JP2660640B2

JP2660640B2 - 焼付硬化性及び耐パウダリング性の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

Publication number: JP2660640B2
Application number: JP4182250A
Authority: JP
Inventors: 薫川崎; 武秀瀬沼
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1992-07-09
Filing date: 1992-07-09
Publication date: 1997-10-08
Anticipated expiration: 2012-10-08
Also published as: JPH0625755A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】自動車パネル用鋼板、とくに外板
用としては耐デント性の優れた鋼板が要求されている。
それには、鋼板自身の高強度化が最も効果的であるが、
それは耐面歪の観点から加工性の劣化を伴うため、必ず
しも最適な手段とは言えない。また、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材料の自動
車部品への台頭により、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
れる現状を考慮すると、この加工特性を満足させること
が第一条件であり、こうした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。

【０００２】一方、パネル用鋼板には自動車メーカーに
おけるスポット溶接時のチップ耐久性向上及び車体防錆
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。また、設備的には、溶融亜鉛
メッキ工程の大幅な短縮化が推進される趨勢にある。こ
れを実現するためには、急速加熱及び急速冷却技術が有
力な手段となる。本発明は、この急速加熱及び急速冷却
技術を利用し、短時間での再結晶焼鈍によってＩＦ鋼に
焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与しかつ、優れた
深絞り性をも有する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。

【０００３】

【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、鋼板そのものの強度を上げるばかりでなく、優れた
成形性を兼ね備えたまま、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を高強度化する、焼付
硬化型の冷延鋼板の開発が進められている。成形性とと
もに優れた焼付硬化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法
としては、これまでに極低炭素鋼を用い、（１）特開昭
６１−２７６９２８号公報及び（２）特開昭６１−２７
６９３１号公報がある。いずれもＴｉ，Ｎｂ及びＳ量を
適当に選びかつ、熱延での巻取温度あるいは焼鈍温度を
適切にとることにより、焼鈍時に炭化物を再溶解させて
焼付硬化性の付与に必要な固溶炭素を確保するものであ
る。

【０００４】しかしながら、炭素及び窒素量が依然とし
て高いため、炭化物が多数分散しやすく、加工性の劣化
を招きやすい。また、焼鈍後に適量の固溶炭素を確保す
るためには、炭化物を再溶解させるのに十分な焼鈍時間
が必要となり、本発明のような短時間での焼鈍では焼付
硬化性に必要な固溶炭素量を確保することができない。
一方、こうした極低炭素鋼では粒界が清浄なため、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。

【０００５】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、（３）特開昭６１−２７６９１号公報
及び（４）特開昭６１−２７６９２号公報がある。いず
れも表面の合金化亜鉛メッキ層中の鉄濃度を１５〜３５
％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、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の低下によ
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。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来におけ
る冷延後の焼鈍を大幅に短縮化することを可能にしか
つ、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、３ｋｇｆ／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
の製造方法を提供することを目的としてなされた。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記実情
に鑑み鋭意検討した結果、極低炭素鋼で炭素及び窒素量
を従来よりさらに低くし、さらに熱間圧延における巻取
温度と溶融亜鉛メッキ工程の再結晶焼鈍における加熱速
度及び冷却速度を急速化することで、従来の溶融亜鉛メ
ッキ工程を大幅に短縮化するとともに、こうした製造工
程において焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深
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。

【０００８】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：０．００１２％，Ｓ
ｉ：０．１％，Ｍｎ：０．１５％，Ｐ：０．０１２％，
Ｓ：０．００８％，Ａｌ：０．０３５％，Ｔｉ：０．０
４５％．Ｎ：０．００１０％，残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる鋼を用いた。前記成分のスラブを９１０℃
で仕上圧延を行い、巻取温度を室温から７５０℃の範囲
で変化させて４ｍｍの熱延板とし、酸洗後、８０％の冷
間圧延を施した。焼鈍温度は８００℃とし、焼鈍処理時
間を変えるために図３に示すようなヒートサイクルで再
結晶焼鈍処理時間を変えるために加熱速度、保定時間及
び冷却速度を種々変化させて再結晶焼鈍を行い、続いて
溶融亜鉛メッキ（４６０℃）及び合金化処理（５５０
℃）を実施し、１０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却し
た。さらに１％の調質圧延を施した後に焼付硬化性及び
耐パウダリング性を評価した。なお、焼付硬化性は２％
の予歪を与えて１７０℃で２０分の保定を行った時の熱
処理前後での降伏点応力の上昇量を調査した。また、パ
ウダリング性は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、５ｍｍ以下の場合を
合格とした。

【０００９】すなわち、巻取温度を６００℃以下とし、
かつ、再結晶焼鈍において加熱開始から冷却終了までの
時間を３０秒以内とした場合には、３０ＭＰａ以上の焼
付硬化性が得られるとともに、耐パウダリング性が優れ
ることを見いだしたのである。こうした現象は、低温で
巻取ることにより、熱延板段階で、冷延・焼鈍後の再結
晶集合組織を劣化させない程度の固溶ＣあるいはＮが確
保され、それが短時間の焼鈍処理によっても粒界での合
金化を促進しない程度に残存し、さらに、溶融亜鉛メッ
キ及び合金化処理後においても焼付硬化性を付与できる
だけの量として保持されるためと考えられる。

【００１０】また、図４には、巻取温度５００℃とした
場合の添加Ｃ及びＮの合計量と焼付硬化性の変化を示
す。なお、他の成分及び焼鈍条件は前述のものと同一と
した。すなわち、３０ＭＰａ以上の焼付硬化性を確保す
るには、適当量の固溶Ｃ及びＮが必要である。本発明で
は巻取温度でその量を制御するが、添加量がＣ及びＮ量
の合計で０．０００５％未満では、本発明で求める焼付
硬化性が得られない。

【００１１】つまり、本発明は次のように構成したもの
である。（１）重量％で、Ｃ：０．００５０％以下，Ｓｉ：１．
０％以下，Ｍｎ：０．０１〜２．０％，Ｐ：０．１５％
以下，Ｓ：０．００３〜０．０１５％，Ａｌ：０．０１
〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下，かつ、Ｃ，Ｎ
の少なくとも１種又は２種の合計が０．０００５％以
上、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち１種以上を合計で０．８×
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）％以上０．１％以下の範囲で含
み、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、粗圧延しあるいは粗圧延を経ることなく、Ａｒ_３変
態点以上の温度で仕上圧延を終了して、６００℃以下の
温度域で巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した
後、再結晶焼鈍で加熱開始から溶融亜鉛メッキ開始まで
を３０秒以内とし、７５０〜９５０℃の温度域まで加熱
後冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、続いて合金化処理を
行ってから１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、さらに
調質圧延を行うことを特徴とする焼付硬化性及び耐パウ
ダリング性の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。

【００１２】（２）前記（１）記載の鋼が、重量％で、
さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有する
ことを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優
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
である。

【００１３】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及びＮは、常温での成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高Ｅｌ及びｒ値を確保し、かつ、非時効とす
るにはその添加量は低い方が良い。そのため、それぞれ
上限を０．００５０％とする。しかしながら、３０ＭＰ
ａ以上の焼付硬化性を確保するためには、Ｃ及びＮ量の
合計で０．０００５％以上必要である。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
もその添加量は少ない方が良く、上限を１．０％とし
た。Ｍｎも鋼の高強度化に有効であるが、過剰の添加は
鋼の硬質化によりＥｌ及びｒ値の劣化が懸念される。そ
のため２．０％を上限とした。しかし、無添加では熱延
時に熱間脆性割れを招くため、０．０１％以上とした方
が良い。

【００１４】Ｐは、Ｓｉ，Ｍｎに比べて固溶強化能の大
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重要な元素である。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０．１５％とした。Ｓは、過剰に添加される
と熱間割れを招くため、０．０１５％以下とするが、脱
硫コストの問題から０．００３％以上が好ましい。Ａｌ
は、鋼の脱酸のために必要であり、０．０１％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０．１％
とする。

【００１５】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、時効性を確保するため
にＣ及びＮをある程度固定する場合に、それらの添加が
必要となる。添加量はＣ，Ｎの添加量との関係で時効性
が確保される量で良いため、合計で０．８×（Ｃ／１２
＋Ｎ／１４）％以上とするが、過度の添加は多数の炭窒
化物を形成させ、延性及び深絞り性を劣化させることに
なるので、０．１％を上限とする。Ｂは、二次加工性向
上のために添加する。本発明の場合、粒界強度が弱い極
低炭素鋼であるため、二次加工性をさらに向上させるた
めに添加するが、０．０００１％未満ではその効果がな
く、また、過剰の添加は鋼を硬質化し、加工性が劣化す
るとともに二次加工性向上効果が飽和するため、上限を
０．００５０％とする。なお、本発明ではとくに規定し
ないが、Ｃａ，Ｚｒ，Ｃｅ等の希土類元素を添加しても
さしつかえない。

【００１６】次に、本発明に従う製造方法について説明
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。続いて再加熱後あるいは再加
熱なしに熱延を行なうが、Ａｒ₃変態点より低い温度で
仕上熱延されると、熱延板段階で集合組織が発達し、冷
延・焼鈍後の深絞り性に好ましいＮＤ//＜１１１＞方位
の発達を劣化させるため、仕上温度はＡｒ₃変態点以上
とする。その後通常の方法で巻取るが、その際の巻取温
度は本発明において最も重要な役割を果たす因子の１つ
であり、その温度は６００℃以下とする。これよりも高
い温度で巻取ると図１に見られるように、メッキ層の剥
離が生じると同時に３０ＭＰａ以上の焼付硬化性が得ら
れなくなる。

【００１７】再結晶焼鈍における加熱開始から冷却終了
までの時間も、本発明において最も重要な因子の１つで
ある。ヒートサイクルとしては図３に示すパターンがと
られる。ここで再結晶焼鈍後の保定は必ずしも行わなく
てもかまわない。すなわち、加熱速度及び冷却速度が遅
くなる、あるいは冷却開始までの時間が長くなり、加熱
開始から冷却終了までの時間（再結晶焼鈍処理時間）が
３０秒を超えると、図２に見られるようにメッキ層の剥
離が生じると同時に焼付硬化性が低下し、安定して耐パ
ウダリング性に優れかつ、３０ＭＰａ以上の焼付硬化性
が得られなくなる。また、焼鈍温度としては短時間で再
結晶が完了する温度以上が必要となる。つまり、７５０
℃未満では深絞り性を確保するのに十分な再結晶及び粒
成長が達成されない。また、９５０℃を超えて焼鈍を行
うと製品板の結晶粒径が粗大化し、肌荒れの原因となる
ため好ましくない。

【００１８】また、加熱及び冷却方法についてはとくに
規定しないが、加熱方法としては通電加熱で、冷却方法
としてはＨ₂等のガス冷却あるいはロール冷却等で行な
うのが有効となる。なお、加熱速度及び再結晶焼鈍後の
冷却速度は規定しないが、前述したように加熱開始から
冷却終了までの時間は短い方が好ましいため、いずれも
速い方がよい。溶融亜鉛メッキ及びそれに続く合金化処
理はとくに規定されるものではないが、合金化処理後の
室温までの冷却速度は焼付硬化量を確保するためには、
１０℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。１０℃／ｓ未
満の冷却速度では合金化処理までに確保された固溶Ｃが
再析出し、焼付硬化量が小さくなり好ましくない。

【００１９】

【実施例】

実施例１Ｃ：０．００２３％，Ｓｉ：０．０５％，Ｍｎ：０．１
５％，Ｐ：０．００５％，Ｓ：０．００７％，Ａｌ：
０．０２８％，Ｔｉ：０．０３５％，Ｎ：０．００３０
％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼
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℃として熱間圧延を終了し、５０
０℃で巻取った。熱延板は、酸洗後、８０％の冷間圧延
を施した後、表１に示すような条件で図４に示すヒート
サイクルで通電加熱及びＨ₂ガス冷却により再結晶焼鈍
を行い、続いて溶融亜鉛メッキ（４６０℃）及び合金化
処理（５５０℃）を実施した後、さらに１％の調質圧延
を施した。その後材質調査としてＪＩＳＺ２２０
１，５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。また、焼付硬化性につ
いては前述したように２％の予歪を与えて１７０℃で２
０分の保定を行った時の熱処理前後での降伏点応力の上
昇量で評価した。

【００２０】一方、パウダリング性は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、５ｍｍ以下の場合を合格とした。表２に結果をまと
めて示す。本発明の範囲に従ったＮｏ．２，３，５，
６，７，８では、２．０以上の高いｒ値を有し、深絞り
性に優れるとともに、３０ＭＰａ以上の高い焼付硬化性
と耐パウダリング性を示す。Ｎｏ．１は、焼鈍温度が本
発明の範囲から低くはずれたため、粒成長が不十分でｒ
値が低い。Ｎｏ．４及び９は、焼鈍処理時間が本発明の
範囲から長時間側にはずれたため、焼鈍中に熱延板で確
保した固溶Ｃが析出し、メッキ層の剥離が生じると同時
に３０ＭＰａ以上の焼付硬化性が得られない。また、Ｎ
ｏ．１０は、焼鈍温度が本発明の範囲から高くはずれた
ため、焼鈍後の結晶粒径が大きくなりすぎて、引張試験
を行うと肌荒れを生じている。

【００２１】

【表１】

【００２２】

【表２】

【００２３】実施例２表３に示す種々の組成の鋼を、それぞれ転炉にて溶製
し、連続鋳造によってスラブとした。これらのスラブを
Ａｒ₃点（＝９１６−５０９Ｃ（％）＋２７Ｓｉ（％）
−６４Ｍｎ（％）（℃））より高い温度域で仕上熱延を
行い、表４に示す温度で巻取った。続いて酸洗後、８５
％の冷間圧延を施し、溶融亜鉛メッキにおける再結晶焼
鈍は通電加熱及びＨ₂ガス冷却及びロール冷却により図
４に示すヒートサイクルで本発明の範囲とし、同表に示
す温度で再結晶焼鈍処理時間は１０秒とした。さらに、
１％の調質圧延を施した。その後材質調査として、実施
例１と同じ方法で材質評価を行った。また、二次加工性
については図５に示すように、試料を１００φに打ち抜
き、絞り比２．０で円筒に絞ったカップを、−５０℃の
エタノール中に浸し、テーパーポンチにのせて荷重を与
え、押し拡げ脆性破壊の有無で判定し、割れのない場合
を合格とした。

【００２４】

【表３】

【００２５】

【表４】

【００２６】表５に結果をまとめて示す。本発明方法に
従ったＡ〜Ｅ鋼のＮｏ．１，２，３，４，６，８，９で
は深絞り性に優れかつ、耐パウダリング性と３０ＭＰａ
以上の焼付硬化性が得られている。一方、本発明鋼であ
るＢ及びＥ鋼でも、本発明の範囲外である６００℃より
高い温度で巻取ったＮｏ．５，７，１０ではメッキ層の
剥離が生じると同時に焼付硬化性が低い。Ｃ及びＮ量が
高くはずれたＦ鋼のＮｏ．１１では、炭窒化物が多く形
成されるため冷延・焼鈍後の粒成長性が悪く、ＮＤ//＜
１１１＞方位が発達せずｒ値が低いと同時に、Ｅｌも低
い。また、Ｍｎ及びＰ量が高くはずれたＧ鋼のＮｏ．１
２では、硬質化しＹＰが高いばかりでなく、ｒ値及びＥ
ｌとも低い。また、Ｐ量が高すぎるためＢが添加されて
いるにもかかわらず、二次加工性が劣化する。Ｔｉの添
加量が高くはずれたＮｏ．１３では、固溶Ｔｉが多く残
存するため粒成長性が悪く、ｒ値が低い。

【００２７】

【表５】

【００２８】

【発明の効果】本発明は、従来の溶融亜鉛メッキ工程の
大幅な短縮化を可能とし、かつ、焼付硬化性及び耐パウ
ダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延
鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この発明に
より従来工程に比べて製造コストを大幅に削減して焼付
硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶
融亜鉛メッキ冷延鋼板を供給することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】巻取温度の本発明の範囲を示す図、

【図２】巻取温度の焼鈍処理時間の本発明の範囲を示す
図、

【図３】連続焼鈍におけるヒートサイクルを示す図、

【図４】（Ｃ＋Ｎ）量の本発明における下限を示す図、

【図５】本発明で用いた二次加工性を調査するための試
験方法を示す図である。

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 // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｔ 38/14 38/14

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．００５０％以下，Ｓ
ｉ：１．０％以下，Ｍｎ：０．０１〜２．０％，Ｐ：
０．１５％以下，Ｓ：０．００３〜０．０１５％，Ａ
ｌ：０．０１〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下，
かつ、Ｃ，Ｎの少なくとも１種又は２種の合計が０．０
００５％以上、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち１種以上を合計で
０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）％以上０．１％以下の
範囲で含み、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、粗圧延しあるいは粗圧延を経ることなく、Ａ
ｒ_３変態点以上の温度で仕上圧延を終了して、６００℃
以下の温度域で巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を
施した後、再結晶焼鈍で加熱開始から溶融亜鉛メッキ開
始までを３０秒以内とし、７５０〜９５０℃の温度域ま
で加熱後冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、続いて合金化
処理を行ってから１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、
さらに調質圧延を行うことを特徴とする焼付硬化性及び
耐パウダリング性の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。
【請求項２】請求項１記載の鋼が、重量％で、さら
に、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有すること
を特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた
深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。