JPH0693377A - めっき特性に優れたフェライト単相溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、常温非時効で、耐二次加工脆化特
性、塗装焼付硬化特性、深絞り特性が良好で、かつめっ
き特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
を提供する。 【構成】 ＴｉやＮｂなど高価な炭窒化物形成元素を添
加しない単純な極低炭素鋼をベースに上記目的を達成す
るには、Ｃ量を１〜１８ｐｐｍ、Ｐ量を０．０１％以
上、Ｂ量を１〜３０ｐｐｍのように制御することを特徴
とする。 【効果】 従来のＴｉやＮｂを添加した極低炭素溶融亜
鉛めっき鋼板と比較し、（１）性能バランスか優れてい
る、（２）亜鉛めっき特性が良好、（３）製造コストが
廉価、（４）地球資源の確保や地球環境保全に寄与す
る、などの効果をもつ。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、常温非時効で、耐二次
加工脆化特性、塗装焼き付け硬化特性、深絞り特性が良
好で、かつめっき特性に優れたフェライト単相溶融亜鉛
めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明が係わ
る溶融亜鉛めっき鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建
物などのプレス成形をして使用されるものである。防錆
のために溶融めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきなどの
表面処理が施された鋼板である。本発明による鋼板は、
防錆能はもちろんのこと、強度と加工性を兼ね備えた鋼
板であるので、使用に当たっては今までの鋼板より板厚
を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。ま
た、高価なＴｉやＮｂなどの元素を添加しないので、地
球環境保全や地球資源の確保にも寄与できるものと期待
される。

【０００２】

【従来の技術】溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩によ
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
このような極低炭素鋼板は、一般的にＴｉおよびＮｂの
うち少なくとも１種を含有することはよく知られてい
る。すなわち、ＴｉおよびＮｂは、鋼中の侵入型固溶元
素（Ｃ、Ｎ）と強い引力の相互作用を持ち、炭窒化物を
容易に形成する。したがって、侵入型固溶元素の存在し
ない鋼（ＩＦ鋼：Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ
Ｓｔｅｅｌ）が得られる。ＩＦ鋼は、歪時効や加工性
を劣化させる原因となる侵入型固溶元素を含まないの
で、非時効で極めて良好な加工性を有する特徴がある。
さらに、ＴｉやＮｂの添加は粗大化しやすい極低炭素鋼
の熱間圧延板の結晶粒径を細粒化し、冷延焼鈍板の深絞
り性を改善する重要な役割も持つ。しかし、ＴｉやＮｂ
を添加した極低炭素鋼は次のような問題を有する。第一
に製造コストが高くつく点である。すなわち、極低炭素
化のための真空処理コストに加え、高価なＴｉやＮｂの
添加を必要とする点である。第二に製品板に固溶ＣやＮ
が残存しないので、二次加工脆化が発生したり塗装焼き
付け硬化が消失したりする。第三に、ＴｉやＮｂは強い
酸化物形成元素であり、これらの酸化物が表面品質を劣
化させたりする。

【０００３】ＩＦ鋼のこのような問題を解決する目的
で、従来から多くの研究開発が行われてきた。例えば、
特開昭６０−１９７８４６号公報および特開昭６３−７
２８３０号公報では、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素
鋼板およびその製造方法を開示しており、基本的にはＣ
量が０．００１０〜０．００８０％の鋼を連続焼鈍する
に際し、高温焼鈍を用いていったん一部のαをγに変態
させ、冷却速度を制御してγからの低温変態生成物を生
成し、これとαとの混合組織にすることにより、上記課
題を解決している。しかし、極低炭素鋼の（α＋γ）二
相域は極めて狭く、精度よく温度制御することは困難で
あり、また高温焼鈍に付随する種々の問題、例えば高温
通板性が不良、板形状が悪い、エネルギー消費量が多い
などの問題が発生する。したがって、本発明の鋼板はα
単相の組織を前提としている。また、特開昭５９−８０
７２７号公報、特開昭６０−１０３１２９号公報、特開
平１−１８４２５１号公報などにおいては、ＴｉやＮｂ
などの高価な元素を添加せず、Ｃ量が０．００１８％以
下までの領域を含む冷延鋼板およびその製造方法が開示
されている。しかし、これらの場合には、本発明の１つ
の特徴であるＢが添加されていない。全Ｃ量が０．００
１８％以下となると、たとえＴｉやＮｂが添加されてい
なくとも、結晶粒界に存在するＣが極度に減少し、二次
加工脆化が発生することが懸念される。さらに、特開昭
５８−１４１３３５号公報においては、Ｃ量が０．００
１８％以下までの領域を含み、かつＢを０．０００５〜
０．００２０％添加している。しかし、Ｃ量が０．００
１８％以下の領域となると、一般的に熱間圧延板の結晶
粒径が粗大となり、冷延焼鈍板のｒ値が確保できない。
したがって、添加元素あるいは熱間圧延方法に何らかの
対策が必要となる。

【０００４】一方、ゼンジマー方式の連続溶融亜鉛めっ
き設備で溶融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたり、Ｔｉ
やＮｂなど酸化物を容易に形成して安定化する元素が添
加されていると、めっき処理前に還元しても酸化膜が表
面に残存する傾向にある。このような酸化膜は、めっき
濡れ性やＦｅとＺｎの合金化反応に影響し、高品質の鋼
板の安定製造を困難にする。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】以上のことから明らか
なように、本発明者らはもちろんのこと当業界において
も、ＴｉやＮｂなどの高価な添加元素を使用しない極低
炭素鋼を用いて、常温非時効で、耐二次加工脆化特性、
塗装焼き付け硬化特性、深絞り特性が良好で、溶融亜鉛
めっき特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造
方法を確立することが、長年求められてきた。

【０００６】

【課題を解決するための手段】ＴｉやＮｂなどの高価な
炭窒化物形成元素を使用せずして常温非時効特性を達成
する一つの手段として、全Ｃ量を一定量以下に制御した
極低炭素Ａｌキルドを用いる方法を見出した。すなわ
ち、本発明鋼を用いれば、製品板においてＮはＡｌを添
加することによりＡｌＮとして固定され得るので、歪時
効の原因となるのはＣである。本発明者らが鋭意研究開
発を行った結果、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融
亜鉛めっき鋼板のように表面処理が施されている鋼板で
は、全Ｃ量が１８ｐｐｍ以下となると、たとえ調質圧延
率が０．５％と通常より低圧延率でも、安定的に常温で
非時効となることが判明した。また、上に述べたような
表面処理を施していない鋼板の場合には、Ｃの上限が１
５ｐｐｍであることと比較すると、範囲が広い。また、
既に述べたように本発明ではα単相の組織からなる鋼板
を前提としている。

【０００７】次に耐二次加工脆化特性について述べる。
二次加工脆化の問題は、全Ｃ量が上述のように１８ｐｐ
ｍ以下となると発生しやすくなることが判明した。これ
は、粒界を強化するＣの量が著しく減少したためと考え
られる。さらに、後述するように深絞り性を改善した
り、強度を上昇させるためにＰを添加すると、この問題
はさらに厳しくなる。この問題を解決する手段として、
本発明のようにＴｉやＮｂなどの元素を添加しない極低
炭素鋼においてもＢ添加が有効であることが、初めて判
明した。

【０００８】第三に塗装焼き付け硬化特性を付与する方
策に就いて述べる。本発明鋼はＴｉやＮｂなどの強い炭
化物形成元素を添加しないので、塗装焼き付け硬化特性
は容易に付与できる。また、極微量のＣは優先的に結晶
粒界に偏析するが、塗装前の塑性変形でこのようなＣは
転位に偏析しなおし、塗装焼き付け硬化に寄与する。後
述するように全Ｃ量が０．０００１％以上なら効果が認
められる。

【０００９】第四にＴｉやＮｂなどの元素を添加しない
極低炭素鋼板の深絞り性を改善する方策について述べ
る。一般に、ＴｉやＮｂを添加しない鋼において、全Ｃ
量を低減すると熱間圧延板の結晶粒径は大きくなり、特
に全Ｃ量が１８ｐｐｍ以下の領域となると著しく大きく
なり、時には板厚方向に延びた極めて粗大な柱状晶とな
る。しかし、深絞り性に好ましい板面｛１１１｝方位粒
は、初期結晶粒界から優先的に核生成するので、極低炭
素化してもｒ値はむしろ低下する。そこで、ＴｉやＮｂ
など高価な元素を添加せずとも熱間圧延板の結晶粒径を
細粒化する方策について検討を加えた結果、１）Ｐ添加
が効果的であり、０．０１％以上の添加が好ましい、
２）Ｂと共存するとこの効果がさらに顕著となる、３）
さらに好ましくは、熱間圧延終了後１．０秒以内に５０
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却すると、さらに細粒化
することが判明した。上記１）については理由が必ずし
も明確でないが、Ｐを添加するとａ）γ粒が細粒化す
る、ｂ）変態したαの粒成長が抑制される、ことなどが
原因となったものと推察する。一方、Ｂの添加は変態の
速度を抑制するので変態後のα粒径が小さくなるものと
考えられる。また、熱間圧延仕上げ後の急冷は、粒成長
の抑制やγ／α比の増加などにより細粒化に有効であっ
たものと思われる。

【００１０】第五に溶融亜鉛めっき特性であるが、本発
明鋼はめっき性を基本的に劣化させるＴｉやＮｂを含ま
ないので、従来鋼より優れる。本発明は、このような思
想と新知見に基づいて構築されたものであり、その要旨
とするところは以下のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００１８％、
Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．０３〜３．０％、Ｐ：
０．０１〜０．１５％、Ｓ：０．０００５〜０．０２０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００２〜
０．００８０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を
含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる常温非時
効で、耐二次加工脆化特性、塗装焼き付け硬化特性、深
絞り特性が良好で、かつめっき特性に優れたフェライト
単相溶融亜鉛めっき鋼板。

【００１１】（２）前項１記載の化学成分よりなるスラ
ブを（Ａｒ₃ −１００）℃以上の温度で熱間圧延の仕上
げを行い、５００℃から７５０℃の温度で巻取り、６０
％以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続溶融亜鉛めっき
および合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とするめ
っき特性に優れたフェライト単相溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法。

【００１２】

【作用】ここに本発明において鋼組成および製造条件を
上述のように限定する理由についてさらに説明する。 １）Ｃ：Ｃは製品の材質特性を決定する極めて重要な元
素である。本発明のような溶融亜鉛めっきおよび合金化
溶融亜鉛めっき鋼板においては、Ｃ量が０．００１８％
超となると、もはや常温非時効でなくなるので、上限を
０．００１８％とする。一方、Ｃ量が０．０００１％未
満となると、二次加工脆化が発生する。また、製鋼技術
上極めて到達困難な領域であり、コストも著しく上昇す
る。したがって、下限は０．０００１％とする。

【００１３】２）Ｓｉ：Ｓｉは安価に強度を上昇させる
元素であるが、０．７％超となると溶融亜鉛めっき性の
低下などの問題が生じるので、その上限を０．７％とす
る。 ３）Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同様に強度を上昇させるのに有
効な元素である。また、Ｔｉなどを添加しない本発明鋼
ではＭｎがＳを固定するので、Ｍｎは熱間圧延時の割れ
を防止する役割をもつ。低Ｍｎ化は従来からｒ値の向上
に好ましいと言われているが、Ｍｎ量が０．０３％未満
では熱間圧延時に割れが生じる。したがって、Ｍｎ量の
下限を０．０３％とする。一方、ＭｎはＰと共存すると
極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径を細粒化するという
新知見を得た。これは、両元素が熱力学的にはＡｒ₃ 温
度に対して相殺する方向に働き、かつ両元素ともγから
αへの変態を速度論的には遅らせるためと思われる。し
たがって、Ｍｎ量を著しく増加させると一般的にはｒ値
が激しく劣化するが、本発明のようにＰ量が０．０１％
以上の極低炭素鋼では３．０％まで添加してもそれほど
劣化しないという有益な知見も得た。以上の理由から、
Ｍｎ量の上限は３．０％とする。

【００１４】４）Ｐ：ＰもＳｉ、Ｍｎと同様に強度を上
昇させる元素として知られており、その添加量は狙いと
する強度レベルに応じて変化する。さらに、ＴｉやＮｂ
を添加しない極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径は一般
的に粗粒化するが、０．０１％以上のＰの添加により、
顕著に細粒化するという新知見を得た。したがって、Ｐ
量の下限値を０．０１％とする。しかし、添加量が０．
１５％超となると、冷間圧延性の劣化、二次加工脆化、
合金化溶融亜鉛めっき時のＦｅとＺｎの合金化反応を遅
くし生産性を低下する、などの問題が発生するので、Ｐ
量の上限値を０．１５％とする。また、Ｐによる合金化
反応の遅延問題は、Ｍｎを添加すると改善されるという
新知見も得た。０．１０％以上のＰを添加する場合に
は、同時に０．５％以上のＭｎを添加するのが好まし
い。さらに、上記３）に記述したように、Ｐの細粒化効
果もまたＭｎと共存するとさらに顕著となる。

【００１５】５）Ｓ：Ｓ量は低いほうが好ましいが、
０．０００５％未満になると製造コストが上昇するの
で、これを下限値とする。一方、０．０２０％超になる
とＭｎＳが数多く析出して加工性が劣化するので、これ
を上限値とする。 ６）Ａｌ：Ａｌは脱酸調整に使用するが、０．００５％
未満では安定して脱酸することが困難となる。一方、
０．１％超になるとコスト上昇を招く。したがって、こ
れらの値を下限値および上限値とする。

【００１６】７）Ｎ：Ｎは低い方が好ましい。しかし、
０．０００２％未満にするには著しいコスト上昇を招く
ので、これを下限値にする。一方、０．００８０％超に
なると、もはやＡｌでＮを固定することが困難となり、
歪時効の原因となる固溶Ｎが残存したり、ＡｌＮの分率
が増加したりして加工性が劣化する。したがって、０．
００８０％をＮ量の上限値とする。

【００１７】８）Ｂ：Ｂは結晶粒界に偏析し、二次加工
脆化の防止に有効である。その効果は、０．０００１〜
０．００３０％の添加で十分である。０．０００１％未
満では効果は不十分であり、０．００３０％超になると
添加コストの上昇やスラブ割れの原因となる。次に、製
造条件の限定理由を述べる。

【００１８】９）熱間圧延の仕上温度：製品板の加工性
を確保するために、（Ａｒ₃ −１００）℃以上の温度で
仕上げる。また、仕上げ後、１秒以内に５０℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で急冷すると熱間圧延板の結晶粒径が細
粒化するので、特にこのような条件が好ましい。 １０）巻取温度：７５０℃超となると、酸洗性が劣化し
たりコイルの長手方向で材質が不均一となるので、これ
を上限値とする。一方、５００℃未満となると熱間圧延
板でのＡｌＮの析出が不十分となるので、製品板の加工
性が劣化する。したがって、これを下限値とする。

【００１９】１１）冷間圧延：通常の条件でよく、製品
板のｒ値を確保する目的から、圧下率は６０％以上とす
る。 １２）連続溶融亜鉛めっき：ゼンジマー方式の連続溶融
亜鉛めっき設備で、軟化焼鈍、溶融亜鉛めっき、および
必要に応じて合金化溶融亜鉛めっきを行う。焼鈍温度は
６００〜９００℃とする。焼鈍温度が６００℃未満で
は、再結晶は不十分であり、製品板の加工性が問題とな
る。焼鈍温度の上昇とともに加工性は向上するが、９０
０℃超では高温すぎて板破断や板の平坦度が悪化する。
溶融亜鉛めっき、および合金化溶融亜鉛めっきは通常の
ものとする。

【００２０】かくして、本発明は新思想と新知見に基づ
いて構築されたものであり、本発明によればＴｉやＮｂ
などの高価な元素を添加せずとも、常温非時効で、耐二
次加工脆化特性、塗装焼き付け硬化特性、深絞り特性が
良好で、かつめっき特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が
得られる。

【００２１】

【実施例】

実施例１ 表１に示す組成を有する鋼を実験室的に真空溶製した。
すなわち、鋼Ａ（Ａ−１〜Ａ−５）は、Ｃ量が０．００
０３％から０．００３０％まで５水準変化した鋼であ
り、Ｐ量は０．０５０％である。一方、鋼Ｂ（Ｂ１〜Ｂ
６）は、Ｐ量が０．０００２％から０．０４％まで６水
準変化した鋼であり、Ｃ量は０．０００９％である。こ
のような化学組成を持つインゴットを、スラブ加熱温度
１１５０℃、仕上温度９１０℃、巻取温度７１０℃で熱
間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼板とした。酸洗後８０％の
圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍｍの冷延板とし、次い
で加熱速度１５℃／ｓｅｃで最高加熱温度８２０℃まで
加熱してから、約１０℃／ｓｅｃで冷却し、４６０℃で
慣用の溶融亜鉛めっき（浴中Ａｌ濃度：０．１％）を行
い、さらに加熱して５２０℃×２０ｓｅｃの合金化処理
後、約１０℃／ｓｅｃで室温まで冷却した。さらに、
０．８％の圧下率の調質圧延をし、引張試験に供した。
引張試験方法は、ＪＩＳ２２４１記載の方法に従った。
また、塗装焼き付け硬化性（ＢＨ性）は、２％引張歪の
のち１７０℃−２０ｍｉｎの焼き付け相当処理を行い、
再度引張試験をした時の降伏点の上昇量である。

【００２２】図１から明らかなように、ＴｉやＮｂなど
を添加せずとも全Ｃ量が０．００１８％以下になると１
００℃−１ｈｒ後の降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）が０．２
％以下となり、常温非時効の目標を達成する。また、全
Ｃ量が０．０００１％以上になると、ＴｉやＮｂを添加
した極低炭素鋼ではなかなか困難なＢＨ性を付与するこ
とが可能となる。一方、図２から明らかなように、Ｐ添
加量を０．０１％以上とすると、ＴｉやＮｂを添加しな
い極低炭素鋼の欠点である低いｒ値、特にｒ₄₅が著しく
改善され、深絞り用鋼板として十分なレベルとなる。

【００２３】実施例２ 実施例１の知見をベースに、表２に示す化学組成を有す
る鋼を実機規模で溶製、鋳造し、続いて熱間圧延（加熱
温度：１２００℃、仕上温度：９３０℃、巻取温度：７
１０℃）、冷間圧延（圧下率：８０％）、連続溶融亜鉛
めっき（最高加熱温度：８２０℃、溶融亜鉛めっき：４
６０℃（浴中Ａｌ濃度０．１１％）、合金化処理：５２
０℃×２０ｓｅｃ）、調質圧延（０．８％）に供した。
引張試験は実施例１と同様である。また、めっき特性と
して、めっき密着性の評価およびめっき皮膜中のＦｅ濃
度を測定した。ここで、めっき密着性は、１８０℃密着
曲げを行い、亜鉛皮膜の剥離状況を曲げ加工部に粘着テ
ープを接着したのち、これをはがしてテープに付着した
剥離めっき量から判定した。評価は、下記の５段階とし
た。

【００２４】１…剥離大、２…剥離中、３…剥離小、４
…剥離微、５…剥離皆無 また、めっき層中のＦｅ濃度はＸ線回折によって求め
た。二次加工性は、焼鈍板を円盤に打ち抜き、絞り比
１．６でカップに絞り、種々の温度に変化させた材料を
円錐台状の工具の上に伏せて、高さ１ｍから３００ｋｇ
の重りを落として衝撃を加え、破壊した場合の延性−脆
性遷移温度によって評価し、−２０℃以下の値を良好と
した。結果を表３に示す。

【００２５】表３から明らかなように、本発明に従え
ば、ＴｉやＮｂなど高価な元素が添加されていない鋼を
用いて、強度レベルが３０ｋｇｆ／ｍｍ² から４５ｋｇ
ｆ／ｍｍ² 級までの溶融亜鉛めっき性に優れた常温非時
効深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、ＢＨ性能も同
時に兼ね備えることが可能である。また、微量Ｂの添加
により耐二次加工脆化特性が著しく改善されることがわ
かる。ここで、鋼３−１、３−２は、ＰとＭｎの同時添
加により高強度化したものであるが、高Ｍｎであるにも
かかわらず良好なｒ、ｒ₄₅となる。これはＰとＭｎの同
時添加は、熱間圧延板の細粒化にも有効であるためと考
えられる。

【００２６】

【表１】

【００２７】

【表２】

【００２８】

【表３】

【００２９】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によればＴ
ｉやＮｂなどの高価な元素を添加せずとも、常温非時効
で、耐二次加工脆化特性、塗装焼き付け硬化性、深絞り
特性が良好で、かつめっき特性に優れた溶融亜鉛めっき
鋼板が得られる。本発明は、従来技術と比較して安価に
かつ安定的に優れた性能を有する溶融亜鉛めっき鋼板の
製造を可能とするばかりでなく、高価な元素の地球資源
を確保したり、あるいは本発明による高強度鋼板の利用
により地球環境保全にも寄与するものと考えられ、その
効果は著しい。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＢＨ量およびＹＰ−Ｅｌ（１００℃−１ｈｒ後
の降伏点伸び）とＣ量との関係を示す図である。

【図２】ｒおよびｒ₄₅とＰ量との関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 (72)発明者 秋末 治 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 西村 邦夫 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００
   １８％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．０３〜３．０
   ％、Ｐ：０．０１〜０．１５％、Ｓ：０．０００５〜
   ０．０２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．
   ０００２〜０．００８０％、Ｂ：０．０００１〜０．０
   ０３０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
   る常温非時効で、耐二次加工脆化特性、塗装焼き付け硬
   化特性、深絞り特性が良好で、かつめっき特性に優れた
   フェライト単相溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 【請求項２】 請求項１記載の化学成分よりなるスラブ
   を（Ａｒ₃ −１００）℃以上の温度で熱間圧延の仕上げ
   を行い、５００℃から７５０℃の温度で巻取り、６０％
   以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続溶融亜鉛めっきお
   よび合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とするめっ
   き特性に優れたフェライト単相溶融亜鉛めっき鋼板の製
   造方法。