JPH02163346A - プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はプレス成形性およびめっき密着性に優れた溶融
亜鉛めっきＴｉ、　Ｎｂ複合添加高張力冷延鋼板および
その製造方法に関する。

（従来技術とその問題点） 近年自動車用鋼板としては、安全性、車体重量軽減およ
び素材使用量の削減の観点から、高張力鋼板が広く利用
されるようになってきた。この自動車用高張力鋼板の中
で５例えば寒冷期に道路の融雪のため用いられる融雪剤
に含まれる塩類のため腐食さ九るのを防止するために耐
食性に非常にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき層を厚目付
で施した高張力冷延鋼板が必要とされてきている。

このために加工性にあわせ耐食性にも優れた高張力鋼板
が大量生産方式で製造されることが強く要望されてきた
。

鋼板の耐食性を付与する一般的な方法としてＣｕやＣｒ
などの鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する方法、
或いは鋼板表面に金属めっきを施す方法等があるが、前
者においては塩害のような苛酷な腐食環境下ではその効
果はあまり期待できない。

従ってこのような苛酷な腐食環境に対しては後者の金屈
めつき、その中でも耐食性が非常に優れていて、かつ厚
目付が容易に可能な溶融亜鉛めっきが有効である。しか
も塗膜密着性および溶接性を配慮して溶融亜鉛めっき後
に合金化処理を施すことが一般に行われている。

しかしながらそれらの方法で得られた合金化溶融亜鉛め
っき高張力鋼板は、共通してプレス加工性、特に深絞り
性が、高強度化およびめっき層厚みの増加に伴い劣化し
ており、雅成形加工が充分行えるものはなかった。

そのため、鋼板のプレス成形性を重視し改善を行う試み
が糧々提案されている。

例えば、特開昭３７−５４２６１号公報では、連続式溶
融亜鉛めっきラインで製造する場合には、低Ｃの組成と
するとともに、炭窒化物形成元素であるＴｉを１種添加
することにより非時効性および深絞り性を、置換型固溶
強化元素であるＳｉ、　Ｍｎ、　Ｐを添加することによ
り引張強度（以下Ｔ、Ｓ、と略記する）４０ｋｇｆ／ｍ
ｍ”　Ｒの高強度を得る方法が提案されている。しかし
、深絞り性を有する溶融亜鉛めっき荷高張力鋼板は得ら
れるものの、Ｐによる粒界脆化即ち耐二次加工割れ性や
プレス成形特耳発生を抑制し材料の歩留り向上に寄与す
るｒ値の面内異方性の低減の確保は困彊である。

特開昭６２−４９３２３号公報では、前記公報同様の方
式で溶融亜鉛めっき１１板を製造する際に、低Ｃの組成
とするとともに、炭窒化物形成元素であるＮｂを１種添
加することにより、非時効性および冷延−再結晶集合組
織に依存するランクフォード煩（以下ｒ値と記する）の
面内異方性を置換型固溶強化元素であるＰを添加するこ
とにより改善し、Ｔ、５．３５〜４５ｋｇｆ／ｍｍ２程
度の高強度を得る方法が提案されている。

しかしｒ値の面内異方性が小さい溶融亜鉛めっき高張力
鋼板は得られるものの、Ｔ、Ｓ、が４０ｋｇｆ／■２以
上でｒ値１．７以上の特性、および討二次加工割れ性の
確保は困這である。

また特開昭６３−１７９０２４号公報では、前記公報同
様の方式で溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、極低Ｃ
の組成にするとともに、炭窒化物形成元素であるＴｉ、
　Ｎｂ、　Ｚｒを１種以上添加することにより非時効性
およびｒ値１．７以上の深絞り性およびｒ値の面内異方
性の小さい特性が得られる方法が提案されている。

しかし丁、Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上では深絞り性
を確保することは困難である。

また特開昭６３−４７３３８号公報には、前記公報同様
の方式で溶融亜鉛めっきετ板を製造する際、５０ｐｐ
ＩＩ＋以下の極低Ｃの組成にするとともに炭窒化物形成
元素であるＴｉ、　Ｎｂ、　Ｂを３種添加することによ
り、また固溶強化元素Ｓｉ、Ｍｎ、　Ｐを添加すること
により非時効性、小さいｒ値の面内異方性、良好な討二
次加工割れ性が得られる方法が提案されている。

しかしＴ、Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｎ＋２以上で深絞り性の
指標であるｒ値１．７以上の特性の確保が困難である。

上記の例に示した従来技術では、いずれも自動車用鋼板
として要求されている高防錆化かつ良好なプレス成形性
、特に高いｒ値、良好な耐二次加工割れ性、小さいｒ値
の面内異方性かっＴ、Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ”以上を
兼ね備えた鋼板を得ることは不可能であった。

（問題解決に関する知見） 本発明は、自動車用鋼板として要求されている高防錆化
、およびパウダリングを起こすことのないめっき密着性
の優れたもの（パウダリング性の指標であるＦｅ量率が
７〜１５％の範囲にあるもの）がつＴ、Ｓ、が４０ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上で、プレス成形性の指標であるｒ値が１
．７以上、ｒ値の面内異方性（以下Δｒ　ｉＷと略記す
る）が０．４以下、またプレス加工時の二次加工割れを
起すことのない優れた鋼板を製造することを課題とし、
課題解決に関し、本発明者らは、高強度冷延鋼板の成分
組成、製造方法について種々研究を行った結果、Ｔｉ、
　Ｎｂ複合添加鋼に所定の固溶強化元素Ｍｎ、　Ｐ、Ｂ
を複合添加し、熱間圧延から焼鈍に至る諸工程を所定の
条件範囲内に制御した後、溶融亜鉛めっき処理を施し、
続いて４５０〜６００℃の温度域で１　ｓｅｃ以上保持
することによって、上記特性を有する溶融亜鉛めっき高
張力ｆｉｌｌ板が得ら九る知見を得た。

（発明の構成） 本発明は。

その素地ｇＪ仮が重量％で、Ｃ：　０．００２０〜０．
０１００％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ　：　１．２〜２．
０％、Ｐ：０．０４０〜０．０９５％、Ｓ≦０．０１％
、ｓｏｌ．Ａｌ：　０．０１０〜０．１００％。

Ｎ≦０．００７０％、Ｂ　：　０．０００２〜０．００
１０％、　Ｔｉ　：　（４８／１２％Ｃ＋　４８／１４
％Ｎ　＋４８／３２％Ｓ）〜０．１０％、　Ｎｂ　：　
０．０１〜０．１０％、を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物から成る組成の鋼板表面に合金化溶融亜鉛
めっき溜を有することを特徴とするプレス成形性に優れ
た溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板を提供する。

本発明はまた、 重量％で、　Ｃ：　０．００２０〜０．０１００％、　
　Ｓｉ≦０．１％。

Ｍｎ　：　１．ニア−２，０％、Ｐ　：　０．０４０〜
０．０９５％、Ｓ≦０．０１％、　　ｓｏｌ、　Ａｌｌ
　：　０．０１０〜０．１００％、Ｎ≦０．００７０％
、Ｂ　：　０．０００２〜０．００１０％、　Ｔｉ　：
　（４８／１２％Ｃ＋　４８／１４％Ｎ　＋　４８／３
２％Ｓ）〜０．１０％、Ｎｂ　：　ｏ、ｏｉ〜０．１０
％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物から９るＴ
ｉ−Ｎｂ複合添加極低炭素鋼スラブを１１５０〜１２８
０℃に加熱した後、　（Ａｒ、変態点＋５０℃）以上１
０００℃以下で熱間圧延を終了し、４００℃以上６００
℃以下で捲取り、酸洗を施した後、圧下率７０〜９０％
で冷間圧延を施し、引き続き得られた冷延鋼板をインラ
イン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき装置に装入し、再結
晶温度以上Ａｃ、変態点以下の温度域で連続焼鈍を行い
、その連続冷却過程で溶融亜鉛めっき処理を施し１次い
で４５０〜６００℃の温度域で１ｓｅｃ、以上保持する
ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき】を有するプレ
ス成形性にすぐれた高張力冷延」坂の製造方法を提供す
る。

本発明の冷延鋼板において主として強度上昇に寄与する
元素は、Ｍｎ、　Ｐであり、これらの組成調整でＴ、Ｓ
、　４０ｋｇｆ／ｍｍ”以上を確保する。

次に本発明において組成限定理由について説明する。

Ｃ：Ｃは第１図に示すようにその含有量が低いほど絞り
性、延性に対して有利であり、０．０１０％を超えると
後述のＴｉ添加量を増やしても、良好な絞り性が得られ
なくなる。一方、０．００２０％未満では強度Ｔ、Ｓ、
に寄与する微細炭窒化物が減少することおよび製造コス
トが増大することが上げられる。

したがって、Ｃ量は０．００２０〜ｏ、ｏｔｏ％とする
。

Ｓｉ　：　Ｓｉは鋼板の強度を上げるために有効である
が、ｒ値の面内異方性に影響を及ぼし、０．１％を超え
るとめっき密着性を極端に劣化させるので、添加量を０
．１％以下とする。

Ｍｎ　：　Ｍｎは本発明の骨子となる合金元素でありめ
っき密着性および深絞り性を劣化させずに鋼板の強度を
上げるのに有効である。また、必ずしもその理由は明ら
かでないがＳｉとは異なりＭｎのｒ値の面内異方性に及
ぼす影響も非常に小さいこと並びに後述の粒界脆化やめ
っき層の合金化速度の遅延をもたらすＰの添加量を低減
できる点からも、　Ｍｎは固溶強化元素として有効な元
素である。

しかしながら、２．０％を超えるとＡｃ、変腐点が大き
く低下し再結晶温度近傍となってしまい、焼鈍時に金ｘ
ｍｉのα→γ変態が促進される。このために回復−再結
晶過程で形成されるｒ値に有利な（ｔ　ｉ　ｉ）面の冷
延−再結晶集合組織が損われてしまう。また、焼鈍時の
冷却過程で硬化した組織を生じてしまう場合もある。従
って２．０％を超えると鋼板の伸び、ｒ値を著しく劣化
させてしまうので１．（ｎの添加量は２．０％以下とす
る。また１、２％未満では、後述の固溶強化元素Ｐを所
定の範囲内で変化させても目凛とするところの強度が得
られないので下限は１．２％以上とする。

Ｐ：Ｐ＋ＪＳｉ、Ｍｎと同様に鋼板の強度を上げるが０
．０９５％　を超えると耐二次加工割れ性が著しく低下
するばかりでなく、溶接性を阻害し、また再結晶温度が
非常に高くなり、ライン内での焼鈍およびライン内合金
化が国是となるので０．０９５％以下とする。また、０
．０４０％未満では、前述のＭｎを所定範囲内で変化さ
せても、目標とする高強度が得られないので下限を０．
０４０％とする。

ＡＱ　：　ＡＱは脱酸のために０．０１０％以上添加す
るが。

０．１００％　を超えると表面性状に悪影響をおよぼす
ので上限を０．１０％とする。

ＳＯＳはＭｎと結合し非金属介在物を形成し、プレス成
形時に割れなどの不具合を生じさせ易い。

さらにＴｉはＴｉＳを生成するためにＴ１の添加量が増
し、コストの面で好ましくない。従って０．０１％以下
とする。

Ｘ：Ｎはグ１中の不純物元素であるが、Ｔｉにより丁ｊ
Ｘとして固定され、ｒ値を向上させるが、このＮ含有量
が０．００７０％を超えるとその安定化に要するＴｉｒ
ｆＳ加量が増し、コスト面で好ましくない。したがって
その上限を０．００７０％とする。

丁二：Ｔｉ：よＳ、ＸそしてＣを固定し　（１１１）面
の冷延−再結晶集合組織を発達させるために添加するも
ので下限を（４８／１２％Ｃ＋４８／１４％Ｎ＋４Ｕ３
２％Ｓ）とする、上限を０．１０％とするのは、これを
超える添加を行ってもその効果が飽和するからである。

Ｎｂ　：　Ｎｂは安定なＴｉの炭窒化物を核として熱間
圧延時に生成し姐大なＴｉ、　Ｎｂ複合炭窒化物を形成
する。このため（１１１）面の冷延−再結晶集合組織を
より一層発達させるので、絞り性およびｒ値の面内異方
性を改善する。しかし、０．０１％未満の添加１では面
内異方性の改善は見られないので０．０１％以上とし、
また、上限を０．１０％とするのはこれを超えて添加し
てもその効果が飽和するからである。

ＢＩＢは鋼板中の粒界に前述のＰよりも優先偏析し、Ｐ
の粒界脆性によるプレス成形性の劣化を抑制するもので
あるが、その含有量が多過ぎると粒成長を阻害し鋼板の
ｒ値、伸びを低下させるので、Ｂ添加の上限を０．００
，１０％とする。

一方、Ｐの粒界偏析を抑制し粒界脆性によるプレス成形
性の劣化を防止するのに有効な下限値を０．０００２％
とする。

また、本発明鋼の製造条件は、上記の化学組成範囲に調
整された溶鋼を連続鋳造し、このスラブをそのまま冷却
なしに直送するか、あるいは−旦冷却し冷片として再加
熱した後に熱間圧延する。

このスラブの加熱温度は（Ａｒ３変態点＋５０℃）以上
の熱延仕上温度を確保するために下限温度を１１５０℃
とする。上限温度は、加熱炉内で析出物が固溶し熱延時
に非常に微細な析出物を生じさせるのを抑制するために
１２８０℃とする。この非常に徴用な析出物は（１１１
）面の冷延−再結晶集合組織の発達を抑制しｒ値を低下
してしまうからである。

またその仕上温度は、第３図に示すようにＡｒ。

変態点以下では（１１１）面の冷延−再結晶集合組織に
対して好ましくない熱延−再、結晶集合組織もしくは未
再結晶果合ａｉを生じさせるので、Ａ　ｒ　。

点景上とするのが通常であるが、Ｔｉ　−Ｎｂの析出物
を変化させ、ｒ垣の面内異方性をより改首することから
（Ａ　ｒ　、変態点＋５０℃）以上とする。また上限温
度１０００℃を設定するのは熱延加熱温度がこれ以上で
あると黒延板の詰晶泣怪が大きくなり、（１，１１，）
面の冷延−再結晶集合組織の発達を抑制しｒ値を低下し
てしまうからである。

次に、捲取り温度は高過ぎるとスケールの酸洗性が低下
するので上限を６００℃とし、下限は捲取り後の板形状
不良を生じさせないために４００℃とする。

冷間圧延に際しては１通常の酸洗を行い鋼板表面を清浄
にしたのち圧延を行う。その時の圧下率はｒ値を１．７
以上確保するために第４図に示すように下限を７０％と
する。上限を９０％とするのは、これを超えて冷間圧延
を実施してもその効果が飽和してしまうので９０％以下
とする。

得られた冷無板はインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛め
っき装置に装入し再結晶温度以上Ａｃ、変態点以下の温
度域で連続焼鈍する。引き続き連続冷却し溶融亜鉛めっ
き処理を施し次いで４５０℃〜６００℃の温度域で１ｓ
ｅｃ、以上保持する。この４５０℃〜６００℃の温度域
で保持するのは良好なめっき密着性を呈するめっき層中
のＦｅ量率７〜１５％が得られるからである。

このようにして、本発明によ九ば、プレス成形性に優れ
、かつ耐二次加工割れ性が良好で面内異方性の小さい合
金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が製造される。

（発明の具体的開示） 本発明を実施例によって説明する。

第１表は、試作実験に用いた供試材の化学組成で、本発
明鋼はＮα１〜３である。また本発明鋼の比較錆の化学
組成も同様に第１表に示す。

試作実験は、転炉にて組成調整して溶製を行い連続鋳造
により厚み２５０■のスラブとしている。

続いてこれらのスラブを用いて、熱間圧延し、２．７，
３，２．４．０ｍｍの熱延板とし、続いて酸洗、冷間圧
延を施す。得られた厚み０．８１１ＩＩ１１の冷延鋼板
をインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき装置に装入
し、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造した。

第２表には、具体的に熱延加熱温度、仕上温度捲取温度
、冷間圧延率の製造条件および製品の特性を示す。

７２表の結果に見られるように、本発明鋼の１−１〜１
−４．２，３＠はＴ、Ｓ、が４０ｋｇｆ／＋ｍ”以上で
、ｒｌｉも１．７以上、沖びも３５％以上と高く。

また討二次加工割れ性も遷移温度が一５０℃以下と良好
で、Δｒ−ｔ＋０．４以下と小さく加工性に僅れた合金
化溶融亜鉛めっき高張力鋼板であることが判る。

熱延加熱温度および仕上１度が本発明で規定する範囲よ
り高いさＩａ　Ｌ　　５９７４は−Ｔ、Ｓ、、　　ｒｉ
ｌＩ！は各々良好であるが、△ｒが０．６と高くプレス
成形時に耳発生率が高く問題がある。

Ｃ量が本発明で規定する範囲より多いＮα４ｊｉ。

Ｍｎ量が本発明の規定範囲外であるＮα７消、Ｐ量が本
発明の規定範囲外である正８京は各々Ｔ、Ｓ、は高いが
ｒ値が１．３未満と低くプレス加工性に開運がある８ 捲取温度が本発明で規定する範囲外のＮｃｉ　１−６鋼
およびＳｉが本発明で規定する範囲外のＮα５渭は。

めっき密着性即ち表面性状に開運がある。

Ｂを無添加の丸６渭は、Ｔ、Ｓ、、　　ｒ値は良好であ
るが、ａ移＠度が一１０℃と高くプレス成形の際、二次
加工割れが発生する問題がある。

（発明の効果） 本発明にかかるＴｉ、　Ｎｂ複合添加燗のシｘ仮の表面
に合金化溶融亜鉛めっき署を施した高張力冷延鋼板は、
高防錆化即ちめっき密着性に優九、　Ｔ、Ｓ、が４０ｋ
ｇｆ／ｆｆ１ｍ２以上で、プレス成形性に便れ、自効車
用５′ｙＪ返に利用さ、れその発明の効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図はＴ、Ｓ、およびｒ１直に及ぼすＣ添加１との関
係を示す図、第２＠はｒ値に及ぼすスラブ加熱温度との
関係を示す図、第３図はｒ′値に及ぼす熱延仕上温度と
の関係を示す図、第４図はｒ値に及ぼす冷間圧延率との
関係を示す図である。 持許出瀬人　日新製鋼株式会社 代理人弁理士松井政広（外１名） 第 因 Ｃ５たフロ（ （ｗｔ％） 第 図 ヌラ７ア！ソ晃及（０Ｃ） 第 図 第 図 玲欺率し９

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、その素地鋼板が重量％において、 Ｃ：０．００２０〜０．０１００％、 Ｓｉ≦０．１％、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｐ：０．０４０〜０．０９５％、 Ｓ≦０．０１％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、 Ｎ≦０．００７０％、 Ｂ：０．０００２〜０．００１０％、 Ｔｉ：（４８／１２％Ｃ＋４８／１４％Ｎ＋４８／３２
   ％Ｓ）〜０．１０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組
   成の鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを
   特徴とするプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
   高張力冷延鋼板。 ２、重量％において、 Ｃ：０．００２０〜０．０１００％、 Ｓｉ≦０．１％、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｐ：０．０４０〜０．０９５％、 Ｓ≦０．０１％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、 Ｎ≦０．００７０％、 Ｂ：０．０００２〜０．００１０％、 Ｔｉ：（４８／１２％Ｃ＋４８／１４％Ｎ＋４８／３２
   ％Ｓ）〜０．１０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるＴ
   ｉ、Ｎｂ複合添加極低炭素鋼スラブを１１５０〜１２８
   ０℃に加熱した後、（Ａｒ＿３変態点＋５０℃以上）１
   ０００℃以下で熱間圧延を終了し、４００℃以上６００
   ℃未満の温度で捲き取り、酸洗を施した後圧下率７０〜
   ９０％で冷間圧延を施し、引続き得られた冷延鋼板をイ
   ンライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき装置に装入し、
   再結晶温度以上Ａｃ＿３変態点以下の温度で連続焼鈍を
   行い、その連続冷却過程で溶融亜鉛めっき処理を施し、
   次いで４５０〜６００℃の温度域で１ｓｅｃ．以上保持
   することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき層を有する
   プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の
   製造方法。