JP3537039B2

JP3537039B2 - 熱延下地の溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JP3537039B2
Application number: JP2000050419A
Authority: JP
Inventors: 聡雄小林; 邦和富田; 総人北野; 省吾佐藤; 俊策野出; 耕造原田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-02-28
Filing date: 2000-02-28
Publication date: 2004-06-14
Anticipated expiration: 2020-02-28
Also published as: JP2001234280A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の構造部
材、足回り部材や機械構造部品など、高強度で部材形状
にするため必要とされる過酷なプレス成形に耐え得る高
延性及び高伸びフランジ性、部材を組立てる際のスポッ
ト溶接性、さらに耐食性が要求される用途に適した、熱
延鋼板を下地とする加工性とスポット溶接性に優れた二
相組織型の溶融亜鉛メッキ高張力鋼板及びその製造方法
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車の燃費向上や衝突安全性向上を目
的として、車体構造部材や足回り部材には高張力熱延鋼
板が要求されており、高強度化が以前より必要とされて
いる。加えて近年、車体構造部材や足回り部材等に使用
される熱延鋼板は張出し成形及び伸びフランジ成形を主
体とする過酷な成形を受けるため、優れたプレス成形
性、特に良好な延性及び伸びフランジ性を有することが
求められ、フェライト＋マルテンサイトのミクロ組織を
基本とする二相組織型熱延鋼板が開発されてきた。

【０００３】さらに、二相組織型熱延鋼板に溶融亜鉛メ
ッキした鋼板は良好な加工性と耐食性を兼ね備えた鋼板
として要望され、特開昭５６−１４２８２１号公報に記
載されるようなものが開発されている。この公報に開示
された鋼板は、質量％でＣ：0.15％以下、Mn+Cr：1.0〜
2.5％を基本成分として含有し、残部Fe及び他の不可避
的不純物からなる組成の鋼板を、メッキ前加熱温度、メ
ッキ浴に至るまでの冷却速度、合金化温度、合金化後の
冷却速度を詳細に規定した連続式溶融亜鉛メッキライン
(以下、ＣＧＬと称する)により二相組織にすることを特
徴としている。すなわち、メッキ前加熱の工程でフェラ
イト相及びオーステナイト相の二相とした後、オーステ
ナイト相をＣＧＬにおける焼入れによりマルテンサイト
相とし二相組織の鋼板としている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、この鋼
板ではスポット溶接性については考慮されていない。発
明者らが知る限りにおいては、他の先行技術において
も、スポット溶接性を考慮したメッキ鋼板に関するもの
は見当たらない。

【０００５】わずかに、一般論として、スポット溶接性
を向上させるためは、溶接継手の引張剪断試験や十字引
張試験での破断強度の確保や破断形態の制御が必要であ
り、このために鋼板成分の適正化や板厚の管理が必要な
ことが、自動車技術Vol.53,No.12(1999) p.77-82等に示
されているが、それを実現するための具体的方法は全く
示されていない。

【０００６】本発明はこのような事情に鑑みてなされた
もので、高価な合金元素を用いずにスポット溶接性（引
張剪断特性、又は引張剪断特性と十字引張特性）と加工
性に優れ、かつ高張力な溶融亜鉛メッキ鋼板であって、
スポット溶接性、耐食性、加工性が要求される用途に適
したもの、及びその製造方法を提供することを課題とす
る。

【０００７】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
の第１の手段は、重量％でＣ：0.14〜0.3％、Si：0.7％
以下、Mn：1.0〜2.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.005％以
下（０を含む）、sol.Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下
（０を含む）を含有し、さらにCr：0.05〜0.8％、Ｖ：
0.005〜0.15％の少なくとも一方を含有し、残部が Fe 及
び不可避不純物からなり、かつミクロ組織がフェライト
及びマルテンサイトからなることを特徴とする熱延下地
の溶融亜鉛メッキ鋼板（請求項１）である。

【０００８】なお、本明細書において「溶融亜鉛メッキ
鋼板」という概念の中には、溶融亜鉛メッキ後に合金化
処理を行った、いわゆる「合金化溶融亜鉛メッキ鋼板」
が含まれる。

【０００９】本発明者らは、良好なスポット溶接性が得
られるような鋼成分系について検討を行った。ここで、
良好なスポット溶接性とは、溶接継手の引張剪断試験に
おいて、十分な破断強度が得られ、破断形態が剥離破断
でなくプラグ破断となることを意味する。その結果、Ｃ
を通常より多く含有させることで引張剪断試験の破断形
態がプラグ破断となることがわかった。本発明はこの知
見に基づいてなされたものである。

【００１０】また、ＣＧＬではメッキのための温度履歴
による制約から、ライン速度によっては冷却速度が不十
分となり適正な二相組織とならないことがある。このた
め、十分な鋼の焼入れ性を確保する方法を鋭意検討した
結果、Ｃを多く含有する鋼に対してCrまたはＶを含有さ
せることによりライン速度の制約が大幅に改善され容易
に二相組織となることを新たに見出した。

【００１１】以下に本発明の成分限定理由及びミクロ組
織の限定理由について説明する。（１）成分組成

【００１２】Ｃ：Ｃはスポット溶接性の評価指標である
引張剪断試験における破断形態を決める重要な元素であ
り、プラグ破断とするために含有量は0.14 ％以上必要で
ある。一方、含有量が0.3％を超えると加工性が悪化す
るのでこれを上限とする。

【００１３】Si：Siは含有量が多くなるほど溶融亜鉛メ
ッキではメッキが難しくなり、特に0.7％を超えるとメ
ッキ後の表面性状が悪化するので、この値を上限とす
る。なお、鋼板の伸びフランジ性が必要な場合には0.2
％以上含有させることが必要である。Siが伸びフランジ
性を改善する理由については、Siがフェライトの生成を
促進することにより、強度-延性バランスを改善すると
ともに、Mn含有鋼で低伸びフランジ性の原因となってい
るバンド状組織の形成を妨げるからである。

【００１４】Mn：Mnは組織形成に対し有利に作用する元
素であり固溶強化をもたらすので、強度及び組織に影響
する。必要強度を確保するためには1.0％以上含有させ
る必要があるため、これを下限とする。また、含有量が
2.0％を超えるとプレス成形等の加工性が悪化するので
これを上限とする。

【００１５】Ｐ：Ｐは含有量が0.1％を超えるとスポッ
ト溶接継手の十字引張試験における破断形態がナゲット
内破断となりやすくなり、かつ中央偏析がひどくなりプ
レス成形性を悪化させることが問題になるので、これを
上限とする。

【００１６】Ｓ：ＳはMnとＡ系介在物を作り、プレス成
形性を低下させる不純物元素であるので、含有量0.005
％以下（０を含む）とする。ただし、製鋼での経済性に
見合う範囲で極力低減することが望ましい。

【００１７】Sol.Al：Sol.Alは脱酸元素として不可欠で
あるが、含有量が0.1％を超える範囲では脱酸効果が飽
和し、かつAl系介在物の増加によりプレス成形性が悪化
するので、これを上限とする。

【００１８】Ｎ：Ｎは多量に含まれると延性を劣化させ
るため、含有量の上限を0.01％とする。

【００１９】CrとＶ：Cr及びＶは、どちらか一方または
両方をＣ≧0.12％の鋼に対して含有させることにより焼
入れ性が改善されてＣＧＬにおける鋼板の冷却速度の制
約を大幅に緩和するため、二相組織型の鋼板をメッキラ
インにて製造する上で有効な元素である。この効果のた
めには、少なくてもCr：0.05％以上またはＶ：0.005％
以上を含有させる必要があるため、これを下限とする。
また、Cr：0.8％以上またはＶ：0.15％以上を含有させ
ても、効果が飽和するとともに、製造コストが増加する
ため、これらを上限とする。

【００２０】（２）ミクロ組織ミクロ組織がフェライト及びマルテンサイトの二相組織
からなる場合は、延性や伸びフランジ性が良好である。
それに対しセメンタイトが含まれる場合は、延性や伸び
フランジ性が悪くなる。よって、本手段においては、ミ
クロ組織をフェライト及びマルテンサイトの二相組織に
限定する。

【００２１】前記課題を解決するための第２の手段は、
重量％でＣ：0.14〜0.3％、Si：0.2〜0.7％、Mn：1.0〜
2.0％、Ｐ：0.015〜0.1％、Ｓ：0.005％以下（０を含
む）、sol.Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下（０を含
む）を含有し、さらにCr：0.05〜0.8％、Ｖ：0.005〜0.
15％の少なくとも一方を含有し、残部が Fe 及び不可避不
純物からなり、かつミクロ組織がフェライト及びマルテ
ンサイトからなることを特徴とするスポット溶接性、耐
食性、加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛メッキ鋼板
（請求項２）である。

【００２２】本手段は、前記第１の手段において、さら
にSiの下限を0.2％に限定し、かつ、Ｐの下限を0.015％
に限定したものである。

【００２３】すなわち、鋼板の伸びフランジ性が必要な
場合にはSiを0.2％以上含有させることが必要である。
しかし、Siを0.2％以上含有させると、メッキ後の表面
正常が悪くなる場合があり、これを防ぐために、本手段
においては、Ｐを0.015％以上含有させている。

【００２４】前記課題を解決するための第３の手段は、
前記第１の手段又は第２の手段と同じ成分組成を有し、
かつミクロ組織がフェライト及びマルテンサイト主体で
あり、残部がベイナイトからなることを特徴とするスポ
ット溶接性、耐食性、加工性に優れた熱延下地の溶融亜
鉛メッキ鋼板（請求項３）である。

【００２５】前記第１の手段の説明で述べたように、延
性や伸びフランジ性を良好とするためには、ミクロ組織
がフェライト及びマルテンサイトからなることが望まし
いが、これに少量（約１０％以下、好ましくは１０％以
下）のベイナイト組織が含まれる場合でも、延性や伸び
フランジ性は実用上問題となるほど悪化しない。よっ
て、本手段においてはこの範囲のベイナイトの存在を許
すこととする。

【００２６】前記課題を解決するための第４の手段は、
前記第１の手段から第３の手段のうちいずれかの成分組
成とミクロ組織を有し、さらに成分のうちＣとＰとＳ
（いずれも重量％）の関係が、製品の板厚をｔ(mm)とし
て、 5(3C+2P+6S)≦(10t+37)/15 を満たすことを特徴とするスポット溶接性、耐食性、加
工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛メッキ鋼板（請求項
４）である。

【００２７】本発明者らが発見した知見によれば、引張
剪断に加えて十字引張の破断形態をプラグ破断とするた
めには、Ｃ、Ｓ、Ｐと製品厚さｔの関係を上記関係式を
満たすようにすることが必要である。これによりスポッ
ト溶接性がさらに改善される。

【００２８】前記課題を解決するための第５の手段は、
前記第１の手段から第４の手段のうちいずれか１項に記
載の成分を有する鋼をスラブとし、Ar₃点以上で最終仕
上げ圧延し、700℃以下で巻取って熱延鋼板とし、必要
に応じて酸洗し、溶融亜鉛メッキし、必要に応じてさら
に合金化処理することを特徴とするスポット溶接性、耐
食性、加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法（請求項５）である。

【００２９】熱間圧延に使用するスラブについては、通
常の造塊法または連続鋳造により製造するか、または、
加熱炉に装入せずに直接熱間圧延してもよい。加熱温度
については、特に限定しないが、スケール生成による重
量ロスが大きくなり過ぎず、かつ、粗圧延及び仕上圧延
が可能であり仕上温度がAr₃変態点以上を確保できる範
囲であればよい。また、粗圧延後の半製品を雰囲気炉や
高周波加熱等で仕上圧延前に加熱する方法をとってもよ
い。仕上温度については、Ar₃変態点以上、巻取温度に
ついては700℃以下が必要である。仕上温度がAr₃変態点
以下になるとα＋γ二相域の圧延となるため混粒組織と
なり、ＣＧＬ通板後もこれが解消されないために延性が
低下するので、仕上温度はAr₃変態点以上とする。

【００３０】また、巻取温度が700℃を超えると冷却過
程で析出する炭化物のサイズが大きくなり、メッキ前加
熱時の炭化物の溶け込みに時間を要するようになるた
め、ライン速度を小さくする必要が生じる。しかし、こ
れはマルテンサイトに焼入れするための条件とは相反す
るだけでなく生産効率が低下するため、好ましくない。
したがって、巻取温度を700℃以下とする。

【００３１】前記課題を解決するための第６の手段は、
前記第５の手段であって、熱間圧延の粗圧延及び仕上圧
延前に、100kgf/cm²以上の高圧でデスケーリングを施す
ことを特徴とするもの（請求項６）である。

【００３２】粗圧延及び仕上げ圧延前に行う高圧水デス
ケーリングの水圧は、Siが0.2％未満の場合には特に限
定する必要はなく、スケールの除去が可能な範囲ででき
るだけ低圧の方が経済的に有利であるが、Siが0.2％以
上の場合には100kgf/cm²以上が必要である。これ以下だ
と、発生する溶融ファイアライト部分のデスケーリング
が不十分となり、メッキ後の表面性状が悪化するためで
ある。よって、本手段においては、粗圧延及び仕上圧延
前に行うデスケーリングの圧力を100kgf/cm²以上に限定
する。

【００３３】[酸洗及び表面研削]以上説明した製造方法
において、必要に応じて熱延終了後のコイルを酸洗して
スケールを除去した後、さらに必要に応じて鋼板の表面
を研削する。Siが0.2％以上の鋼においてスラブ加熱時
の溶融ファイアライト部分に生成したスケールは、100k
gf/cm²以上の高圧水デスケーリングによって十分除去さ
れているものの、鋼板表面は非溶融ファイアライト部分
よりも粗度が大きく、これが酸洗後でも残るため、その
上にメッキを行うと、下地の粗さの影響がメッキ表面に
出る場合がある。少しでも製品外観を向上させるために
は、研削して表面粗度を均一化した方が好ましい。研削
の方法は、酸洗装置に付設されている研削用ブラシロー
ルやＣＧＬ入り側に付設されている洗浄用ブラシロール
等、いずれを用いてもよく、特に限定しない。

【００３４】[溶融亜鉛メッキ条件]ＣＧＬでは熱サイク
ルの厳密な制御が難しく、メッキした鋼板に必要な強度
と加工性を付与するためのミクロ組織制御が難しい。し
かし、本発明では、Ｃと共にCr又はＶを含有させること
により、通常の製造条件でも必要なミクロ組織に作り込
むことを可能にしたため、ＣＧＬの製造条件を特に限定
する必要はなく、通常の条件範囲であれば問題ない。メ
ッキ前加熱温度はAc₁点以上Ac₃点以下であればよく、こ
の段階で二相分離させておけば、合金化(相当)温度以降
の冷却速度が3.5〜9.3℃/sと小さくても、ＣとCrまたは
Ｖの含有の効果により、フェライト及びマルテンサイト
主体の組織が得られる。

【００３５】

【実施例】（実施例−１）表１に示す成分組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でス
ラブとした。Ｅ〜Ｉが本発明、Ａ〜Ｃ、Ｊ、ＫがＣが本
発明外の鋼である。これらのスラブを、熱間圧延におい
て、Ar3点以上の860℃で板厚ｔ＝1.4〜3.2mmに仕上圧延
した後、500℃で巻き取った。この熱延鋼帯を酸洗ライ
ンにて酸洗し、ＣＧＬにてライン速度を80mpmとして、8
00℃で２min加熱保持後、両面に45g/m^２の目付け量で溶
融亜鉛メッキし、次いで550℃×10secの合金化処理を行
った。

【００３６】ＣＧＬ通板後の鋼板について、コイル長手
方向Middle部よりサンプル採取し、表２に示す溶接条件
にてスポット溶接継手を作製し、JIS Z3139に基づくナ
ゲット径の測定によりナゲット径が5.5・ｔ^1/2以上の継
手のみを評価対象として、JISZ3135及びZ3136の方法に
準じて継手の引張剪断試験を行った。破断荷重について
はいずれの場合も十分な大きさであった。また、試験後
サンプルの破断形態が図１の剥離破断またはプラグ破断
のいずれかを判定した結果を表３に示す。

【００３７】（表１）

【表１】

【００３８】（表２）

【００３９】（表３）

【表３】

【００４０】引張剪断試験の破断形態については、鋼Ａ
〜Ｃでは剥離破断であり、鋼Ｅ〜Ｋではプラグ破断であ
ることから、引張剪断試験でプラグ破断とするためには
Ｃ≧0.14％が必要であることが分かる。

【００４１】次に、引張剪断試験でプラグ破断となった
Ｅ、Ｈ、ＪのＣＧＬ通板後のコイルのうち、板厚2.3mm
のものについてさらにサンプルを採取し、JIS5号引張試
験片を用いた降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)、降伏比(Y
R）、伸び(El)の測定、ミクロ組織の観察と、伸びフラ
ンジ性評価のための穴拡げ率(λ)の測定を行った。150
×150mmの試験片の中央部に10mmφ(d0)の穴を打ち抜
き、バリをポンチ側とし、これを頂角60°の円錐ポンチ
で押し広げ、穴縁に板厚を貫通して亀裂が入った時点で
の穴径(df)を測定し、穴拡げ率(λ)を次式により求め
た。穴拡げ率：λ＝（df−d0）/d0×100（％）結果を表４に示す。

【００４２】本発明鋼を用いた１、２は、フェライト及
びマルテンサイトの二相組織になっており、延性や伸び
フランジ性が良好であるのに対して、比較例３はＣが高
すぎるためにフェライト及びマルテンサイトの二相以外
にわずかながら微細な炭化物の析出が認められるのに加
えて、強度が高くなりすぎて延性や伸びフランジ性が非
常に低いレベルにある。したがって、Ｃが0.3％を超え
ると必要な延性と伸びフランジ性を確保するのが困難と
なる。

【００４３】

【表４】（表４）

【００４４】（実施例２）表５に示すような成分組成の
鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとした後、仕上
温度をAr₃点以上の860℃、巻取温度(CT)を400〜750℃と
して熱間圧延を行い、板厚2.0mmの鋼帯とし、続いて酸
洗した。なお、酸洗ラインに付設されているブラシロー
ルは使用しなかった。その後、ＣＧＬにて、ライン速度
を80mpmとして800℃で２min加熱保持後、両面に45g/m²
の目付け量で亜鉛メッキし、続いて550℃×10secの合金
化処理を行った。ＣＧＬ通板後のコイルからサンプル採
取し、JIS5号引張試験とミクロ組織の観察、及び穴拡げ
率の測定を行った。結果を表６に示す。

【００４５】

【表５】（表５）

【００４６】

【表６】（表６）

【００４７】本発明１〜３は、巻取温度が700℃以下で
あるため、いずれもフェライト及びマルテンサイトの二
相組織が得られて適正な強度と良好な強度−延性バラン
ス及び強度−伸びフランジ性バランスを有する。しか
し、比較例４は、フェライト及びマルテンサイト以外
に、一部主としてセメンタイトからなる炭化物が含まれ
ているため、強度が適正でも強度−延性バランス及び強
度−伸びフランジ性バランスが不十分である。この炭化
物は、巻取温度が750℃と高いために熱間圧延巻取り以
降に晶出した炭化物のサイズが大き過ぎて、ＣＧＬのメ
ッキ前加熱において十分に溶解しなかったものである。

【００４８】（実施例３）表７に示す成分組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でス
ラブとした。Ｃ〜Ｇが本発明内、Ａ、ＨはＣが本発明外
の鋼である。これらのスラブを熱間圧延において、粗圧
延前及び仕上げ圧延前のデスケーリング圧力を80kgf/cm
2とし、Ar3点以上の860℃で板厚ｔ＝1.4〜3.2mmに仕上
圧延した後、500℃で巻き取った。この熱延鋼帯を酸洗
ラインにて酸洗し、ＣＧＬにてライン速度を80mpmとし
て、800℃で２min加熱保持後、両面に45g/m2の目付け量
で溶融亜鉛メッキし、次いで550℃×10secの合金化処理
を行った。

【００４９】ＣＧＬ通板後の鋼板について、コイル長手
方向Middle部よりサンプル採取し、表８に示す溶接条件
にてスポット溶接継手を作製し、JIS Z3139に基づくナ
ゲット径の測定によりナゲット径が5.5ｔ^1/2以上の継手
のみを評価対象として、JISZ3135及びZ3136の方法に準
じて継手の引張剪断試験及び十字引張試験を行った。破
断荷重についてはいずれの場合も十分な大きさであっ
た。また、試験後サンプルの破断形態が図１の剥離破断
またはプラグ破断のいずれかを判定した結果を表９に示
す。

【００５０】（表７）

【表７】

【００５１】

【表８】（表８）

【００５２】（表９）

【表９】

【００５３】まず、引張剪断試験については、鋼Ａで全
て剥離破断であり鋼Ｃ〜Ｆで全てプラグ破断であること
から、引張剪断試験でプラグ破断とするためにはＣ≧0.
16％が必要であることが分かる。

【００５４】

【表１０】（表９続き）

【００５５】次に、十字引張試験については、鋼Ｅ〜Ｈ
のように破断形態に対して板厚も影響していることか
ら、5(3C+2P+6S)及び(10t+37)/15と破断形態の関係を調
べた結果を図２に示す。これより、5(3C+2P+6S)≦(10t+
37)/15であれば十字引張試験でプラグ破断となることが
分かる。また、Ｃ≧0.3％では板厚を3.2mmより大きくし
ないとプラグ破断とならないと考えられる。

【００５６】（実施例４）表１０に示す成分組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造で
スラブとした。ｂ〜ｅはＣ：0.14〜0.3％に加えてCrま
たはＶを含有している鋼である。特にｄ、ｅはSiとＰも
含有している。ｆ〜ｉは本発明外の鋼であり、ｆ〜ｈは
Cr及びＶが本発明下限以下、ｉはSiが本発明上限以上の
鋼である。

【００５７】（表１０）

【表１１】

【００５８】次いで、粗圧延前及び仕上げ圧延前のデス
ケーリング圧力を105kgf/cm²とし、Ar₃点以上の860℃で
板厚2.3mmに仕上圧延した後、500℃で巻き取り、酸洗し
た。なお、酸洗ラインに付設されているブラシロールは
ｄについてのみ使用した。次に、ＣＧＬにて、800℃で
２min加熱保持後、両面45g/m²の目付け量で溶融亜鉛メ
ッキし、次いで550℃×10secの合金化処理を行った。こ
の際、１コイル毎にコイルHeadからEndにかけてライン
速度を上げた。ＣＧＬ通板後のコイルに対し、表１１に
示すような不メッキの有無とファイアライト起因の凹凸
の有無の２点からの評点付けを行うことで、表面性状を
目視にて評価した結果を表１２に示す。なお、製品とし
て許されるのは、評点１または２のみである。

【００５９】

【表１２】（表１１）

【００６０】

【補正の内容】（表１２）

【表１３】

【００６１】Siを適正量含有しないｂ〜ｃ及びｆと、Si
とＰを適正量含有するｄ、ｅ、ｇ、ｈで表面が清浄であ
るが、Siを過剰に含有するｉで表面性状が劣っている。

【００６２】表面性状に問題のない鋼種ｂ〜ｈのＣＧＬ
通板後のコイルから、さらに、ライン速度30、80、160m
pmに相当する部分のサンプルを採取し、JIS5号引張試験
片を用いた降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)、降伏比(Y
R）、伸び(El)の測定とミクロ組織の観察をおこなっ
た。また、一部のサンプルについては伸びフランジ性評
価のための穴拡げ率(λ)の測定を行った。150×150mmの
試験片の中央部に10mmφ(d0)の穴を打ち抜き、バリをポ
ンチ側とし、これを頂角60°の円錐ポンチで押し広げ、
穴縁に板厚を貫通して亀裂が入った時点での穴径(df)を
測定し、穴拡げ率(λ)を次式により求めた。穴拡げ率：λ＝（df−d0）/d0×100（％）結果を表１３に示す。なお、各部分の合金化温度(550
℃)からMs点までの冷却速度はライン速度に応じて決ま
り、表１３に示す通りである。

【００６３】（表１３）

【表１４】

【００６４】本発明４〜15は、CrまたはＶがを含有して
いる鋼を用いているので、ＣＧＬのライン速度がいずれ
のときにもフェライト及びマルテンサイトの二相組織ま
たは二相組織に準ずる組織になっており、必要な強度が
確保された上で良好な強度-延性バランスを有してい
る。特に10〜15はSiがを適正量含有しているので、強度
−伸びフランジ性バランスも良好である。これに対し、
比較例16〜24は、CrとＶを含有していない鋼を用いてい
るので、焼入れ性が不十分であり、二相組織に準ずる組
織が得られておらず、強度−延性バランスまたは強度−
伸びフランジ性バランスが不十分である。なお、ライン
速度160mpmは操業上の限界近くであり、合金化の不良等
による品質不良率が高くなるので通常の生産には好まし
くない。

【００６５】また、図３は表１３の試作品におけるC+Si
+Cr+V量とマルテンサイト体積分率の関係を示した図で
ある。CrとＶの少なくとも一方を含有していないとマル
テンサイト量が４％以下しか得られないが、CrまたはＶ
を含有することによりライン速度によらず安定して６％
以上が得られることが分かる。

【００６６】（実施例５）表１４に示すようにCr及びＶ
を含有する成分組成の鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造で
スラブとした後、粗圧延前及び仕上げ圧延前のデスケー
リング圧力を105kgf/cm²とし、仕上温度をAr₃点以上の8
60℃、巻取温度(CT)を400〜750℃として熱間圧延を行
い、板厚2.0mmの鋼帯とし、続いて酸洗した。なお、酸
洗ラインに付設されているブラシロールは使用しなかっ
た。その後、ＣＧＬにて、800℃で２min加熱保持後、両
面45g/m²の目付け量で亜鉛メッキし、続いて550℃×10s
ecの合金化処理を行った。この際、１コイル毎にコイル
HeadからEndにかけてライン速度を上げた。ＣＧＬ通板
後のコイルに対し、表面性状の評価を目視にて行った
が、いずれも表１１の評点で１または２であり清浄であ
った。さらに、ライン速度30、80、160mpmのいずれかに
相当する部分からサンプル採取し、JIS5号引張試験とミ
クロ組織の観察、及び穴拡げ率の測定を行った。結果を
表9に示す。なお、各部分の合金化温度(550℃)からMs点
までの冷却速度はライン速度に応じて決まり、表に示す
通りである。

【００６７】

【表１５】（表１４）

【００６８】

【表１６】（表１５） *)合金化温度からMs点までの冷却速度

【００６９】本発明１〜５は、鋼成分がCr又はＶの少な
くとも一方を含有し、巻取温度が700℃以下であるた
め、いずれのライン速度でもフェライト及びマルテンサ
イトの二相組織が得られて適正な強度と良好な強度-延
性バランスを有する。しかし、比較例７、８は、フェラ
イト及びマルテンサイト以外に、一部主としてセメンタ
イトからなる炭化物が含まれているため、強度が適正で
も強度-延性バランス及び強度-伸びフランジ性バランス
が不十分である。この炭化物は、巻取温度が750℃と高
いために熱間圧延巻取り以降に晶出した炭化物のサイズ
が大き過ぎて、ライン速度80mpm以上ではＣＧＬのメッ
キ前加熱において十分に溶解しなかったものである。一
方、比較例６は、ライン速度が30mpmと小さいので、炭
化物の溶け込みは十分であり良好な組織となっている
が、生産効率が低いので好ましくない。

【００７０】

【発明の効果】以上説明したように、本特許範囲内の鋼
成分、熱延条件で製造することにより、良好な加工性と
スポット溶接性（引張剪断特性、又は引張剪断特性と十
字引張特性）を有し、高強度の二相組織型の熱延下地溶
融亜鉛メッキ鋼板を提供できる。本発明に係る熱延下地
溶融亜鉛メッキ鋼板は、自動車の構造部材や足周り部材
に適用することにより自動車の軽量化を図ることがで
き、また、機械構造部材としても各種複雑な成形に耐え
得ることができるので広範な用途に適用できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】スポット溶接継手の引張剪断試験及び十字引張
試験後の破断形態を示す図である。

【図２】5(3C+2P+6S)及び(10t+37)/15と破断形態の関係
を示す図である。

【図３】C+Si+Cr+V量とマルテンサイト体積分率の関係
を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者佐藤省吾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)発明者野出俊策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)発明者原田耕造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)参考文献特開平５−106007（ＪＰ，Ａ) 特開平９−263883（ＪＰ，Ａ) 特開平９−263884（ＪＰ，Ａ) 特開平６−269841（ＪＰ，Ａ) 特開2001−207239（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 9/46

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＣ：0.14〜0.3％、Si：0.7％以
下、Mn：1.0〜2.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.005％以下
（０を含む）、sol.Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下
（０を含む）を含有し、さらにCr：0.05〜0.8％、Ｖ：
0.005〜0.15％の少なくとも一方を含有し、残部が Fe 及
び不可避不純物からなり、かつミクロ組織がフェライト
及びマルテンサイトからなることを特徴とするスポット
溶接性、耐食性、加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛メ
ッキ鋼板。
【請求項２】重量％でＣ：0.14〜0.3％、Si：0.2〜0.
7％、Mn：1.0〜2.0％、Ｐ：0.015〜0.1％、Ｓ：0.005％
以下（０を含む）、sol.Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以
下（０を含む）を含有し、さらにCr：0.05〜0.8％、
Ｖ：0.005〜0.15％の少なくとも一方を含有し、残部が F
e 及び不可避不純物からなり、かつミクロ組織がフェラ
イト及びマルテンサイトからなることを特徴とするスポ
ット溶接性、耐食性、加工性に優れた熱延下地の溶融亜
鉛メッキ鋼板。
【請求項３】請求項１又は請求項２に記載の成分組成
を有し、かつミクロ組織がフェライト及びマルテンサイ
ト主体であり、残部がベイナイトからなることを特徴と
するスポット溶接性、耐食性、加工性に優れた熱延下地
の溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項４】請求項１から請求項３のうちいずれか１
項に記載の成分組成とミクロ組織を有し、さらに成分の
うちＣとＰとＳ（いずれも重量％）の関係が、製品の板
厚をｔ(mm)として、 5(3C+2P+6S)≦(10t+37)/15 を満たすことを特徴とするスポット溶接性、耐食性、加
工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項５】請求項１から請求項４のうちいずれか１
項に記載の成分を有する鋼をスラブとし、Ar3点以上で
最終仕上げ圧延し、700℃以下で巻取って熱延鋼板と
し、必要に応じて酸洗し、溶融亜鉛メッキし、必要に応
じてさらに合金化処理することを特徴とするスポット溶
接性、耐食性、加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛メッ
キ鋼板の製造方法。
【請求項６】請求項５に記載の熱延下地の溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法であって、熱間圧延の粗圧延及び仕
上圧延前に、100kgf/cm^２以上の高圧でデスケーリング
を施すことを特徴とするスポット溶接性、耐食性、加工
性に優れた熱延下地の溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。