JPH0765117B2 - スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、自動車の外板等に使用される深絞り用溶融
亜鉛めっき鋼板の、とくにスポット溶接性、連続打点性
の有利な改善を図ろうとするものである。

（従来の技術） 自動車の外板や内板に使用される冷延鋼板としては、そ
の耐久年数を延ばすため表面処理を施したものの需要が
増大していて、その表面処理には種々の方法が開発され
ているが、製造コストおよびその特性からみて連続溶融
亜鉛めっき法が最も優れた方法の一つであった。ところ
で、このような表面処理鋼板は後にプレス加工が施され
るため、ｒ値が高く、かつ延性の優れていること、また
プレス成形後スポット溶接が施されることから、スポッ
ト溶接時の連続打点性が良好であることが、溶接工程に
おける操業上の重要な特性であって、このような特性に
ついても併せて満足させる必要があった。

深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として
はすでに多数の提案がみられ、たとえば特開昭61−5624
5号公報には、極低炭素鋼にNbを添加することにより固
溶ＣをNbCとして析出固定させ、さらに微量Ｂ添加によ
り固溶Ｂを多く残存させる、深絞り性と耐二次加工脆性
に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されてい
る。しかしながら、かかる製造要領に従えば再結晶焼鈍
前に固溶Ｂを多く残存させるため、得られるｒ値も高々
＝2.19程度であって、十分な深絞り性を満たしている
とは言い難く、またスポット溶接時の連続打性の改善に
関しては何も触られていない。

また、特開平１−100251号公報には、めっき層上にZnO
主体の酸化膜を生成させることにより、スポット溶接性
に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造するための方法が開
示されている。しかしながら、かかる製造要領では工業
的に安定してZnOを主体とする酸化膜を生成させること
は困難であり、しかも深絞りの改善を図ることに関して
は何も考慮されていない。

（発明が解決しようとする課題） こ発明は、鋼成分組成およびめっき処理工程におけると
くに焼鈍条件の最適化を図ることにより、深絞り性の改
善はもとよりスポット溶接時の連続打点性にも優れた溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とす
る。

（課題を解決するための手段） 発明者らは、上述したような問題点の解消を図るべく鋭
意研究を重ねた結果、以下のように製造条件を規制する
ことにより、スポット溶接時の連続打点性に優れた深絞
り用溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能となることを見いだ
した。その要旨は、 C:0.0025wt％（以下単に％で記す）以下、 Si:0.50％以下、 Mn:1.5％以下、 P:0.15％以下、 S:0.02％以下、 Al:0.045〜0.10％以下、 N:0.0030％以下、 Nb:0.03％以下、 B:0.0003〜0.0015％でかつ、 Nb/C＝５〜20 50（Al/N）＋（100×B/N）100 なる関係の鋼を、熱間圧延、酸洗および冷間圧延した
後、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、800℃以上Ac₃
点以下の温度域にて焼鈍し、次いで600℃に至るまでの
平均冷却速度を５℃/s以上にして冷却することを特徴と
する、スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法である。

（作 用） 以下、この発明の数値限定の基礎となった研究結果につ
いて述べる。

まず、C:0.002％,Si:0.01％,Mn:0.101％,P:0.010％,S:
0.010％,N:0.0010〜0.0030％,Al:0.010〜0.12％,Nb:0.0
15％,B:0〜0.001％なる組成のシートバーを1250℃で加
熱−均熱した後、890℃の仕上温度で熱間圧延を施し
た。そして引き続き酸洗−冷間圧延を施し、次いで850
℃−20sの再結晶焼鈍を施して、焼鈍後のｒ値におよぼ
す鋼成分の影響を調査した。その結果を第１図（ａ）
（ｂ）に示す。ｒ値は鋼成分に強く依存し、0.045％A
l0.10％、0.0003％Ｂ0.0015％でかつ 50（Al/N）＋（100×B/N）100 とすることにより著しく向上した。

また、C:0.002％,Si:0.01％,Mn:0.101％,P:0.010％,S:
0.010％,N:0.0021％,Al:0.071％,Nb:0.015％,B:0.0007
％なる組成のシートバーを1250℃で加熱−均熱後、890
℃の仕上温度で熱間圧延を施し、引き続き酸洗−冷間圧
延を施した。そして溶融亜鉛めっき装置にて再結晶焼鈍
および合金化溶融亜鉛めっきを施した。第２図に焼鈍温
度を700〜900℃に変化させた時の時効指数（AI）とスポ
ット溶接時の連続打点数におよぼす焼鈍温度の影響を示
す。なお、焼鈍後、600℃までの冷却速度は30℃/sと一
定にした。焼鈍温度を800℃以上とすることにより、AI
1kg/mm²となり鋼中に固溶元素が残留し、かつ連続打
点性が著しく改善された。

以上の実験結果をもとにしてこの発明では鋼の成分組成
範囲及び製造条件を次のように規定したのである。

（１）鋼の成分組成範囲 この発明における鋼の成分組成は重要であり、C:0.0025
％以下、Si:0.50％以下、Mn:1.5％以下、P:0.15％以
下、S:0.02％以下、Al:0.045〜0.10％以下、N:0.0030％
以下、Nb:0.03％以下、B:0.0003〜0.0015％、でかつ、N
b/C＝５〜20 50Al/N＋100×B/N100 でなければならない。鋼成分が上記の関係を満たさなけ
れば、優れた深絞り性およびスポット溶接性を得ること
ができない。

以下、各々の成分について限定理由を示す。

C:0.0025％以下 Ｃは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しいが、その含有量が0.0025％以下ではさほど悪影響を
およぼさないので0.0025％以下に限定した。

Si:0.50％以下 Siは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加されるが、その添加量が0.50％を越えると深絞り
性およびめっき性に悪影響をおよぼすので、0.50％以下
に限定した。

Mn:1.50％以下 Mnは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加されるが、その添加量が1.50％を越えると深絞り
性に悪影響をおよぼすので、1.50％以下に限定した。

P:0.15％以下 Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加されるが、その添加量が0.15％を越えると深絞り
性に悪影響をおよぼすので0.15％以下に限定した。

S:0.020％以下 Ｓは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しいが、その含有量が0.020％以下ではさほど悪影響を
およぼさないので0.020％以下に限定した。

Al:0.045〜0.10％ Alはこの発明において重要な元素であり、鋼中の固溶Ｎ
をAlNとして析出固定させ、深絞り性に有利な｛111｝方
位を優先的に形成させるために添加される。しかしなが
ら、その添加量が0.045％未満では固溶Ｎが十分にAlNと
して析出固定されない。一方、0.10％を越えて添加する
と、BNの析出が抑制され、固溶Ｂが熱延板中に多量に残
留し深絞り性が劣化する。したがって、Al:0.045〜0.10
％に限定した。

N:0.0030％以下 Ｎは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しいが、その含有量が0.0030％以下ではさほど悪影響を
およぼさないので0.0030％以下に限定した。

Nb:0.030％以下 Nbは炭化物形成元素であり、鋼中の固溶ＣをNbCとして
析出させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的に形
成させるために添加される。その添加量が0.030％を越
えると延性が劣化するので、0.03％以下に限定した。

B:0.0003〜0.0015％ Ｂはこの発明において重要な元素であり、鋼中の固溶Ｎ
をBNとして析出固定させ、深絞り性に有利な｛111｝方
位を優先的に形成させるために添加される。その添加量
が0.0003％未満では効果がなく、一方、0.0015％を越え
て添加すると固溶Ｂが多量に残存するため深絞り性が劣
化する。そのためB:0.0003〜0.0015％と限定した。

Nb/C:5〜20 Nbは炭化物形成元素であり、鋼中の固溶ＣをNbCとして
析出固定させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的
に形成させるために添加される。Nb/Cが５未満では鋼中
に多量の固溶Ｃが残存するために深絞り性が劣化する。
一方、Nb/Cが20を越えると、多量の固溶Nbが存在するた
め延性が劣化する。そのためNb/C:5〜20と限定した。

50Al/N＋100×B/N100 Al及びＢはこの発明において重要な元素であり、鋼中の
固溶ＮをAlNまたはBNとして析出固定させるために添加
される。50＞（Al/N）＋（100×B/N）では、固溶Ｎが多
量に残存するために深絞り性が劣化する。一方、（Al/
N）＋（100×B/N）＜100では、固溶Ｂが多量に残存する
ために深絞り性が劣化する。そのため50（Al/N）＋
（100×B/N）100と限定した。

次に熱間圧延条件について、 この発明においては、熱延条件はとくに限定されない。
スラブ加熱温度は1050〜1300℃の温度範囲でよく、析出
物の粗大化による延性の改善には1050〜1200℃の低温加
熱が適する。また省エネルギーの観点からは、CC−DRも
この発明に適合する。熱延仕上温度はAr₃変態点以上が
深絞り性には好ましいが、少エネルギーの観点からは、
Ar₃変態点未満の低温熱延も可能である。熱延巻取温度
は500〜800℃の範囲でよく、析出の促進および粗大化に
よる深絞り性の改善には600℃以上の巻取温度が好適で
ある。

冷間圧延条件について、 高いｒ値を得るためには60％以上の冷延圧下率が必要で
ある。望ましくは70％以上の冷延圧下率が好適である。

焼鈍条件について、 焼鈍条件は重要であり、800℃以上Ac₃点以下の温度域に
て焼鈍後、600℃に至るまでの平均冷却速度を５℃/s以
上とすることが必要である。

ここに、焼鈍温度が800℃未満では、NbCまたはBNが溶解
しないため固溶（C,B）を残留させることができず連続
打点性が劣る。一方、Ac₃を越える温度域て焼鈍を行う
とα→γ変態により集合組織がランダム化するため深絞
り性が劣る。したがって焼鈍温度は800℃以上Ac₃点以下
に限定した。好ましくは850℃以上Ac₃点以下である。

また600℃までの平均冷却速度は５℃/s以上にしなけれ
ば、高温焼鈍により溶解したNbCおよびBNが再析出する
ため、鋼中に固溶（C,B）が残留せず、連続打点性の改
善は望め得ない。

なお、固溶（C,B）による溶融亜鉛めっき鋼板の連続打
点性の改善効果については、そのメカニズムは明らかで
はないが、スポット溶接時の電極（Cu−Cr）とめっき層
（Zn）との反応にともなう母鋼板の粒界脆化の防止に寄
与しているものと考えられる。

溶融亜鉛めっき条件について、 溶融亜鉛めっきの種類は、この発明ではとくに限定しな
い。耐食性等の観点からは、合金化溶融亜鉛めっきが適
合しその際の合金化処理温度としては400〜600℃が適す
る。

なお、この発明に従う鋼板に、亜鉛めっき後、特殊な処
理を施して、溶接性、プレス成形性および耐食性等のよ
り一層の改善を図ることもできる。

（実施例） 第１表に示す組成になる各鋼スラブを1250℃で加熱・均
熱後、粗圧延、ついで仕上圧延し引き続き酸洗処理、75
％の圧下率て冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにて再結晶焼鈍およびめっき処理施した。

熱延条件、焼鈍条件および溶融亜鉛めっき処理後の材料
特性およびスポット溶接時の連続打点性を表２に示す。
引張特性はJIS5号引張試験片を使用して測定した。また
値は15％引張予ひずみを与えた後、３点法にて測定
し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向45゜方向）
およびＣ方向（圧延方向に90゜方向）の平均値および異
方性を ＝（ｒ_Ｌ＋2r_Ｄ＋ｒ_Ｃ）/4 として求めた。またスポット溶接条件は、 加圧力:200kgf 初期加圧時間:30Hz 通電時間:10Hz 保持時間:5Hz 溶接電流:9KA チップ先端径:5.0φ（円錐台頭型） 電極寿命終点判定：ナゲット径が4tを確保できる打点数
（t:板厚） 電極材質:Cu−Cr で行った。

この発明に従う条件にて製造した溶融亜鉛めっき鋼板
は、比較例に比べて優れた深絞り性と連続打点性を示す
ことが分かる。

（発明の効果） この発明によれば、極めて優れた深絞り性およびスポッ
ト溶接性を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能とな
る。

【図面の簡単な説明】 第１図（ａ）（ｂ）は焼鈍後の値に及ぼす鋼成分の影
響を調査したグラフ 第２図は時効指数及びスポット溶接時の連続打数に及ぼ
す焼鈍温度の影響を調査した結果を示したグラフであ
る。

フロントページの続き (72)発明者 加藤 千昭 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C:0.0025wt％以下、 Si:0.50wt％以下、 Mn:1.5wt％以下、 P:0.15wt％以下、 S:0.02wt％以下、 Al:0.045〜0.10wt％、 N:0.0030wt％以下、 Nb:0.03wt％以下、及び B:0.0003〜0.0015wt％を含有し、かつ、 Nb/C＝５〜20 50≦（Al/N）＋（100×B/N）≦100 なる関係の鋼を、熱間圧延、酸洗および冷間圧延した
   後、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、800℃以上Ac₃
   点以下の温度域にて焼鈍し、次いで600℃に至るまでの
   平均冷却速度を５℃/s以上にして冷却することを特徴と
   する、スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき
   鋼板の製造方法。