JPH04168229A - 焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ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、自動車業界では排気ガスとして大気中に排出され
るＣＯ２を大幅に削減するため、車体軽量化がますます
推進される状況にあり、パネル用鋼板とくに外板用鋼板
は板厚の薄手化が進められている。しかしながら、板厚
の減少はプレス成形後の形状変化をきたす恐れがある。

そのためパネル用鋼板としてはプレス成形後の形状を維
持しかつ、耐プント性が要求される。また、パネル用鋼
板には自動車メーカーにおけるスポット溶接時のチップ
の耐久性向上及び車体防錆向上のため、溶融亜鉛メッキ
後メッキ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、プレス成形後の塗装焼付
により強度を高める特性、すなわち焼付硬化性に優れか
つ、耐パウダリング性にも優れ、また、車体デザインの
多用化にも対応できうる優れた深絞り性をも兼ね備えた
深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法に関
するものである。

（従来の技術） 自動車パネル用冷延鋼板は、車体軽量化の観点から高強
度化が進んでいる。こうした動きの中で、鋼板そのもの
の強度を上げるばかりでなく、優れた成形性を兼ね備え
たまま、成形時は軟質でありながらプレス成形後の塗装
焼付により鋼板を高強度化する、焼付硬化型の冷延鋼板
の開発が進められている。ところで、成形性を確保する
には極低炭素鋼、いわゆるＩＦ鋼の適用が必須となって
いるのが現状である。そのため成形性とともに優れた焼
付硬化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法としては、　
これまでに、（１）特開昭５７−１９２２２５号公報が
ある。一方、こうした極低炭素鋼では粒界が清浄なだめ
、溶融亜鉛メッキ後合金化処理すると粒界での合金化が
速く進み、耐パウダリング性が悪いことが問題であった
。この問題点を解決すべく検討され、極低炭素鋼での合
金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を開示したもの
には、（２）特開昭６１−２７６９１号公報及び（３）
特開昭６１−２７６９２号公報がある。（１）ではＴｉ
、Ｖ、Ｎｂの複合添加により炭化物の析出量増加を招き
、硬質化が懸念される。また、実際にはＣ量が多いため
焼付硬化量が高い反面、Ａｌがせいぜい３ｋｇｆ／＋ａ
”で完全に非時効とは言えない。　さらに、ｒ値も１．
８程度で加工性としても十分とはいえない。一方、（２
）及び（３）ではいずれも表面の合金化亜鉛メッキ層中
の鉄濃度を１５〜３５ｗｔ％と高めて耐パウダリング性
を確保しようとするものである。そのために合金化処理
温度を７００〜８５０℃とし、通常行なわれる合金化処
理温度に比べ非常に高い温度での処理を行なっている。

しかし、実際にこの処理を工業的に実施する場合には、
高温処理に伴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。

（本発明が解決しようとする課題） このように極低炭素鋼に溶融亜鉛メッキ後合金化処理を
施し、焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた冷延鋼
板を製造する方法はすでに開示されているが、従来の合
金化処理温度を大幅に高めるものであった。したがって
１通常行なわれる合金化処理温度で極低炭素冷延鋼板を
合金化し、耐パウダリング性を向上させたものではない
。また、さらに時効性を考慮しながら焼付硬化性を付与
したものではない。つまり、通常の溶融亜鉛メッキにお
ける合金化処理を施すことで、　３　ｋｇ　ｆ／　ｍ”
以上の焼付硬化性と耐パウダリング性に優れた深絞り用
合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を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、上記実情に鑑み鋭意検討した結果、極低
炭素鋼にＶ及びＴｉを複合添加して再結晶焼鈍及び合金
化処理後の冷却速度を制限することで、時効性を考慮し
ながら焼付硬化性を付与し。

溶融亜鉛メッキ後通常の合金化処理温度で合金化され、
メッキ層の剥離が生じることのないいわゆる耐パウダリ
ング性に優れた深絞り用合金化溶融メッキ冷延鋼板の製
造方法を見いだしたのである。

第１図及び第２図に本発明の確立に至った実験結果を示
す。本実験ではＣ及びＮ量を０．００２ｗｔ％及び０．
００５ｗｔ％の２水準とし、■及びＴｉ量を種々の水準
変化させた鋼を真空溶解で溶製した。それらの鋼につい
てＡ　ｒ　３点以上の仕上温度で熱延後６００℃で巻取
った。これを酸洗・冷延後、８２０℃で１０秒の再結晶
焼鈍を施してから１０℃／ｓで４５０℃まで冷却後、溶
融亜鉛メッキ処理を行ない、続いて５５０℃まで加熱し
合金化処理をしてから３０℃／ｓで室温まで冷却し、１
％の調質圧延を行ない、焼付硬化量　（２％の予歪を与
えて１７０℃で２０分の保定を行なったときの熱処理前
後での降伏点応力の上昇量）耐パウダリング性を調査し
た。それらの結果を第１図及び第２図に示す、すなわち
、ＶとＴｉの添加量により焼付硬化量及び耐パウダリン
グ性が変化することを見いだしたのである。なお、耐パ
ウダリング性については１８０度曲げ加工を実施し、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
ープに付着した剥離メッキ層の有無で評価した。こうし
た現象が生じる原因については明確ではないが、いずれ
の特性についてもＶＣ及びＴｉＣの析出が関与している
ものと考えられる。つまり、ＴｉＣに比べて固溶限の広
いＶＣを利用することで再結晶焼鈍後にも固溶Ｃを残存
させ、焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与すること
ができる。本発明はＶとＴｉを複合添加した極低炭素鋼
において、それらの添加量と再結晶焼鈍及び合金化処理
後の冷却速度を適切にとることで焼付硬化性及び耐パウ
ダリング性を付与するものである。

（発明の構成） つまり、本発明は次のように構成したものである。

（１）式を満たして、Ｃ：　０．００５ｗｔ％以下、Ｓ
ｌ：１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ　：　０．０１〜２．Ｏｗ
し％、Ｐ　：　０．１５ｗｔ％以下、Ｓ　：　０．０１
讐ｔ％以下、Ａ　ｌ　：　０．０１〜０．１すｔ％、Ｎ
　：　０．００５ｗｔ％以下、Ｔｉ：　　（Ｎ（ｗｔ％
））　Ｘ　（４８／１４）〜　〔Ｎ（ｗｔ％））　Ｘ　
（４８／１４）　＋　　〔Ｃ（ｗｔ％））　Ｘ　（４８
／１２）ｗｔ％を含むほか、Ｖ：（〔Ｃ（ｗｔ％））　
−（Ｔ　ｉ（ｗｔ％）〕ｘ　（１２／４８））　Ｘ　（
５１／１２）−０，１ｗｔ％を含有し、残部は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８００℃以上の温
度で仕上圧延を終了して５００℃以上の温度で巻取、酸
洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて８０
０℃以上Ａ　ｅ　３点以下の温度域で１秒以上の再結晶
焼鈍を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、直
ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから
１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする
焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金
化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。

〔Ｃ（ｗｔ％））　−〔Ｔｉ（ｗｔ％））　Ｘ　（１２
／４８）＞０　　　（１）まず、本発明における化学成
分の限定理由について述べる。

Ｃは１本発明における焼付硬化性の付与に対して重要な
役割を果たす元素である。常温における成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高Ｅ１及び高ｒ値を確保しかつ、非時効とす
るにはその添加量は低いほうが良い。そのため上限を０
．００５ｗｔ％とする。好ましくは０．００３ｗｔ％以
下がよい。

Ｓｉは、鋼を高強度化する場合に添加されるが、過度の
添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。

また、鋼の表面性状を良好とするためにはその添加量は
少ない方が良く、上限を１．５ｗｔ％とする。

Ｍｎも鋼の高強度化に有効に寄与するが、過度の添加は
鋼を硬質化させるため２．Ｏｗｔ％を上限として添加す
る。なお、Ｍｎ量が少ない場合は熱間割れを招くため、
下限を０．０１ｗｔ％とする。

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
元素であるために、成形性を確保しつつ強度を上昇させ
るのに重要な元素である。本発明においても高強度化を
目的とする場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬
質化につながり、成形性を劣化させるばかりでなくＰの
粒界偏析による二次加工性の劣化を招くため、上限を０
．１５ｉｉｔ％とする。

Ｓは過剰に添加されると熱間割れを招くため０．０１ｒ
ｔ％以下とするが、脱硫コストの上昇などの問題から０
．００３ｗｔ％以上が好ましい。

ＡＩは、鋼の脱酸のために必要であり、Ｔ１の歩留を向
上させるため０．０１ｗｔ％以上必要である。−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。

Ｎは、熱延段階までにＴｉで固定されるため、多量のＴ
ｉＮ　が形成されると加工性の劣化を招くため、上限を
０．００５ｗｔ％とする。好ましくは０．００３ｗｔ％
以下がよい。

Ｔｉは通常Ｃ，Ｎ及びＳを固定するために添加されるが
、本発明では■を複合添加するとともに、Ｓ量を低く規
制するのでＮを完全に固定できる量が下限となる。すな
わち、（Ｎｕｔ％）　ｘ　（４８／１４）以上とする。

一方、Ｔｉ量が増えると焼付硬化性が減少し、〔Ｎｗｔ
％］　Ｘ　（４８／１４）　＋　［Ｃｗｔ％）　ｘ　（
４８／１２）を超えると焼付硬化性が失われるため、　
これを上限とする。

■は、本発明において最も重要な役割を果たす元素であ
る。すなわち、固溶限の広いＶＣの析出を利用すること
で、再結晶焼鈍中に再溶解させ。

粒界及び粒内に固溶Ｃを残すことができる。その結果、
焼鈍後あるいは溶融亜鉛メッキ後合金化処理した後にも
十分な焼付硬化性が得られるとともに、粒界での合金化
が抑制され耐パウダリング性を改善することができる。

こうしたｖｃの特性を効率よく発揮するには、　Ｔｉや
Ｓで固定されたＣ以外のＣをすべて固定できるぐらいの
添加量が必要となる。少ないと固溶Ｃを過剰に残すこと
となり、時効性を劣化させる原因となる。したがって、
（（〔Ｃｕｔ％）−〔Ｔｉｗｔ％）Ｘ　（１２／４８）
）　Ｘ　（５１／１２））ｗｔ％以上とする。また、過
剰に添加しても効果は飽和するため上限を０，１ｗｔ％
とする。

なお、本発明ではとくに規定しないが、Ｂ、Ｎｂ。

Ｍ　ｏ　、　Ｃｒ　、　Ｗ　、　Ｃａ　、　Ｚ　ｒある
いはＣｅ等の希土類元素を添加してもさしつかえない。

次に、本発明に従う製造方法について説明する。

上述した化学成分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、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、８００℃以上の仕上温度で
熱間圧延を行なうが、これより仕上温度が低くなると組
織が不均一となりリジングが発生する。一方、巻取は５
００℃以上の温度域で行なうものとするが、これより低
い温度で巻取ると熱延板段階でＣの析出が不十分となり
、冷延・焼鈍後のｒ値の劣化を招く。しかし、酸洗性を
考慮し８００℃以下が好ましい、続いて通常の酸洗及び
冷間圧延によって冷延板とする。

再結晶焼鈍は、延性及び深絞り性を確保するため再結晶
や粒成長を十分行なわせると同時に、焼付硬化性及び耐
パウダリング性を付与するためＶＣ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
。Ａｅ、点を超える温度では変態に伴う集合組織の劣化
によるｒ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、溶融亜鉛メッキ処理を施すまでの冷却条
件としては、固溶Ｃを粒界及び粒内に十分残存させる程
度の冷却速度が必要である。すなわち、５℃／ｓ未満の
冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣが再析出し、溶融亜
鉛メッキ後合金化処理を施しても耐パウダリング性が悪
い。

さらに、合金化処理後室温までの冷却速度は、焼付硬化
量を確保するためｌｏ℃／ｓ以上の冷却速度が必要であ
る。１０℃／ｓ未満の冷却速度では再結晶焼鈍で再固溶
したＣが再析出し、焼付硬化量が小さくなり好ましくな
い。なお、溶融亜鉛メッキ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もさしつかえない。

（実施例） 実施例Ｉ Ｃ：　０．００１９ｗｔ％、　Ｓ　ｉ　：　０．１３ｗ
ｔ％ｔ’　Ｍｎ　：　０．１５ｗｔ％、　Ｐ　：　０．
０１１ｗｔ％、　Ｓ　：　０．００５ｗｔ％、　Ａｌ　
：　０．０３０ｗｔ％、　　Ｎ　：　０．００２’ｈｔ
％　、　Ｔｉ　：　０．０１１ｗｔ％　、　Ｖ　：０．
０１０ｗｔ％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼
（Ａｅ、　：　９１３℃）を転炉出鋼し、連続鋳造でス
ラブにした。熱延は１１００’Ｃで加熱後仕上温度を９
３０℃とし、６００℃で巻取った。酸洗後８ｏ％の圧下
率で冷間圧延を施し、第１表に示すような条件で再結晶
焼鈍及び冷却を行ない、溶融亜鉛メッキ（４５０℃）及
び合金化処理（５５０’Ｃ）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
て引張試験を行なった。焼付硬化量（ＢＨ）については
、　２％の予歪を与えて１７０”Ｃで２０分の保定を行
なったときの処理前後での降伏点応力の上昇量で表した
。また、時効性については１００’Ｃで６０分の保定後
引張試験を行ない、降伏点伸びの程度で評価した。一方
、耐パウダリング性については１８０度曲げ加工を実施
し、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メッキ層の剥離幅で評価し、５ｍ
以下の場合を合格とした。第２表に結果をまとめて示す
。

再結晶焼鈍及び冷却条件が本発明の範囲に従ったＮ（１
４，６及び８は２．１以上のｒ値と３）ｃｇｆ／ｎｍ２
以上のＢＨを有し、しかも時効性についても問題のない
材質が得られる。Ｎα１は再結晶させるための温度が低
く、若干硬質気味であると同時にＶＣの再溶解が少ない
ためＢＨがほとんどない。再結晶後、溶融亜鉛メッキ浴
に入るまでの冷却速度（冷却速度Ｉ）が低くはずれた黒
２，５及び７は、冷却中にＶＣが析出して固溶Ｃの残存
量が不足するため、０〜１ｋｇｆ／ｒＩｍ２程度のＢＨ
Ｌ、か得られず、また１粒界での固溶Ｃ量も少ないため
、合金化処理が不十分となり、メッキ層の剥離が生じて
いる。

一方、合金化処理後の冷却速度（冷却速度■）が低くは
ずれたＮα３は、冷却速度が速くても合金化処理後の冷
却途中にＶＣが析出して固溶Ｃが減少するため、メッキ
層の剥離は生じないがＢＨは低い。＆９は再結晶焼鈍の
温度が高くはずれたため、結晶粒が粗大化するとともに
集合組織が劣化し、引張試験後に肌荒れが生じ、ｒ値が
低い。

第１表 注）アンダーラインは本発明の範囲外 冷却速度Ｉ：再結晶後、溶融亜鉛メッキ浴に入るまでの
冷却速度。

冷却速度■：合金化処理後の冷却速度。

実施例２ 第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造ス
ラブとした後１通常の熱延及び冷延を施し、再結晶焼鈍
及び冷却条件は本発明の範囲で一定とした。すなわち、
熱延は１１５０℃で加熱した後、９１０℃で仕上圧延を
終了した。酸洗後８０％の冷間圧延を施し、溶融亜鉛メ
ッキ前の再結晶焼鈍は８５０℃で６０ｓとし、続いて溶
融亜鉛メッキ浴までは１５℃／ｓで冷却し、合金化処理
後は２０℃／ｓで冷却した。その後１％の調質圧延を行
なってから、実施例１と同じ方法で材質評価を行なった
。第４表に結果をまとめて示す。

本発明の範囲に従ったＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、及びＥ鋼のＨａ
　２　、３　、５　、７及び８は２．０以上のｒ値と３
ｋｇ　ｆ　／　ｍ　２以上のＢＨを有し、　しかも時効
性についても問題のない材質が得られる。Ｎα１，４及
び６は本発明に従った成分の鋼であるが、巻取温度がい
ずれも５００℃未満と低いため熱延板で固溶Ｃが残存し
、冷延・焼鈍後のｒ値が低い。Ｃ及びＮ量が本発明の範
囲から高くはずれたＦ鋼（Ｎα９）では冷延・焼鈍後の
ｒ値が低く、時効性も劣る。Ｇ鋼はＴｉ量が本発明の範
囲から高くはずれたため、ＢＨがほとんどない。　また
、Ｈ鋼は逆にＴｉ量が低すぎてＮを十分に固定できず、
冷延・焼鈍後のｒ値及び時効性が劣る。■鋼はＶの添加
量が本発明の範囲から低くはずれたため、ＶＣの析出量
が少なく、固溶Ｃが多く残存するためＢＨが高いものの
時効性が劣る。

（発明の効果） 本発明は、自動車のパネル用鋼板とくに外板用鋼板とし
て使用される鋼板に対し、優れた深絞り性を維持しなが
ら成形後の塗装焼付により強度を高めることができ、あ
わせて耐パウダリング性にも優れた合金化溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この
発明によりプレス成形後の鋼板の高強度化が可能となる
と同時に、鋼板の薄手化が実現され車体の軽量化が可能
となる。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車体防錆の向上が可能となる
。

【図面の簡単な説明】

第１図及び第２図は、Ｔｉ及びＶの本発明範囲を示す説
明図である。 第１図 Ｔ＋添加装（ＷＩＪ）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）式を満たして、Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ
   ：１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％、
   Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａ
   ｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００５ｗｔ％以
   下、Ｔｉ：〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）〜〔Ｎ（
   ｗｔ％）〕×（４８／１４）＋〔Ｃ（ｗｔ％）〕×（４
   ８／１２）ｗｔ％を含むほか、Ｖ：（〔Ｃ（ｗｔ％）〕
   −〔Ｔｉ（ｗｔ％）〕×（１２／４８））×（５１／１
   ２）〜０．１ｗｔ％を含有し、残部は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８００℃以上の温度で仕上
   熱延を終了して５００℃以上の温度で巻取、酸洗後通常
   の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて８００℃以上
   Ａｅ＿３点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍を施し
   た後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜
   鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから１０℃／ｓ
   以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性
   及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛
   メッキ冷延鋼板の製造方法。 〔Ｔｉ＾※〕＝ｔｏｔａｌ〔Ｔｉ〕−〔Ｔｉ　ａｓ　Ｔ
   ｉＮ〕〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＾※（ｗｔ％）〕×（
   １２／４８）＞０（１）