JPH07316735A - めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法 - Google Patents
めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法Info
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- JPH07316735A JPH07316735A JP7155395A JP7155395A JPH07316735A JP H07316735 A JPH07316735 A JP H07316735A JP 7155395 A JP7155395 A JP 7155395A JP 7155395 A JP7155395 A JP 7155395A JP H07316735 A JPH07316735 A JP H07316735A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 めっき特性はもとより、プレス成形などの加
工性や耐２次加工ぜい性にも優れ、しかもより高張力で
ある合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。 【構成】 Ti及びNbの１種又は２種とＢとを含有させた
極低炭素鋼に、強化成分としてSi、Mn及びＰに加えて、
Ni及びCuを含有させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板であ
る。しかも、このSi量は、Mn量との兼ね合いで下記(1)
式を満足させるようにし、同様にMn量も下記(2),(3) 式
を満たすようにしてある。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3)
工性や耐２次加工ぜい性にも優れ、しかもより高張力で
ある合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。 【構成】 Ti及びNbの１種又は２種とＢとを含有させた
極低炭素鋼に、強化成分としてSi、Mn及びＰに加えて、
Ni及びCuを含有させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板であ
る。しかも、このSi量は、Mn量との兼ね合いで下記(1)
式を満足させるようにし、同様にMn量も下記(2),(3) 式
を満たすようにしてある。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、主として自動車の車
体等のように、曲げ加工、プレス成形加工、絞り加工等
を施す使途に用いて好適な高張力合金化溶融亜鉛めっき
鋼板及びその製造方法に関する。近年、環境問題が声高
に叫ばれるようになり、これによる自動車の排気ガス規
制が強化されつつある。また、省エネルギーから、自動
車の燃費向上が求められている。これらの対策には車体
の軽量化が有効である。さらに、自動車事故による死者
の増加も問題となっていて、自動車の安全性の向上も重
要な課題となっている。かかる車体の軽量化、パッシブ
セーフティーの向上には、引張強さが400MPa 程度以上
といったより張力の高い鋼板を用いることが有利な手段
の一つとされている。
体等のように、曲げ加工、プレス成形加工、絞り加工等
を施す使途に用いて好適な高張力合金化溶融亜鉛めっき
鋼板及びその製造方法に関する。近年、環境問題が声高
に叫ばれるようになり、これによる自動車の排気ガス規
制が強化されつつある。また、省エネルギーから、自動
車の燃費向上が求められている。これらの対策には車体
の軽量化が有効である。さらに、自動車事故による死者
の増加も問題となっていて、自動車の安全性の向上も重
要な課題となっている。かかる車体の軽量化、パッシブ
セーフティーの向上には、引張強さが400MPa 程度以上
といったより張力の高い鋼板を用いることが有利な手段
の一つとされている。
【０００２】その一方で、溶融亜鉛めっき鋼板を含め冷
延鋼板は、一般に高張力化に伴ってプレス成形性（平均
ｒ値や強度−延性（TS−El）バランスで表される）が劣
化し、さらにめっき特性などの表面処理特性も劣化する
傾向にある。さらに所定の形状に成形加工後に加えられ
た衝撃に対してぜい化する、いわゆる２次加工ぜい性を
もひき起こし易くなる。したがって、溶融亜鉛めっき鋼
板を自動車車体の用途に供するためには、高張力化ばか
りでなく、めっき特性は無論のことプレス成形性及び耐
２次加工ぜい性も従来程度以上にすることが肝要であ
る。
延鋼板は、一般に高張力化に伴ってプレス成形性（平均
ｒ値や強度−延性（TS−El）バランスで表される）が劣
化し、さらにめっき特性などの表面処理特性も劣化する
傾向にある。さらに所定の形状に成形加工後に加えられ
た衝撃に対してぜい化する、いわゆる２次加工ぜい性を
もひき起こし易くなる。したがって、溶融亜鉛めっき鋼
板を自動車車体の用途に供するためには、高張力化ばか
りでなく、めっき特性は無論のことプレス成形性及び耐
２次加工ぜい性も従来程度以上にすることが肝要であ
る。
【０００３】
【従来の技術】これまでにも、高張力化に伴うプレス成
形性改善のために、種々の方策が提案されてきた。例え
ば、特開昭６３−１００１５８号公報に開示された成形
性にすぐれる高強度冷延鋼板においては、Ｃを低減した
極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性の改善のた
めに炭窒化物形成成分であるTi, Nb等を添加し、さらに
高張力化を図るために加工性を害さないSi, Mn, Ｐをお
もに添加することが開示されている。なかでもSiは、ｒ
値や伸び等で示される加工性を劣化させることなく高張
力化することのできる有利な成分とされている。しかし
ながら、多量のSiを添加すると表面処理特性の劣化が避
け難く、特にめっき特性が顕著に劣化するという問題が
あった。
形性改善のために、種々の方策が提案されてきた。例え
ば、特開昭６３−１００１５８号公報に開示された成形
性にすぐれる高強度冷延鋼板においては、Ｃを低減した
極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性の改善のた
めに炭窒化物形成成分であるTi, Nb等を添加し、さらに
高張力化を図るために加工性を害さないSi, Mn, Ｐをお
もに添加することが開示されている。なかでもSiは、ｒ
値や伸び等で示される加工性を劣化させることなく高張
力化することのできる有利な成分とされている。しかし
ながら、多量のSiを添加すると表面処理特性の劣化が避
け難く、特にめっき特性が顕著に劣化するという問題が
あった。
【０００４】そのため、溶融亜鉛めっき鋼板を高張力化
するには、特開平５−２５５８０７号公報に開示されて
いるように、Si量を0.03％以下に制限し、強化成分とし
て主にＰ，Mnを用いる手法が試みられたけれども、多量
のＰ添加は、溶融亜鉛めっきの合金化を遅延させるほ
か、特に極低炭素鋼において２次加工ぜい性をひき起こ
し易いという問題があった。加えて、Mnについてはめっ
き特性への影響が少ないとはいえ、後述するようにSi量
を0.1 ％に制限した場合では、１％以上のMn量でやはり
めっき特性が劣化し始め、また、多量に添加すると変態
点が低下して熱延板が硬質化したり焼鈍時に再結晶をし
ない等、材質劣化につながる不具合が発生するという問
題もあった。それゆえ、Mn，Ｐだけでは、加工性とめっ
き特性を維持しつつ高強度化を図るにも限界があり、よ
り高強度化した溶融亜鉛めっき鋼板を得るための方策が
切望されていた。
するには、特開平５−２５５８０７号公報に開示されて
いるように、Si量を0.03％以下に制限し、強化成分とし
て主にＰ，Mnを用いる手法が試みられたけれども、多量
のＰ添加は、溶融亜鉛めっきの合金化を遅延させるほ
か、特に極低炭素鋼において２次加工ぜい性をひき起こ
し易いという問題があった。加えて、Mnについてはめっ
き特性への影響が少ないとはいえ、後述するようにSi量
を0.1 ％に制限した場合では、１％以上のMn量でやはり
めっき特性が劣化し始め、また、多量に添加すると変態
点が低下して熱延板が硬質化したり焼鈍時に再結晶をし
ない等、材質劣化につながる不具合が発生するという問
題もあった。それゆえ、Mn，Ｐだけでは、加工性とめっ
き特性を維持しつつ高強度化を図るにも限界があり、よ
り高強度化した溶融亜鉛めっき鋼板を得るための方策が
切望されていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記した
問題を有利に解決するもので、自動車車体等の使途に供
すべく、めっき特性はもとより、プレス成形などの加工
性や耐２次加工ぜい性にも優れ、しかもより高張力であ
る合金化溶融亜鉛めっき鋼板をその有利な製造方法とと
もに提案することを目的とする。すなわち、引張強さが
400 MPa 以上、TS×Elが16000MPa・％以上、後述する落
重試験におけるぜい性遷移温度が−45℃以下であって、
かつ良好な溶融亜鉛めっき性を具備する鋼板の製造方法
を提案することを目的とする。
問題を有利に解決するもので、自動車車体等の使途に供
すべく、めっき特性はもとより、プレス成形などの加工
性や耐２次加工ぜい性にも優れ、しかもより高張力であ
る合金化溶融亜鉛めっき鋼板をその有利な製造方法とと
もに提案することを目的とする。すなわち、引張強さが
400 MPa 以上、TS×Elが16000MPa・％以上、後述する落
重試験におけるぜい性遷移温度が−45℃以下であって、
かつ良好な溶融亜鉛めっき性を具備する鋼板の製造方法
を提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは、研究検討を
重ねた結果、SiをMnとの兼ね合いで適正に含有すること
により、めっき特性を劣化させることなしに高強度化を
図ることができ、ひいては良好なめっき特性とプレス成
形性とを兼ね備えて引張強さが400MPa以上である高張力
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができることを見
出した。また、その製造条件を限定することより、上記
のような特性が有利に得られることも併せて見出した。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
重ねた結果、SiをMnとの兼ね合いで適正に含有すること
により、めっき特性を劣化させることなしに高強度化を
図ることができ、ひいては良好なめっき特性とプレス成
形性とを兼ね備えて引張強さが400MPa以上である高張力
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができることを見
出した。また、その製造条件を限定することより、上記
のような特性が有利に得られることも併せて見出した。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００７】すなわち、この発明は、Ｃ：0.0005〜0.00
50mass％、Si：0.1 〜2.5 mass％、Mn：0.1 〜2.5 mass
％、Ni：0.05〜2.0 mass％、Ｂ：0.0010〜0.0100mass
％、Cu：0.1 〜2.5 mass％、Al：0.005 〜0.10mass％、
Ｐ：0.040 〜0.18mass％及びＮ：0.0003〜0.0060mass％
を、mass％で表した含有量につき(%Si), (%Mn), (%Ni)
及び(%Cu) で表した下記式(1),(2) 及び(3) の関係のも
とで含み、かつTi：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003
〜0.10mass％のうちから選んだ１種又は２種を含有し、
残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼板表面に、Fe含
有率が９〜12％の合金化溶融亜鉛めっき層を有してなる
めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化
溶融亜鉛めっき鋼板（第１発明）である。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3)
50mass％、Si：0.1 〜2.5 mass％、Mn：0.1 〜2.5 mass
％、Ni：0.05〜2.0 mass％、Ｂ：0.0010〜0.0100mass
％、Cu：0.1 〜2.5 mass％、Al：0.005 〜0.10mass％、
Ｐ：0.040 〜0.18mass％及びＮ：0.0003〜0.0060mass％
を、mass％で表した含有量につき(%Si), (%Mn), (%Ni)
及び(%Cu) で表した下記式(1),(2) 及び(3) の関係のも
とで含み、かつTi：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003
〜0.10mass％のうちから選んだ１種又は２種を含有し、
残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼板表面に、Fe含
有率が９〜12％の合金化溶融亜鉛めっき層を有してなる
めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化
溶融亜鉛めっき鋼板（第１発明）である。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3)
【０００８】また、この発明は、Ｃ：0.0005〜0.0050ma
ss％、Si：0.1 〜2.5 mass％、Mn：0.1 〜2.5 mass％、
Ni：0.05〜2.0 mass％、Ｂ：0.0010〜0.0100mass％、C
u：0.1 〜2.5 mass％、Al：0.005 〜0.10mass％、Ｐ：
0.040 〜0.18mass％及びＮ：0.0003〜0.0060mass％を、
mass％で表した含有量につき(%Si), (%Mn), (%Ni) 及び
(%Cu)で表した下記式(1),(2) 及び(3) の関係のもとで
含み、かつTi：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003 〜0.
10mass％のうちから選んだ１種又は２種とＷ：0.01〜1.
0 mass％及びMo：0.01〜1.0 mass％のうちから選んだ１
種又は２種とを含有し、残部はFe及び不可避的不純物よ
りなる鋼板表面に、Fe含有率が９〜12％の合金化溶融亜
鉛めっき層を有してなるめっき特性及び耐２次加工ぜい
性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板（第２発
明）である。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3)
ss％、Si：0.1 〜2.5 mass％、Mn：0.1 〜2.5 mass％、
Ni：0.05〜2.0 mass％、Ｂ：0.0010〜0.0100mass％、C
u：0.1 〜2.5 mass％、Al：0.005 〜0.10mass％、Ｐ：
0.040 〜0.18mass％及びＮ：0.0003〜0.0060mass％を、
mass％で表した含有量につき(%Si), (%Mn), (%Ni) 及び
(%Cu)で表した下記式(1),(2) 及び(3) の関係のもとで
含み、かつTi：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003 〜0.
10mass％のうちから選んだ１種又は２種とＷ：0.01〜1.
0 mass％及びMo：0.01〜1.0 mass％のうちから選んだ１
種又は２種とを含有し、残部はFe及び不可避的不純物よ
りなる鋼板表面に、Fe含有率が９〜12％の合金化溶融亜
鉛めっき層を有してなるめっき特性及び耐２次加工ぜい
性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板（第２発
明）である。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3)
【０００９】さらに、この発明は、上記第１発明と同一
の成分組成になる鋼スラブを素材として、この素材に熱
間圧延を施して1000℃以下、750 ℃以上の範囲の温度で
仕上圧延を終了し、650 ℃以下、550 ℃以上の範囲の温
度で巻取った後、酸洗、次いで圧下率60〜95％の冷間圧
延を行い、しかる後に連続式溶融亜鉛めっき設備にて70
0 〜950 ℃の温度範囲の再結晶焼鈍を施し、引き続き53
0 ℃以下、380 ℃以上の範囲の温度まで急冷した後、Al
を0.12〜0.145 ％含有する450 〜490 ℃の温度範囲の溶
融亜鉛めっき浴に浴温以上、浴温＋10℃以下の温度域で
浸漬してめっき処理を行い、次いで450 〜550 ℃の温度
範囲にて14秒以上、28秒以下の加熱をして合金化処理を
行うことを特徴とするめっき特性及び耐２次加工ぜい性
に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
（第３発明）である。
の成分組成になる鋼スラブを素材として、この素材に熱
間圧延を施して1000℃以下、750 ℃以上の範囲の温度で
仕上圧延を終了し、650 ℃以下、550 ℃以上の範囲の温
度で巻取った後、酸洗、次いで圧下率60〜95％の冷間圧
延を行い、しかる後に連続式溶融亜鉛めっき設備にて70
0 〜950 ℃の温度範囲の再結晶焼鈍を施し、引き続き53
0 ℃以下、380 ℃以上の範囲の温度まで急冷した後、Al
を0.12〜0.145 ％含有する450 〜490 ℃の温度範囲の溶
融亜鉛めっき浴に浴温以上、浴温＋10℃以下の温度域で
浸漬してめっき処理を行い、次いで450 〜550 ℃の温度
範囲にて14秒以上、28秒以下の加熱をして合金化処理を
行うことを特徴とするめっき特性及び耐２次加工ぜい性
に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
（第３発明）である。
【００１０】またさらに、この発明は、上記第２発明と
同一の成分組成になる鋼スラブを素材として、この素材
に第３発明と同一の製造工程を施すことを特徴とするめ
っき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法（第４発明）である。
同一の成分組成になる鋼スラブを素材として、この素材
に第３発明と同一の製造工程を施すことを特徴とするめ
っき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法（第４発明）である。
【００１１】
【作用】まず、この発明の基礎となった実験結果につい
て述べる。 Ｃ：0.002 mass％、Ni：0.4 mass％、Cu：0.4 mass％、
Ｐ：0.10mass％、Al：0.04mass％、Ｎ：0.002 mass％、
Ｂ：0.0040mass％、Ti：0.04mass％及びNb：0.03mass％
を含み、さらにSi及びMnを、その含有量を種々に変えて
添加してなるシートバーを、820 〜910 ℃の仕上温度で
熱間圧延を行い、続いて酸洗後、圧下率75〜85％の冷間
圧延を行なって板厚0.75mmにした後、さらに溶融亜鉛め
っきラインにおいて780 〜890 ℃の焼鈍を施し、引き続
き450 〜500 ℃まで急冷してから、Alを0.13％含有する
溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を行った後、45
0〜550 ℃の温度範囲で合金化処理（めっき層中のFe含
有率約10％) を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得
た。
て述べる。 Ｃ：0.002 mass％、Ni：0.4 mass％、Cu：0.4 mass％、
Ｐ：0.10mass％、Al：0.04mass％、Ｎ：0.002 mass％、
Ｂ：0.0040mass％、Ti：0.04mass％及びNb：0.03mass％
を含み、さらにSi及びMnを、その含有量を種々に変えて
添加してなるシートバーを、820 〜910 ℃の仕上温度で
熱間圧延を行い、続いて酸洗後、圧下率75〜85％の冷間
圧延を行なって板厚0.75mmにした後、さらに溶融亜鉛め
っきラインにおいて780 〜890 ℃の焼鈍を施し、引き続
き450 〜500 ℃まで急冷してから、Alを0.13％含有する
溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を行った後、45
0〜550 ℃の温度範囲で合金化処理（めっき層中のFe含
有率約10％) を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得
た。
【００１２】これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板につい
て、めっき特性を調査した。このめっき特性は、目視に
よる外観判定（不めっきの発生の有無）と90°曲げ試験
による耐パウダリング性の判定とで評価した。かかる鋼
板のめっき特性について、鋼板のSi含有量及びMn含有量
との関係で表１にまとめて示す。
て、めっき特性を調査した。このめっき特性は、目視に
よる外観判定（不めっきの発生の有無）と90°曲げ試験
による耐パウダリング性の判定とで評価した。かかる鋼
板のめっき特性について、鋼板のSi含有量及びMn含有量
との関係で表１にまとめて示す。
【００１３】
【表１】
【００１４】表１から、Si含有量とMn含有量との関係
が、1.5(%Mn)−２≦(%Si) ≦２(%Mn)の範囲内にある場
合に、めっき外観、耐パウダリング性ともに良好である
ことが明らかになった。これに対して、SiあるいはMnの
うちどちらか一方が多く、Si含有量とMn含有量との関係
が上記の範囲を外れる場合には、めっき特性が劣化す
る。この理由は詳細には明らかではないが、鋼板表面に
生成される酸化膜が、Si単独添加の場合はSiO2に、ま
た、Mn単独添加の場合はMnO となり、これらはいずれも
溶融亜鉛との濡れ性が悪いのに対し、SiとMnとを、上記
の関係式を満たす範囲内で複合添加した場合は、溶融亜
鉛めっき処理工程に先立つ焼鈍工程にて、めっき特性に
有利な構造を有するMnSiO3主体の酸化被膜が鋼板表面に
生成し、溶融亜鉛との濡れ性が向上するためと考えられ
る。
が、1.5(%Mn)−２≦(%Si) ≦２(%Mn)の範囲内にある場
合に、めっき外観、耐パウダリング性ともに良好である
ことが明らかになった。これに対して、SiあるいはMnの
うちどちらか一方が多く、Si含有量とMn含有量との関係
が上記の範囲を外れる場合には、めっき特性が劣化す
る。この理由は詳細には明らかではないが、鋼板表面に
生成される酸化膜が、Si単独添加の場合はSiO2に、ま
た、Mn単独添加の場合はMnO となり、これらはいずれも
溶融亜鉛との濡れ性が悪いのに対し、SiとMnとを、上記
の関係式を満たす範囲内で複合添加した場合は、溶融亜
鉛めっき処理工程に先立つ焼鈍工程にて、めっき特性に
有利な構造を有するMnSiO3主体の酸化被膜が鋼板表面に
生成し、溶融亜鉛との濡れ性が向上するためと考えられ
る。
【００１５】次に、Ｃ：0.002 mass％、Ｂ：0.0040mass
％、Ｐ：0.10mass％、Al：0.04mass％、Ｎ：0.002mass
％、Ti：0.04mass％及びNb：0.03mass％を含み、さらに
Si,Mn, Ni及びCuを、その含有量を種々に変えて添加し
たシートバーを、820 〜910℃の仕上温度で熱間圧延を
行い、続いて酸洗後、圧下率75〜85％の冷間圧延を行な
って板厚0.75mmに仕上げた後、さらに溶融亜鉛めっきラ
インにおいて780 〜890 ℃の焼鈍を施し、引き続き450
〜500 ℃まで急冷してから、Alを0.13％含有する溶融亜
鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を行った後、 450〜55
0 ℃の温度範囲で合金化処理（めっき層中のFe含有率約
10％) を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
％、Ｐ：0.10mass％、Al：0.04mass％、Ｎ：0.002mass
％、Ti：0.04mass％及びNb：0.03mass％を含み、さらに
Si,Mn, Ni及びCuを、その含有量を種々に変えて添加し
たシートバーを、820 〜910℃の仕上温度で熱間圧延を
行い、続いて酸洗後、圧下率75〜85％の冷間圧延を行な
って板厚0.75mmに仕上げた後、さらに溶融亜鉛めっきラ
インにおいて780 〜890 ℃の焼鈍を施し、引き続き450
〜500 ℃まで急冷してから、Alを0.13％含有する溶融亜
鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を行った後、 450〜55
0 ℃の温度範囲で合金化処理（めっき層中のFe含有率約
10％) を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００１６】これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板につい
て、耐２次加工ぜい性を調査した。ここに、耐２次加工
ぜい性の評価は、鋼板から50φの試験片を打ち抜いた
後、この試験片を24φの球頭ポンチで絞り抜き、得られ
たカップを、深さ21mmの位置で切断した後、横向きに置
いて、このカップに対して重錘重量５Kg、落下高さ80cm
の落重試験を行って割れが発生した最高温度をぜい性遷
移温度として評価した。合否判定は遷移温度が−45℃以
下のとき○（可）、−45℃を超えたとき×（不可）とし
た。かかる鋼板の耐２次加工ぜい性について、鋼板のSi
含有量, Mn含有量, Ni含有量及びCuとの関係で表２にま
とめて示す。
て、耐２次加工ぜい性を調査した。ここに、耐２次加工
ぜい性の評価は、鋼板から50φの試験片を打ち抜いた
後、この試験片を24φの球頭ポンチで絞り抜き、得られ
たカップを、深さ21mmの位置で切断した後、横向きに置
いて、このカップに対して重錘重量５Kg、落下高さ80cm
の落重試験を行って割れが発生した最高温度をぜい性遷
移温度として評価した。合否判定は遷移温度が−45℃以
下のとき○（可）、−45℃を超えたとき×（不可）とし
た。かかる鋼板の耐２次加工ぜい性について、鋼板のSi
含有量, Mn含有量, Ni含有量及びCuとの関係で表２にま
とめて示す。
【００１７】
【表２】
【００１８】表２からわかるように、Si含有量, Mn含有
量, Ni含有量及びCu含有量の総量が少ないＡ鋼では、耐
２次加工ぜい性は良好であるが、引張強度（TS）がこの
発明で目標とする400 〜700MPaに満たなかった。また、
Cu含有量がMn含有量の２分の１を下回るＢ鋼及びＥ鋼で
は、耐２次加工ぜい性が劣り、逆にCu含有量がMn含有量
の２分の１以上であるＣ鋼、Ｄ鋼、Ｆ鋼及びＧ鋼では耐
２次加工ぜい性が改善されることが判明した。すなわ
ち、詳細な機構は明確ではないが、Mn含有量の２分の１
以上のCuを添加することにより、耐２次加工ぜい性が顕
著に改善されることが明らかとなった。
量, Ni含有量及びCu含有量の総量が少ないＡ鋼では、耐
２次加工ぜい性は良好であるが、引張強度（TS）がこの
発明で目標とする400 〜700MPaに満たなかった。また、
Cu含有量がMn含有量の２分の１を下回るＢ鋼及びＥ鋼で
は、耐２次加工ぜい性が劣り、逆にCu含有量がMn含有量
の２分の１以上であるＣ鋼、Ｄ鋼、Ｆ鋼及びＧ鋼では耐
２次加工ぜい性が改善されることが判明した。すなわ
ち、詳細な機構は明確ではないが、Mn含有量の２分の１
以上のCuを添加することにより、耐２次加工ぜい性が顕
著に改善されることが明らかとなった。
【００１９】なお、以上述べたようなこの発明の作用効
果については、強度向上のためにMo及びＷの１種又は２
種を１mass％以下の範囲で添加した場合でも、何ら損な
われることがなかった。
果については、強度向上のためにMo及びＷの１種又は２
種を１mass％以下の範囲で添加した場合でも、何ら損な
われることがなかった。
【００２０】次に、この発明における各成分組成範囲の
限定理由について述べる。 Ｃ：0.0005〜0.0050mass％ Ｃは、良好な加工性、特に良好なTS−Elバランスを有す
る鋼板を得るには、極低炭素鋼であることが必要である
ため、上限を0.0050mass％とする。好ましくは0.0040ma
ss％以下、より好ましくは0.0030mass％以下である。し
かし、強度向上を図るべく多量のＰを添加するような場
合では、Ｃが0.0005mass％よりも少なくなると耐２次加
工ぜい性が劣化する。したがってＣ含有量は0.0005〜0.
0050mass％に限定する。好ましくは0.0005〜0.0040mass
％、より好ましくは0.0005〜0.0030mass％である。
限定理由について述べる。 Ｃ：0.0005〜0.0050mass％ Ｃは、良好な加工性、特に良好なTS−Elバランスを有す
る鋼板を得るには、極低炭素鋼であることが必要である
ため、上限を0.0050mass％とする。好ましくは0.0040ma
ss％以下、より好ましくは0.0030mass％以下である。し
かし、強度向上を図るべく多量のＰを添加するような場
合では、Ｃが0.0005mass％よりも少なくなると耐２次加
工ぜい性が劣化する。したがってＣ含有量は0.0005〜0.
0050mass％に限定する。好ましくは0.0005〜0.0040mass
％、より好ましくは0.0005〜0.0030mass％である。
【００２１】Si：0.1 〜2.5 mass％ Siは、加工性の劣化を少なくするとともに鋼を強化する
作用があるため、その含有量は0.1 mass％以上を必要と
する。しかし2.5 mass％を超えると耐２次加工ぜい性の
劣化を招くため、Si含有量は0.1 〜2.5 mass％に限定す
る。ただし、Siを活用して加工性を維持しつつ鋼を強化
するというこの発明の主旨からすると、400MPa級以上の
鋼板の場合のSi含有量は、好ましくは0.2 〜2.5 mass
％、より好ましくは0.3 〜2.5 mass％である。
作用があるため、その含有量は0.1 mass％以上を必要と
する。しかし2.5 mass％を超えると耐２次加工ぜい性の
劣化を招くため、Si含有量は0.1 〜2.5 mass％に限定す
る。ただし、Siを活用して加工性を維持しつつ鋼を強化
するというこの発明の主旨からすると、400MPa級以上の
鋼板の場合のSi含有量は、好ましくは0.2 〜2.5 mass
％、より好ましくは0.3 〜2.5 mass％である。
【００２２】また、この発明ではSi量を、Mn含有量に応
じて、 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) を満足する範囲内とする。上式の範囲を外れた場合に
は、めっき処理工程に先立つ焼鈍工程において、めっき
特性に有利な構造を有する酸化被膜が鋼板表面に生成さ
れない結果、めっき特性の改善が図れない。
じて、 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) を満足する範囲内とする。上式の範囲を外れた場合に
は、めっき処理工程に先立つ焼鈍工程において、めっき
特性に有利な構造を有する酸化被膜が鋼板表面に生成さ
れない結果、めっき特性の改善が図れない。
【００２３】Mn：0.1 〜2.5 mass％ Mn含有量は、加工性・耐２次加工ぜい性の観点からは低
減させることが望ましいが、0.1 mass％よりも少ない場
合は自動車用材料として充分な強化効果が得られない。
また、熱延時の変態点を上げる作用を有するSiを多量に
添加した場合には、オーステナイト域での正常な熱間圧
延を実施することが困難になるため、変態点を下げるMn
を好ましくは0.2 mass％以上、より好ましくは0.4 mass
％以上添加して変態点を適当な温度域に調整することが
望ましい。一方、2.5 mass％を超えると耐２次加工ぜい
性の改善が困難になるほか、鋼が著しく硬化して冷間圧
延が困難となる。したがってMn含有量は0.1 〜2.5 mass
％に限定するが、好ましくは0.2 〜2.5 mass％、より好
ましくは0.4 〜2.5 mass％である。
減させることが望ましいが、0.1 mass％よりも少ない場
合は自動車用材料として充分な強化効果が得られない。
また、熱延時の変態点を上げる作用を有するSiを多量に
添加した場合には、オーステナイト域での正常な熱間圧
延を実施することが困難になるため、変態点を下げるMn
を好ましくは0.2 mass％以上、より好ましくは0.4 mass
％以上添加して変態点を適当な温度域に調整することが
望ましい。一方、2.5 mass％を超えると耐２次加工ぜい
性の改善が困難になるほか、鋼が著しく硬化して冷間圧
延が困難となる。したがってMn含有量は0.1 〜2.5 mass
％に限定するが、好ましくは0.2 〜2.5 mass％、より好
ましくは0.4 〜2.5 mass％である。
【００２４】Ni：0.05〜2.0 mass％ Niは、加工性を損なうことなく鋼の強度を向上させると
ともにぜい性を抑制するのに有効な成分であり、Ni量が
0.05mass％よりも少ない場合は充分な効果が得られな
い。また、熱延時の変態点を上げる作用を有するSiを多
量に添加した場合にはオーステナイト域での正常な熱間
圧延を実施することが困難になるため、変態点を下げる
Niを好ましくは0.1 mass％以上、より好ましくは0.2 ma
ss％以上添加して変態点を適当な温度域に調整すること
が望ましい。一方、Niを2.0 mass％を超えて添加した場
合は著しくコストアップにつながる。したがってNi含有
量は0.05〜2.0 mass％に限定する。好ましくは0.1 〜2.
0 mass％、より好ましくは0.2 〜2.0 mass％である。
ともにぜい性を抑制するのに有効な成分であり、Ni量が
0.05mass％よりも少ない場合は充分な効果が得られな
い。また、熱延時の変態点を上げる作用を有するSiを多
量に添加した場合にはオーステナイト域での正常な熱間
圧延を実施することが困難になるため、変態点を下げる
Niを好ましくは0.1 mass％以上、より好ましくは0.2 ma
ss％以上添加して変態点を適当な温度域に調整すること
が望ましい。一方、Niを2.0 mass％を超えて添加した場
合は著しくコストアップにつながる。したがってNi含有
量は0.05〜2.0 mass％に限定する。好ましくは0.1 〜2.
0 mass％、より好ましくは0.2 〜2.0 mass％である。
【００２５】Ｂ：0.0010〜0.0100mass％ Ｂは、粒界に偏析して２次加工ぜい性の防止に顕著な効
果を示すが、0.0010mass％未満ではその効果が小さく、
一方0.0100mass％を超えて添加してもその効果が飽和す
るばかりでなく降伏強度の上昇、伸びの低下等により加
工性を劣化させるため、0.00010 〜0.0100mass％に限定
する。ただし、添加によってわずかであるが加工性が劣
化するため、0.15mass％以上のＰを含有するような場合
を除いて好ましくは0.00010 〜0.0050mass％、より好ま
しくは0.0010〜0.0030mass％である。
果を示すが、0.0010mass％未満ではその効果が小さく、
一方0.0100mass％を超えて添加してもその効果が飽和す
るばかりでなく降伏強度の上昇、伸びの低下等により加
工性を劣化させるため、0.00010 〜0.0100mass％に限定
する。ただし、添加によってわずかであるが加工性が劣
化するため、0.15mass％以上のＰを含有するような場合
を除いて好ましくは0.00010 〜0.0050mass％、より好ま
しくは0.0010〜0.0030mass％である。
【００２６】Cu：0.1 〜2.5 mass％ Cuは、この発明において重要な成分であり、Mnとの比に
おいて２(%Cu) ≧（%Mn)となる範囲で添加することによ
り耐２次加工ぜい性を著しく改善することができる。ま
た、Cuは鋼中に固溶又は析出して鋼の強度を上昇させる
のに有効な成分であり、その効果を得るためには0.1 ma
ss％以上を必要とする。また、熱延時の変態点を上げる
Siを多量に添加した場合には、オーステナイト域での正
常な熱間圧延を実施することが困難になるため、変態点
を下げる作用を有するCuを好ましくは0.2 mass％以上、
より好ましくは0.4 mass％以上添加して変態点を適当な
温度域に調整することが望ましい。しかし、Cuを2.5 ma
ss％を超えて添加した場合にはスポット溶接性を著しく
劣化させる。したがって、Cu含有量は0.1 〜2.5 mass％
に限定する。好ましくは0.2 〜2.5 mass％、より好まし
くは0.4 〜2.5 mass％である。また、Cu含有量がNi含有
量の３倍を超えると熱間加工性を劣化させるのでNi含有
量との関係から上記範囲内にその上限を規定する。
おいて２(%Cu) ≧（%Mn)となる範囲で添加することによ
り耐２次加工ぜい性を著しく改善することができる。ま
た、Cuは鋼中に固溶又は析出して鋼の強度を上昇させる
のに有効な成分であり、その効果を得るためには0.1 ma
ss％以上を必要とする。また、熱延時の変態点を上げる
Siを多量に添加した場合には、オーステナイト域での正
常な熱間圧延を実施することが困難になるため、変態点
を下げる作用を有するCuを好ましくは0.2 mass％以上、
より好ましくは0.4 mass％以上添加して変態点を適当な
温度域に調整することが望ましい。しかし、Cuを2.5 ma
ss％を超えて添加した場合にはスポット溶接性を著しく
劣化させる。したがって、Cu含有量は0.1 〜2.5 mass％
に限定する。好ましくは0.2 〜2.5 mass％、より好まし
くは0.4 〜2.5 mass％である。また、Cu含有量がNi含有
量の３倍を超えると熱間加工性を劣化させるのでNi含有
量との関係から上記範囲内にその上限を規定する。
【００２７】Al：0.005 〜0.10mass％ Alは、脱酸及び鋼中Ｎの析出固定のため必要量を添加す
るが、その含有量が0.005 mass％未満では介在物が増加
してしまい良好な加工性が得られない。一方、Al量が多
すぎると加工性を劣化させるだけでなく、表面性状をも
劣化させるため、Al含有量は0.005 〜0.10mass％に限定
する。ただし上記メカニズムによる加工性の適正化の観
点からは好ましくは0.005 〜0.06mass％、より好ましく
は0.01〜0.06mass％である。
るが、その含有量が0.005 mass％未満では介在物が増加
してしまい良好な加工性が得られない。一方、Al量が多
すぎると加工性を劣化させるだけでなく、表面性状をも
劣化させるため、Al含有量は0.005 〜0.10mass％に限定
する。ただし上記メカニズムによる加工性の適正化の観
点からは好ましくは0.005 〜0.06mass％、より好ましく
は0.01〜0.06mass％である。
【００２８】Ｐ：0.040 〜0.18mass％ 詳細な機構は不明であるが、Ｐは鋼を強化するととも
に、加工性、特に平均ｒ値を向上させる効果があり、所
望の強度に応じて添加する。その効果は0.040 mass％以
上の添加で顕著になるが、一方、Ｐを0.18mass％を超え
て添加した場合にはめっきの合金化を著しく遅延させる
ほか、鋳造時の凝固偏析により材質も劣化する。また材
質改善を目的にＣ量を低減した場合には、0.12mass％以
上の添加で耐２次加工性が劣化し始め、0.15mass％以上
の添加では多量のＢ添加が必要になる。したがって、Ｐ
含有量は0.040 〜0.18mass％に規定する。好ましくは0.
040〜0.15mass％、より好ましくは0.040 〜0.12mass％
である。
に、加工性、特に平均ｒ値を向上させる効果があり、所
望の強度に応じて添加する。その効果は0.040 mass％以
上の添加で顕著になるが、一方、Ｐを0.18mass％を超え
て添加した場合にはめっきの合金化を著しく遅延させる
ほか、鋳造時の凝固偏析により材質も劣化する。また材
質改善を目的にＣ量を低減した場合には、0.12mass％以
上の添加で耐２次加工性が劣化し始め、0.15mass％以上
の添加では多量のＢ添加が必要になる。したがって、Ｐ
含有量は0.040 〜0.18mass％に規定する。好ましくは0.
040〜0.15mass％、より好ましくは0.040 〜0.12mass％
である。
【００２９】Ｎ：0.0003〜0.0060mass％ Ｎ含有量は低いほうが好ましいが、0.0003mass％未満に
なると著しく製造コストが上昇するのでこれを下限とす
る。一方、あまりに多いとＮを無害化するために多量の
TiやAlの添加が必要となるため0.0060mass％を上限とす
る。ただし、加工性の観点からは好ましくは0.0003〜0.
0040mass％、より好ましくは0.0003〜0.0030mass％であ
る。
なると著しく製造コストが上昇するのでこれを下限とす
る。一方、あまりに多いとＮを無害化するために多量の
TiやAlの添加が必要となるため0.0060mass％を上限とす
る。ただし、加工性の観点からは好ましくは0.0003〜0.
0040mass％、より好ましくは0.0003〜0.0030mass％であ
る。
【００３０】Ti：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003 〜
0.10mass％から選んだ１種又は２種Ti及びNbはいずれ
も、炭化物形成成分であり、TiはＮ，Ｃ，Ｓの一部ある
いは全部を、またNbはＣの一部あるいは全部を固定する
ために、極低炭素鋼の加工性と非時効性を確保するのに
有効である。しかし、いずれも0.003 mass％未満ではそ
の効果がないためこれを下限とする。一方、いずれも0.
1 mass％超となると逆に加工性を劣化させるためこれを
上限とする。ただし、加工性の観点からはＣ量が充分低
減されている場合にはTi, Nbの合計で好ましくは0.03〜
0.10mass％、より好ましくは0.03〜0.08mass％である。
0.10mass％から選んだ１種又は２種Ti及びNbはいずれ
も、炭化物形成成分であり、TiはＮ，Ｃ，Ｓの一部ある
いは全部を、またNbはＣの一部あるいは全部を固定する
ために、極低炭素鋼の加工性と非時効性を確保するのに
有効である。しかし、いずれも0.003 mass％未満ではそ
の効果がないためこれを下限とする。一方、いずれも0.
1 mass％超となると逆に加工性を劣化させるためこれを
上限とする。ただし、加工性の観点からはＣ量が充分低
減されている場合にはTi, Nbの合計で好ましくは0.03〜
0.10mass％、より好ましくは0.03〜0.08mass％である。
【００３１】Ｓ：0.0005〜0.015 mass％ この発明においてＳは不純物であり、Ｓ含有量が低いほ
うが好ましいが、0.0005mass％未満になると著しく製造
コストが上昇する。一方0.015 mass％超になるとMnS が
多量に析出し、加工性が劣化するのでこれを上限とす
る。ただし、加工性の観点からは好ましくは0.0005〜0.
010 mass％、より好ましくは0.0005〜0.008 mass％であ
る。
うが好ましいが、0.0005mass％未満になると著しく製造
コストが上昇する。一方0.015 mass％超になるとMnS が
多量に析出し、加工性が劣化するのでこれを上限とす
る。ただし、加工性の観点からは好ましくは0.0005〜0.
010 mass％、より好ましくは0.0005〜0.008 mass％であ
る。
【００３２】Ｗ：0.01〜1.0 mass％及びMo：0.01〜1.0
mass％のうちから選んだ１種又は２種 第２発明、第４発明においては、以上の成分に加えてＷ
及びMoの１種又は２種を含有させる。Ｗ，Moはともに加
工性・耐２次加工ぜい性を劣化させることなく高強度化
するのに有効な成分であり、0.01mass％以上の添加で効
果を発揮する。また、これらの成分は、めっき特性を劣
化させることなく高強度化ができるため、めっき特性を
劣化させる成分を低減する意味から、好ましくは0.05ma
ss％以上、より好ましくは0.1 mass％以上を加する。一
方、過度の添加は鋼の再結晶温度を極端に上昇させ、加
工性を劣化させるばかりかコストアップにもなる。した
がってＷ，Moの含有量はともに0.01〜1.0 mass％、好ま
しくは0.05〜1.0 mass％、より好ましくは0.1 〜1.0 ma
ss％である。
mass％のうちから選んだ１種又は２種 第２発明、第４発明においては、以上の成分に加えてＷ
及びMoの１種又は２種を含有させる。Ｗ，Moはともに加
工性・耐２次加工ぜい性を劣化させることなく高強度化
するのに有効な成分であり、0.01mass％以上の添加で効
果を発揮する。また、これらの成分は、めっき特性を劣
化させることなく高強度化ができるため、めっき特性を
劣化させる成分を低減する意味から、好ましくは0.05ma
ss％以上、より好ましくは0.1 mass％以上を加する。一
方、過度の添加は鋼の再結晶温度を極端に上昇させ、加
工性を劣化させるばかりかコストアップにもなる。した
がってＷ，Moの含有量はともに0.01〜1.0 mass％、好ま
しくは0.05〜1.0 mass％、より好ましくは0.1 〜1.0 ma
ss％である。
【００３３】次いで、この発明における製造条件の限定
について説明する。まず、所定の成分組成の鋼スラブ
を、製鋼工程・鋳造工程を経て製造する。次に熱間圧延
の際、仕上温度は、冷間圧延・焼鈍後の加工性を良好に
するために最低でも750 ℃が必要である。750 ℃未満の
温度で仕上げると、熱延板中に圧延組織の残存が顕著と
なってプレス成形性に好都合な集合組織の形成に不利と
なる。一方、1000℃を超えた温度で圧延を終了すると熱
延板組織の粗大化が生じ、やはりプレス成形性に有利な
集合組織が得られない。したがって熱間圧延仕上温度は
750℃以上、1000℃以下が好ましい。
について説明する。まず、所定の成分組成の鋼スラブ
を、製鋼工程・鋳造工程を経て製造する。次に熱間圧延
の際、仕上温度は、冷間圧延・焼鈍後の加工性を良好に
するために最低でも750 ℃が必要である。750 ℃未満の
温度で仕上げると、熱延板中に圧延組織の残存が顕著と
なってプレス成形性に好都合な集合組織の形成に不利と
なる。一方、1000℃を超えた温度で圧延を終了すると熱
延板組織の粗大化が生じ、やはりプレス成形性に有利な
集合組織が得られない。したがって熱間圧延仕上温度は
750℃以上、1000℃以下が好ましい。
【００３４】熱間圧延後の巻取り温度は550 ℃以上、65
0 ℃以下が望ましい。巻取り温度が550 ℃未満であると
熱延板が硬質になりやすく、冷間圧延性が低下する。そ
のため下限を550 ℃とした。一方、巻取り温度が650 ℃
を超えるとリンの化合物が生成したり、粗大粒を生じる
など材質劣化につながるため、上限を650 ℃とした。
0 ℃以下が望ましい。巻取り温度が550 ℃未満であると
熱延板が硬質になりやすく、冷間圧延性が低下する。そ
のため下限を550 ℃とした。一方、巻取り温度が650 ℃
を超えるとリンの化合物が生成したり、粗大粒を生じる
など材質劣化につながるため、上限を650 ℃とした。
【００３５】冷間圧延においては、冷延圧下率を60％以
上にしないと充分な加工性が得られないので圧下率の下
限は60％以上が好適である。より好ましくは70％以上の
冷延圧下率とすることが有利である。一方、冷延圧下率
を95％以上とすると、かえって加工性が劣化するのでそ
の上限を95％が望ましい。
上にしないと充分な加工性が得られないので圧下率の下
限は60％以上が好適である。より好ましくは70％以上の
冷延圧下率とすることが有利である。一方、冷延圧下率
を95％以上とすると、かえって加工性が劣化するのでそ
の上限を95％が望ましい。
【００３６】めっき処理は、連続式溶融亜鉛めっき設備
で行う。冷間圧延後の再結晶焼鈍温度は、十分な再結晶
を生じ、かつオーステナイトを生成させないという観点
から、700 ℃以上 950℃以下の範囲であればよいが、望
ましくは 800℃以上で焼鈍するのが良い。
で行う。冷間圧延後の再結晶焼鈍温度は、十分な再結晶
を生じ、かつオーステナイトを生成させないという観点
から、700 ℃以上 950℃以下の範囲であればよいが、望
ましくは 800℃以上で焼鈍するのが良い。
【００３７】再結晶焼鈍後は、530 ℃以下、380 ℃以上
の範囲の温度まで急冷する。急冷停止温度が 380℃未満
では不めっきが発生し、一方 530℃を超える温度で急冷
を停止するとめっき表面にムラが発生するため好ましく
ない。
の範囲の温度まで急冷する。急冷停止温度が 380℃未満
では不めっきが発生し、一方 530℃を超える温度で急冷
を停止するとめっき表面にムラが発生するため好ましく
ない。
【００３８】急冷後は、引き続いてAlを0.12〜0.145 ％
含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を行
う。この際、浴中のAl含有率が0.12％未満では、合金化
が進み過ぎてめっき密着性（パウダリング性）が劣化
し、一方、0.145 ％を超えるAl含有率では、不めっきが
発生するため、浴中のAl含有率を0.12〜0.145 ％の範囲
に限定する。また、亜鉛めっき浴の温度は、450 〜490
℃とし、浴に浸漬させる板の温度は、浴温以上、浴温＋
10℃以下の範囲とする。浴温が450 ℃未満あるいは浸漬
時の板温が浴温未満では、亜鉛の凝固が促進されてめっ
き付着量の調整が困難となる。一方、浴温が490 ℃を超
えあるいは浸漬時の板温が浴温＋10℃を超えると、鋼板
から浴中への鉄の溶出が促進されてドロスを作り、表面
欠陥を生じ易くなる。
含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を行
う。この際、浴中のAl含有率が0.12％未満では、合金化
が進み過ぎてめっき密着性（パウダリング性）が劣化
し、一方、0.145 ％を超えるAl含有率では、不めっきが
発生するため、浴中のAl含有率を0.12〜0.145 ％の範囲
に限定する。また、亜鉛めっき浴の温度は、450 〜490
℃とし、浴に浸漬させる板の温度は、浴温以上、浴温＋
10℃以下の範囲とする。浴温が450 ℃未満あるいは浸漬
時の板温が浴温未満では、亜鉛の凝固が促進されてめっ
き付着量の調整が困難となる。一方、浴温が490 ℃を超
えあるいは浸漬時の板温が浴温＋10℃を超えると、鋼板
から浴中への鉄の溶出が促進されてドロスを作り、表面
欠陥を生じ易くなる。
【００３９】このめっき処理に続く合金化処理により、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られるが、この合金化処
理は、めっき層中のFe含有率が９〜12％となるように加
熱する処理である。すなわち、450 〜550 ℃の温度範囲
にて、14秒〜28秒の加熱を行って合金化する。加熱温度
が450 ℃未満あるいは加熱時間が14秒未満では、合金化
が十分には行われず、Fe含有率が９％未満となって耐フ
レーキング性が劣化する。一方、加熱温度が550 ℃超え
あるいは加熱時間が28秒超えでは、合金化が過度に進
み、Fe含有率が12％を超えるため耐パウダリング性が劣
化する。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られるが、この合金化処
理は、めっき層中のFe含有率が９〜12％となるように加
熱する処理である。すなわち、450 〜550 ℃の温度範囲
にて、14秒〜28秒の加熱を行って合金化する。加熱温度
が450 ℃未満あるいは加熱時間が14秒未満では、合金化
が十分には行われず、Fe含有率が９％未満となって耐フ
レーキング性が劣化する。一方、加熱温度が550 ℃超え
あるいは加熱時間が28秒超えでは、合金化が過度に進
み、Fe含有率が12％を超えるため耐パウダリング性が劣
化する。
【００４０】なお、この発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、
潤滑剤を塗布するなど表面に特殊な処理を施してさらに
プレス成形性、溶接性、あるいは耐食性の改善を行って
もこの発明の特性に変わりはない。また、この発明の鋼
板（あるいはこの発明の鋼板の表面に上述の特殊な処理
を施した鋼板）に、形状矯正などの目的で調質圧延を通
常の範囲内で行なってもこの発明の特性に変わりはな
い。
潤滑剤を塗布するなど表面に特殊な処理を施してさらに
プレス成形性、溶接性、あるいは耐食性の改善を行って
もこの発明の特性に変わりはない。また、この発明の鋼
板（あるいはこの発明の鋼板の表面に上述の特殊な処理
を施した鋼板）に、形状矯正などの目的で調質圧延を通
常の範囲内で行なってもこの発明の特性に変わりはな
い。
【００４１】
【実施例】転炉にて溶製した表３、表４に示す成分組成
の鋼スラブを用意した。表３、表４中、鋼No.25 〜32は
比較例であって、鋼No.25 〜29は、いずれもSi量とMn量
との関係が、 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) を満足しない例であり、鋼No.30 〜32は、いずれもMn量
とCu量との関係が、２(%Cu) ≧(%Mn) を満足しない例で
ある。
の鋼スラブを用意した。表３、表４中、鋼No.25 〜32は
比較例であって、鋼No.25 〜29は、いずれもSi量とMn量
との関係が、 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) を満足しない例であり、鋼No.30 〜32は、いずれもMn量
とCu量との関係が、２(%Cu) ≧(%Mn) を満足しない例で
ある。
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】これらの鋼スラブに仕上温度800 〜920 ℃
の熱間圧延を行い、580 〜630 ℃で巻取った後、酸洗、
次いで圧下率80％の冷間圧延により板厚0.8 mmに圧延し
た後、連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶焼鈍、めっき
処理（めっき浴温460 〜490℃、浸漬時の板温が浴温以
上、浴温＋10℃以下、目付量片面45ｇ／m2）及び合金化
処理（処理温度500 ℃、処理時間15秒）を施した。その
際の再結晶焼鈍温度、急冷停止温度、めっき浴中のAl含
有率及び合金化後のめっき層中のFe含有率を表５、表６
に示す。
の熱間圧延を行い、580 〜630 ℃で巻取った後、酸洗、
次いで圧下率80％の冷間圧延により板厚0.8 mmに圧延し
た後、連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶焼鈍、めっき
処理（めっき浴温460 〜490℃、浸漬時の板温が浴温以
上、浴温＋10℃以下、目付量片面45ｇ／m2）及び合金化
処理（処理温度500 ℃、処理時間15秒）を施した。その
際の再結晶焼鈍温度、急冷停止温度、めっき浴中のAl含
有率及び合金化後のめっき層中のFe含有率を表５、表６
に示す。
【００４５】かくして得られた鋼板について引張特性及
び耐２次加工ぜい性を調査した。この引張特性は、JIS
5 号試験片を使用して測定し、また、めっき特性及び耐
２次加工ぜい性は前記の実験の場合と同様の方法で試験
・評価した。その調査結果を表５、表６に併記する。な
お、表５、表６中、鋼No. ４〜７は比較例であって、鋼
No. ４は急冷停止温度が低い例、鋼No. ５は急冷停止温
度が高い例、鋼No. ６はめっき浴中のAl含有率が低い
例、そして鋼No. ７はめっき浴中のAl含有率が高い例で
ある。
び耐２次加工ぜい性を調査した。この引張特性は、JIS
5 号試験片を使用して測定し、また、めっき特性及び耐
２次加工ぜい性は前記の実験の場合と同様の方法で試験
・評価した。その調査結果を表５、表６に併記する。な
お、表５、表６中、鋼No. ４〜７は比較例であって、鋼
No. ４は急冷停止温度が低い例、鋼No. ５は急冷停止温
度が高い例、鋼No. ６はめっき浴中のAl含有率が低い
例、そして鋼No. ７はめっき浴中のAl含有率が高い例で
ある。
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】表５、表６から、この発明の適合例はいず
れもTS×Elで示されるTS, Elバランスに優れると同時
に、優れためっき特性、耐２次加工ぜい性を有している
ことがわかる。
れもTS×Elで示されるTS, Elバランスに優れると同時
に、優れためっき特性、耐２次加工ぜい性を有している
ことがわかる。
【００４９】
【発明の効果】この発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき
鋼板は、極低炭素鋼においてSiとMnのバランスを制限す
ることにより、めっき特性に優れ、かつプレス成形用と
しても好適な特性を有するものであり、自動車の軽量
化、安全性の向上に大きく寄与することができる。
鋼板は、極低炭素鋼においてSiとMnのバランスを制限す
ることにより、めっき特性に優れ、かつプレス成形用と
しても好適な特性を有するものであり、自動車の軽量
化、安全性の向上に大きく寄与することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 加藤 俊之 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 海野 茂 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 加藤 千昭 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：0.0005〜0.0050mass％、 Si：0.1 〜2.5 mass％、 Mn：0.1 〜2.5 mass％、 Ni：0.05〜2.0 mass％、 Ｂ：0.0010〜0.0100mass％、 Cu：0.1 〜2.5 mass％、 Al：0.005 〜0.10mass％、 Ｐ：0.040 〜0.18mass％及び Ｎ：0.0003〜0.0060mass％ を、mass％で表した含有量につき(%Si), (%Mn), (%Ni)
及び(%Cu) で表した下記式(1),(2) 及び(3) の関係のも
とで含み、かつTi：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003
〜0.10mass％のうちから選んだ１種又は２種を含有し、
残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼板表面に、Fe含
有率が９〜12％の合金化溶融亜鉛めっき層を有してなる
めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化
溶融亜鉛めっき鋼板。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3) - 【請求項２】 Ｃ：0.0005〜0.0050mass％、 Si：0.1 〜2.5 mass％、 Mn：0.1 〜2.5 mass％、 Ni：0.05〜2.0 mass％、 Ｂ：0.0010〜0.0100mass％、 Cu：0.1 〜2.5 mass％、 Al：0.005 〜0.10mass％、 Ｐ：0.040 〜0.18mass％及び Ｎ：0.0003〜0.0060mass％ を、mass％で表した含有量につき(%Si), (%Mn), (%Ni)
及び (%Cu)で表した下記式(1),(2) 及び(3) の関係のも
とで含み、かつTi：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003
〜0.10mass％のうちから選んだ１種又は２種とＷ：0.01
〜1.0 mass％及びMo：0.01〜1.0 mass％のうちから選ん
だ１種又は２種とを含有し、残部はFe及び不可避的不純
物よりなる鋼板表面に、Fe含有率が９〜12％の合金化溶
融亜鉛めっき層を有してなるめっき特性及び耐２次加工
ぜい性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3) - 【請求項３】 Ｃ：0.0005〜0.0050mass％、 Si：0.1 〜2.5 mass％、 Mn：0.1 〜2.5 mass％、 Ni：0.05〜2.0 mass％、 Ｂ：0.0010〜0.0100mass％、 Cu：0.1 〜2.5 mass％、 Al：0.005 〜0.10mass％、 Ｐ：0.040 〜0.18mass％及び Ｎ：0.0003〜0.0060mass％ を、mass％で表した含有量につき(%Si), (%Mn), (%Ni)
及び(%Cu) で表した下記式(1),(2) 及び(3) の関係のも
とで含み、かつTi：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003
〜0.10mass％のうちから選んだ１種又は２種を含有し、
残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを素材と
して、この素材に熱間圧延を施して1000℃以下、750 ℃
以上の範囲の温度で仕上圧延を終了し、650 ℃以下、55
0 ℃以上の範囲の温度で巻取った後、酸洗、次いで圧下
率60〜95％の冷間圧延を行い、しかる後に連続式溶融亜
鉛めっき設備にて700 〜950 ℃の温度範囲の再結晶焼鈍
を施し、引き続き530 ℃以下、380 ℃以上の範囲の温度
まで急冷した後、Alを0.12〜0.145 ％含有する450 〜49
0 ℃の温度範囲の溶融亜鉛めっき浴に浴温以上、浴温＋
10℃以下の温度域で浸漬してめっき処理を行い、次いで
450 〜550 ℃の温度範囲にて14秒以上、28秒以下の加熱
をして合金化処理を行うことを特徴とするめっき特性及
び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3) - 【請求項４】 Ｃ：0.0005〜0.0050mass％、 Si：0.1 〜2.5 mass％、 Mn：0.1 〜2.5 mass％、 Ni：0.05〜2.0 mass％、 Ｂ：0.0010〜0.0100mass％、 Cu：0.1 〜2.5 mass％、 Al：0.005 〜0.10mass％、 Ｐ：0.040 〜0.18mass％及び Ｎ：0.0003〜0.0060mass％ を、mass％で表した含有量につき(%Si), (%Mn), (%Ni)
及び (%Cu)で表した下記式(1),(2) 及び(3) の関係のも
とで含み、かつTi：0.003 〜0.10mass％及びNb：0.003
〜0.10mass％のうちから選んだ１種又は２種とＷ：0.01
〜1.0 mass％及びMo：0.01〜1.0 mass％のうちから選ん
だ１種又は２種とを含有し、残部はFe及び不可避的不純
物よりなる鋼スラブを素材として、この素材に熱間圧延
を施して1000℃以下、750 ℃以上の範囲の温度で仕上圧
延を終了し、650 ℃以下、550 ℃以上の範囲の温度で巻
取った後、酸洗、次いで圧下率60〜95％の冷間圧延を行
い、しかる後に連続式溶融亜鉛めっき設備にて700 〜95
0 ℃の温度範囲の再結晶焼鈍を施し、引き続き530℃以
下、380 ℃以上の範囲の温度まで急冷した後、Alを0.12
〜0.145 ％含有する450 〜490 ℃の温度範囲の溶融亜鉛
めっき浴に浴温以上、浴温＋10℃以下の温度域で浸漬し
てめっき処理を行い、次いで450 〜550 ℃の温度範囲に
て14秒以上、28秒以下の加熱をして合金化処理を行うこ
とを特徴とするめっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れ
る高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 記 1.5(%Mn)−２≦ (%Si)≦２(%Mn) ---(1) ２(%Cu) ≧(%Mn) ---(2) (%Cu) ≦３(%Ni) ---(3)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07155395A JP3475560B2 (ja) | 1994-03-29 | 1995-03-29 | めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5889394 | 1994-03-29 | ||
| JP6-58893 | 1994-03-29 | ||
| JP07155395A JP3475560B2 (ja) | 1994-03-29 | 1995-03-29 | めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316735A true JPH07316735A (ja) | 1995-12-05 |
| JP3475560B2 JP3475560B2 (ja) | 2003-12-08 |
Family
ID=26399910
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07155395A Expired - Fee Related JP3475560B2 (ja) | 1994-03-29 | 1995-03-29 | めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3475560B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001279409A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 |
| JP2001279408A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| CN113355620A (zh) * | 2021-06-09 | 2021-09-07 | 攀钢集团攀枝花钢钒有限公司 | 自动加锌装置及方法 |
-
1995
- 1995-03-29 JP JP07155395A patent/JP3475560B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001279409A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 |
| JP2001279408A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| CN113355620A (zh) * | 2021-06-09 | 2021-09-07 | 攀钢集团攀枝花钢钒有限公司 | 自动加锌装置及方法 |
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|---|---|
| JP3475560B2 (ja) | 2003-12-08 |
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