JPH059698A - 成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有する高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有する高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法Info
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- JPH059698A JPH059698A JP19365591A JP19365591A JPH059698A JP H059698 A JPH059698 A JP H059698A JP 19365591 A JP19365591 A JP 19365591A JP 19365591 A JP19365591 A JP 19365591A JP H059698 A JPH059698 A JP H059698A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、成形性，二次加工性に優れ，塗装
焼付け硬化性を有するため経済的な高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を提供する。 【構成】 Ｃ≦０．００４％，Ｓｉ：０．４％越１．５
％以下，Ｍｎ：０．４％超２．５％以下，Ｐ≦０．１０
％，Ｓ≦０．０１５％，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．
１％，Ｎ≦０．００４％，Ｎｂ：０．０５％以下でかつ
｛Ｎｂ（％）−９３／１２Ｃ（％）｝を０〜０．０２５
％，Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％，Ｂ：０．０００
１〜０．００１０％，残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼をスラブとした後、熱延において巻取温度を６
００℃以上とし、通常の方法で冷延を施し後、溶融亜鉛
めっきラインを通板させるに際し、溶融亜鉛ポットに浸
漬させる前の鋼板表層３００ÅまでのＳｉ濃化量を１．
５ｍｇ／ｍ2以下となるように加熱中の酸化バランスを
調整し、８００℃〜９５０℃に加熱後冷却した後溶融亜
鉛めっきを施しその後合金化処理を行なうことにより得
られる加工性と二次加工性に優れ、かつ塗装焼付け硬化
性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
焼付け硬化性を有するため経済的な高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を提供する。 【構成】 Ｃ≦０．００４％，Ｓｉ：０．４％越１．５
％以下，Ｍｎ：０．４％超２．５％以下，Ｐ≦０．１０
％，Ｓ≦０．０１５％，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．
１％，Ｎ≦０．００４％，Ｎｂ：０．０５％以下でかつ
｛Ｎｂ（％）−９３／１２Ｃ（％）｝を０〜０．０２５
％，Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％，Ｂ：０．０００
１〜０．００１０％，残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼をスラブとした後、熱延において巻取温度を６
００℃以上とし、通常の方法で冷延を施し後、溶融亜鉛
めっきラインを通板させるに際し、溶融亜鉛ポットに浸
漬させる前の鋼板表層３００ÅまでのＳｉ濃化量を１．
５ｍｇ／ｍ2以下となるように加熱中の酸化バランスを
調整し、８００℃〜９５０℃に加熱後冷却した後溶融亜
鉛めっきを施しその後合金化処理を行なうことにより得
られる加工性と二次加工性に優れ、かつ塗装焼付け硬化
性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車外板などに用い
られる、加工性に優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有し、
３５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張強度を有する高強度合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に係わる。
られる、加工性に優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有し、
３５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張強度を有する高強度合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に係わる。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板の高強度化は、これまでは
低燃費を望む自動車購入，利用者のニーズを車両軽量化
により実現するために行なわれてきた。ところが最近に
おいては、地球規模の環境問題から燃料消費そのものが
取り沙汰にされ、地球温暖化対策として二酸化炭素の排
出量を規制する意味から燃費を低下させる必要性にせま
られるようになってきたことから、これまでに増して高
強度鋼板の重要性が指摘されるようになった。一方、耐
錆，耐穴あきの意味から防錆鋼板へのニーズも強くなっ
てきており、自動車における防錆鋼板の使用率は年々高
くなってきている。当然、防錆鋼板における耐食性，め
っき密着性，溶接性，塗装性等、めっき特性そのものの
特性向上が重要であることは間違いないことであるが、
研究開発の対象とされるめっき原板である冷延鋼板（ま
たは熱延鋼板）は、軟質鋼を主体とするものであった。
しかしながら、上述の高強度鋼板へのニーズを勘案する
と、防錆鋼板を高強度化し、かつ軟質鋼板に相当する加
工性を有するしかも経済的な鋼板への期待が、今後強く
なっていくことは明白なことである。ここで、上述の自
動車用高強度防錆鋼板として具備すべき特性について詳
述する。まず成形性として深絞り加工性に富むことが必
要となる。これに関してはｒ値（面内平均ランクフォー
ド値）がその指標であり、この値の高いことが望まれ
る。これは、引張試験にて求められる指標であり、Ｌ＝
〔幅方向対数ひずみ÷板厚対数ひずみ〕で定義される。
これを圧延方向に対して０°４５°９０°についてそれ
ぞれ求め、｛Ｌ（０°）＋Ｌ（９０°）＋２×Ｌ（４５
°）｝÷４をもってｒ値とする。次に形状凍結性に優れ
ていることが求められ、これは面ひずみ性にも関連し低
降伏強度であることが求められる。さらに、耐デント性
が求められる。これは、自動車走行中等に小さな異物
（例えば小石）がぶつかっても簡単にはへこまないよう
にするための指標であり、塗装後焼付け硬化性（ＢＨ
性）と加工硬化性の和で示される。塗装焼付けは通常、
１７０℃，２０分程度の熱処理であり、この熱処理によ
り硬化する塗装焼付け硬化性の有することは耐デント性
向上に有益である。また、高強度鋼板の場合、二次加工
性に優れていることが必要である。一般的に素材は低温
であるほど脆くなる。自動車部品は、多段のプレス成形
により成品となる。従って、例えば寒冷時においてプレ
ス中に割れが生じることがあっては使いものにならな
い。さらに、上述のような特性を兼ね備えた防錆鋼板
は、経済的であることが当然求められる。いい特質が得
られても、高価であれば自動車用鋼板としては不適であ
る。ここで、これまでの高強度防錆鋼板の技術について
述べる。従来の高強度防錆鋼板を提供する技術として
は、例えば 特開昭５９−７４２３２号，特開昭６
３−７２８６０号，特開昭６２−１８８７６８号，
特開昭６３−４７３３８号公報等がある。
低燃費を望む自動車購入，利用者のニーズを車両軽量化
により実現するために行なわれてきた。ところが最近に
おいては、地球規模の環境問題から燃料消費そのものが
取り沙汰にされ、地球温暖化対策として二酸化炭素の排
出量を規制する意味から燃費を低下させる必要性にせま
られるようになってきたことから、これまでに増して高
強度鋼板の重要性が指摘されるようになった。一方、耐
錆，耐穴あきの意味から防錆鋼板へのニーズも強くなっ
てきており、自動車における防錆鋼板の使用率は年々高
くなってきている。当然、防錆鋼板における耐食性，め
っき密着性，溶接性，塗装性等、めっき特性そのものの
特性向上が重要であることは間違いないことであるが、
研究開発の対象とされるめっき原板である冷延鋼板（ま
たは熱延鋼板）は、軟質鋼を主体とするものであった。
しかしながら、上述の高強度鋼板へのニーズを勘案する
と、防錆鋼板を高強度化し、かつ軟質鋼板に相当する加
工性を有するしかも経済的な鋼板への期待が、今後強く
なっていくことは明白なことである。ここで、上述の自
動車用高強度防錆鋼板として具備すべき特性について詳
述する。まず成形性として深絞り加工性に富むことが必
要となる。これに関してはｒ値（面内平均ランクフォー
ド値）がその指標であり、この値の高いことが望まれ
る。これは、引張試験にて求められる指標であり、Ｌ＝
〔幅方向対数ひずみ÷板厚対数ひずみ〕で定義される。
これを圧延方向に対して０°４５°９０°についてそれ
ぞれ求め、｛Ｌ（０°）＋Ｌ（９０°）＋２×Ｌ（４５
°）｝÷４をもってｒ値とする。次に形状凍結性に優れ
ていることが求められ、これは面ひずみ性にも関連し低
降伏強度であることが求められる。さらに、耐デント性
が求められる。これは、自動車走行中等に小さな異物
（例えば小石）がぶつかっても簡単にはへこまないよう
にするための指標であり、塗装後焼付け硬化性（ＢＨ
性）と加工硬化性の和で示される。塗装焼付けは通常、
１７０℃，２０分程度の熱処理であり、この熱処理によ
り硬化する塗装焼付け硬化性の有することは耐デント性
向上に有益である。また、高強度鋼板の場合、二次加工
性に優れていることが必要である。一般的に素材は低温
であるほど脆くなる。自動車部品は、多段のプレス成形
により成品となる。従って、例えば寒冷時においてプレ
ス中に割れが生じることがあっては使いものにならな
い。さらに、上述のような特性を兼ね備えた防錆鋼板
は、経済的であることが当然求められる。いい特質が得
られても、高価であれば自動車用鋼板としては不適であ
る。ここで、これまでの高強度防錆鋼板の技術について
述べる。従来の高強度防錆鋼板を提供する技術として
は、例えば 特開昭５９−７４２３２号，特開昭６
３−７２８６０号，特開昭６２−１８８７６８号，
特開昭６３−４７３３８号公報等がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】特開昭５９−７４２
３２号公報は、固溶強化元素を含有させた極低Ｃ鋼を用
い、固溶Ｂを確保することにより高い二次加工性，焼付
け硬化性と深絞り性を有する技術であるが、比較的多い
量のＢを必要とする技術である。特開昭６３−７２８
６０号公報は、固溶強化と析出強化の併用による高強度
化を意図したものと見受けられるが、Ｃ量が多いために
加工性が劣るという課題がある。特開昭６２−１８８
７６８号公報は、固溶強化元素を含有させた極低Ｃ鋼を
用い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術であるが、
Ｃ，Ｐ，Ｔｉ，焼鈍温度に考慮が欠けているために加工
性が劣るという課題がある。さらにこの技術は二次加工
脆化に対する対策がない。特開昭６３−４７３３８号
公報は、固溶強化元素を含有させた極低Ｃ鋼を用い、適
度のＢ量と固溶Ｃを製品段階において確保することによ
り低温脆性（二次加工性）を向上させる技術であるが、
製品段階で固溶Ｃを確保するために連続溶融亜鉛めっき
ラインにて連続焼鈍後，溶融亜鉛めっき前に４３０〜５
００℃の温度範囲にて２０〜１２０秒保持する必要があ
り、ライン改造を必要とする技術であることが課題であ
る。さらに、上記の技術は強化元素としてＳｉ，Ｐを使
用するものもあるが、Ｓｉ，Ｐを含有させる場合に問題
であるめっき濡れ性の改善や合金化速度の確保に対して
何も対策を行なっていない。Ｓｉ，Ｐは非常に効果的な
かつ経済的な強化元素である一方で、めっき性を阻害す
る元素であり、上述技術にもあるように安定してめっき
性に優れたＳｉ，Ｐ含有高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法を提供する技術はこれまでに提案されてい
なかった。
３２号公報は、固溶強化元素を含有させた極低Ｃ鋼を用
い、固溶Ｂを確保することにより高い二次加工性，焼付
け硬化性と深絞り性を有する技術であるが、比較的多い
量のＢを必要とする技術である。特開昭６３−７２８
６０号公報は、固溶強化と析出強化の併用による高強度
化を意図したものと見受けられるが、Ｃ量が多いために
加工性が劣るという課題がある。特開昭６２−１８８
７６８号公報は、固溶強化元素を含有させた極低Ｃ鋼を
用い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術であるが、
Ｃ，Ｐ，Ｔｉ，焼鈍温度に考慮が欠けているために加工
性が劣るという課題がある。さらにこの技術は二次加工
脆化に対する対策がない。特開昭６３−４７３３８号
公報は、固溶強化元素を含有させた極低Ｃ鋼を用い、適
度のＢ量と固溶Ｃを製品段階において確保することによ
り低温脆性（二次加工性）を向上させる技術であるが、
製品段階で固溶Ｃを確保するために連続溶融亜鉛めっき
ラインにて連続焼鈍後，溶融亜鉛めっき前に４３０〜５
００℃の温度範囲にて２０〜１２０秒保持する必要があ
り、ライン改造を必要とする技術であることが課題であ
る。さらに、上記の技術は強化元素としてＳｉ，Ｐを使
用するものもあるが、Ｓｉ，Ｐを含有させる場合に問題
であるめっき濡れ性の改善や合金化速度の確保に対して
何も対策を行なっていない。Ｓｉ，Ｐは非常に効果的な
かつ経済的な強化元素である一方で、めっき性を阻害す
る元素であり、上述技術にもあるように安定してめっき
性に優れたＳｉ，Ｐ含有高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法を提供する技術はこれまでに提案されてい
なかった。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、これらの課題
に対して、特定成分の鋼を特定の熱延、溶融亜鉛めっき
条件をとることにより解決しようとするもので、その骨
子とするところは質量割合で Ｃ≦０．００４％ Ｓｉ：０．４％超〜１．５％ Ｍｎ：０．４％超〜２．５％ Ｐ≦０．１０％ Ｓ≦０．０１５％ 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ≦０．００４％ Ｎｂ：０．０５％以下でかつ｛Ｎｂ(％)−９３／１２Ｃ
(％）｝を０〜０．０２５％ Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％ Ｂ：０．０００１〜０．００２０％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱延工程において、巻取温度を６００℃以上と
し、通常の方法で冷延を施し後、溶融亜鉛めっきライン
を通板させるに際し、溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の
鋼板表面３００ÅまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2
以下となるように加熱中の酸化バランスを調整し、８０
０℃〜９５０℃に加熱後冷却した後溶融亜鉛めっきを施
しその後合金化処理を行なうことにより得られる加工性
の優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有する高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。
に対して、特定成分の鋼を特定の熱延、溶融亜鉛めっき
条件をとることにより解決しようとするもので、その骨
子とするところは質量割合で Ｃ≦０．００４％ Ｓｉ：０．４％超〜１．５％ Ｍｎ：０．４％超〜２．５％ Ｐ≦０．１０％ Ｓ≦０．０１５％ 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ≦０．００４％ Ｎｂ：０．０５％以下でかつ｛Ｎｂ(％)−９３／１２Ｃ
(％）｝を０〜０．０２５％ Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％ Ｂ：０．０００１〜０．００２０％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱延工程において、巻取温度を６００℃以上と
し、通常の方法で冷延を施し後、溶融亜鉛めっきライン
を通板させるに際し、溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の
鋼板表面３００ÅまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2
以下となるように加熱中の酸化バランスを調整し、８０
０℃〜９５０℃に加熱後冷却した後溶融亜鉛めっきを施
しその後合金化処理を行なうことにより得られる加工性
の優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有する高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。
【０００５】
【作用】次に各要件の作用および数値限定理由について
述べる。ＣとＮは、本発明においてはｒ値や伸び等の加
工性や時効性を低下させる有害な元素であり、徹底的に
その含有量を下げなければならない。そのためには、各
々０．００４％以下に下げる必要がある。好ましくはＣ
≦０．００２５％、Ｎ≦０．００２０％である。Ｓｉ，
Ｐは強度を高めるために有効な元素である。しかしなが
ら、両者は同時にめっき性を低下させる元素でもあっ
た。しかるに、本発明者は効果的な強化元素であるＳｉ
を有効利用すべく鋭意検討を重ねた。その結果、後で述
べる連続溶融亜鉛めっきライン通板時の対策により、め
っき性を大幅に改善する方策に関する知見を得、本発明
に至った。Ｓｉについては、最低限の強度特性を引き出
すために、下限を０．４％超とした。また多量の含有は
コストを引き上げることになるので、上限は１．５％と
した。Ｐについては、めっき性に関しては上限は必要な
いものの、二次加工性を劣化させる元素でもあるのでこ
の観点から上限を規定し、０．１０％以下とした。Ｍｎ
は、必要とする強度により変化させれば良いが、本発明
が意図する３５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張強度を得るた
めには、０．４％以上の含有が必要である。上限は、高
強度化の意味からは本来規定しなくてもよいが、製鋼工
程の精錬においてＭｎの多量添加によるＣの増加が本発
明範囲を越えない限度として上限を２．５％とした。Ｓ
は、有害な介在物であるＭｎＳとなり加工性を劣化させ
るために、極力低減した方がよい。そのため、０．０１
５％以下とした。好ましくは、０．００８％以下とする
ことである。Ｔｉは、加工性や時効性に有害である侵入
型固溶元素であるＣやＮを固定するために有効な元素で
あるが、本発明においては、Ｐ−Ｔｉ系析出物となりｒ
値を下げ、さらに製品の加工時に合金めっき層が粉とな
って剥離するパウダリングが生じるためにその含有量は
少ない方がよい。したがって、ＴｉはＮ固定のために必
要な元素としそのためには０．００８％以上の含有量が
必要である。但し、ｒ値劣化対策のために上限は０．０
２％とした。
述べる。ＣとＮは、本発明においてはｒ値や伸び等の加
工性や時効性を低下させる有害な元素であり、徹底的に
その含有量を下げなければならない。そのためには、各
々０．００４％以下に下げる必要がある。好ましくはＣ
≦０．００２５％、Ｎ≦０．００２０％である。Ｓｉ，
Ｐは強度を高めるために有効な元素である。しかしなが
ら、両者は同時にめっき性を低下させる元素でもあっ
た。しかるに、本発明者は効果的な強化元素であるＳｉ
を有効利用すべく鋭意検討を重ねた。その結果、後で述
べる連続溶融亜鉛めっきライン通板時の対策により、め
っき性を大幅に改善する方策に関する知見を得、本発明
に至った。Ｓｉについては、最低限の強度特性を引き出
すために、下限を０．４％超とした。また多量の含有は
コストを引き上げることになるので、上限は１．５％と
した。Ｐについては、めっき性に関しては上限は必要な
いものの、二次加工性を劣化させる元素でもあるのでこ
の観点から上限を規定し、０．１０％以下とした。Ｍｎ
は、必要とする強度により変化させれば良いが、本発明
が意図する３５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張強度を得るた
めには、０．４％以上の含有が必要である。上限は、高
強度化の意味からは本来規定しなくてもよいが、製鋼工
程の精錬においてＭｎの多量添加によるＣの増加が本発
明範囲を越えない限度として上限を２．５％とした。Ｓ
は、有害な介在物であるＭｎＳとなり加工性を劣化させ
るために、極力低減した方がよい。そのため、０．０１
５％以下とした。好ましくは、０．００８％以下とする
ことである。Ｔｉは、加工性や時効性に有害である侵入
型固溶元素であるＣやＮを固定するために有効な元素で
あるが、本発明においては、Ｐ−Ｔｉ系析出物となりｒ
値を下げ、さらに製品の加工時に合金めっき層が粉とな
って剥離するパウダリングが生じるためにその含有量は
少ない方がよい。したがって、ＴｉはＮ固定のために必
要な元素としそのためには０．００８％以上の含有量が
必要である。但し、ｒ値劣化対策のために上限は０．０
２％とした。
【０００６】Ｎｂは、本発明において極めて重要な元素
である。熱延条件との組み合せで十分にスカベンジング
（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）された冷延前状態を得るため
にＮｂＣの化学量論的量以上にＮｂを添加する。すなわ
ち９３／１２×Ｃ以上の添加が必要である。一方、過剰
に添加するとやはり鋼の加工性を劣化させる。そのため
０．０５％を上限とする。さらに、ＣとＮｂに関して次
の関係を満たす必要がある。 Ｎｂ(％）−９３／１２×Ｃ(％）：０なみ０．０２５％ この下限はＮｂをＣに対して化学量論的に過剰に添加す
ることを意味しており、上述のように冷延前状態で十分
スカベンジングされた状態を得て、高加工性とするため
本発明にあって重要な要件である。また、上限は溶融亜
鉛めっきラインでのＮｂＣの溶解を規定する指標であっ
て、この値を超えると十分なＢＨ性が得られない。Ｂ
は、二次加工性を向上させるために添加する。そのため
には、最低０．０００１％の含有が必要である。但し、
過剰の添加は加工性の劣化をまねくために上限を０．０
０２０％とした。好ましいのは、０．０００３〜０．０
０１２％の含有である。Ａｌは、脱酸のために添加す
る。０．００５％未満では十分な脱酸ができず、０．１
％を越えると介在物が増加して鋼の延性を劣化させる。
である。熱延条件との組み合せで十分にスカベンジング
（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）された冷延前状態を得るため
にＮｂＣの化学量論的量以上にＮｂを添加する。すなわ
ち９３／１２×Ｃ以上の添加が必要である。一方、過剰
に添加するとやはり鋼の加工性を劣化させる。そのため
０．０５％を上限とする。さらに、ＣとＮｂに関して次
の関係を満たす必要がある。 Ｎｂ(％）−９３／１２×Ｃ(％）：０なみ０．０２５％ この下限はＮｂをＣに対して化学量論的に過剰に添加す
ることを意味しており、上述のように冷延前状態で十分
スカベンジングされた状態を得て、高加工性とするため
本発明にあって重要な要件である。また、上限は溶融亜
鉛めっきラインでのＮｂＣの溶解を規定する指標であっ
て、この値を超えると十分なＢＨ性が得られない。Ｂ
は、二次加工性を向上させるために添加する。そのため
には、最低０．０００１％の含有が必要である。但し、
過剰の添加は加工性の劣化をまねくために上限を０．０
０２０％とした。好ましいのは、０．０００３〜０．０
０１２％の含有である。Ａｌは、脱酸のために添加す
る。０．００５％未満では十分な脱酸ができず、０．１
％を越えると介在物が増加して鋼の延性を劣化させる。
【０００７】熱延巻取温度は、析出物の粗大化のために
高いほどよい。本発明が対象としている成分系は、固溶
強化元素を多量に含むために熱延板組織は十分に細かく
なっている。したがって、本発明における巻取はＣ，Ｎ
の無害化のために必要な工程である。そのためには６０
０℃以上必要である。上限は特に規定しないが、仕上温
度，および仕上直後の急冷との関係から現状においては
８００℃程度と思われる。通板性等を考慮して６５０〜
７５０℃が好ましい巻取温度範囲である。連続溶融亜鉛
めっきラインにおける溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の
表層３００ÅまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2以下
にする必要がある。これは、本発明者らがＳｉ，Ｐ含有
鋼のめっき性を向上させるために鋭意検討を重ねた結果
得たものであり、これを達成する安価な方法として、加
熱中の酸化バランスを調整することが最も有効であると
いう知見を得、本発明に至った。この方法が、有効であ
る理由は現在の所まだ明かではないものの、以下のメカ
ニズムによるものと考えている。すなわち、連続溶融亜
鉛めっきラインの加熱帯は鋼板表面の酸化還元を１つの
目的としているが、酸化バランスを調整することにより
鋼板表面の鉄酸化膜を通常の操業条件よりも多く付けこ
れを還元させると、Ｓｉを酸化させるに至らず、その結
果として鋼板表面のＳｉ濃化量が減少したものと考え
た。溶融亜鉛ポットに浸漬する前のＳｉ濃化量は、めっ
き性に対して多大な影響を与え１．５ｍｇ／ｍ2を超え
ると濡れ性が劣化し不めっきが生じたり合金化速度が遅
くなるなどの現象が生じる。
高いほどよい。本発明が対象としている成分系は、固溶
強化元素を多量に含むために熱延板組織は十分に細かく
なっている。したがって、本発明における巻取はＣ，Ｎ
の無害化のために必要な工程である。そのためには６０
０℃以上必要である。上限は特に規定しないが、仕上温
度，および仕上直後の急冷との関係から現状においては
８００℃程度と思われる。通板性等を考慮して６５０〜
７５０℃が好ましい巻取温度範囲である。連続溶融亜鉛
めっきラインにおける溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の
表層３００ÅまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2以下
にする必要がある。これは、本発明者らがＳｉ，Ｐ含有
鋼のめっき性を向上させるために鋭意検討を重ねた結果
得たものであり、これを達成する安価な方法として、加
熱中の酸化バランスを調整することが最も有効であると
いう知見を得、本発明に至った。この方法が、有効であ
る理由は現在の所まだ明かではないものの、以下のメカ
ニズムによるものと考えている。すなわち、連続溶融亜
鉛めっきラインの加熱帯は鋼板表面の酸化還元を１つの
目的としているが、酸化バランスを調整することにより
鋼板表面の鉄酸化膜を通常の操業条件よりも多く付けこ
れを還元させると、Ｓｉを酸化させるに至らず、その結
果として鋼板表面のＳｉ濃化量が減少したものと考え
た。溶融亜鉛ポットに浸漬する前のＳｉ濃化量は、めっ
き性に対して多大な影響を与え１．５ｍｇ／ｍ2を超え
ると濡れ性が劣化し不めっきが生じたり合金化速度が遅
くなるなどの現象が生じる。
【０００８】溶融めっきラインにおける焼鈍のための加
熱温度は、８００℃以上にしなければ本発明が意図する
高いｒ値，高い延性，とＢＨ性が得られない。上限は、
オーステナイトに変態する温度（Ａｃ3）以下であるこ
とが必要である。ただし、Ａｃ3が９５０℃以上である
場合には通板性の確保が困難であるために上限は９５０
℃とした。焼鈍中にオーステナイトに変態するとＹＰの
上昇，伸びの劣化を引き起こし加工性が劣化する。オー
ステナイトに変態する温度は、通板する成分により異な
るため成分に応じた加熱温度を採用することになる。Ａ
ｃ3温度を越えない温度範囲においては高温であるほど
伸び，ｒ値が向上するためにＡｃ3温度直下にて通板す
ることが好ましい。以上本発明の構成要件の作用につい
て述べたが、本発明の鋼の溶製は通常転炉で行いＲＨ等
の真空脱ガスにて極低炭素とする。Ｃピック、アップ
（Ｐｉｃｋｕｐ）を最低限に抑えるために金属Ｍｎを使
用してもよい。その後通常の連続鋳造にてスラブとす
る。熱延は通常のタンデム圧延機で仕上圧延される。加
熱温度は、通常の操業条件で十分であるが、経済性を考
慮に入れ１２００℃以下であることが望ましい。仕上圧
延は変態点直上で行なうため幅方向端部が材質劣化を起
こす可能性があるためエッジヒーターなどで端部を加熱
することが好ましい。熱延コイルは、酸洗後冷延され、
続いて溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍，めっき，合金め
っき処理される。合金めっき処理後の調質圧延は形状矯
正のためのやむを得ない範囲にとどめるべきである。材
質からは調質圧延をしないことが好ましいが、形状矯正
の点を考慮して０．２〜０．８％、好ましくは０．２〜
０．５％が適正調質圧延率である。
熱温度は、８００℃以上にしなければ本発明が意図する
高いｒ値，高い延性，とＢＨ性が得られない。上限は、
オーステナイトに変態する温度（Ａｃ3）以下であるこ
とが必要である。ただし、Ａｃ3が９５０℃以上である
場合には通板性の確保が困難であるために上限は９５０
℃とした。焼鈍中にオーステナイトに変態するとＹＰの
上昇，伸びの劣化を引き起こし加工性が劣化する。オー
ステナイトに変態する温度は、通板する成分により異な
るため成分に応じた加熱温度を採用することになる。Ａ
ｃ3温度を越えない温度範囲においては高温であるほど
伸び，ｒ値が向上するためにＡｃ3温度直下にて通板す
ることが好ましい。以上本発明の構成要件の作用につい
て述べたが、本発明の鋼の溶製は通常転炉で行いＲＨ等
の真空脱ガスにて極低炭素とする。Ｃピック、アップ
（Ｐｉｃｋｕｐ）を最低限に抑えるために金属Ｍｎを使
用してもよい。その後通常の連続鋳造にてスラブとす
る。熱延は通常のタンデム圧延機で仕上圧延される。加
熱温度は、通常の操業条件で十分であるが、経済性を考
慮に入れ１２００℃以下であることが望ましい。仕上圧
延は変態点直上で行なうため幅方向端部が材質劣化を起
こす可能性があるためエッジヒーターなどで端部を加熱
することが好ましい。熱延コイルは、酸洗後冷延され、
続いて溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍，めっき，合金め
っき処理される。合金めっき処理後の調質圧延は形状矯
正のためのやむを得ない範囲にとどめるべきである。材
質からは調質圧延をしないことが好ましいが、形状矯正
の点を考慮して０．２〜０．８％、好ましくは０．２〜
０．５％が適正調質圧延率である。
【０００９】
【実施例】表１に示す成分の鋼を転炉にて溶製し連続鋳
造にてスラブにした。この際、ＲＨ真空脱ガスを用い
た。続いて、熱延加熱温度：１１５０℃、仕上温度：９
２０℃とし、７００℃で巻取った。酸洗後８０％の冷延
で０．８ｍｍの冷延板を得、図１に示すヒートサイクル
（Ｔ＝８５０℃）にて連続溶融亜鉛めっきラインを通し
た。また、溶融亜鉛ポットに浸漬する前の鋼板表層３０
０ÅまでのＳｉ濃化量は１．０ｍｇ／ｍ2になるように
酸化バランスを調整した。なお、溶融亜鉛めっきを施す
前のＳｉ濃化量に関しては、種々の検討結果から、実ラ
インと同じヒートサイクルでラボ焼鈍テストを行ない、
その表面を分析することにより求めた。また、Ｔ＝８５
０℃はいずれの鋼においても本発明範囲内である。引張
試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１，５号試験片を用い、同
Ｚ ２２４１記載の方法にしたがって行なった。塗装焼
付け性の評価は、前に述べたＢＨ性と、２％の加工硬化
とＢＨ量の和（σ）で示した。パウダリング特性は、６
０°Ｖ曲げ，曲げ戻し後のテープ剥離幅（Ｗ；ｍｍ）で
評価した。また、二次加工性評価は、まず、５０ｍｍ平
底ポンチで絞り比２．２の深絞り加工を行い、テーパー
ポンチにカップの縁を押さえつけその口を広げる加工を
種々温度を変えて行い、延性−脆性破壊の遷移温度（Ｔ
ｃｒ；℃）を求めた。なお、冷薄表面のＳＰＣＤ（ＢＡ
Ｆ Ａｌ−Ｋ）のＴｃｒは、−５５℃であった。
造にてスラブにした。この際、ＲＨ真空脱ガスを用い
た。続いて、熱延加熱温度：１１５０℃、仕上温度：９
２０℃とし、７００℃で巻取った。酸洗後８０％の冷延
で０．８ｍｍの冷延板を得、図１に示すヒートサイクル
（Ｔ＝８５０℃）にて連続溶融亜鉛めっきラインを通し
た。また、溶融亜鉛ポットに浸漬する前の鋼板表層３０
０ÅまでのＳｉ濃化量は１．０ｍｇ／ｍ2になるように
酸化バランスを調整した。なお、溶融亜鉛めっきを施す
前のＳｉ濃化量に関しては、種々の検討結果から、実ラ
インと同じヒートサイクルでラボ焼鈍テストを行ない、
その表面を分析することにより求めた。また、Ｔ＝８５
０℃はいずれの鋼においても本発明範囲内である。引張
試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１，５号試験片を用い、同
Ｚ ２２４１記載の方法にしたがって行なった。塗装焼
付け性の評価は、前に述べたＢＨ性と、２％の加工硬化
とＢＨ量の和（σ）で示した。パウダリング特性は、６
０°Ｖ曲げ，曲げ戻し後のテープ剥離幅（Ｗ；ｍｍ）で
評価した。また、二次加工性評価は、まず、５０ｍｍ平
底ポンチで絞り比２．２の深絞り加工を行い、テーパー
ポンチにカップの縁を押さえつけその口を広げる加工を
種々温度を変えて行い、延性−脆性破壊の遷移温度（Ｔ
ｃｒ；℃）を求めた。なお、冷薄表面のＳＰＣＤ（ＢＡ
Ｆ Ａｌ−Ｋ）のＴｃｒは、−５５℃であった。
【００１０】
【表１】
【００１１】鋼，，，，は、本発明範囲にあ
るものであり、特に鋼は徹底的に高純化を狙った鋼で
ある。鋼はＣ，およびＮｂ−９３／１２Ｃが、鋼は
Ｔｉが、鋼はＢが、鋼はＰが、鋼10はＮｂ−９３／
１２Ｃが、鋼IIはＮｂ含有量が本発明範囲からはずれて
いる。得られた特性を表２に示した。本発明範囲にある
鋼を用いた、Ｎｏ．１，２，４，６，８は、いずれもＴ
Ｓ≧３５ｋｇｆ／ｍｍ2でかつ高延性，ｒ≧１．８の高
ｒ値で優れた二次加工性（Ｔｃｒ≦−５５℃），耐パウ
ダリング特性（Ｗ≦５ｍｍ），高塗装焼付け硬化性（Ｂ
Ｈ≧３．５ｋｇｆ／ｍｍ2，σ≧７．０ｋｇｆ／ｍｍ2）
を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板になった。
るものであり、特に鋼は徹底的に高純化を狙った鋼で
ある。鋼はＣ，およびＮｂ−９３／１２Ｃが、鋼は
Ｔｉが、鋼はＢが、鋼はＰが、鋼10はＮｂ−９３／
１２Ｃが、鋼IIはＮｂ含有量が本発明範囲からはずれて
いる。得られた特性を表２に示した。本発明範囲にある
鋼を用いた、Ｎｏ．１，２，４，６，８は、いずれもＴ
Ｓ≧３５ｋｇｆ／ｍｍ2でかつ高延性，ｒ≧１．８の高
ｒ値で優れた二次加工性（Ｔｃｒ≦−５５℃），耐パウ
ダリング特性（Ｗ≦５ｍｍ），高塗装焼付け硬化性（Ｂ
Ｈ≧３．５ｋｇｆ／ｍｍ2，σ≧７．０ｋｇｆ／ｍｍ2）
を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板になった。
【００１２】
【表２】
【００１３】
【実施例２】次に、鋼IIを用い各製造条件の影響を第３
のように変化させ特性を調査し、それぞれの結果を同表
に示した。なお、連続溶融亜鉛めっきラインにおける加
熱中の酸化バランスの調整は実施例１のＮｏ．２とまっ
たく同一条件を採用した。
のように変化させ特性を調査し、それぞれの結果を同表
に示した。なお、連続溶融亜鉛めっきラインにおける加
熱中の酸化バランスの調整は実施例１のＮｏ．２とまっ
たく同一条件を採用した。
【００１４】
【表３】 Ｎｏ．１１はＴ（焼鈍温度）が低かった例であり、硬
質，低延性，低ｒ値，低塗装焼付け硬化性となった。Ｎ
ｏ．１２はＣＴが低かった例であり、低延性，低ｒ値と
なった。さらに、同鋼種を用いＮｏ．２と同じ条件で冷
延した素材を用い、Ｎｏ．２とは酸化バランスだけが異
なるように連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた。そ
の結果が表４である。
質，低延性，低ｒ値，低塗装焼付け硬化性となった。Ｎ
ｏ．１２はＣＴが低かった例であり、低延性，低ｒ値と
なった。さらに、同鋼種を用いＮｏ．２と同じ条件で冷
延した素材を用い、Ｎｏ．２とは酸化バランスだけが異
なるように連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた。そ
の結果が表４である。
【００１５】
【表４】 Ｓｉ濃化量が発明範囲より高くなると不め
っき、生焼けが生じた。
っき、生焼けが生じた。
【００１６】
【発明の効果】本発明によれば、３５ｋｇｆ／ｍｍ2以
上の強度を有しかつｒ値，延性，塗装焼付け硬化性，耐
二次加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が経済的
に製造でき、産業界とりわけ自動車産業に寄与する貢献
度は多大なものである。
上の強度を有しかつｒ値，延性，塗装焼付け硬化性，耐
二次加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が経済的
に製造でき、産業界とりわけ自動車産業に寄与する貢献
度は多大なものである。
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/06 9270−4Ｋ 2/40
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】 質量割合で Ｃ≦０．００４％ Ｓｉ：０．４％超〜１．５％ Ｍｎ：０．４％超〜２．５％ Ｐ≦０．１０％ Ｓ≦０．０１５％ 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ≦０．００４％ Ｎｂ：０．０５％以下でかつ｛Ｎｂ(％)−９３／１２Ｃ
(％）｝を０〜０．０２５％ Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％ Ｂ：０．０００１〜０．００２０％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱延工程において、巻取温度を６００℃以上と
し、通常の方法で冷延を施し後、溶融亜鉛めっきライン
を通板させるに際し、溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の
鋼板表層３００ÅまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2
以下となるように加熱中の酸化バランスを調整し、８０
０℃〜９５０℃に加熱後冷却した後溶融亜鉛めっきを施
しその後合金化処理を行なうことにより得られる加工性
の優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有する高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19365591A JPH059698A (ja) | 1991-07-09 | 1991-07-09 | 成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有する高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19365591A JPH059698A (ja) | 1991-07-09 | 1991-07-09 | 成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有する高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059698A true JPH059698A (ja) | 1993-01-19 |
Family
ID=16311562
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19365591A Pending JPH059698A (ja) | 1991-07-09 | 1991-07-09 | 成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化性を有する高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH059698A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100276329B1 (ko) * | 1996-12-21 | 2000-12-15 | 이구택 | 아연도금특성 및 형상동결성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| JP2007270181A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | Ｎｂを含有する極低炭素鋼の焼付け硬化性調整方法 |
| JP2014028998A (ja) * | 2012-07-31 | 2014-02-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55122865A (en) * | 1979-03-12 | 1980-09-20 | Nippon Steel Corp | Molten zinc plating method for difficult plating steel sheet |
| JPS6347338A (ja) * | 1986-08-15 | 1988-02-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-07-09 JP JP19365591A patent/JPH059698A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55122865A (en) * | 1979-03-12 | 1980-09-20 | Nippon Steel Corp | Molten zinc plating method for difficult plating steel sheet |
| JPS6347338A (ja) * | 1986-08-15 | 1988-02-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100276329B1 (ko) * | 1996-12-21 | 2000-12-15 | 이구택 | 아연도금특성 및 형상동결성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| JP2007270181A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | Ｎｂを含有する極低炭素鋼の焼付け硬化性調整方法 |
| JP2014028998A (ja) * | 2012-07-31 | 2014-02-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 19960709 |