JPH0372134B2

JPH0372134B2 -

Info

Publication number: JPH0372134B2
Application number: JP57184110A
Authority: JP
Inventors: Yoshikuni Tokunaga; Masato Yamada
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1982-10-20
Filing date: 1982-10-20
Publication date: 1991-11-15
Also published as: JPS5974232A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は極めて優れた二次加工性を有する超深
絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
に関するものである。本発明の主旨はＣ：0.005
％以下、Si：0.8％以下、Mn：1.0％以下、Ｐ：
0.1％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005％以下、
及び他の不可避的不純物から成り、Ｂ，Ti，Nb
を複合添加することを必須条件とし、Ｂは５ppm以
上30ppm以下の範囲内で含有し、Tiは48／14〔Ｎ（％） −0.003％〕≦Ti（％），Ti（％）＜〔48／12Ｃ（％）
＋48／14 Ｎ（％）〕，0.003％≦Ti（％）＜0.025％の３条件を
満たす範囲内で含有し、Nbは93／12〔Ｃ（％）− 0.003％〕≦Nb（％）≦93／12〔Ｃ（％）＋0.001％〕か
つ 0.003％≦Nb（％）＜0.025％を満たす範囲内で含有
し、さらにNb（％）＋Ti（％）＜0.04％を満たす成
分の鋼を熱間圧延後650℃以上800℃以下の巻取温
度で巻き取り、次いで冷間圧延を行ない、連続式
溶融亜鉛めつきラインにて、再結晶温度以上AC₃
変態点以下の温度で再結晶せしめた後、700℃か
ら500℃までの温度域を50℃／sec以下の冷却速度
で冷却し、次に溶融亜鉛めつきを施すことを特徴
とする極めて優れた二次加工性を有する超深絞り
用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法であ
る。近年、自動車産業界では車体軽量化にする燃費
向上と安全性の追求から高強度鋼板に対する要望
が高まりつつある。一方自動車の販売性は車体の
スタイリングで大きく左右される風潮が強く、従
来以上に鋼板のプレス成形性、特に深絞り性、張
り出し性が重要視されてきた。かかる背景から、
プレス成形時には低い降伏強度で良好な成形性を
有ち、塗装焼付後に降伏強度、引張強度の上昇す
る特性即ち焼付硬化性を付与した鋼板に対する要
求が高まつている。本願発明はかかる要求を満足
する超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法に関す
るものである。従来、連続焼鈍用の深絞り鋼板と
して、炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼が
開発されているが、かかる鋼板は苛酷な深絞り加
工後に二次加工を受けると脆性的に破壊する傾向
を有していた。また合金元素の添加により、塗装
性を向上させるためのリン酸塩結晶皮膜の晶出性
（以下化成処理性と称す）が劣るといつた欠点も
顕在化している。本発明はこれらの二次加工性、
化成処理性等においても同時に、優れた性能を発
揮する鋼板を提供するものである。本発明鋼の基本原理を以下に述べる。本発明鋼
は鋼板中に存在する固溶Ｂと固溶Ｃの共存により
ＢおよびＣによる歪時効現象を利用して高い焼付
硬化性（以下BH性（Bake Hardenability）と
称す）を付与すること及び、固溶Ｂ、固溶Ｃの粒
界濃化により粒界強度を著しく高め、優れた二次
加工性を付与することを発明の根本思想とする。
さらに鋼中に添加したＢを固溶Ｂとして上記効果
を発揮せしめるために、Tiを複合添加すること
により、鋼中のＮをTiNとして析出固定する。
従つて添加Ｂ量は微量で有効であり、Ｂ添加によ
る深絞り性劣化を抑制できる効果を生むものであ
る。また、Ｃによる常温時効性を抑制するため
に、Nbを複合添加することにより、鋼中のＣを
NbCとして析出固定し、固溶Ｃを実質的に非時
効となる如く低減することを特徴とするものであ
る。Ｂは鋼中で固溶原子として存在する場合、Ｃ，
Ｎと同様に侵入型位置を占めることがあるのは内
部摩擦による測定結果から確認されている。固溶
原子が侵入型位置を占めるか置換型位置を占める
かは母金属との原子半径の比によつて決定される
がＢは原子半径の点からも侵入型位置をとること
が推定される。しかしながら、ＢはＣ，Ｎ等の侵
入型元素と比較すると原子半径がわずかに大きい
ために、拡散係数はＣ，Ｎと比較し若干小さい。
詳細に調べてみると、本願発明鋼の極低炭素鋼で
はＢの添加は常温時効性に影響を及ぼすことな
く、焼付硬化性だけを高める効果を付与すること
が明らかになつた。固溶Ｂにより常温時効性に影
響せず、焼付硬化性だけを上昇させる効果は、Ｂ
の拡散の特徴である。即ち上記の如く、Ｂの原子
半径はＣ，Ｎより水きく拡散の活性化エネルギー
が大きく拡散係数はＣ，Ｎより小さい。従つて固
溶Ｃ、固溶Ｎを利用してBH性を付与すれば、常
温においても拡散係数が大きいために、常温での
歪時効現象を誘発し非時効性を阻害する（時効処
理によつて降伏点伸びが出現する）が、本発明鋼
は主として固溶Ｂによる歪時効現象によりBH性
を付与するため、常温のような低い温度では拡散
は十分に起こらず、時効性には影響を及ぼすこと
なく、塗装焼付処理を行なう170℃程度の温度に
なると拡散が活性化され、歪時効現象を起こし、
焼付硬化性だけを高める。しかしＢだけではBH
性への寄与は小さく、固溶Ｃと共存した場合に高
いBH性を示すことから、上記の拡散の特徴を有
する固溶Ｂを固溶Ｃと共存させることが本発明の
基本思想である。以上述べたＢの効果はあくまで
も固溶状態で存在するＢに依るものである。Ｂは
窒化物形成傾向が比較的強いため、通常のアルミ
キルド鋼にＢを添加するとＢはBNとして析出
し、溶原子として存在させるには、窒素との当量
以上添加しなければならない。この場合には、
BN形成による延性、深絞り性の劣化は避けられ
ず、目標材質は得られない。本発明鋼では、添加
したＢを固溶Ｂとして存在させるために、Tiを
複合添加することにより、ＮをTiNとして析出
固定して微量Ｂの添加でも固溶Ｂとすることを意
図したものである。またTiNは極めて高温から
安定な析出物であり、熱延加熱炉中ですでに析出
しており、以後の熱間圧延、冷間圧延、溶融亜鉛
めつきの各工程で何ら変化するものではなく、従
つて、かかる製造工程の影響で材質が何ら影響を
受けるものではない。この場合、更に有利な点
は、Ｎは（Ti，Al）Ｎとして高温から安定析出
し、微量Tiの複合添加により、実質上全Ｎ量を
TiNとして析出させた効果を有することが実験
の結果確められた。次にNbの複合添加について述べる。本発明鋼
は、固溶Ｂと固溶Ｃの共存効果により、実質上非
時効（時効処理により降伏点伸びが出現しない）
を維持しつつ、BH性を付与し、更に極めて優れ
た二次加工性を付与することを根本思想とする
が、併せて超深絞り用鋼板という目標材質を達成
するため、極低炭素鋼により製造する。実際の製
造においてはＣ含有量のバラツキによつて最終製
品中の固溶Ｃ量が増減し、前記の如く固溶Ｃは常
温時効性を引き越こすことから、BH性の付与に
は有効であるものの、実質上非時効とする本発明
鋼の材質特性を阻害する原因となる。従つてかか
る固溶Ｃの悪影響を排除するために、微量のNb
を複合添加することによつて、Ｃの一部をNbC
として析出せしめ、固溶Ｃ量を、実質上非時効性
を阻害しない量まで低減する。炭化物形成元素と
しては、Nbの他にTi等があるが、Ti添加によつ
て窒化物形成と炭化物形成を同時に達成せしめた
場合には、Tiの炭化物形成傾向が強いため、固
溶Ｃを残存させる如く添加量を制御することは実
質上困難である。また固溶Ｃが数ppm残存する程度
のTiを添加すると、鋼中Ti添加量が増加して、
化成処理性が劣化する傾向を有するため、Tiの
添加は窒化物形成を目標とした範囲に制限するも
のである。更にTiは硫化物、リン化物形成傾向
も強いため、延性、深絞り性、二次加工性を劣化
させる傾向があることから、かかる傾向のない
Nbを炭化物形成元素として選択するものである。
しかしながら、Ｂ，Nbの複合添加だけでは上述
の如く、固溶Ｂ量の確保のためにＢ添加量が多く
なることに起因する材質劣化がある。更にNb添
加鋼の性質として高温巻取が必須となり、コイル
の前後端部では巻き取り後の冷却速度が速いた
め、AlNとして析出するＮの一部が析出・擬集
せず材質劣化を引き起こす。かかる材質劣化を消
失せしめるためにはTiの複合添加により、高温
からＮをTiNとして、析出擬集させることが必
要不可欠である。本願発明範囲のようにTiとNb
の添加量をバランスよく含んだ場合には（Ti，
Nb）Ｃの複合析出物が出来ることが実際に確認
されたが、これにTiC，NbCに比べて析出開始温
度が高く大きな析出物として析出するので単独の
Nb，Ti添加材よりも有利である。従つて材質は
巻取温度が低くとも良好な再結晶挙動を示すとい
う従来の鋼板にない特性につながるものである。以上述べた如く、本発明鋼の基本原理は、極低
炭素鋼にＢ，Ti，Nbを複合添加し、鋼板中の固
溶Ｂと適量の固溶Ｃの共存により、実質上非時効
性を維持しつつ、BH性を付与し、さらに、固溶
Ｂと固溶Ｃの粒界強度強化効果によつて著しく優
れた二次加工性を付与することにある。更に、添
加したＢを固溶状態で存在せしめるためTiを複
合添加したＮをTiNとして析出固定させる。ま
た固溶Ｃを常温時効性に対し実質上害にならない
水準まで低減して存在させるために、微量のNb
を複合添加することを特徴とする二次加工性が極
めて優れた超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき
鋼板の製造方法である。次に成分範囲について述べる。まずＢ添加量に
ついては５ppm以上30ppm以下の範囲内で添加する。
本発明鋼は固溶Ｂと固溶Ｃの共存によりBH性を
高めることを第一の発明骨子とするが、固溶Ｂの
効果は数ppmの固溶Ｂが存在するだけで、塗装焼付
時の歪時効現象を起こし、目標とする高いBH性
を得る。また固溶Ｂ量がある程度増加した場合に
おいてもBH性の増分はほとんど変化しないとい
う特徴を有する。しかしながら固溶Ｂが多過ぎる
と延性、γ値が劣化する傾向を示すことから目標
材質をはずれることとなる。本発明鋼ではTiを
複合添加してBNを形成するＮの影響を排除せし
めるため、添加したＢは鋼板中で固溶Ｂとして存
在する。以上の観点からＢ添加量は５ppm以上30ppm
以下の範囲となる。第１図は、本発明鋼のＢ添加
量範囲を示したものであるが、上記理由から鋼中
Ｎ量に依らず一定でよい。第４図は材質特性値か
ら本発明鋼のＢ添加量範囲を示したものである。
鋼板の化学成分はＢ量を種々変化させており他の
成分は、Ｃ：0.0030，Si：0.09，Mn：0.30，Ｐ：
0.019，Ｓ：0.015，Al：0.048，Ｎ：0.0030，Ti：
0.01，Nb：0.01（wt％）および残部実質的にFeで
ある。複合添加するTi量はＮをTiNとして析出
させるに必要な量、複合添加するNb量は固溶Ｃ
量を実質上非時効となる範囲内に低減せしめる量
添加している。製造条件は通常の熱間圧延後700
℃で巻き取り、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めつき
ラインにて800℃で30秒焼鈍した後、700℃から
500℃まで10℃／secの冷却速度で冷却し、亜鉛め
つきを行ない、室温で0.8％の調質圧延を行つた。
Ｂ量が５ppm以下の場合、固溶ＢによるBH性向上
効果が十分でなく、また、Ｂによる粒界強化効果
も比較的小さい。逆にＢ量が30ppmを越えると、γ
値Elが著しく劣化し目標材質が得られない。本発
明範囲内にＢを添加した場合には、良好なγ値El
が得られ、実質上非時効を維持しつつ、固溶Ｂ，
Ｃの共存により高温歪時効で高BH性が得られな
いものである。次に、複合添加するTi量は鋼中Ｎ量によつて
決まる。Tiを複合添加する意義は添加Ｂを固溶
Ｂとしなし既述の効果を発揮せしめるためＢと窒
化物を形成するＮをTiNとして析出固定するこ
とにある。従つてTi添加量は第２図の範囲内で
ある。Ti添加量の下限はTiで析出できないＮ量
が30ppm以下である（48／14〔Ｎ（％）−0.003％〕≦Ti （％））、通常のアルミキルド鋼では30ppmのＮは悪
影響を及ぼす量であるが、Tiを複合添加すると、
（Ti，Al）Ｎの複合析出物が形成され極めて高温
から安定析出物となるため、実質上全Ｎ量を
TiNとして析出させたのと同様に効果を有する。
またTiの上限はＣ，Ｎの総量から決まる。（Ｃ＋
Ｎ）に対する当量を越えると、Tiは炭窒化物形
成傾向が強いため固溶Ｃが残存せず、BH性は低
く、またＣによる粒界強化作用が消失し二次加工
性が劣化する。更にTiの上限を0.025％未満と規
定したのは、Ti量が0.025％を越えると鉄−亜鉛
合金化速度が著しく大きくなりめつき密着性が劣
化するためである。第５図は材質特性値からTi
添加量範囲を図示したものである。鋼板の化学成
分及び製造条件は第４図とほぼ同様（但しＢはは
15ppm一定としTi量を種々変化させた鋼板を用い
た。又、めつき後550℃で合金化処理を20秒行な
つている）である。Ti量がＮをTiNとして析出
させるに不十分な量では（Ti＜0.003％）、Ｎは
BNとして析出し、BH性は低い。逆にTiが（Ｃ
＋Ｎ）に対する当量以上になると、ＣはTiCとし
て完全に析出し、BH性は著しく低下し、El，γ
値も劣化する。また固溶Ｃの消失により二次加工
性が劣化し、Ti＞0.025％ではめつき密着性が劣
化する。次に複合添加するNb量の範囲について記す。
本発明鋼は超深絞り性の鋼板を得る目的から極低
炭素化しているが、Ｃ量のバラツキによつて、Ｃ
量が多い場合、固溶Ｃ残存量が多くなりBH性向
上には有効だが、常温時効性が大きく外板適性を
失する。従つて微量のNb添加によりＣの一部を
NbCとして析出固定し、固溶Ｃ量を、実質上常
温非時効となる範囲内に低減する。Nbは再結晶
温度を著しく高める元素であり、本発明鋼では
Nb添加量の上限をかかる悪影響のほとんどない
0.025％未満とする。また常温時効性はＣ（％）−
12／93Nb（％）が0.003％を越えると顕著になり、降伏点伸びが出現する。逆にNb量が12／93〔Ｃ（％）＋ 0.001％〕を越えると、固溶Ｃ量が低く固溶Ｂと
の共存効果が消失し、また固溶Nbの効果で再結
晶温度が上昇したり、材質が劣化する傾向が強
い。従つてNb添加量は第３図に示す範囲となる。
第６図は材質特性値から本発明鋼のNb添加量範
囲を図示したものである。鋼板化学成分および製
造条件は第５図とほぼ同様（Tiは0.01％一定、
Nb量を種々変化させた鋼板を用いた）である。
Nb添加量が0.003％以下では（Ti，Nb）Ｃを析
出するTi，Nbの複合添加効果が得られず非時効
性とならない逆にNb量が発明範囲を越えると
固溶Ｃが減少して、BH性、二次加工性が劣化す
る。更に、第７図に示す如く、鋼中の（Ti＋Nb）
含有量が0.04％以上では、化成処理性が劣るとの
新規知見を発明者等は得た。化成処理性（リン酸
塩処理性）は鋼板の表面状態に依存するが、例え
ば自動車外板パネルは、成形、組立後、局部的に
グラインダ−手入れを受けて鋼板内部が露出した
状態で使用されることを考えると、鋼板自体の化
成処理性がよくなければならない。しかしTiや
Nbを添加した極低炭素鋼は化成処理性が劣り、
リン酸塩皮膜が局部的に出来ない場合がある。発
明者等はリン酸塩皮膜を一様に生成せしめるため
には（Ti＋Nb）＜0.04％が必要であるとの知見を
得たものである。次にＢ，Ti，Nb以外の合金成分範囲はＣ：
0.005％以下、Si：0.8％以下、Mn：1.0％以下、
Ｐ：0.1％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005％以
下及び他の不可避的不純物、残部実質的にFeか
ら成るものである。Ｃ量が多いと、必然的にＣを
固定するためのNb添加量が増加し、NbCの析出
量が増えるため析出強化要素が強くなり、結晶粒
の成長が阻害され、γ値、Elの低下、YPの上昇
を招く。従つてかかる効果の小さい0.005％以下
とする。Siはめつき層皮膜の密着性を低下させる
傾向を有するため0.8％以下とする。Ｐ添加量は
二次加工性を劣化させるＰの限界量から決定され
るが、本発明鋼は固溶Ｃ，Ｂの存在で粒界を強化
しておりその限界量は0.1％である。AlはＢ，
Ti，Nb添加前の溶鋼脱酸剤として使用するが、
少量すぎると他の合金元素が脱酸剤として働き歩
留低下及び成分コントロールの困難性を引き起こ
す。逆に多すぎるとAl₂O₃介在物が増加して好ま
しくない。以上の理由から0.01〜0.1％とする。
ＮはTiの添加により実質上全てTiNとして析出
するがＮ含有量の増加はTi添加量、TiN析出量
の増加につながり、好ましくない。このためＮは
0.005％以下とする。次に製造工程条件について述べる。本発明鋼は
固溶Ｂ，Ｃの共存効果により高BH性を付与する
点以外の特徴として極めて優れた二次加工性を付
与する点がある。本来、二次加工性は結晶粒界の
強度に置き換えられる性能である。粒界強度を高
め、即ち二次加工性を高めるためには、粒界強化
元素であるＣ，Ｂ等を粒界に濃化させる必要があ
る。従つて本発明では、この固溶Ｃ、固溶Ｂの粒
界濃化を促進せしめるため再結晶焼鈍後の冷却過
程において拡散の活発な高温域700℃〜500℃の間
を徐冷することを製造条件とするものである。第
８図は700℃から500℃までの冷却速度と二次加工
性の関係を示した実験データである。Ｃの析出は
本発明鋼の如き極低炭素鋼ではほぼ焼鈍中に完了
し冷却中の固溶Ｃ量の変化は極めて小さい。従つ
て徐冷により固溶Ｂ，Ｃの粒界濃化により二次加
工性が著しく改善されるものである。しかしなが
ら、700℃から500℃までを徐冷（50℃／sec以下）
すると、この間に鋼板表面へのTi，Ｂの濃化も
同時に起こる。Ti，Ｂは亜鉛めつきにより、地
鉄とめつき層界面に（Ti，Ｂ，Zn）合金を形成
するが、この合金層は脆弱であるため、プレス成
形時にめつき層が脆性的に剥離する現象も起こす
原因となる。第９図は、第８図で二次加工性の極
めて優れた鋼板を提供する製造範囲である15℃／
secで冷却した場合の巻取温度とめつき密着性の
関係を示す。650℃以上800℃以下の巻取温度でめ
つき密着性が極めて良好であるのは、かかる高温
巻取により、巻取中にTi，Ｂが表面濃化し、そ
の濃化層が酸洗工程で除去されるため焼鈍後の
徐冷の場合もTi，Ｂの悪影響が抑制され良好な
密着性を得たものである。発明者等はかかる知見
に基づき、熱延巻取温度650〜800℃、焼鈍後の
700〜500℃の冷却速度が50℃／sec以下の製造条
件により、極めて優れた二次加工性と良好なめつ
き密着性を同時に満足せしめたものである。Ｂ，Ti，Nbを含有する鋼板としては、特開昭
54−131536号公報、特開昭56−166331号公報の発
明があるが、これらはＢ，Ti，Nbを複合添加す
ることを発明の基本思想とするものではなくNb
あるいはTi，Zr，Ｖ，Cr等は単にＣを析出せし
める添加元素として任意に選択されるものであ
る。該特許におけるＢ添加の効果は窒化物BNを
形成して鋼板を軟質化することを基本思想とし、
従つてＢ添加量範囲はＢ／Ｎによつて決定され
る。更に該特許は実施例に示される如く対象とす
る材料は低Ｃ（Ｃ≧0.01％）材であり、本発明の
極低炭素鋼による超深絞り用鋼板とは基本的考え
方を異にする。該特許に示される実施例及び本発
明実施例から明白な如く、Ｃ量が0.01％程度以上
になるとTiC，NbC等の析出物量が増大し、析出
強化により降伏点が上昇したり伸びが低減し、更
にｒ値は著しく劣化し、本発明の目標材質である
超深絞り性が得られるものではない。本発明鋼は既に述べた通り、極低炭素鋼に微量
のＢ，Ti，Nbを添加することを必須条件とし、
極めて高い深絞り性と高BH性、極めて優れた二
次加工性を付与した亜鉛めつき鋼板の製造法であ
り、Ｂの添加は固溶ＢによりBH性、二次加工性
を高めるためであり、従つてBNを形成せしめる
ものではない。Tiの添加はＢを固溶Ｂとして存
在せしめるためにＮをTiNとして析出させるた
めであり、上記発明の如くTiCを生成せしめるも
のではない。更にNbの添加は固溶Ｃ量を常温時
効性に対し有害とならない範囲内に低減せしめ、
固溶Ｂと固溶Ｃを共存させることにより高BH性
を付与する目的にある。極低炭素鋼を基本成分と
する本発明鋼はAC₃点以上に加熱するとランダ
ム方位結晶粒を生成してｒ値の劣化を招くため焼
鈍温度は再結晶温度以上AC₃点以下である。かか
る理由から本発明鋼は根本原理及び得られる鋼板
の材質とも該特許とは本質的に異なるものであ
り、新規性が明らかである。本発明鋼はＢ，Ti，Nb含有量を従来の鋼板と
比較して著しく低減可能なため、再結晶温度は熱
間圧延条件に関わらず低い。熱延時に高温巻取を
行うことにより、析出物の凝集が促進され、再結
晶温度は更に低下する。従つて本発明鋼は、低温
焼鈍でも高いｒ値が得られブリキの如き極薄鋼板
製造に対しても超加工用鋼板を提供するものであ
る。以下実施例について述べる。実施例１第１表は本発明鋼及び比較のために用いた供試
鋼の化学成分である。

【表】上記供試鋼を熱延仕上温度910℃、巻取温度700
℃で板厚4.0mmに熱間圧延し、酸洗及び0.8mmまで
冷間圧延後、第１０図及びに示す焼鈍サイク
ルにより連続焼鈍し溶融亜鉛めつき鋼板を製造し
た。は合金化処理を行なわないサイクル、は
合金化処理を行なつたものである。焼鈍温度ST
＝780℃、均熱時間30秒、700〜500℃の冷却速度
V₁＝20℃／secである。合金化処理は520℃で20
秒間とした。その後調質圧延を0.8％の圧下率で
加えた。その材質結果を第２表に示す。但しサイ
クル，で材質はほとんど等しい結果を示した
ためサイクルだけについて記した。二次加工性
の試験は、シヤーエツジを有する80の円形鋼板
を種々の絞り比に平底円筒深絞りを施し、サンプ
ルを−50℃に10分以上保持した後圧潰試験を行つ
た。評価は脆性割れの発生しない限界絞り比の大
小（限界絞り比大なる程第二次加工性が良好）に
より行なつたものである。第２表は、本発明鋼が
極めて優れた二次加工性（限界絞り比3.8以上）、
常温非時効性を維持しつつBH≧6.5Kg／mm²の高い
焼付硬化性を有すること、及び超深絞り性を有す
る亜鉛めつき鋼板を提供することを明白に示すも
のである。本発明鋼はいずれも固溶Ｂと固溶Ｃの
共存効果によりかかる優れた材質を得たものであ
り、鋼中Ｎを実質上TiNとして析出せしめるの
に微量Ti添加が必須であり、固溶Ｃを残存せし
めるには、Tiだけでなく炭化物形成傾向の比較
的弱いNbの複合添加が必須である。No.４，５は
（Ti＋Nb）量が計算上（Ｃ＋Ｎ）の当量以上で
あるが、Tiで（Ｃ＋Ｎ）を完全に析出させてい
ないため析出物形成傾向の弱いNbの効果で数ppm
の固溶Ｃが残存し固溶Ｂとの共存により本発明鋼
の特性を有する。比較材No.６はＢ量が低く固溶Ｂ
の効果が発揮できずBH性、限界絞り比とも低
い。No.７は逆にＢ量が過多でＢによるEl，ｒ値劣
化要素が強く目標材質が得られず、ｒ値が低いこ
とから、絞り成形自体が困難であるため限界絞り
比も若干低い。No.８はTi添加量が低すぎるため、
鋼中ＢはBNとなり、固溶Ｂ効果がなくBH性、
限果絞り比と

【表】も低い。さらに、Ti，Nbの複合効果で（Ti，
Nb）Ｃの複合析出物が高温から凝集しないため
材質も劣る。No.９はTi量が多く（Ｃ＋Ｎ）をTi
で完全に析出するためBH性、限界絞り比とも低
く、またTiS，TiC，TiP形成により材質が低下
している。No.10はNb量が低いため、固溶Ｃ量が
多過ぎて常温時効性が大きく外板適性がなく、材
質レベルも低い。No.11はNb量が過多のため固溶
Ｃが過少となり、BH性、限界絞り比が低い。ま
た、Nbの再結晶温度上昇効果で材質レベルの低
下が見られる。No.12は材質レベルとしては良好だ
が（Ti＋Nb）量が0.04％を越え化成処理性の面
から不適である。本発明鋼は化成処理性も全て良
好であるのに対し、No.９，11，12は（Ti＋Nb）
＞0.04％で不良材となる。（注）化成処理性の試験法及び評価法。亜鉛めつき鋼板は片面を研削して使用された
り、片面のみめつきをされる場合があり、さらに
は局部的にグラインダー手入れを受ける場合もあ
ることから鋼板のめつき層をグラインダーで研磨
して試験に供した。リン酸塩処理は
Phosphophilite，Zn₂Fe（PO₄）₂系浸漬処理型薬剤
である日本ペイント(株)製GrS−Ｄ−2000を使用
し、これをTA16〜18，AR18〜20，Zn⁺⁺1000±
200ppm，Fe⁺⁺50〜100ppmに調整したものに試料を
120秒浸漬して行なつた。評価は走査型電子顕微
鏡により1000倍の写真でリン酸塩結晶の密度、サ
イズを判定することにより行なつた。表及び図中
記号〇…表面全体で良好、△…表面積率50％以下
に不良有り、×…表面積率50％以上に不良有り。次に、第１表の供試材についてめつき密着性を
調べた結果を第３表に示す。本発明鋼は既述の如
く、本発明製造条件範囲で密着性良好である。比
較材No.７はＢ量が多いため合金化処理した場合
（Ti，Ｂ，Zn）合金層が生成し易く脆弱なめつき
層となる傾向が若干みられた。No.９，11，12は鋼
中Ti量又はNb量が多く、合金化速度が大きく過
合金化が進み易く密着性が劣る。特にTi添加量
が0.025％を越えるNo.９は著しく劣る結果を呈し
た。

【表】

【表】実施例２次に製造条件を変化させた場合の二次加工性及
びめつき密着性を第１表の本発明鋼No.１〜５につ
いて調べた。即ち、巻取温度600℃，700℃，850
℃，700〜500℃の冷却速度10℃／sec，40℃／
sec，60℃／sec，80℃／secである。但し焼鈍サ
イクルはの合金処理有りのサイクルである。そ
の結果を第４表に示す。

【表】本発明鋼は極めて優れた二次加工性を付与する
ことを特徴とするがこれらは、本質的には固溶
Ｂ，Ｃの粒界濃化により粒界強度を高めることに
よる。従つて700〜500℃の高温域を50℃／sec以
下で徐冷した(イ)(ロ)(ホ)，(ヘ)(ト)は二次加工性が極
めて
優れる。50℃／sec以上ではＢ，Ｃの濃化が不十
分である。しかし巻取温度が600℃の(イ)(ロ)は徐冷
中に表面にもＢ，Tiが濃化した脆化層を形成し
密着性が劣る。700℃の巻取温度では、巻取中に
表面にTi，Ｂの濃化した層が酸洗工程で除去さ
れるため焼鈍後の徐冷ではTi，Ｂはめつき密着
性を害す程は表面濃化しない。又、巻取温度850
℃の(ヘ)では巻取時にTi，Ｂの濃化層は除去され
るもののスケール厚さが極めて厚くなり局部的に
酸洗で除去できないスケールが残る場合があり密
着性が劣る。

【図面の簡単な説明】

第１図はＢ添加量の本発明範囲を示す説明図、
第２図はTi添加量の本発明範囲を示す説明図、
第３図はNb添加量の本発明範囲を示す説明図、
第４図，５図，６図はＢ及びTi，Nbを複合添加
した鋼板の材質に及ぼすＢ及びTi，Nbの影響か
ら本発明範囲を示す説明図、第７図は（Ti＋
Nb）量と化成処理性の関係を示す説明図、第８
図は700〜500℃の冷却速度と二次加工性の関係を
示す説明図、第９図は巻取温度とめつき密着性の
関係を示す説明図、第１０図は焼鈍サイクルを示
す説明図。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.005％以下、Si：0.8％以下、Mn：1.0
％以下、Ｐ：0.1％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：
0.005％以下及び他の不可避的不純物から成り、
かつＢ，Ti，Nbを複合添加することを必須条件
とし、Ｂは５ppm以上30ppm以下の範囲内で含有し、
Tiは48／14〔Ｎ（％）−0.003％〕≦Ti（％），Ti（％
）＜〔48／12Ｃ（％）＋48／14Ｎ（％）〕，0.003％≦Ti＜0
.025％の３条件を満たす範囲内で含有し、Nbは93／12〔Ｃ（％）−0.003％〕≦Nb（％）≦93／12〔Ｃ（％）＋0.0
01 ％〕かつ0.003％≦Nb（％）＜0.025％を満たす範囲
内で含有し、さらにNb（％）＋Ti（％）＜0.04％を
満たす成分の鋼を、熱間圧延後650℃以上800℃以
下の巻取温度で巻き取り、次いで冷間圧延を行な
い、連続式溶融亜鉛めつきラインにて、再結晶温
度以上AC₃変態点以下の温度で再結晶せしめた
後、700℃から500℃までの温度域を50℃／sec以
下の冷却速度で冷却し、次に溶融亜鉛めつきを施
すことを特徴とする極めて優れた二次加工性を有
する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の
製造方法。