JPH03232926A - 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 - 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） 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
っ、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；１値）を有することが必須と
なることは言うまでもなく、均−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
粒界が非常に清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８１−２７６９８１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Ｎｉ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Ｔ
ｉあるいはＮｂにより完全に固定されてしまうため、粒
界が完全に清浄化されてしまう。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、Ｔ
Ｉを添加した極低炭素鋼を用い、それにＺｒ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、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０．００７ｖｔ％、ＴＩ量を０．．００
４ｗｔ％含む鋼にＺｒ、Ｌａ、Ｃｅ、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、５市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（Ｎｏ、　２〜１０）にょリパウダリング性が
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５ｆｆｉ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、Ｔ１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、Ｔ１はＴｉＣと
して析出させ、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。

茅 表 添加元素 無 Ｚ　ｒ；０．０２ Ｌ　ａ；０．０３ Ｃｅ；０．０３ Ｙ　　；ｏ、ｏ２ Ｃａ；０．００８ Ｚ　ｒ；Ｑ、ＯＬ。

Ｃｅ；０．０２゜ Ｌ　ａ；０．ＯＬ Ｙ　　；０．０１ パウダリング性 不合格 合格 合格 合格 合格 合格 合格 合格 Ｃａ；０．００２ Ｃａ・０．００４ 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Ｓｉ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融亜鉛
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．
０．００４ｗｔ％以下、Ｓ　Ｉ　；　０．１ｗｔ％以下
、Ｍｎ；０．５ｖｔ％以下、Ｐ　Ｈ０，０１ｗ１％以下
、Ｓ　；　０．０１ｗｔ％以下、八Ω；　０．（１１〜
Ｏ，Ｉｗｔ％、Ｂ　；　Ｑ、０ＯＯＩ　〜Ｏ，０ＯｈＬ
％、１２　　　　　　１４　　　　　　３１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Ａ　ｒ　ａ意思上の温度で
仕上熱延を終了して捲取り、酸洗後通常の方法て冷間圧
延を施し、８００℃以上Ａ　ｃ　ｓ点景下の温度域で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Ｅρ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
Ｆ値を確保するには、上限をＣ，＋Ｎで０．００４ｗＬ
％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液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Ｅρ及び？
値の劣化か懸念される。そのため上限を０．５ｖｔ％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７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。

ＡΩは、鋼の脱酸のために必要であり、Ｔｊの１ 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。１−かし、過剰の添加は固溶Ｔ
ｉ量が増え、Ｅｌｌ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％未満ではその効果かなく、また過剰
の添加は鋼を硬質化し、加工性か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０．００３０ｗ
ｔ％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Ｓ２ 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ＳＥＩを０．００３
ｗｔ％以下とすれば、パウダリング性が著しく向上する
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　３ 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
、Ａ　ｃ　ａ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、５０９Ｃ／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　Ｉ Ｃ；　０．００１２ｗｔ％、Ｓ　ｉ；０．１１ｖｔ％、
Ｍｎ：０．１５ｗｔ％、Ｐ；口、００５ｗｔ％、　Ｓ　
；０．００８ｗｔ％、　ＡＮ　　；０．０２８ｗｔ％、
Ｎ　；　０．００１５ｗｔ％、Ｂ　；　０．０００５ｗ
ｔ％、Ｔ　ｉ；０．０３ｗｔ％、４ Ｚ　ｒ；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（５５
０℃）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
弓張試験を行なった。

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、５關以下の場合を合格とした
。

第３表に結果をまとめて示す。

５ 第　　　　２　　　　表 Ｎｏ。

再結晶条件冷却速度備考 （’Ｃｘ５）　　　　（’Ｃ／５） ７５Ｑｘ４Ｑ　　　８０　　　比較法 ８１０Ｘ１．０　　１０　　　比較法 ８３ＱＸ５　　．１００　　　　本発明法８３０Ｘ２０
　　　５０　　　　本発明法８５０Ｘ３　　４０　　　
比較法 ９００Ｘ２　　　９０　　　　本発明法９［１０Ｘ５　
　３［＋　　　比較法 ９１０Ｘ３　　９０　　　比較法 アンダーラインは本発明の範囲外 冷却速度：再結晶後、溶融亜鉛めっき 浴までの冷却速度 ６ 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Ｎ００３４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。

Ｎ０１１は再結晶させるための温度が低く、また、Ｔｉ
Ｃの再溶解が不十分なためｆ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
浴までの冷却速度か低くはずれたため、再溶解したＴｉ
Ｃ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Ａ
　ｃ　ａ点を超えたＮ０１８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、ｆ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、真空脱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、Ｏ：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。

９ 特開平３ ２３２９２６　（７） 本発明方法にしたがったＡ−Ｉ鋼ではＦ≧２．５の深絞
り性を確保しなか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Ｋ鋼及びＳ量が高い０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鋼は〔Ｃ＋
Ｎ）量が高いため？値が低い。Ｍ及びＮ鋼はそれぞれＭ
ｎ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ｆ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２ 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、車体デザインの多用
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。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫３ 第 １ 図 ’ｉ！ｒ　／＃鏝（ｗｔ〜

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 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％、 Ｔｉ；４８／１２〔Ｃ〕＋４８／１４〔Ｎ〕＋４８／３
   １〔Ｐ〕〜０．１ｗｔ％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Ａｒ＿３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Ａｃ＿３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
   。