６０
℃、浴中Ａｌ量：０．１２％の各条件で両面５５ｇ／ｍ
²の亜鉛メッキを行ない、引き続き４９０℃で合金化処
理（合金化率１０％）した鋼板について、Ｔｉ、Ｎｂ添
加量およびＴｉ、Ｎｂの重量％比〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗ
ｔ％Ｎｂ〕とドロ−ビ−ド（以下、ＤＢという）剥離量
およびｍｅａｎ−ｒ値との関係を示したものである。こ
れによれば、Ｔｉ量の増加はＣ≦０．００３％の鋼では
結果的にはＴｉ＊／〔Ｃ〕の増加をもたらし、ｍｅａｎ
−ｒ値は上昇するが、Ｔｉ単独添加ではＤＢ剥離量は増
大する。これに対し、Ｔｉ量に対してＮｂ量が増加する
とＤＢ剥離量は軽減するが、過剰のＮｂの存在によりｍ
ｅａｎ−ｒ値が劣化する。以上の結果から、ｍｅａｎ−
ｒ値≧２．０、ＤＢ剥離量＜４ｇ／ｍ²の特性が得られ
る成分系は、Ｔｉ：０．０４〜０．１２％、Ｎｂ：０．
００５％〜０．０１４％で、且つ、７≦〔ｗｔ％Ｔｉ〕
／〔ｗｔ％Ｎｂ〕≦１４の範囲であり、さらに、ｍｅａ
ｎ−ｒ値≧２．２、ＤＢ剥離量＜４ｇ／ｍ²の特性が得
られる成分系は、Ｔｉ：０．０６〜０．１２％、Ｎｂ：
０．００５％〜０．０１２％で、且つ、７≦〔ｗｔ％Ｔ
ｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕≦１４の範囲であることが判る。

【００１４】そこで、本発明における最も重要な添加元
素であるＴｉとＮｂについて、その限定理由を述べる。
Ｔｉは、既に述べたように強力な炭・窒化物形成元素で
あり、上記の〜のメリットが得られる元素である。
特に、平衡状態で鋼中Ｃを固定するためには、Ｔｉ＊／
〔Ｃ〕≧１であればよいが、析出物のサイズを十分に粗
大化させて優れた粒成長性とともに＜１１１＞／／ＮＤ
方位の再結晶粒の集積を高めるためには、Ｔｉ＊／
〔Ｃ〕≧７とすることが好ましいことが図１からも示唆
される。したがって、本発明では、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７
と規定する。

【００１５】さらに本発明では、上記の規定に加えＴｉ
添加量として０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％と
規定する。Ｔｉが０．０４ｗｔ％未満では鋼中Ｃの固定
は可能であるが、ＴｉＣの粗大化が起こり難くなり、プ
ロセス上、熱延時に高温で巻取る等の対策が必要とな
る。一方、０．１２ｗｔ％を超えて添加しても顕著な添
加効果が認められないばかりでなく、表面欠陥の顕在
化、合金コストの上昇等が問題となる。

【００１６】Ｎｂは、本発明における必須添加元素であ
るが、その添加量は０．００５〜０．０１４ｗｔ％の微
量な範囲に限定する。特に、上述した図２に示されるよ
うに〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕を７〜１４の範囲
に限定することが、ｍｅａｎ−ｒ値のみならず、亜鉛メ
ッキの密着性を確保する上からも必要である。また、Ｎ
ｂを微量添加することは、耐深絞り脆性の改善にも効果
があることが明らかになった。このような効果を得るた
めも、Ｎｂ添加の下限は０．００５ｗｔ％と規定され
る。また、添加量の上限については、製造条件による材
質変動が大きくなること、材質的に逆に硬化すること、
合金コストが上昇すること等の点から０．０１４ｗｔ％
に限定する。

【００１７】さらに、本発明における副次的効果とし
て、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７の範囲でＴｉを添加した鋼にお
いて微量のＮｂを添加すると、図３に示すように、連続
鋳造スラブの表面品質が著しく改善されることが明らか
になった。このような効果が得られるメカニズムは必ず
しも明らかではないが、微量のＮｂが存在することによ
って、スラブ表面でのＴｉの酸化反応が抑制されるため
であると考えられる。この点からも、本発明の成分系は
合金化亜鉛メッキ鋼板の下地素材として優れた特性を有
していることが明らかになった。

【００１８】次に、他の元素の限定理由について説明す
る。Ｃ：ｎ値の向上のためには、ＴｉＣのサイズのみな
らず、その総量を限定する必要があり、本発明では高ｎ
値を得るためＣの上限を０．００３０ｗｔ％と規定す
る。Ｓｉ：一般の鋼のレベル程度でも、本発明の作用効
果に特に悪影響を及ぼすものではないが、延性のレベル
を高く維持し、また、亜鉛メッキの密着性を向上させる
ため０．０５ｗｔ％以下とする。Ｍｎ：ＴｉがＳの固定
に寄与するため、Ｍｎは一般の鋼のレベルより低くても
問題はないが、０．０５ｗｔ％未満では溶銑予備処理コ
ストが上昇するため、下限を０．０５ｗｔ％と規定す
る。一方、０．５０ｗｔ％を超えるとＭｎによる固溶強
化によりＹＰが上昇し、ｎ値が低下する。このため、上
限は０．５０ｗｔ％と規定する。Ｐ：Ｐは粒界脆化元素
であり、特に粒界が脆弱になり易いＩＦ鋼においては、
その上限は厳しく管理されなくてはならない。このため
本発明では、０．０２ｗｔ％をその上限とする。特に、
上述した微量Ｎｂの添加による耐深絞り脆性の顕著な改
善効果をより安定的なものとするためには、Ｐは０．０
１ｗｔ％以下とすることが好ましい。Ｓ：Ｓは、ＴｉＳ
として析出することにより有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）を減少
させる。したがって、本発明ではその上限を０．０２ｗ
ｔ％と規定する。

【００１９】Ｓｏｌ．Ａｌ：Ｔｉ添加鋼の場合、ＮはＴ
ｉＮとして固定されるため、Ｎを固定するだけの目的で
あれば、連続鋳造が可能な範囲でＡｌの添加量を低減す
ることはできる。しかし、本発明では、通常のＡｌキル
ド鋼並みにＡｌを添加する。これは、極低炭素鋼の鋳造
時の湯流れ性の改善に加えて、Ａｌで脱酸することによ
り、Ｔｉの酸化を抑制し、表面欠陥の発生を減ずるため
である。以上の観点から、Ｓｏｌ．Ａｌとして０．０３
ｗｔ％〜０．０６ｗｔ％の範囲に規定する。Ｎ：Ｎは、
ＩＦ鋼の材質面からは基本的には低い程好ましく、特
に、窒化物の減少に伴いｍｅａｎ−ｒ値が改善される。
しかし、本発明ではＴｉ＊／〔Ｃ〕を十分高いレベルに
設定していため、通常レベル程度のＮ量の変動では材質
上極端な変化はない。したがって、本発明ではｎ値、ｍ
ｅａｎ−ｒ値に対して許容されるレベルとして、その上
限を０．００４０ｗｔ％と規定する。

【００２０】本発明の合金化亜鉛メッキ鋼板の下地鋼板
は、仕上温度がＡｒ ₃ 変態点以上の通常の熱間圧延を経
て製造された冷延鋼板であり、このように通常の熱間圧
延工程を経て製造された冷延鋼板を素材として、優れた
成形性を有し且つｍｅａｎ−ｒ値とｎ値の特性バランス
に優れ、しかもメッキ密着性（プレス成形時のメッキ層
の耐剥離性）にも極めて優れた高グレードの合金化亜鉛
メッキ鋼板が得られるところに本発明の大きな利点があ
る。このように本発明の合金化亜鉛メッキ鋼板は常法に
て製品としても従来の合金化亜鉛メッキ鋼板のレベルを
上回る特性を得ることができるが、本発明に規定した成
分系に最も良好な特性を付与するための製造方法につい
て以下に開示する。本発明の成分系に対しては、スラブ
加熱温度≦１２００℃、熱延巻取り温度：５８０〜６４
０℃、冷間圧延率：７６〜８４％、連続焼鈍温度：８０
０〜８８０℃とすることが最も好ましい。

【００２１】この中で最も重要なのは、熱延巻取り温度
と冷間圧延率である。亜鉛メッキ鋼板の下地鋼板として
極めて高いｍｅａｎ−ｒ値を得るためには、熱延板中の
炭・窒化物が粗大化し、さらにフェライト粒径は小さい
方が好ましい。前者については、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７と
することにより、巻取り温度を下げることが可能となる
結果、これを達成できる。また、Ｎｂが固溶Ｎｂとして
細粒化に寄与するため、後者の状態が達成できる。この
効果を示す例として、図４に表１および表２中の鋼番１
３（Ｔｉ−Ｎｂ系）と鋼番１２（Ｔｉ系）における〔ｍ
ｅａｎ−ｒ〕値−ｎ値バランスに及ぼす巻取り温度の影
響（巻き取温度ＬＣＴ：６２０℃、巻き取温度ＨＣＴ：
６８０℃）を示す。図から明らかなように、Ｔｉ−Ｎｂ
系のｍｅａｎ−ｒ値は、Ｔｉ系のｍｅａｎ−ｒ値よりも
高く、さらに、６２０℃巻取りを行うことによって６８
０℃巻取りよりもｍｅａｎ−ｒ値が上昇することが判
る。以上のような結果を踏まえ、ｍｅａｎ−ｒ値の観点
から巻取り温度の上限は６４０℃とすることが好まし
い。但し、巻取り温度が５８０℃を下回ると、ＴｉＣが
微細に析出するため、製品のｍｅａｎ−ｒ値が低下して
しまう。このため、巻取り温度の下限は５８０℃とする
ことが好ましい。

【００２２】次に、冷間圧延率は、ｍｅａｎ−ｒ値と耐
深絞り脆性の観点から決定した。図５は、図４で使用し
た鋼について、スラブ加熱温度Ｈ：１２５０℃、Ｌ：１
１５０℃、巻取り温度ＬＣＴ：６２０℃、ＨＣＴ：６８
０℃、冷延率７５％、７９％、８２％の各条件で製造し
た鋼板の深絞り脆化遷移温度Ｔｔｈとｍｅａｎ−ｒ値の
バランスを示したものである。同図から明らかなよう
に、Ｔｉ−ＩＦ鋼の深絞り脆化臨界温度（Ｔｔｈ）は、
微量のＮｂ添加で改善される。特に、スラブ加熱温度：
１１５０℃、巻取り温度：６２０℃の条件で製造した場
合、Ｔｔｈは−９０℃程度まで改善される。また、Ｔｔ
ｈは、ｍｅａｎ−ｒ値と同様に冷圧率依存性が認められ
る。しかし、ｍｅａｎ−ｒ値が冷圧率を上げることによ
って改善されるのに対し、Ｔｔｈは逆に上昇する。これ
は、集合組織の変化に伴う粒界性格の変化と関連した現
象であると考えられる。そして、ｍｅａｎ−ｒ値の観点
から冷圧率の下限は７６％（望ましくは８０％）とする
ことが好ましく、一方、上限に関しては、深絞り脆化対
策と圧延０°方向のｍｅａｎ−ｒ値の低下を考慮して、
８４％とすることが好ましい。

【００２３】スラブ加熱温度と連続焼鈍温度に関して
は、前者は、図５で示した深絞り脆化の問題から上限を
１２００℃とし、後者は、十分な再結晶後の粒成長を図
るため下限を８００℃に限定し、また、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕
≧７として粒成長性を改善した場合、Ａｃ₃点直下で焼
鈍すると２次再結晶による異常粗大化が発生する可能性
があるため、その上限を８８０℃に限定する。なお、本
発明の鋼板はバッチ焼鈍によって製造することも可能で
あり、得られる鋼板の材質は高温連続焼鈍材に較べて若
干劣るものの、従来鋼板に較べ優れた特性が得られるも
のである。特に、Ｔｉ−ＩＦ鋼を素材としバッチ焼鈍を
実施した場合には、過度の粒成長により肌荒れが生じる
という問題があるが、本発明材ではこのような問題生じ
ることなくバッチ焼鈍を実施することができる。

【００２４】以上は下地鋼板の特性を極めて良好なレベ
ルとするための基本製造条件であり、このようにして得
られた鋼板に亜鉛メッキ（溶融亜鉛メッキまたは電気亜
鉛メッキ）を実施して合金化亜鉛メッキ被膜を形成させ
ることにより、従来のメッキ鋼板に較べて極めて優れた
成形性を有する合金化亜鉛メッキ鋼板が得られる。

【００２５】上述のように本発明では、目付量３０ｇ／
ｍ²以上の合金化亜鉛メッキを有する鋼板において、ｍ
ｅａｎ−ｒ値≧２．０、ｎ値≧０．２４を狙いとしてＴ
ｉ＊／〔Ｃ〕および〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕の
限定を行うものである。ところで、低いＴｉ量でＴｉ＊
／〔Ｃ〕を７以上にするためには、Ｃ、Ｎ、Ｓの低減が
不可欠である。しかしこの場合、熱延板の組織が粗粒化
し易くなり、冷延、焼鈍後のｒ値の面内異方性が大きく
なる傾向がある。図６は以上の点に関し、Ｔｉ量とＴｉ
＊／〔Ｃ〕のバランスを変えた素材についてｍｅａｎ−
ｒ値とΔｒ値を調べた結果を示したものである（なお、
図中の斜めの線はＣ：０．００１ｗｔ％、Ｎ：０．００
１ｗｔ％、Ｓ：０．００１ｗｔ％の場合の、Ｔｉ量に対
するＴｉ＊／〔Ｃ〕の値を示す）。これによれば、Ｔｉ
＊／〔Ｃ〕≧７の領域でｍｅａｎ−ｒ値≧２．０は得ら
れるが、０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０６ｗｔ％の範囲
ではΔｒ≧０．４であるのに対し、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ
％の範囲ではΔｒ＜０．４となる。したがって、今日の
製鋼技術のレベルおよび製造コスト上の観点からして、
Ｃ、Ｎ、Ｓを極限まで低減するには限界があることを考
慮すると、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ％の範囲とすることが、
実用上より有利であるといえる。

【００２６】

【実施例】〔実施例１〕表１および表２に示す鋼につい
て、スラブ加熱温度：１１５０℃、熱延仕上げ温度：９
００℃、巻取り温度：６２０℃、冷圧率：８２％で冷延
鋼板とした後、連続溶融亜鉛メッキラインにおいて、８
５０℃で焼鈍し、引き続き亜鉛浴温：４６０℃、合金化
処理温度：４９０℃の条件で亜鉛メッキおよび合金化処
理を行ない、合金化亜鉛メッキ鋼板を製造した。得られ
た製品（亜鉛メッキ目付量：４０〔ｇ／ｍ²〕／４０
〔ｇ／ｍ²〕、合金化率：１０％）について、材質特性
とメッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価した結果を表３
および表４に示す。

【００２７】〔実施例２〕表１および表２に示される鋼
番８および１３（いずれも本発明鋼）について、連続溶
融亜鉛メッキ処理以前の製造条件を表５および表６に示
すように種々変化させ、得られた合金化亜鉛メッキ鋼板
の材質特性とメッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価し
た。その結果を表７および表８に示す。

【００２８】〔実施例３〕表１および表２に示される鋼
番１０、１１、１３、２１について、メッキ条件とメッ
キ被膜性状を種々変化させ、得られた鋼板の材質特性と
メッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価した。その結果を
メッキ条件等とともに表９および表１０に示す。

【００２９】

【表１】

【００３０】

【表２】

【００３１】

【表３】

【００３２】

【表４】

【００３３】

【表５】

【００３４】

【表６】

【００３５】

【表７】

【００３６】

【表８】

【００３７】

【表９】

【００３８】

【表１０】

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｔｉ添加ＩＦ鋼およびＴｉ−Ｎｂ添加ＩＦ鋼の
ｍｅａｎ−ｒ値およびΔｒ値に及ぼすＴｉ＊／〔Ｃ〕の
影響を示す図面である。

【図２】ｍｅａｎ−ｒ値とドロ−ビ−ド剥離量に及ぼす
Ｔｉ、Ｎｂ添加量および〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎ
ｂ〕の影響を示す図面である。

【図３】Ｔｉ添加ＩＦ鋼のスラブ表面におけるピンホー
ル個数（２ｍｍスカーフ後）に及ぼす微量Ｎｂ添加の影
響を示す図面である。

【図４】ｍｅａｎ−ｒ値とｎ値のバランスに及ぼす微量
Ｎｂ添加と熱延巻取り温度の影響を示す図面である。

【図５】ｍｅａｎ−ｒ値と深絞り脆化遷移温度（Ｔｔ
ｈ）のバランスに及ぼすスラブ加熱温度、巻取り温度お
よび冷圧率の影響を示す図面である。

【図６】ｍｅａｎ−ｒ値とΔｒ値に及ぼすＴｉ量とＴｉ
＊／〔Ｃ〕のバランスの影響を示す図面である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者金藤秀司東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者若狭浩東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (56)参考文献特開昭59−74231（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−197526（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−276961（ＪＰ，Ａ) 特開昭60−181238（ＪＰ，Ａ) 特開昭60−224758（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−133059（ＪＰ，Ａ) 特開平２−163324（ＪＰ，Ａ) 特開平２−236262（ＪＰ，Ａ) 特開平２−34722（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０
５ｗｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ
≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ
％≦Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０
ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％、
０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且
つ、（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７但し、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％
Ｃ〕〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）
・〔ｗｔ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝〔ｗｔ％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｓ〕：Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）≦１４但し、〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
を有する冷延鋼板の片面または両面に、亜鉛メッキ目付
量が片面当たり３０ｇ／ｍ²以上の合金化亜鉛メッキ層
を有する成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板。
【請求項２】Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０
５ｗｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ
≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ
％≦Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０
ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％、
０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且
つ、（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７但し、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％
Ｃ〕〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）
・〔ｗｔ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝〔ｗｔ％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｓ〕：Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）≦１４但し、〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
を有する鋼に、常法に従い仕上温度がＡｒ ₃ 変態点以上
の熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍を施し、引き続き
鋼板の片面または両面に目付量３０ｇ／ｍ²以上の亜鉛
メッキを施した後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を施すことを
特徴とする成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板の製造
方法。
【請求項３】スラブ加熱温度≦１２００℃、熱延巻取
温度：５８０〜６４０℃で熱間圧延した後、圧延率：７
６〜８４％で冷間圧延し、次いで８００℃〜８８０℃で
連続焼鈍し、引き続き鋼板の片面または両面に亜鉛メッ
キを施した後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を施すことを特徴
とする請求項２に記載の成形性の優れた合金化亜鉛メッ
キ鋼板の製造方法。