JP2975774B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、プレス成形性に優れた
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関
する。
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車車体パネルに合金化溶融亜
鉛めっき鋼板が適用される例が増加している。自動車車
体パネルの多くは複雑な形状にプレス加工されるだけで
なく、自動車車体の軽量化と車体強度の確保とを同時に
達成するために車体パネル材料の高強度化が望まれてい
るため、プレス成形性の優れた高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造が期待されている。
鉛めっき鋼板が適用される例が増加している。自動車車
体パネルの多くは複雑な形状にプレス加工されるだけで
なく、自動車車体の軽量化と車体強度の確保とを同時に
達成するために車体パネル材料の高強度化が望まれてい
るため、プレス成形性の優れた高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造が期待されている。
【０００３】従来、プレス成形性に優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、連続式溶融亜鉛め
っき設備内の焼鈍により良好なプレス成形性を得るため
の材質調整を行い、めっき−合金化するプロセスが採用
されている。合金化溶融亜鉛めっきするための素地鋼板
としては、極低炭素鋼にＭｎ、Ｐ、Ｓｉなどの固溶強化
元素を添加した鋼板が用いられている。しかし、これら
の固溶強化元素が多量に添加されるとｒ値（板には面内
異方性があるために、ｒ値としては、圧延方向に対して
０°，４５°，９０°の各方向から採取した試験片で求
めた値、ｒ0 ，ｒ45，ｒ90の平均値ｒ＝（ｒ0 ＋２ｒ45
＋ｒ90）／４を用いる）が低下するため、鋼板の深絞り
性が阻害される。また、焼鈍中に選択酸化されるため、
鋼板表面にこれらの固溶強化元素が濃化してめっき性が
阻害されることがある。したがって、添加できる量に限
界があるため十分な強度を得ることが困難であり、また
めっき性を阻害するため製品の表面性状に重大な欠陥が
生じて、製品歩留りの低下の原因となることがある。
溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、連続式溶融亜鉛め
っき設備内の焼鈍により良好なプレス成形性を得るため
の材質調整を行い、めっき−合金化するプロセスが採用
されている。合金化溶融亜鉛めっきするための素地鋼板
としては、極低炭素鋼にＭｎ、Ｐ、Ｓｉなどの固溶強化
元素を添加した鋼板が用いられている。しかし、これら
の固溶強化元素が多量に添加されるとｒ値（板には面内
異方性があるために、ｒ値としては、圧延方向に対して
０°，４５°，９０°の各方向から採取した試験片で求
めた値、ｒ0 ，ｒ45，ｒ90の平均値ｒ＝（ｒ0 ＋２ｒ45
＋ｒ90）／４を用いる）が低下するため、鋼板の深絞り
性が阻害される。また、焼鈍中に選択酸化されるため、
鋼板表面にこれらの固溶強化元素が濃化してめっき性が
阻害されることがある。したがって、添加できる量に限
界があるため十分な強度を得ることが困難であり、また
めっき性を阻害するため製品の表面性状に重大な欠陥が
生じて、製品歩留りの低下の原因となることがある。
【０００４】ところで、ｒ値やめっき性に悪影響を及ぼ
さない元素としてＣｕやＮｉが知られている。これら元
素が鋼中へ添加されたときの強度上昇は少ないため、こ
れらの元素は固溶強化元素としては不適当である。しか
し、Ｃｕを鋼中に大量に添加して析出処理を施せば、ε
−Ｃｕが析出して十分な高強度化が図れることが知られ
ている。特開昭６４−４４２９号公報、特公平３−３３
７７４号公報などには、この原理を応用した高強度冷延
鋼板の製造方法が開示されている。
さない元素としてＣｕやＮｉが知られている。これら元
素が鋼中へ添加されたときの強度上昇は少ないため、こ
れらの元素は固溶強化元素としては不適当である。しか
し、Ｃｕを鋼中に大量に添加して析出処理を施せば、ε
−Ｃｕが析出して十分な高強度化が図れることが知られ
ている。特開昭６４−４４２９号公報、特公平３−３３
７７４号公報などには、この原理を応用した高強度冷延
鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記従来の方
法では再結晶焼鈍後のε−Ｃｕの析出処理に長時間の加
熱が必要とされるため、連続式溶融亜鉛めっき設備によ
る製造は実質的には困難である。すなわち、連続式溶融
亜鉛めっき設備内の短時間の焼鈍でε−Ｃｕを析出させ
るためにはＣｕを大量に添加する必要があるため、析出
処理後の強度が過度に高くなり、充分に良好なプレス成
形性が得られないこととなる。
法では再結晶焼鈍後のε−Ｃｕの析出処理に長時間の加
熱が必要とされるため、連続式溶融亜鉛めっき設備によ
る製造は実質的には困難である。すなわち、連続式溶融
亜鉛めっき設備内の短時間の焼鈍でε−Ｃｕを析出させ
るためにはＣｕを大量に添加する必要があるため、析出
処理後の強度が過度に高くなり、充分に良好なプレス成
形性が得られないこととなる。
【０００６】高強度化すると一般にプレス成形性が劣化
するため、自動車車体パネル用の高強度鋼板としては引
張強度（ＴＳ）が４００〜６００ＭＰａ程度のものが望
まれているが、Ｃｕ添加量が多いときは熱処理方法によ
っては微細析出物が大量に析出してＴＳが６００ＭＰａ
よりはるかに高くなったり、降伏点（ＹＳ）が高くなる
ため、プレス成形部品の形状に歪を生じる原因になると
いう問題がある。
するため、自動車車体パネル用の高強度鋼板としては引
張強度（ＴＳ）が４００〜６００ＭＰａ程度のものが望
まれているが、Ｃｕ添加量が多いときは熱処理方法によ
っては微細析出物が大量に析出してＴＳが６００ＭＰａ
よりはるかに高くなったり、降伏点（ＹＳ）が高くなる
ため、プレス成形部品の形状に歪を生じる原因になると
いう問題がある。
【０００７】本発明は、上記事情に鑑み、めっき性を向
上させると共に、強度調整を容易にしてプレス成形性を
向上させ、最も用途が広く製造が期待されているＴＳ４
００〜６００ＭＰａ、特に４５０ＭＰａ程度のプレス成
形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその
製造方法を提供することを目的とする。また他の観点か
らは、製造工程において連続焼鈍設備と連続溶融亜鉛め
っき設備とを用いることにより、高い生産性を維持し、
比較的低コストでの生産を実現できる高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的
とする。
上させると共に、強度調整を容易にしてプレス成形性を
向上させ、最も用途が広く製造が期待されているＴＳ４
００〜６００ＭＰａ、特に４５０ＭＰａ程度のプレス成
形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその
製造方法を提供することを目的とする。また他の観点か
らは、製造工程において連続焼鈍設備と連続溶融亜鉛め
っき設備とを用いることにより、高い生産性を維持し、
比較的低コストでの生産を実現できる高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的
とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段および作用】本発明者は上
記目的を達成するために種々の実験・研究を行った結
果、めっき性に及ぼす影響が少ないＣｕ、Ｎｉなどの元
素を添加し、再結晶焼鈍後の冷間圧延でε−Ｃｕの析出
を促進すると共にこの冷間圧延の圧下率を調整すること
によって強度を調整し、合金化溶融亜鉛めっきを施すこ
とにより良好なプレス成形性を有する高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板が得られること及び生産性の高い合金化
溶融亜鉛めっき鋼板製造方法とを見出し、本発明をなす
に至った。
記目的を達成するために種々の実験・研究を行った結
果、めっき性に及ぼす影響が少ないＣｕ、Ｎｉなどの元
素を添加し、再結晶焼鈍後の冷間圧延でε−Ｃｕの析出
を促進すると共にこの冷間圧延の圧下率を調整すること
によって強度を調整し、合金化溶融亜鉛めっきを施すこ
とにより良好なプレス成形性を有する高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板が得られること及び生産性の高い合金化
溶融亜鉛めっき鋼板製造方法とを見出し、本発明をなす
に至った。
【０００９】具体的には、本発明の第１の高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ＜０．０１０ｗｔ．％、Ｎｉ
＜１．０ｗｔ．％、０．６ｗｔ．％＜Ｃｕ＜２．５ｗ
ｔ．％、かつ、０．１＜Ｎｉ／Ｃｕ＜１．０、０．０１
０ｗｔ．％＜Ｔｉ、かつ、０ｗｔ．％＜Ｔｉ* ＜０．０
５ｗｔ．％、Ｂ＜０．００２ｗｔ．％を含有し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物よりなる鋼板を素地鋼板とし、こ
の素地鋼板の表裏の表面層に、この素子鋼板中心部のビ
ッカース硬度の１．２倍以上の硬度を有すると共にその
厚さが素地鋼板の板厚の１／１０以上、１／２未満の厚
さである硬化層を有し、この硬化層上に合金化溶融亜鉛
めっき層を有することを特徴とするものである。
溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ＜０．０１０ｗｔ．％、Ｎｉ
＜１．０ｗｔ．％、０．６ｗｔ．％＜Ｃｕ＜２．５ｗ
ｔ．％、かつ、０．１＜Ｎｉ／Ｃｕ＜１．０、０．０１
０ｗｔ．％＜Ｔｉ、かつ、０ｗｔ．％＜Ｔｉ* ＜０．０
５ｗｔ．％、Ｂ＜０．００２ｗｔ．％を含有し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物よりなる鋼板を素地鋼板とし、こ
の素地鋼板の表裏の表面層に、この素子鋼板中心部のビ
ッカース硬度の１．２倍以上の硬度を有すると共にその
厚さが素地鋼板の板厚の１／１０以上、１／２未満の厚
さである硬化層を有し、この硬化層上に合金化溶融亜鉛
めっき層を有することを特徴とするものである。
【００１０】ここで、 Ｔｉ* ＝（Ｔｉｗｔ．％）−（４８／１２）×（Ｃｗ
ｔ．％） −（４８／１４）×（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）×（Ｓｗｔ．％） また、本発明の第２の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
は、上記第１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、ＴｉとＮ
ｂを Ｃｗｔ．％≦（１２／４８）｛（Ｔｉｗｔ．％） −（４８／１４）（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）（Ｓｗｔ．％）｝ ＋（１２／９３）（Ｎｂｗｔ．％） の範囲内で添加したものである。
ｔ．％） −（４８／１４）×（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）×（Ｓｗｔ．％） また、本発明の第２の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
は、上記第１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、ＴｉとＮ
ｂを Ｃｗｔ．％≦（１２／４８）｛（Ｔｉｗｔ．％） −（４８／１４）（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）（Ｓｗｔ．％）｝ ＋（１２／９３）（Ｎｂｗｔ．％） の範囲内で添加したものである。
【００１１】この結果、ＴｉとＮｂとが鋼中の特定の元
素を固定し、鋼板の延性とｒ値とが高められ、プレス成
形性がさらに改善されることとなる。上記本発明の第１
の合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造方法は、Ｃ＜０．０１
０ｗｔ．％、Ｎｉ＜１．０ｗｔ．％、０．６ｗｔ．％＜
Ｃｕ＜２．５ｗｔ．％、かつ、０．１＜Ｎｉ／Ｃｕ＜
１．０、０．０１０ｗｔ．％＜Ｔｉ、かつ、０ｗｔ．％
＜Ｔｉ* ＜０．０５ｗｔ．％、Ｂ＜０．００２ｗｔ．％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる冷延鋼
板を、連続式焼鈍設備で７５０℃以上９００℃以下の温
度範囲で再結晶焼鈍し、この再結晶焼鈍温度から３００
℃以下の温度まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、
０．５％以上１５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、連
続式溶融亜鉛めっき設備で５００℃以上７５０℃以下の
温度範囲で５秒以上３００秒以下の間加熱し、溶融亜鉛
めっき浴に浸漬することによりめっきを施して加熱合金
化することを特徴とするものである。
素を固定し、鋼板の延性とｒ値とが高められ、プレス成
形性がさらに改善されることとなる。上記本発明の第１
の合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造方法は、Ｃ＜０．０１
０ｗｔ．％、Ｎｉ＜１．０ｗｔ．％、０．６ｗｔ．％＜
Ｃｕ＜２．５ｗｔ．％、かつ、０．１＜Ｎｉ／Ｃｕ＜
１．０、０．０１０ｗｔ．％＜Ｔｉ、かつ、０ｗｔ．％
＜Ｔｉ* ＜０．０５ｗｔ．％、Ｂ＜０．００２ｗｔ．％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる冷延鋼
板を、連続式焼鈍設備で７５０℃以上９００℃以下の温
度範囲で再結晶焼鈍し、この再結晶焼鈍温度から３００
℃以下の温度まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、
０．５％以上１５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、連
続式溶融亜鉛めっき設備で５００℃以上７５０℃以下の
温度範囲で５秒以上３００秒以下の間加熱し、溶融亜鉛
めっき浴に浸漬することによりめっきを施して加熱合金
化することを特徴とするものである。
【００１２】ここで、 Ｔｉ* ＝（Ｔｉｗｔ．％）−（４８／１２）×（Ｃｗ
ｔ．％） −（４８／１４）×（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）×（Ｓｗｔ．％） また、本発明の第２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造方
法は、上記組成の冷延鋼板に、ＴｉとＮｂを Ｃｗｔ．％≦（１２／４８）｛（Ｔｉｗｔ．％） −（４８／１４）（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）（Ｓｗｔ．％）｝ ＋（１２／９３）（Ｎｂｗｔ．％） の範囲内で添加し、上記処理を施したものである。
ｔ．％） −（４８／１４）×（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）×（Ｓｗｔ．％） また、本発明の第２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造方
法は、上記組成の冷延鋼板に、ＴｉとＮｂを Ｃｗｔ．％≦（１２／４８）｛（Ｔｉｗｔ．％） −（４８／１４）（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）（Ｓｗｔ．％）｝ ＋（１２／９３）（Ｎｂｗｔ．％） の範囲内で添加し、上記処理を施したものである。
【００１３】これら製造方法においては、連続式焼鈍設
備と連続式溶融亜鉛めっき設備とが使用されるため、高
い生産性が維持され、比較的低コストで高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板が製造される。次に、本発明の基礎と
なった実験について説明する。１．０ｗｔ％のＣｕを含
有する鋼板を２〜２０％の範囲内の種々の冷延圧下率で
圧延し、６００℃で１２０ｓｅｃの析出処理を施した時
の鋼板板厚方向の硬度分布を調べた。硬度測定は荷重１
００ｇのビッカース微小硬度計を用いた。種々の冷間圧
下率で圧延した後、析出処理させた材料の板厚方向の硬
度分布を図１に示す。いずれの鋼板も表面に硬化層を有
し、冷延圧下率の上昇とともにその硬化層が厚くなって
いる。そして冷延圧下率が２０％で板厚中心部の軟質層
が消失している。
備と連続式溶融亜鉛めっき設備とが使用されるため、高
い生産性が維持され、比較的低コストで高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板が製造される。次に、本発明の基礎と
なった実験について説明する。１．０ｗｔ％のＣｕを含
有する鋼板を２〜２０％の範囲内の種々の冷延圧下率で
圧延し、６００℃で１２０ｓｅｃの析出処理を施した時
の鋼板板厚方向の硬度分布を調べた。硬度測定は荷重１
００ｇのビッカース微小硬度計を用いた。種々の冷間圧
下率で圧延した後、析出処理させた材料の板厚方向の硬
度分布を図１に示す。いずれの鋼板も表面に硬化層を有
し、冷延圧下率の上昇とともにその硬化層が厚くなって
いる。そして冷延圧下率が２０％で板厚中心部の軟質層
が消失している。
【００１４】この表面硬化層はε−Ｃｕが析出したこと
により形成されたものであり、冷間圧延により導入され
た転位により析出が促進されたため、短時間の析出処理
で十分に硬度が高くなったと考えられた。すなわち低冷
延圧下率の場合、鋼板表面層では高転位密度となるため
硬化するが、中心層では転位密度が低いため、析出が遅
れ、軟質のままとなる。その結果、硬質層の形成により
鋼板が高強度化される一方で、この軟質層の存在により
延性が確保される。
により形成されたものであり、冷間圧延により導入され
た転位により析出が促進されたため、短時間の析出処理
で十分に硬度が高くなったと考えられた。すなわち低冷
延圧下率の場合、鋼板表面層では高転位密度となるため
硬化するが、中心層では転位密度が低いため、析出が遅
れ、軟質のままとなる。その結果、硬質層の形成により
鋼板が高強度化される一方で、この軟質層の存在により
延性が確保される。
【００１５】次に、図２に、冷延圧下率と６００℃での
析出処理の加熱時間とを変えたときの引っ張り強さと延
性との関係を示す。図２に示すように、冷延圧下率の上
昇により鋼板の引張強さは高くなり、逆に延性は低下す
ることが判明した。また冷延圧下率が高くなると短い析
出処理時間で充分な引張強さの上昇が得られた。すなわ
ち、鋼中へのＣｕ添加量と冷間圧延圧下率とを適当に選
び、連続式溶融亜鉛めっき設備における短時間析出処理
により、ε−Ｃｕが析出する部分と未析出部分の割合と
を制御することによって、強度を適宜調整することが可
能となることが判明した。
析出処理の加熱時間とを変えたときの引っ張り強さと延
性との関係を示す。図２に示すように、冷延圧下率の上
昇により鋼板の引張強さは高くなり、逆に延性は低下す
ることが判明した。また冷延圧下率が高くなると短い析
出処理時間で充分な引張強さの上昇が得られた。すなわ
ち、鋼中へのＣｕ添加量と冷間圧延圧下率とを適当に選
び、連続式溶融亜鉛めっき設備における短時間析出処理
により、ε−Ｃｕが析出する部分と未析出部分の割合と
を制御することによって、強度を適宜調整することが可
能となることが判明した。
【００１６】次に、本発明における成分範囲の限定理由
を説明する。Ｃは、鋼板の強度を高くする一方、延性や
深絞り性などのプレス成形性を劣化させる。従って連続
焼鈍法により良好なプレス成形性を得るためにはＣ＜
０．０１０ｗｔ．％とすることが必要である。Ｃｕは、
析出処理によってε−Ｃｕとして鋼中に析出されること
により、鋼板の強度を高くする。連続式溶融亜鉛めっき
設備における短時間の析出処理によりε−Ｃｕとして析
出させて十分な強度を得るためには０．６ｗｔ．％超添
加する必要がある。しかし、２．５ｗｔ．％以上添加す
ると熱間圧延時や、連続焼鈍における加熱過程でε−Ｃ
ｕが析出し、高強度化への寄与が小さくなるだけでな
く、ｒ値の劣化を招き深絞り性を著しく阻害する。
を説明する。Ｃは、鋼板の強度を高くする一方、延性や
深絞り性などのプレス成形性を劣化させる。従って連続
焼鈍法により良好なプレス成形性を得るためにはＣ＜
０．０１０ｗｔ．％とすることが必要である。Ｃｕは、
析出処理によってε−Ｃｕとして鋼中に析出されること
により、鋼板の強度を高くする。連続式溶融亜鉛めっき
設備における短時間の析出処理によりε−Ｃｕとして析
出させて十分な強度を得るためには０．６ｗｔ．％超添
加する必要がある。しかし、２．５ｗｔ．％以上添加す
ると熱間圧延時や、連続焼鈍における加熱過程でε−Ｃ
ｕが析出し、高強度化への寄与が小さくなるだけでな
く、ｒ値の劣化を招き深絞り性を著しく阻害する。
【００１７】Ｎｉは、ε−Ｃｕの析出を促進すると共
に、熱間圧延においてスラブ加熱温度が高い場合には、
Ｃｕの偏析に起因する表面欠陥の発生を抑制する。した
がって、一般的な１１５０℃〜１２５０℃のスラブ加熱
温度で圧延する場合には０．２ｗｔ．％以上の量を添加
することが好ましい。しかし、１．０ｗｔ．％以上添加
してもその効果が飽和し、コスト上昇の原因となる。
に、熱間圧延においてスラブ加熱温度が高い場合には、
Ｃｕの偏析に起因する表面欠陥の発生を抑制する。した
がって、一般的な１１５０℃〜１２５０℃のスラブ加熱
温度で圧延する場合には０．２ｗｔ．％以上の量を添加
することが好ましい。しかし、１．０ｗｔ．％以上添加
してもその効果が飽和し、コスト上昇の原因となる。
【００１８】また、必要最低限の添加量で効果的に表面
欠陥の発生を抑制するためには、ＮｉとＣｕの添加量の
比を０．１＜Ｎｉ／Ｃｕ＜１．０の範囲とすることが有
効である。Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｓを析出物として固定し、
Ｎｂは、Ｃを析出物として固定することにより鋼板の延
性とｒ値とを高めるため、プレス成形性をさらに改善す
る。従ってこれら元素を固定するのに十分な量として、
Ｔｉを０．０１０ｗｔ．％を超える範囲、かつ、０ｗ
ｔ．％＜Ｔｉ* ＜０．０５ｗｔ．％の範囲で添加する。
Ｔｉに加えてＮｂを複合添加してもよく、この場合は Ｃｗｔ．％≦（１２／４８）｛（Ｔｉｗｔ．％） −（４８／１４）（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）（Ｓｗｔ．％）｝ ＋（１２／９３）（Ｎｂｗｔ．％） の範囲で添加する。
欠陥の発生を抑制するためには、ＮｉとＣｕの添加量の
比を０．１＜Ｎｉ／Ｃｕ＜１．０の範囲とすることが有
効である。Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｓを析出物として固定し、
Ｎｂは、Ｃを析出物として固定することにより鋼板の延
性とｒ値とを高めるため、プレス成形性をさらに改善す
る。従ってこれら元素を固定するのに十分な量として、
Ｔｉを０．０１０ｗｔ．％を超える範囲、かつ、０ｗ
ｔ．％＜Ｔｉ* ＜０．０５ｗｔ．％の範囲で添加する。
Ｔｉに加えてＮｂを複合添加してもよく、この場合は Ｃｗｔ．％≦（１２／４８）｛（Ｔｉｗｔ．％） −（４８／１４）（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）（Ｓｗｔ．％）｝ ＋（１２／９３）（Ｎｂｗｔ．％） の範囲で添加する。
【００１９】さらに鋼板が高強度化すると、粒界の脆性
が問題となるが、Ｂを添加することにより粒界の脆化を
効果的に防止できる。ただし、過度にＢを添加すると延
性やｒ値が劣化するため添加量は０．００２ｗｔ．％未
満の範囲とする。ε−Ｃｕの析出によって、十分な強度
上昇を得るためには析出層の硬度が未析出層の１．２倍
以上、かつ硬化層の厚さが表面層より板厚の１／１０以
上あることが必要である。また析出による硬化層が全板
厚に及ぶと延性が著しく低下し、良好なプレス成形性が
得られないため、硬化層厚さは表面より１／２未満とす
ることが必要である。
が問題となるが、Ｂを添加することにより粒界の脆化を
効果的に防止できる。ただし、過度にＢを添加すると延
性やｒ値が劣化するため添加量は０．００２ｗｔ．％未
満の範囲とする。ε−Ｃｕの析出によって、十分な強度
上昇を得るためには析出層の硬度が未析出層の１．２倍
以上、かつ硬化層の厚さが表面層より板厚の１／１０以
上あることが必要である。また析出による硬化層が全板
厚に及ぶと延性が著しく低下し、良好なプレス成形性が
得られないため、硬化層厚さは表面より１／２未満とす
ることが必要である。
【００２０】次に、本発明における製造条件の限定理由
を説明する。上記組成に調整された冷延鋼板を連続式焼
鈍炉で再結晶焼鈍するが、７５０℃以上、９００℃以下
の温度範囲で焼鈍することが必要である。７５０℃未満
の温度範囲で再結晶焼鈍すると再結晶と並行してε−Ｃ
ｕが析出し、再結晶の遅滞が起こり良好なプレス成形性
が得られない。９００℃を超える温度範囲では変態が起
こりｒ値が低下し、プレス成形性が劣化する。
を説明する。上記組成に調整された冷延鋼板を連続式焼
鈍炉で再結晶焼鈍するが、７５０℃以上、９００℃以下
の温度範囲で焼鈍することが必要である。７５０℃未満
の温度範囲で再結晶焼鈍すると再結晶と並行してε−Ｃ
ｕが析出し、再結晶の遅滞が起こり良好なプレス成形性
が得られない。９００℃を超える温度範囲では変態が起
こりｒ値が低下し、プレス成形性が劣化する。
【００２１】焼鈍後の冷却速度を５℃／秒以上とするこ
とにより、その後に施す析出処理においてε−Ｃｕを速
やかに析出させることができる。冷却速度を大きくする
ことにより速やかな析出が起こる理由については明らか
ではないが、冷却中にＣｕが粒界などに偏析して、マト
リックス中のＣｕ濃度が実質的に低下することを抑制す
るためと推定される。
とにより、その後に施す析出処理においてε−Ｃｕを速
やかに析出させることができる。冷却速度を大きくする
ことにより速やかな析出が起こる理由については明らか
ではないが、冷却中にＣｕが粒界などに偏析して、マト
リックス中のＣｕ濃度が実質的に低下することを抑制す
るためと推定される。
【００２２】焼鈍後の冷間圧延は本発明を構成する要件
の中で重要である。冷間圧延によって鋼板に歪が導入さ
れることによりＣｕの析出が促進されるため、連続式溶
融亜鉛めっき設備での短時間析出処理で目標とされる強
度を得ることができる。冷間圧延圧下率は０．５％以
上、１５％以下の範囲が好適である。０．５％未満の圧
下率ではＣｕの析出促進の効果が得られず、１５％を超
える圧下率では降伏点の上昇と延性の低下とが著しく、
良好なプレス成形性が得られない。また過度に冷間圧延
した場合にはε−Ｃｕが鋼板中全体に均一に析出するた
め強度の調整が困難であり、必要以上に高強度化され易
い。０．５％以上、１５％以下の圧下率の範囲では、板
厚方向で歪量が不均一に分布し、表面近傍の高歪領域で
大きな析出促進効果が得られる。したがって、適切な析
出熱処理を加えることにより、板厚方向において、高強
度化した層と、未析出で軟質な層からなる３層状の鋼板
が得られる。このように冷間圧延圧下率と析出処理条件
とを組み合わせることにより、この高強度化層と軟質層
との割合を制御して目標の強度を得ることができる。
の中で重要である。冷間圧延によって鋼板に歪が導入さ
れることによりＣｕの析出が促進されるため、連続式溶
融亜鉛めっき設備での短時間析出処理で目標とされる強
度を得ることができる。冷間圧延圧下率は０．５％以
上、１５％以下の範囲が好適である。０．５％未満の圧
下率ではＣｕの析出促進の効果が得られず、１５％を超
える圧下率では降伏点の上昇と延性の低下とが著しく、
良好なプレス成形性が得られない。また過度に冷間圧延
した場合にはε−Ｃｕが鋼板中全体に均一に析出するた
め強度の調整が困難であり、必要以上に高強度化され易
い。０．５％以上、１５％以下の圧下率の範囲では、板
厚方向で歪量が不均一に分布し、表面近傍の高歪領域で
大きな析出促進効果が得られる。したがって、適切な析
出熱処理を加えることにより、板厚方向において、高強
度化した層と、未析出で軟質な層からなる３層状の鋼板
が得られる。このように冷間圧延圧下率と析出処理条件
とを組み合わせることにより、この高強度化層と軟質層
との割合を制御して目標の強度を得ることができる。
【００２３】次に、連続式溶融亜鉛めっき設備における
熱処理について説明する。この熱処理は溶融亜鉛濡れ性
の確保と析出処理のために施されており、５００℃以
上、７５０℃以下の温度範囲で行うのが適当である。５
００℃未満の温度では、ε−Ｃｕの析出に長時間を要す
るだけでなく、十分な溶融亜鉛めっき濡れ性が得られな
いため不めっきなどのめっき欠陥を生ずる。７５０℃を
越える温度範囲ではＣｕの溶解度が高くなるため、ε−
Ｃｕの析出が遅滞すると共にこの析出物が粗大化して強
度の上昇が十分に得られない。加熱時間は、加熱温度を
勘案して適宜定められる。最も析出が早い場合でも十分
な強度を得るためには５秒以上の保持が必要である。析
出が遅い低温で処理する場合でも、３００秒以下の保持
で十分な強度を得られる温度に加熱しなければ、連続式
溶融亜鉛めっき設備での操業が困難になる。
熱処理について説明する。この熱処理は溶融亜鉛濡れ性
の確保と析出処理のために施されており、５００℃以
上、７５０℃以下の温度範囲で行うのが適当である。５
００℃未満の温度では、ε−Ｃｕの析出に長時間を要す
るだけでなく、十分な溶融亜鉛めっき濡れ性が得られな
いため不めっきなどのめっき欠陥を生ずる。７５０℃を
越える温度範囲ではＣｕの溶解度が高くなるため、ε−
Ｃｕの析出が遅滞すると共にこの析出物が粗大化して強
度の上昇が十分に得られない。加熱時間は、加熱温度を
勘案して適宜定められる。最も析出が早い場合でも十分
な強度を得るためには５秒以上の保持が必要である。析
出が遅い低温で処理する場合でも、３００秒以下の保持
で十分な強度を得られる温度に加熱しなければ、連続式
溶融亜鉛めっき設備での操業が困難になる。
【００２４】析出加熱処理後、鋼板は冷却され、溶融亜
鉛めっき浴に浸漬めっきされた後、再加熱されてめっき
層が合金化され、常温まで冷却された後、調質圧延を施
されて製品となる。
鉛めっき浴に浸漬めっきされた後、再加熱されてめっき
層が合金化され、常温まで冷却された後、調質圧延を施
されて製品となる。
【００２５】
【実施例】次に、本発明の実施例を比較例と共に説明す
る。表１の試料番号１〜５に示す組成の鋼を溶製し、熱
間圧延、冷間圧延を施して板厚０．７ｍｍの冷延板とし
た。熱間圧延においてスラブ加熱温度は１１００℃、熱
間仕上温度は８８０℃、巻取り温度は５８０℃とし、冷
延圧下率は７５％とした。次いで連続式焼鈍炉で８５０
℃に加熱して再結晶焼鈍を施し、１０℃／秒の平均冷却
速度で室温まで冷却し、１．０％、５．０％、１０．０
％、１５．０％の４種類の圧下率で再度冷間圧延し、そ
の後、連続式溶融亜鉛めっき設備で再加熱してめっき合
金化処理を施した。連続式溶融亜鉛めっき設備での再加
熱は６００℃、及び６５０℃の２水準とし、合金化温度
は４９０℃で行った。また再加熱に際し、均熱時間は６
０秒または１２０秒とした。めっき後、圧下率０．６％
の調質圧延を施して製品を得た。
る。表１の試料番号１〜５に示す組成の鋼を溶製し、熱
間圧延、冷間圧延を施して板厚０．７ｍｍの冷延板とし
た。熱間圧延においてスラブ加熱温度は１１００℃、熱
間仕上温度は８８０℃、巻取り温度は５８０℃とし、冷
延圧下率は７５％とした。次いで連続式焼鈍炉で８５０
℃に加熱して再結晶焼鈍を施し、１０℃／秒の平均冷却
速度で室温まで冷却し、１．０％、５．０％、１０．０
％、１５．０％の４種類の圧下率で再度冷間圧延し、そ
の後、連続式溶融亜鉛めっき設備で再加熱してめっき合
金化処理を施した。連続式溶融亜鉛めっき設備での再加
熱は６００℃、及び６５０℃の２水準とし、合金化温度
は４９０℃で行った。また再加熱に際し、均熱時間は６
０秒または１２０秒とした。めっき後、圧下率０．６％
の調質圧延を施して製品を得た。
【００２６】
【表１】
【００２７】表２、表３に連続焼鈍後の冷延圧下率、連
続めっきラインでの析出処理条件と製品材質及びめっき
性状を示す。
続めっきラインでの析出処理条件と製品材質及びめっき
性状を示す。
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】いずれの鋼板もめっき性を阻害する成分を
含有していないため、すべての鋼板で良好なめっきが得
られた。しかし、Ｃｕ含有率が低い試料番号１の鋼板で
は析出処理をしても強度上昇がなく、目的とする高張力
化が図れなかった。またＣｕを２．７ｗｔ．％含有する
試料番号５の鋼板では十分な強度は得られるもののｒ値
が低く、良好なプレス成形性は得られないことが認めら
れた。適切なＣｕ含有量の範囲にある試料番号２、３及
び４の鋼板を用い、再結晶焼鈍後の冷延圧下率を１〜１
５％の範囲で変えることにより、ｒ値の大きな低下を招
くことなく、析出処理による効果の程度を変化させて、
４００ＭＰａ〜６００ＭＰａの高強度鋼板を得ることが
できた。
含有していないため、すべての鋼板で良好なめっきが得
られた。しかし、Ｃｕ含有率が低い試料番号１の鋼板で
は析出処理をしても強度上昇がなく、目的とする高張力
化が図れなかった。またＣｕを２．７ｗｔ．％含有する
試料番号５の鋼板では十分な強度は得られるもののｒ値
が低く、良好なプレス成形性は得られないことが認めら
れた。適切なＣｕ含有量の範囲にある試料番号２、３及
び４の鋼板を用い、再結晶焼鈍後の冷延圧下率を１〜１
５％の範囲で変えることにより、ｒ値の大きな低下を招
くことなく、析出処理による効果の程度を変化させて、
４００ＭＰａ〜６００ＭＰａの高強度鋼板を得ることが
できた。
【００３１】
【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明の合
金化溶融亜鉛めっき鋼板は、強度の調整が容易に行える
と共に、めっき性とプレス成形性に優れているため、自
動車車体パネル等に好適である。また、本発明の製造方
法によれば、連続焼鈍設備と連続溶融亜鉛めっき設備が
使用されるため、高い生産性と比較的低コストで高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を生産できる。
金化溶融亜鉛めっき鋼板は、強度の調整が容易に行える
と共に、めっき性とプレス成形性に優れているため、自
動車車体パネル等に好適である。また、本発明の製造方
法によれば、連続焼鈍設備と連続溶融亜鉛めっき設備が
使用されるため、高い生産性と比較的低コストで高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を生産できる。
【図１】冷間圧延−析出処理後の板厚方向の硬度分布を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図２】冷間圧延圧下率と６００℃での析出処理の加熱
時間を変えたときの引張り強さと延性との関係を示すグ
ラフである。
時間を変えたときの引張り強さと延性との関係を示すグ
ラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｔ 38/16 38/16 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ＜０．０１０ｗｔ．％、 Ｎｉ＜１．０ｗｔ．％、 ０．６ｗｔ．％＜Ｃｕ＜２．５ｗｔ．％、かつ、 ０．１＜Ｎｉ／Ｃｕ＜１．０、 ０．０１０ｗｔ．％＜Ｔｉ、かつ、 ０ｗｔ．％＜Ｔｉ* ＜０．０５ｗｔ．％、 Ｂ＜０．００２ｗｔ．％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物よりなる鋼板を素地鋼板とし、 該素地鋼板の表裏の表面層に、該素地鋼板中心部のビッ
カース硬度の１．２倍以上の硬度を有すると共にその厚
さが前記素地鋼板の板厚の１／１０以上、１／２未満の
厚さである硬化層を有し、該硬化層上に合金化溶融亜鉛
めっき層を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板。ここで、 Ｔｉ* ＝（Ｔｉｗｔ．％）−（４８／１２）×（Ｃｗ
ｔ．％） −（４８／１４）×（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）×（Ｓｗｔ．％） - 【請求項２】 Ｃ＜０．０１０ｗｔ．％、 Ｎｉ＜１．０ｗｔ．％、 ０．６ｗｔ．％＜Ｃｕ＜２．５ｗｔ．％、かつ、 ０．１＜Ｎｉ／Ｃｕ＜１．０、 ０．０１０ｗｔ．％＜Ｔｉ、かつ、 ０ｗｔ．％＜Ｔｉ*＜０．０５ｗｔ．％、 Ｂ＜０．００２ｗｔ．％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物よりなる鋼板を、 連続式焼鈍設備で７５０℃以上９００℃以下の温度範囲
で再結晶焼鈍し、 該再結晶焼鈍温度から、５℃／秒以上の冷却速度で冷却
し、 ０．５％以上１５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、 連続式溶融亜鉛めっき設備で５００℃以上７５０℃以下
の温度範囲で５秒以上３００秒以下の間加熱し、 溶融亜鉛めっき浴に浸漬することによりめっきを施して
加熱合金化することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。ここで、 Ｔｉ*＝（Ｔｉｗｔ．％）−（４８／１２）×（Ｃｗｔ．％） −（４８／１４）×（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）×（Ｓｗｔ．％） - 【請求項３】 鋼板の成分が、 ０ｗｔ．％＜Ｔｉ* ＜０．０５ｗｔ．％の代わり、 Ｃｗｔ．％≦（１２／４８）｛（Ｔｉｗｔ．％） −（４８／１４）（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）（Ｓｗｔ．％）｝ ＋（１２／９３）（Ｎｂｗｔ．％） とすることを特徴とする請求項１記載の合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。 - 【請求項４】 鋼板の成分が、 ０ｗｔ．％＜Ｔｉ* ＜０．０５ｗｔ．％の代わりに、 Ｃｗｔ．％≦（１２／４８）｛（Ｔｉｗｔ．％） −（４８／１４）（Ｎｗｔ．％） −（４８／３２）（Ｓｗｔ．％）｝ ＋（１２／９３）（Ｎｂｗｔ．％） とすることを特徴とする請求項２記載の合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4185055A JP2975774B2 (ja) | 1992-07-13 | 1992-07-13 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4185055A JP2975774B2 (ja) | 1992-07-13 | 1992-07-13 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0625819A JPH0625819A (ja) | 1994-02-01 |
| JP2975774B2 true JP2975774B2 (ja) | 1999-11-10 |
Family
ID=16164017
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4185055A Expired - Fee Related JP2975774B2 (ja) | 1992-07-13 | 1992-07-13 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2975774B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU2013205082B2 (en) * | 2013-04-13 | 2017-04-27 | Infrabuild Construction Solutions Pty Ltd | Steel product and method of producing the product |
-
1992
- 1992-07-13 JP JP4185055A patent/JP2975774B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0625819A (ja) | 1994-02-01 |
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