JP2812769B2

JP2812769B2 - 耐パウダリング性に優れた超深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2812769B2
Application number: JP2674790A
Authority: JP
Inventors: 薫川崎; 武秀瀬沼
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-02-06
Filing date: 1990-02-06
Publication date: 1998-10-22
Anticipated expiration: 2013-10-22
Also published as: JPH03232926A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）近年、自動車の内・外板用鋼板として、まず必要とさ
れるプレス成形性には、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、ますます厳し
い形状への加工特性、とくに超深絞り性が要求されつつ
ある。こうした特性を満足させるには極低炭素鋼、いわ
ゆるIF鋼での対応を余儀なくされる。

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
融亜鉛めっき後めっき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、深絞り性が極めて優れ
かつ、合金化溶融亜鉛めっきが可能な、すなわち耐パウ
ダリング性に優れた超深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷
延鋼板の製造方法に関するものである。

（従来の技術）厳しい形状へのプレス成形性、例えば部品の一体成形
化を可能とする成形性を確保するには、極めて優れた深
絞り性（ランクフォード値；値）を有することが必須
となることは言うまでもなく、均一伸びなど延性の高い
ことが求められる。

こうした特性を確保するには、前述したように、Ti及
びNbを単独あるいは複合添加し、固溶Ｃ及びＮを完全に
固定した極低炭素鋼（IF鋼）で、さらに不純物元素の少
ない鋼が用いられる。

しかしながらこのIF鋼は、不純物元素がほとんどな
く、とくに固溶Ｃについては完全に固定されているため
に粒界が非常に洗浄なものとなっている。したがって、
このIF鋼については溶融亜鉛めっき後合金化処理をする
と、粒界での合金化が進みやすいため、加工時にめっき
層の剥離（パウダリング）が生じやすいという欠点があ
った。

こうした欠点を克服し、深絞り性の優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板として、Ti,Nbを単独あるいは複合添加
した鋼が特開昭61−276961号公報に開示されている。こ
れは溶融亜鉛めっき処理を施してから合金化処理のため
に、700〜850℃という高温への加熱を必要としている。

しかし、実際にこの処理を工業的に行なう場合には、
高温処理に伴な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。

また、深絞り性としてはＣ及びＮ量の低減がいまだ不
十分なためか、冷延・焼鈍後の値で高々2.20であり、
例えば一体成形といった厳しい加工特性を確保するため
の材質としては不十分である。

したがって、IF鋼の合金化亜鉛めっき性を改善するた
めの方法はあるものの、それに加えて極めて優れた深絞
り性を有するものは得られていない。

（発明が解決しようとする課題）優れた深絞り性を確保するにはIF鋼を用いるしかない
が、前述したようにこのIF鋼では、固溶Ｃ及びＮがTiあ
るいはNbにより完全に固定されてしまうため、粒界が完
全に洗浄化されてしまう。そのため、溶融亜鉛めっきで
合金化処理をすると、粒界での合金化が進みやすいため
加工時にパウダリングが生じる。

したがって、優れた深絞り性を確保したまま、合金化
溶融亜鉛めっき後の耐パウダリング性に優れた冷延鋼板
の製造方法を確立することが本発明の目的である。

（課題を解決するための手段）本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討した結果、
Ti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種以上を添加することで、優れた深絞り性を有
し、合金化溶融亜鉛めっき後の耐パウダリング性にも優
れた冷延鋼板の製造方法を発明するに至ったものであ
る。

第１表は本発明の確立に至った実験結果を示ものであ
る。

本実験では、Ｃ及びＮ量をそれぞれ0.002wt％以下と
し、Ｓ量を0.007wt％、Ti量を0.04wt％含む鋼にZr,La,C
e,Y,Caを単独あるいは複合添加した鋼を溶解し、通常の
熱延及び冷延を施した。そして、850℃での再結晶焼鈍
後、80℃/sの冷却速度で450℃に冷却し、直ちに溶融亜
鉛めっき処理を施し、次いで550℃で合金化処理を行な
ってパウダリング性の評価をした。

なお、パウダリング性は試験面を圧縮面として90゜曲
げ加工を行ない、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めっき層剥離幅で
評価し、5mm以下の場合を合格とした。

すなわち、Zr,La,Ce,Y,Caの単独あるいは複合添加（N
o.2〜10）によりパウダリング性が著しく向上すること
を見い出したのである。

さらに各鋼において硫化物として析出したＳ量を測定
してみるとZr,La,Ce,Y,Caを添加した鋼で、添加したＳ
はほとんど硫化物として析出しているが、Tiの硫化物が
ほとんどなく、Tiの析出物はほとんどTiCであることも
判明した。

したがって、パウダリング性向上の原因については明
確ではないが、硫化物形成元素の添加により、Tiの硫化
物（Ti₄C₂S₂）の析出を抑制し、TiはTiCとして施出さ
せ、そのTiCを再溶解させることで粒界にも固溶Ｃを残
し、耐パウダリング性を向上させることができるものと
推察される。

第１図は添加元素としてZrを例にとり、その他の成分
は第１表で検討したものと同一のものとして、Zr添加量
を変化させた場合のパウダリング性の変化を調べたもの
である。

なお、パウダリング性は第１表と同様の方法を用い、
剥離幅の長さで評価した。

同図には固溶Ｓ量の変化もあわせて示したが、Zr添加
量としては固溶Ｓ量が0.0030wt％以下となるようにすれ
ば良いことになる。

つまり、本発明はZr,La,Ce,Y,Caといった硫化物を形
成しやすい元素を添加することで、鋼中に固溶状態とし
て残存するＳ量を低くすることにより、TiをTiCとして
析出させ、Ti添加極低炭素鋼においても耐パウダリング
性に優れた超深絞り用合金化溶液亜鉛めっき冷延鋼板を
製造するものである。

すなわち本発明の要旨はC,N;〔Ｃ＋Ｎ〕で0.004wt％
以下、Si;0.1wt％以下、Mn;0.5wt％以下、P;0.01wt％以
下、S;0.01wt％以下、Al;0.01〜0.1wt％、B;0.0001〜0.
003wt％、を含み、かつZr,La,Ce,Y,Caのうち１種以上を合計で0.0
5wt％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Ar₃点以上の温度で仕上熱延を終了し
て捲取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施し、800℃
以上Ac₃点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍を行な
い、50℃/s以上の冷却速度で冷却後溶融亜鉛めっき、さ
らに合金化処理をすることを特徴とする合金化溶融亜鉛
めっき性に優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法であ
る。

以下に化学成分の限定理由について説明する。

Ｃ及びＮは、常温での成形性すなわち低YP、高El及び
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。とくに本発明のように極めて高い値を確保
するには、上限をＣ＋Ｎで0.004wt％とし、好ましくは
0.003wt％以下が良い。

Siは、強度−延性バランスを劣化させずにその固溶強
化を利用し、鋼を高強度化する場合に添加される。しか
し、本発明の場合、成形性を重視し高強度化を必要とし
ないため少ない方が好ましい。むしろ酸化被膜形成によ
る溶融亜鉛めっき層被膜の密着性の劣化を防止するた
め、上限を0.1wt％とした。

MnもSiと同様、鋼の高強度化のために添加されるもの
であるが、過剰の添加は鋼の硬質化によりEl及び値の
劣化が懸念される。そのため上限を0.5wt％とするが、
無添加では熱延時に熱間脆性割れを招くため、0.05wt％
以上とした方が好ましい。

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。しかし、過剰の添加は鋼を硬質化しEl及び
値が劣化する。また、本発明ではとくに鋼の高強度化を
目的としておらず、とくに成形性を確保することが第一
であるため添加は少ない方が好ましい。添加によって生
じる粒界偏析に起因する二次加工割れを防止するために
上限を0.01wt％とする。

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
はコストアップとなるとともに、鋼中に介在物を残すこ
とになるため、上限は0.1wt％とする。

Tiは、C,N及びＰを固定し、時効性を確保するのに十
分な添加量が必要である。そのため下限をC,N及びＰ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。

Ｂは、二次加工性向上のために添加する。本発明の場
合、極低炭素鋼であるため粒界強度が弱いため、二次加
工性を確保するために添加する。0.0001wt％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改善効果が飽和するた
め、上限を0.0030wt％とする。

Zr,La,Ce,Y,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。これらの元素は熱延板段階でTi硫化
物（Ti₄C₂S₂）の析出に先立ち硫化物を析出させ、鋼中
の固溶Ｓ量を低くするために単独あるいは複合添加され
るものである。これらの元素はその添加により鋼の材質
を変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。

そのため、第１図に示すように固溶Ｓ量を0.003wt％
以下とすれば、パウダリング性を著しく向上するため、
これら元素の添加量を満たす範囲とする。

製造工程は熱延、冷延、溶融亜鉛めっきの前処理工程
（焼鈍も含む）、溶融亜鉛めっき工程及び合金化処理工
程も含めとくに規制することなく、常法に従うもので良
い。すなわち、前述した化学組成を有する鋼は、通常の
連続鋳造にてスラブとして得られるが、厚みの薄い薄ス
ラブ連鋳法にて製造されたものでもかまわない。さら
に、通常の方法で熱間圧延及び冷間圧延を行なって冷延
板とする。

溶融亜鉛めっき処理を施す前に必要な再結晶焼鈍は、
延性及び深絞り性を確保するため、再結晶や粒成長を十
分に行なわせると同時に、耐パウダリング性を付与する
ため、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。しかし、Ac₃点を超える温
度では変態に伴なう集合組織の劣化による値の低下
や、結晶粒の粗大化による肌荒れの原因となるため好ま
しくない。

再結晶焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施すまでの冷却
は、固溶Ｃを粒界にも十分残留させる程度の冷却速度が
必要である。すなわち、50℃/s以下の冷却速度では、溶
融亜鉛めっき後合金化処理を施しても耐パウダリング性
が悪い。なお、溶融亜鉛めっき処理前に、連続焼鈍ある
いは箱焼鈍において再結晶を終了させておいてもさしつ
かえない。

（実施例）実施例１ C;0.0012wt％、Si;0.11wt％、Mn;0.15wt％、P;0.005w
t％、S;0.008wt％、Al;0.028wt％、N;0.0015wt％、B;0.
0005wt％、Ti;0.03wt％、Zr;0.02wt％、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
にした。熱延は1100℃で加熱後仕上温度を930℃とし、7
00℃で捲取った。酸洗後80％の圧下率で冷間圧延を施
し、第２表に示すような条件で再結晶及び冷却を行な
い、溶融亜鉛めっき（450℃）及び合金化処理（550℃）
後、１％の調質圧延を行なった。

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な
った。

パウダリング性については前述したように試験面を圧
縮面として90゜曲げ加工を行ない、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め
っき層の剥離幅で評価し、5mm以下の場合を合格とし
た。

第３表に結果をまとめて示す。

溶融亜鉛めっき及び合金化処理前の再結晶条件及び冷
却速度が本発明の範囲にしたがったNo.3,4及び６では耐
パウダリング性が良く、2.5以上の値を示している。

No.1は再結晶させるための温度が低く、また、TiCの
再溶解が不十分なため値が低く、パウダリング性が悪
い。No.2,5及び７は再結晶後溶融亜鉛めっき浴までの冷
却速度が低くはずれたため、再溶解したTiCが冷却中に
析出し、合金化処理前に固溶Ｃを粒界に十分に残すこと
ができないため、合金化処理が不十分となりパウダリン
グ性が悪い。再結晶させるための温度がAc₃点を超えたN
o.8は、結晶粒が粗大化し、集合組織が劣化したため、
引張試験後に肌荒れが生じると同時に、値が低い値を
示している。

実施例２第４表に示した種々の組成の鋼を、それぞれ転炉にて
溶製し、真空立ガス処理後連続鋳造によってスラブとし
た。このスラブに通常の熱間圧延及び冷間圧延を施し、
再結晶及び冷却は本発明の範囲で一定の条件とし、溶融
亜鉛めっき（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930℃で仕上圧延
を終了し、650℃で捲取った。酸洗後80％の冷間圧延を
施し、溶融亜鉛めっき前の再結晶焼鈍は850℃で10sと
し、100℃/sで冷却した。合金化処理後１％の調質圧延
をし、実施例１と同じ方法で材質評価を行なうとともに
二次加工性の評価も行なった。

二次加工性については第２図に示すように、試料を10
0φに打抜き、絞り比2.0で円筒に絞ったカップ１を、−
50℃のエタノール２中に浸し、テーパーポンチ３にのせ
て荷重Ｐを与えて押し拡げ脆性破壊の有無で判定し、
○：脆性破壊割れなし、×：脆性破壊割れありとした。

第５表にまとめて結果を示す。

本発明方法にしたがったＡ〜Ｉ鋼では≧2.5の深絞
り性を確保しながらパウダリング性も良好な材質が得ら
れている。

Zr,La,Ce,Y,Caのいずれも添加しなかったＪ鋼、Si量
が高いＬ鋼及びＳ量が高いＯ鋼では溶融亜鉛めっき後の
合金化処理における合金化が不良のためめっき層が剥離
し、パウダリング性が悪い。Ｋ鋼な〔Ｃ＋Ｎ〕量が高い
ため値が低い。Ｍ及びＮ鋼はそれぞれMn及びＰ量の添
加量が多いため硬質化し、2.5以上の値が得られな
い。とくにＮ鋼ではＰの影響が大きく、二次加工性も悪
い。Ｐ鋼はTi添加量が少なくＣ及びＮの固定が不十分と
なり、材質が硬質化し値が低い。

（発明の効果）本発明は、自動車の内・外板用として使用される鋼板
に関し、超深絞り性といった加工性を維持しながら、合
金化溶融亜鉛めっき性に優れた冷延鋼板の製造方法を明
らかにしたものである。この発明によりパウダリング性
の優れた超深絞り用の冷延鋼板を供給することが可能
で、その結果、自動車メーカーでの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久性向上が実現さ
れ、車体デザインの多様化への対応が可能となる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Zrの添加量に伴なうパウダリング性の変化と
鋼中の固溶Ｓ量の変化を示したグラフ、第２図は本発明
で用いた二次加工性を調査するための試験方法を示す説
明図である。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】C,N;〔Ｃ＋Ｎ〕で0.004wt％以下、 Si;0.1wt％以下、 Mn;0.5wt％以下、 P ;0.01wt％以下、 S ;0.01wt％以下、 Al;0.01〜0.1wt％、 B ;0.0001〜0.003wt％、を含み、かつ Zr,La,Ce,Y,Caのうち１種以上を合計で0.05wt％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Ar₃点以上の温度で仕上熱延を終了して捲取
り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施し、800℃以上Ac₃
点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍を行ない、50℃
/s以上の冷却速度で冷却後溶融亜鉛めっき、さらに合金
化処理をすることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき性
に優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法。