JPH02290955A - 加工性にすぐれる合金化溶融亜鉛めつき高強度冷延鋼板の製造方法 - 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】 皮栗上■肌理分立 本発明は、加工性にすぐれる合金化溶融亜鉛めっき高強
度冷延鋼板の製造方法に関し、詳しくは、引張強さが７
　０ｋｇｆ／ｍｍ”以上であって、しかも、プレス成形
品の形状凍結性（低降伏比）及び、全伸びや穴拡げ性等
に代表される加工性にすぐれる合金化溶融亜鉛めっき高
強度冷延鋼板の製造方法に関する。

狐券イ材え丑 近年、自動車の安全及び軽量化対策としての高強度鋼板
の採用と共に、自動車の寿命延長のために、冷延鋼板の
防錆力の向上が強く望まれており、このために、加工性
にすぐれる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の開発が必要とさ
れている。特に、最近においては、バンパーやドアーイ
ンパクトバー等の補強部材についても、引張強さ８０〜
１００ｋｇｆ／ｍｍ２級の薄鋼板の防錆化が要請されて
いある。

自動車に用いられる鋼板の大部分は、プレス成形に使用
されるため、成形時に割れやしわが発生しないことに加
えて、プレス後の部品形状がスプリングバックによって
変化しないような特性、即ち、形状凍結性が要求され、
これらの特性は、般的には、降伏強度や降伏比（降伏強
度／引張強度）が低いほど、すぐれていることが知られ
ている。

引張強度が７　０　ｋｇｆ／ｍｍ”以上、特に、めっき
薄鋼板の分野においては、従来、みられなかったような
８　０　〜１　０　０　ｋｇｆ／ｍｍ”　ｔｉｈ（Ｄ高
強度ＷｌＪｒ板ヲｎルためには、従来より知られている
固溶強化や析出強化による強化方法では困難であり、マ
ルテンサイト及びペイナイトのような硬質相を含む複合
組織強化によることが必要となる。しかし、複合組１ａ
鋼板であっても、前記したような高強度を得るためには
、銅板の組織中に占める硬質相の割合を高くする必要が
あり、その結果、降伏比が高くなるのみならず、全伸び
や伸びフランジ性を示す穴拡げ性等の加工性も極度に悪
くなる。更に、このような複合組織鋼板は、めっき及び
その後の合金化処理によって、マルテンサイト組織が焼
戻しされて、引張強度が低下し、目標とする高い引張強
度を得ることができないという問題が新たに生じている
。

かかる問題を解決するために、従来、例えば、特公昭６
３−３９３０号公報に記載されているように、鋼中のＰ
量を増やすことによって、低降伏比の複合組織とするこ
とが提案されている。しかしながら、この方法による複
合組織鋼板は、降伏比が０．５９〜０．６２の範囲にあ
って、従来のフエライト・バーライト組織鋼板に比べれ
ば低いものの、複合組織鋼板としては、特に、低降伏比
であるとはいい難い。

一方、特開昭５５−１２２８２０号公報には、合金化温
度をＡｃ．〜ＡＣ３変態温度間とし、その冷却速度を添
加合金元素との関係によって卑制して、複合組織鋼板と
することが提案されている。しかし、この方法において
は、合金化温度が高いために、めつきむらや合金層の発
達の不具合によるパウダリング性不良等が生じて、材質
を劣化させ、或いは製品価値を損ないやすいという問題
がある。

！”冫　しようとする１・ 以上のように、７　０　ｋｇｆ／ｍｍ”以上、特に、８
０〜１　０　０ｋｇｆ／＋ｗｍ”級の溶融亜鉛めっき高
強度冷延鋼板を製造するに際しては、複合ｍ織強化が必
要とされるが、しかし、上記強度は、従来にないような
高強度であるために、化学成分や、焼鈍、合金化温度、
冷却速度等に着目した従来の方法によっては、降伏比、
加工性及び表面性状のすべての面において満足できる溶
融亜鉛めっき高強度鋼板を製造することは困難である。

本発明者らは、７　０ｋｇｆ／＋ｎｍ”以上、特に、８
０〜１　０　０ｋｇｆ／ｍｍ”級の溶融亜鉛めっき高強
度冷延鋼板の製造における上記した問題を解決するため
に鋭意研究した結果、従来、全く着目されていない熱間
圧延段階における仕上温度をＡｒ，〜Ａｒ３点とするこ
とによって、０．５５以下の低降伏比とすぐれた加工性
とを達成すると共に、処理を低い温度でなし得る溶融亜
鉛めっき高強度鋼板を得ることができることを見出して
、本発明に至ったものである。

課　を”冫するための 本発明による加工性にすぐれる合金化溶融亜鉛めっき高
強度冷延鋼板の製造方法は、重量％にてＣ　　０．０５
〜０．２５％、 Ｍｎ　　１．０〜２．５％、 Ｓ　　　０．０１０％以下、及び Ａｌ０．１０％以下を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに
際して、仕上圧延温度をＡｒ，〜Ａｒｚ点の範囲の温度
とし、巻取までの冷却速度を１０℃／秒以上として、熱
延コイルを巻取り、酸洗、冷間圧延して、薄鋼板とし、
次いで、連続亜鉛めっきラインによって合金化溶融亜鉛
めっき高強度鋼板を製造するに際して、上記薄鋼板をＡ
ｃ，点〜８５０℃の温度に１０秒間以上加熱した後、平
均冷却速度ｌＯ℃／秒以上にてめっき温度まで冷却し、
めっきを施し、この後、４５０〜６００’Ｃの範囲の温
度で合金化処理を施すことを特徴とする。

先ず、本発明の方法における熱間圧延条件及び合金化処
理条件を定める基礎となった実験について説明する。

Ｃ　　　０．１５％、 Ｓｉ０．２０％、 Ｍｎ２．３％、 Ｐ　　　０．０２％、 Ｓ　　　０．００２％、 Ａｆ０．０４％、 Ｎ　　　０．００４％ からなる鋼を溶製し、３０龍厚のスラブとした。

このスラブを加熱温度１２００’Ｃ、仕上温度７２０〜
９７０℃、仕上から巻取までの平均冷却速度３０℃／秒
、及び巻取温度５００℃として、熱間圧延して、３鶴厚
の熱延鋼板を得た。

次いで、この熱延鋼板を常法に従って酸洗、冷間圧延し
て、１．４ｆｌ厚とした後、８００℃で２０秒間焼鈍し
、めっき処理までの冷却速度１０℃／秒、めっき温度４
５０℃にて両面めっきを行なった後、５００℃にて合金
化処理を施した。

このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の降
伏強さ、引張強度、伸び、降伏比及び穴拡げ率（伸びフ
ランジ性）と仕上熱間圧延温度との関係を第１図に示す
。

この結果から、熱延仕上温度の低下に伴って、強度の減
少と、伸び及び穴拡げ率の向上が認められる。特に、注
目されるべきは、仕上温度がオーステナイト・フエライ
トニ相域に入る８４０゜Ｃから降伏比が特に低くなり、
０．４以下という従来、みられないすぐれた特性を示す
。

更に、仕上温度を８００℃（二相域）及び９７０℃（オ
ーステナイト域）として、同様に、酸洗、冷間圧延した
鋼板について、めっき後の合金化温度の影響を調べた結
果を第２図に示す。この結果から、オーステナイト域で
の高温仕上材では、合金化温度によらず、０．６以上の
高降伏比を有するのに対して、二相域仕上材では、４５
０〜６００℃にて降伏比が大幅に向上し、しかも、この
温度範囲では、伸び及び穴拡げ率共によくなることが認
められる。

上述したように、仕上温度をＡｒ，〜Ａｒ＋点の二相域
とし、その後の冷間圧延鋼板の焼鈍、めっき処理後の合
金化温度を適切に選ぶことによって、従来、みられない
低降伏比で、且つ、高加工性を有する合金化溶融亜鉛め
っき高強度鋼板を得ることができる。

このように、仕上温度と合金化温度とを適切に選ぶとに
よって、上記特性が向上する理由は必ずしも明らかでは
ないが、結晶組織がオーステナイト仕上と二相域仕上と
では大きく異なり、後者が第二相（フエライト以外の組
織）の体積率が小さく、フエライトと第２相との割合が
最適状態になったたことに起因するとみられる。この仕
上温度によるｍ織の異なる傾向は、熱延鋼板及び合金化
溶融亜鉛めっき鋼板のいずれにおいても同様に認められ
るところから、本発明によれば、先ず、熱延鋼板の組織
を体積率で５０％以上の微細フエライトと残部が第二相
からなる複合組織鋼板とすることが重要である。

更に、合金化温度を適切に選ぶことが必要であって、４
５０〜６００℃の範囲では、焼鈍、冷却後に生成された
硬質相から生じるフエライト中の可動転位乃一部が消滅
し、転位密度が最適になることから、十分に低い降伏比
を得ることができ、しかも、硬質相も細粒であるために
、ある程度の高温でも、硬質相は安定しており、目標と
する高強度を達成することができるのであろう。

次に、本発明において用いる鋼の化学成分について説明
する。

Ｃは、鋼板の引張強さを支配する重要な元素であって、
硬質相（主としてマルテンサイト）を導入させ、７　０
ｋｇｆ／ｍｍ２以上の複合Ｕ織鋼板を得るためには、０
．０５％以上の添加を必要とする。しかし、過多に添加
するときは、硬質相が高くなり、低降伏比、高加工性の
確保が困難となり、また、スポット溶接性も低下するの
で、Ｃの上限は０．２５％とする。

Ｍｎは、オーステナイト相を安定化し、冷却過程におい
て硬質相の生成を容易として、低降伏比、高強度を得る
ために添加される。従って、添加量が余りに少ないとき
は、硬質相を得ることができず、所要の高強度を達成す
ることができないので、下限量を１．０％とする。しか
し、過多に添加するときは、オーステナイト相の割合が
増し、不安定となって、硬質相を得にくくなるので、添
加量の上限を２．５％とする。

Ａｌは、鋼の脱酸のために添加されるが、過多に添加し
ても、効果カリ包和するのみならず、鋼製造費用を高く
し、また、めっき不良を招くので、添加量は０６１０％
以下とする。

Ｓは、非金属介在物の生成を介して加工性を阻害し、特
に、本発明におけるように、高強度鋼板においては、そ
の影客が顕著にあらわれやすいので、その量は０．０１
０％以下とすることが必要であり、好ましくは、０．　
０　０　５％以下とする。

本発明においては、用いる鋼は、上記した元素に加えて
、 Ｓｉｌ．０％以下、 Ｐ　　　０．１０％以下、 Ｃｒ　　１．０％以下、及び Ｂ　　　０．００３％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
ていてもよい。

Ｓｉは、フエライト相中の固溶Ｃをオーステナイト相中
へ排出する効果を有するために、安定な硬質相を得ると
共に、全伸び及び降伏比を向上させるので、必要に応じ
て、添加される。しかし、過多に添加するときは、合金
化めっきを施した場合に、めっき不良を生じるので、添
加量は１．０％以下とする。

Ｐは、０．０２％以上の添加によって、Ｓｉと同様の作
用を有し、強度と加工性とのバランスを確保するために
、必要に応じて添加される。しかし、０．１０％を越え
て過多に添加するときは、めっき不良やスポット溶接性
を阻害する。

Ｃｒ及びＢは、Ｍｎと同様な効果を有し、硬質相の生成
を容易にして、低降伏比、高強度を得るために、必要に
応じて、添加される。しかし、過多量の添加は、加工性
を阻害するのみならず、これらの元素は高価でもあって
、鋼製造費用を高くするので、Ｃｒは１．０％、Ｂは０
．　０　０　３％をそれぞれ添加量の上限とする。

更に、本発明においては、用いる鋼は、ＲＥＭやＣａを
必要に応じて加えてもよい。かかる元素は、非金属介在
物の形態制御を介して加工性を向上させる。添加量は、
通常、ＲＥＭは０．０１〜０．１％の範囲、Ｃａは０．
　０　０　６％以下の範囲である。

次に、本発明の方法における製造条件について説明する
。

本発明の方法によれば、上述したような化学成分を有す
るスラブを通常の造塊又は連続鋳造によって得た後、熱
間圧延を経て、ホットコイルにする。熱間圧延に際して
は、スラブの加熱温度及び巻取温度は常法に従えばよく
、通常、加熱温度は１１００〜１２５０℃、巻取温度は
７００℃以下である。

しかしながら、熱延仕上温度は、本発明の方法において
最も重要な因子であって、前述したように、Ａ　ｒＩ”
”　Ａ　ｒ　３点の範囲とすることが必要である。

仕上温度がＡｒ３点よりも高いときは、熱間圧延板組織
或いは焼鈍板組織の殆どが硬質相となって、降伏比の上
昇及び加工性の劣化を招く。一方、仕上温度がＡｒ．点
よりも低いときは、熱延板組織に加工組織が多量に残存
し、焼鈍において、結晶粒径が大きくなりやすいために
、高強度の確保が困難となる。更に、熱間圧延における
変形抵抗が増し、圧延作業を困難にする。特に、本発明
においては、仕上温度は、７５０〜８２０℃の範囲が好
ましい。

更に、本発明の方法においては、巻取までの冷却は、結
晶粒の細粒化を保証するために、１０℃／秒以上とする
ことが必要である。

その後、常法に従って、酸洗し、４０％以上の冷間圧延
を施して、ＦｔＥＩＰＩ板を得る。次いで、この薄鋼板
を溶融亜鉛めっきラインに導いて、焼鈍、亜鉛めっき及
び合金処理を施す。焼鈍は、本発明に従って、鋼板のＡ
ｃ＋変態点〜８５０゜Ｃの温度にて１０秒以上施すこと
が必要である。焼鈍加熱温度がＡｃ，点よりも低いとき
は、硬質相を得ることができないので、高強度を得るこ
とができない。

他方、焼鈍加熱温度が８５０℃よりも高いときは、硬質
相のみの組織を生成し、降伏比が高くなり、加工性が劣
化する。

次いで、本発明によれば、焼鈍からめつき処理までの冷
却は、オーステナイト相を硬質相に変態させるために、
平均冷却速度にて１０℃／秒以上とすることが必要であ
る。しかし、その際の冷却の手段としては、等速冷却し
てもよいし、或いは冷却の途中にて冷却速度を変更して
もよい。

めっき付着後の鋼板は、更に、本発明に従って、４５０
〜６００℃の範囲の温度にて合金化処理が施される。こ
の合金化温度が４　５　０　”Ｃよりも低いときは、目
的とするＦｅとＺｎとの合金相が生成し難いのみならず
、既に説明したように、フエライト中の転位密度が高《
なって、０．５以下の低降伏比を得ることができない。

他方、６００℃よりも高いときは、硬質相が焼戻しされ
て、低降伏比や高強度を確保することが困難となる。か
かる合金化処理の後の冷却は、常法に従って、その速度
が５℃／秒以上であればよい。

允里■四釆 以上のように、本発明の方法によれば、引張強さ７　０
　ｋｇｆ／ｍｍ２以上、特に、８　０　〜１　０　０　
ｋｇｆ／ａ＋ｍ”級合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製
造において、プレス成形品の形状凍結性（低降伏比）の
著しい向上と加工性の向上を図ることができる。しかも
、本発明の方法によれば、低温にて合金化処理を行なう
ことができるので、めっきむら、パウダリング性等、表
面性状の向上に加えて、エネルギー費用の低減も可能で
ある。

尖膳団 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。

第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、３０龍厚の
スラブとした。これを第１表に示す条件にて３．　２　
ｍｍ厚の熱延鋼板とした。得られた鋼板を酸洗し、冷間
圧延して、ｌ，　４　ｍｍ厚（圧下率５６％）の冷間圧
延鋼板を得た。

これら冷延鋼板について、第１表に示す連続めっき条件
にて合金化溶融亜鉛めっき鋼板（両面めっき）を得、こ
れらについて、引張特性、伸びフランジ性（穴拡げ率）
、めっきむら性、バウダリング性を調べた。結果を第１
表に示す。

第１表において、比較鋼Ｉ及びＪは、それぞれＣ量及び
Ｓｔ量が本発明で規定する範囲をはずれており、比較鋼
Ｋ及びＬはＭｎ量及びＰ４］、比較鋼Ｍ及びＮはＳ量及
びＡｎ量、比較泪Ｏ及びＰはＣｒ量及びＢ量がそれぞれ
本発明で規定する範囲をはずれている。

第１表に示すように、本発明の方法による鋼板は、いず
れも、７　０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度であるにもか
かわらず、０．５０以下の低降伏比と高加工性、即ち、
伸び及び穴拡げ率とを有する。尚、組織は、いずれも、
フエライトとマルテンサイト（一部、ペイナイトを含む
。）との複合組織である。

これに対して、製造条件が本発明で規定する範囲にあっ
ても、化学成分が本発明で規定する範囲をはずれる比較
鋼Ｉ−Ｐは、強度、降伏比、加工性、表面性状の少なく
ともいずれかにおいて、本発明が目的とする特性をもた
ない。

次に、第１表に示すＭＡと同じ化学成分を有する鋼を用
いて、製造条件の影響を調べた。

ＭＡＬ及びＡ２は、仕上温度及び巻取までの冷却速度が
本発明で規定する範囲をはずれており、鋼Ａ３、Ａ４及
びＡ５は、焼鈍温度、めっきまでの冷却速度及び合金化
処理温度が本発明で規定する範囲をはずれている。

かかる鋼板について、前記と同じく、材質を調べた結果
を第２表に示す。これら鋼板は、いずれも、降伏比、加
工性、表面性状の少なくともいずれかにおいて、本発明
が目的とする特性をもたない。

【図面の簡単な説明】

第１図は、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の降伏強さ、
引張強さ、伸び、降伏比及び穴拡げ率に及ぼす熱間圧延
での仕上温度の影響を示すグラフ、第２図は、仕上温度
を８００℃及び９７０℃としたときの合金化熔融亜鉛め
っき冷延鋼板の降伏強さ、引張強さ、伸び、降伏比及び
穴拡げ率に及ぼすめっき後の合金化温度の影響を示すグ
ラフである。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人　弁理士　　牧　野　逸　郎

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％にて Ｃ０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ１．０〜２．５％、 Ｓ０．０１０％以下、及び Ａｌ０．１０％以下を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに
   際して、仕上圧延温度をＡｒ＿１〜Ａｒ＿３点の範囲の
   温度とし、巻取までの冷却速度を１０℃／秒以上として
   、熱延コイルを巻取り、酸洗、冷間圧延して、薄鋼板と
   し、次いで、連続亜鉛めつきラインによつて合金化溶融
   亜鉛めつき高強度鋼板を製造するに際して、上記薄鋼板
   をＡｃ＿１点〜８５０℃の温度に１０秒間以上加熱した
   後、平均冷却速度１０℃／秒以上にてめつき温度まで冷
   却し、めつきを施し、この後、４５０〜６００℃の範囲
   の温度で合金化処理を施すことを特徴とする加工性にす
   ぐれる合金化溶融亜鉛めつき高強度冷延鋼板の製造方法
   。
2. （２）重量％にて （ａ）Ｃ０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ１．０〜２．５％、 Ｓ０．０１０％以下、及び Ａｌ０．１０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｓｉ１．０％以下、 Ｐ０．１０％以下、 Ｃｒ１．０％以下、及び Ｂ０．００３％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
   、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに
   際して、仕上圧延温度をＡｒ＿１〜Ａｒ＿３点の範囲の
   温度とし、巻取までの冷却速度を１０℃／秒以上として
   、熱延コイルを巻取り、酸洗、冷間圧延して、薄鋼板と
   し、次いで、連続亜鉛めつきラインによつて合金化溶融
   亜鉛めつき高強度鋼板を製造するに際して、上記薄鋼板
   をＡｃ＿１点〜８５０℃の温度に１０秒間以上加熱した
   後、平均冷却速度１０℃／秒以上にてめつき温度まで冷
   却し、めつきを施し、この後、４５０〜６００℃の範囲
   の温度で合金化処理を施すことを特徴とする加工性にす
   ぐれる合金化溶融亜鉛めつき高強度冷延鋼板の製造方法
   。