JPH08199301A - 低腐食速度特性に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、低腐食速度の常温非時効深絞り用
溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃを０．０００１〜０．００２６％、Ｐを
０．０１５〜０．１５％、Ｃｕを０．１〜０．５％、Ｂ
を０．０００１〜０．００３０％含有し、必要に応じて
Ｎｉ、Ｍｏおよび極微量のＴｉおよびＮｂを含有する極
低炭素鋼からなる、低腐食速度の常温非時効の深絞り用
溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼板で
ある。Ｐ、Ｃｕ、Ｂの複合添加は、熱延板の細粒化に有
効であり、製品板のｒ値、特にｒ₄₅を改善する。また、
Ｃｕ、Ｐの複合添加により耐食性がさらに改善される。
また、Ｃ量と調質圧延率を最適化することにより常温非
時効でＢＨ性を安定的に付与できる。 【効果】 本発明の極低炭素鋼板では、実質的にＴｉや
Ｎｂを添加しないので、合金コストが低減できる。ま
た、優れた成形性や常温非時効性及びＢＨ性を確保しつ
つ、低腐食速度特性を安価に付与できるので、その工業
的意義は大きい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、低腐食速度特性に優れ
た常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板とその製造方
法に関する。

【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、歪時効性や加工
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。一方、自動車車体な
どの防錆を目的に現状では、溶融亜鉛メッキあるいは電
気亜鉛メッキ鋼板が多用されている。

【０００３】しかし、このような鋼板が使用される用途
や環境によっては、従来の亜鉛メッキ鋼板以上の耐食性
を、安価に提供できる鋼板が必要な場合がある。このよ
うな要求に対して、特開平４−１７３９２５号公報、特
開平４−２５４５５１号公報においては、Ｔｉおよび／
あるいはＮｂを添加した極低炭素鋼をベースにＣｕと
Ｐ、必要に応じてＮｉ、Ｍｏ、Ｃｒを添加した溶融亜鉛
メッキ鋼板およびその製造方法が開示されている。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。

【０００４】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からである。第二に
製品板に固溶ＣやＮが残存しないので、二次加工脆化や
母材やスポット溶接部の疲労破壊が発生したり塗装焼き
付け硬化が消失し耐デント性が劣化したりする。第三に
ＴｉやＮｂを添加すると再結晶温度が著しく上昇するた
め、高温焼鈍温度が必須となる。第四に、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。

【０００５】ＩＦ鋼のこのような問題を解決する目的
で、従来からＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼の開発
を目的に数多くの研究開発が行われてきた。例えば特開
昭６３−８３２３０号公報、特開昭６３−７２８３０号
公報、特開昭５９−８０７２４号公報、特開昭６０−１
０３１２９号公報、特開平１−１８４２５１号公報、特
開昭５８−１４１３５５号公報、特開平６−９３３７６
号公報などはその例である。これらはすべて、ＴｉやＮ
ｂを含まない極低炭素鋼板のプレス成形性と係わるｒ値
や伸びなどの特性、および塗装焼き付け硬化特性（ＢＨ
特性）に注目したものである。しかし、本発明が目的と
する、優れた低腐食速度特性を付与した常温非時効深絞
り用溶融亜鉛メッキ鋼板の観点からＴｉやＮｂを含まな
い極低炭素鋼が検討されたことは全くない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、ＴｉやＮｂなどの高価な添加元素を使用し
ない極低炭素鋼をベースに、優れた低腐食速度特性と常
温非時効性および深絞り性を兼備した低廉の溶融亜鉛メ
ッキ鋼板およびその製造方法を確立することである。こ
こで、本発明が対象とする溶融亜鉛メッキ鋼板とは、ラ
イン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキプロセスにおいて合金
化処理を施さない溶融亜鉛メッキ鋼板と、合金化処理を
施す合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の両方を言い、しかも本
発明に係わる溶融亜鉛メッキ鋼板は、自動車、家庭電気
製品、建造物などの用途にプレス成形をして使用される
ものであり、防錆や加工性などを一層改善することを目
的とした上層にさらなる表面処理を施した鋼板も含むも
のを言う。

【０００７】

【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しない単純な極低炭素鋼板にお
いては、一般的に熱延板の結晶粒径が粗大化し、冷延焼
鈍後のｒ_m （平均ｒ値）特にｒ₄₅（圧延方向から４５°
の方向のｒ値）が低下する。この問題を解決すべく鋭意
研究を重ねた結果、ＰとＣｕとＢを一定以上複合添加す
ることに著効のある新知見を見い出した。すなわち、Ｐ
を単独で０．０１％以上添加すると熱延板結晶粒径は細
かくなるが、さらにＣｕとＢを複合添加すると細粒化効
果は一層顕著になる。さらにその効果を十分に発揮する
ためには、（１）コスト上昇とならない極めて微量のＴ
ｉと／あるいはＮｂを含有させること、（２）熱間圧延
の仕上げ終了後できる限り速やかに急冷することが効果
的であることが判明した。また、冷延圧下率を高い値に
設定するとｒ_m 、特にｒ₄₅が著しく改善される。さら
に、常温非時効性の確保は、Ｃ量と調質圧延率とを最適
範囲に調整することにより達成されるという新知見を得
た。一方、ＰとＣｕの複合添加により腐食速度の低減が
達成できることは、既知の通りである。

【０００８】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 ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：０．８％以下 Ｍｎ：０．０３〜１．８％ Ｐ ：０．０１５〜０．１２％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００８０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％を含有し、さら
に、Ｃｕ：０．１〜０．５を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる低腐食速度特性に優れた常温非時
効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。

【０００９】（２）重量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：０．８％以下 Ｍｎ：０．０３〜１．８％ Ｐ ：０．０１５〜０．１２％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００８０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％を含有し、さら
に、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ／Ｃｕ＝０．３〜
０．７に調整した１％までのＮｉまたは１％までのＭｏ
のうち少なくとも１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる低腐食速度特性に優れた常温非時
効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。

【００１０】（３）（１）および（２）に記載の化学成
分にＴｉ：０．０００２〜０．００１５％、Ｎｂ：０．
０００２〜０．００１５％のうちの少なくとも１種以上
を含むことを特徴とする低腐食速度特性に優れた常温非
時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。 （４）（１），（２）および（３）に記載の化学成分よ
りなるスラブをＡｒ₃ 以上の温度で熱間圧延を仕上げ、
その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度で７
５０℃以下まで冷却し５００〜７５０℃で巻取り、７０
％以上の圧延率で冷間圧延を行い、ライン内焼鈍式連続
溶融亜鉛メッキ設備で軟化焼鈍と溶融亜鉛メッキ処理を
行い、調質圧延率を０．３％以上でＣを炭素量とした場
合に１７２８×（Ｃ−０．００１３）％以上の範囲とす
ることを特徴とする低腐食速度特性に優れた常温非時効
深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。

【００１１】（５）（１），（２）および（３）に記載
の化学成分よりなるスラブをＡｒ₃ 以上の温度で熱間圧
延を仕上げ、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の
冷却速度で７５０℃以下まで冷却し５００〜７５０℃で
巻取り、７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、ライン
内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備で軟化焼鈍と溶融亜鉛
メッキおよびそれに続く合金化処理を行い、調質圧延率
を０．３％以上でＣを炭素量とした場合に１７２８×
（Ｃ−０．００１３）％以上の範囲とすることを特徴と
する低腐食速度特性に優れた常温非時効深絞り用溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法。 （６）（４）および（５）の製造方法において、冷延圧
下率を８４％以上とすることを特徴とする低腐食速度特
性に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板の製
造方法。

【００１２】

【作用】先ず、本発明の基礎となった実験結果について
説明する。図１は、本発明において特に重要な熱延板結
晶粒径に及ぼす熱延仕上げ温度の影響を成分との関係で
調べた結果を示す。基本的に、ＴｉやＮｂを添加しない
本発明鋼においては、熱延板の結晶粒径が粗大化しやす
いため、冷延・焼鈍後の製品板のｒ値を確保することが
困難である。そこで、Ｃ：約０．００１３％、Ｓｉ：
０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｓ：０．００８％、Ａ
ｌ：０．０５８％、Ｎ：０．００１８％を基本成分に
し、（１）Ｐ：０．００８％、Ｃｕ：０．２％、Ｂ：＜
０．０００１％、（２）Ｐ：０．０３５％、Ｃｕ：０．
２％、Ｂ：＜０．００１％、（３）Ｐ：０．０３５％、
Ｃｕ：０．２％、Ｂ：０．０００５％、添加した３種類
の真空溶製した単純な極低炭素鋼を素材に熱間圧延し
た。板厚４０ｍｍのスラブを１１５０℃に１時間加熱
後、６パスにて５ｍｍ厚に仕上げた。熱延仕上げ温度は
８４０〜９４０℃の範囲であり、仕上げ後１．０ｓ以内
に５０℃／ｓで７００℃まで冷却し、７００℃で１時間
保定後、炉冷する巻取り相当処理を施した。

【００１３】図１から明らかなように、Ｐ、Ｃｕ、Ｂを
複合添加した場合に最も熱延板結晶粒径は微細となり、
かつ微細な結晶粒が得られる仕上げ温度の範囲が広くな
る特徴がある。Ｐの単独添加により熱延板結晶粒径が微
細となるのは、特開平６−９３３７６号公報で公知であ
るが、さらにＣｕとＢを複合添加するとさらに細粒化で
き、かつ適正な仕上げ温度の範囲が低温側に著しく広く
なる点は新しい知見である。その機構については明確で
ないが、Ｐを単独添加する場合には、Ａｒ₃ 変態点が上
昇するが、このような鋼にＣｕとＢを複合添加すると、
ＣｕとＢとの相互作用によりγ→α変態の核生成が著し
く抑制され、Ａｒ₃ 変態点が著しく低下するものと思わ
れる。

【００１４】その結果、適正な仕上げ温度の範囲が低温
側に広がり、熱延板の細粒組織が安定的に得られること
になる。このような熱延板の細粒組織は、図２から明ら
かなように、冷延・ライン内焼鈍式溶融亜鉛メッキ処理
をした製品板のｒ値を著しく改善する効果を持つ。特
に、ｒ₄₅の改善効果は著しい。ここで、図中の引張特性
値は、上記熱延板を酸洗後、０．７ｍｍ厚まで冷間圧延
（圧下率８７％）し、その後ライン内焼鈍式連続溶融亜
鉛メッキ設備を用いて７３０℃で軟化焼鈍を行い冷却し
て、０．２２％Ａｌを含有する４６０℃の溶融亜鉛メッ
キ浴に２ｓ浸漬したのち冷却して製造した鋼板に、１．
０％の調質圧延を施し、ＪＩＳ２２４１の方法で、引張
試験に供して評価したものである。

【００１５】さらに、本発明鋼の特徴である、低腐食速
度特性について述べる。ＴｉやＮｂを添加しない極低炭
素鋼をベースに、ＰとＣｕの添加が腐食速度に及ぼす影
響について実験室的に予備調査した。基本鋼は、Ｃ：約
０．００１３％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５
％、Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．０６１％、Ｎ：約
０．００１８％、Ｂ：約０．０００５％、Ｎｉ：０．２
％を基本成分にし、Ｐ：０．０１〜０．１３％まで変
化、Ｃｕ：０〜０．８％まで変化した真空溶製した単純
な極低炭素鋼を素材に用いた。板厚４０ｍｍのスラブを
１１５０℃に１時間加熱後、６パスにて５ｍｍ厚に仕上
げた。熱延仕上げ温度は９３０℃であり、仕上げ後１．
０ｓ以内に５０℃／ｓで７００℃まで冷却し、６５０℃
で１時間保定後、炉冷する巻取り相当処理を施した。熱
延板を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延（圧下率＝８４
％）し、その後ライン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備
を用いて７５０℃で軟化焼鈍を行い冷却して０．１３％
Ａｌを含有する４６０℃の溶融亜鉛メッキ浴に２ｓ浸漬
した後、続いて５３５℃−８ｓの合金化処理を施し冷却
した後、１．０％の調質圧延を施し、腐食速度試験に供
した。

【００１６】腐食速度試験は実際の自動車の腐食状況を
シミュレートするものであり、りん酸亜鉛によるボンデ
処理を施した後、電着塗装を行い、その後中塗り、上塗
りした。そして、クロスカットを入れて腐食試験を行っ
た。腐食試験は、ＣＣＴ（ｃｙｃｌｉｃ ｃｏｒｒｏｓ
ｉｏｎ ｔｅｓｔ）にて行った。これは、ＳＳＴ（塩水
噴霧試験：３５℃−４ｈ）→乾燥（相対湿度＝４０％；
６０℃−２ｈ）→湿潤（相対湿度＝９８％；５０℃−２
ｈ）のサイクルからなる。この試験で、１５００ｈ後の
状態を調査した。指標としては、ＣＣＴ試験後錆層を除
去した後の板厚（ｔ）を測定した。初期厚（ｔ₀ ＝０．
８ｍｍ）に対する板厚の減少割合（（ｔ ₀ −ｔ）／ｔ₀
×１００（％））をＰ量とＣｕ量とで整理した。

【００１７】その結果、ＴｉやＮｂを添加した極低炭素
鋼と同様に、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼におい
ても、Ｐ量を０．０１５〜０．１５％、Ｃｕ量を０．１
〜０．５％に制御することにより、腐食速度が効果的に
低減でき、板厚腐食減量割合を２０％以下に抑制可能な
ことが判明した。このように、ＰとＣｕの複合添加で、
腐食速度が低減できるのは、よく知られているように表
層に安定な酸化膜が形成されるためと思われる。

【００１８】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。Ｃ量が上限の０．００２６％超となる
と、調質圧延の圧下率を制御してももはや常温非時効で
なくなるので、上限を０．００２６％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、これは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。 （２）Ｓｉ：Ｓｉは安価に強度を上昇する元素である
が、０．８％超となるとＳｉを含む表面酸化膜が不メッ
キや合金化反応の異常の原因となるので、その上限を
０．８％とする。

【００１９】（３）Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同様に強度を上
昇させる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持つ。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、本発明のようにＰを添加した極低炭素鋼の熱間圧延
板結晶粒の細粒化に効果的である知見を得た。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
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値が著しく劣化するが、本発
明のようにＰ量が０．０１５％以上の極低炭素鋼では
１．８％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１．８
％とする。

【００２０】（４）Ｐ：Ｐは本発明においては極めて重
要な元素である。先ず、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、
０．０１５％以上の添加により細粒化し、Ｐ、Ｃｕ、Ｂ
が共存すると一層微細となる。また、ＰとＣｕとが共存
することにより腐食速度が低減する。しかし、添加量が
０．１２％超となると、冷間圧延性の劣化、二次加工脆
化および合金化反応を異常に遅延し、プレス成形時にパ
ウダリングが発生するなどの問題が生じる。したがっ
て、Ｐ量の上限は０．１２％とする。 （５）Ｓ：Ｓ量は低い方が好ましいが、０．００１％未
満になると製造コストが著しく上昇するので、これを下
限値とする。一方、０．０２０％超になるとＭｎＳが数
多く析出しすぎ加工性が劣化する。また、耐食性も劣化
するのでこれを上限値とする。

【００２１】（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。 （７）Ｎ：Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．０００
２％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％以上になると加
工性が著しく劣化するので、０．００８０％をＮ量の上
限値とする。

【００２２】（８）Ｂ：Ｂも本発明において重要な働き
を果たす。先ず、ＢはＣｕと共存することによりＰを添
加して高くなったＡｒ₃ 変態点を低下させる役割があ
る。したがって、熱延仕上げ温度条件を緩和できる。ま
た、Ｂは、二次加工性の改善やスポット溶接部継ぎ手強
度の確保にも必須である。添加効果を発揮するために
は、０．０００１％以上が必要である。しかし、０．０
０３０％超になると添加コストの上昇やスラブ割れの原
因、加工性の劣化などの原因となるのでこれを上限とす
る。

【００２３】（９）Ｃｕ：Ｃｕも本発明においては重要
な働きをする必須元素である。上述したように、Ｂとの
共存によりＡｒ₃ 変態点を低下する役割がある。さら
に、Ｐとの共存により腐食速度を低減する役割がある。
Ｃｕ添加量が、０．１％未満では上記効果を発揮するこ
とができない。一方、０．５％超では、効果が飽和し、
またコスト上昇や、熱間圧延時の疵の発生などを引き起
こす。また、このような材料のスクラップ再利用にも弊
害をもたらす。したがって、０．５％を上限値とする。

【００２４】（１０）Ｎｉ：Ｎｉは、スラブ高温加熱し
た場合に、Ｃｕ添加鋼の熱間脆性を防止する役割があ
り、そのためにはＮｉ／Ｃｕ＝０．３〜０．７とする。
添加量の上限は、製造コストの理由から１％とする。 （１１）Ｍｏ：Ｍｏは隙間腐食を抑制する元素として知
られており、本発明では必要に応じて１％まで添加す
る。添加量の上限は添加コストから決まる。 （１２）Ｔｉ，Ｎｂ：本発明においては、基本的には高
価なこれらの元素は添加しないが、本発明者らが鋭意検
討を加えた結果、Ｔｉ、Ｎｂの少なくとも１種の元素が
極微量の０．０００２〜０．００１５％存在すると、ｒ
値、特にｒ₄₅が改善されることも判明した。改善効果は
０．０００２％未満では見られない。一方、添加量を安
定的に０．００１５％超とするためには、工業的実生産
においては添加コストが上昇するのでこれを上限とす
る。

【００２５】次に、製造条件の限定理由を述べる。 （１３）熱間圧延条件：製品板の加工性を確保するため
には、Ａｒ₃ 以上の温度で仕上げる。また、本発明のよ
うな実質的にＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼におい
ては仕上げ後１．５ｓ以内に５℃／ｓ以上の冷却速度で
７５０℃以下の温度まで急冷すると熱間圧延板の結晶粒
径が細粒化し、最終製品板の深絞り性が向上するので好
ましい。特に、０．５ｓ以内の急冷が好ましい。巻き取
り温度は、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り、さらに巻き取り
中に異常粒成長を生じ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。

【００２６】（１４）冷間圧延条件：製品板のｒ値を確
保する目的から、圧下率は７０％以上とする。本発明が
対象とする極低炭素鋼板の場合には、圧下率を８４％以
上にするとｒ₄₅が著しく向上し、ｒ値の面内異方性が低
減するので、この条件は特に好ましい。 （１１）ライン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ条件：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、
９００℃超では高温すぎて板破断や板の平坦度が悪化す
る。また、加工性も劣化する。溶融亜鉛メッキおよびそ
れに引き続く合金化処理条件は通常のものとする。

【００２７】（１２）調質圧延条件：本発明のようにＴ
ｉやＮｂを添加しないか添加しても極微量しか添加しな
い極低炭素鋼板の非時効性を確保するためには、調質圧
延の圧下率を適正範囲に制御することがポイントとな
る。人工時効（１００℃−１ｈ）後の降伏点伸び（ＹＰ
−Ｅｌ）に及ぼすＣ量と調質圧延圧下率との関係につい
て鋭意検討した結果、図３に示すような結果を得た。用
いた材料は、Ｃ量が０．０００３〜０．００３０％まで
変化し、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：
０．０３５％、Ｓ：０．００６８％、Ａｌ：０．０５
％、Ｎ：０．００１８％、Ｂ：０．０００４％、Ｃｕ：
０．２５％を含有する極低炭素鋼である。熱間圧延条件
は、スラブ加熱温度：１１５０℃、仕上げ温度：９３０
℃で５ｍｍ厚に仕上げた後、０．４ｓ以内に５０℃／ｓ
で７００℃まで冷却し、６８０℃で巻き取った。酸洗後
０．８ｍｍ厚まで冷間圧延し、その後ライン内焼鈍式連
続溶融亜鉛メッキ設備を用いて７７０℃で軟化焼鈍を行
い冷却して、０．１３％Ａｌを含有する４６０℃の溶融
亜鉛メッキ浴に２ｓ浸漬処理し、続いて５３５℃−８ｓ
の合金化処理を施し冷却した後、種々の圧下率の調質圧
延に供した。

【００２８】図３から明らかなように、人工時効後のＹ
Ｐ−Ｅｌを０．２％以下に抑制するためには、圧下率と
Ｃ量との関係を、次に述べる特定範囲に制御する必要が
ある。すなわち、調質圧延の圧下率を０．３％以上と１
７２８×（Ｃ−０．００１３）％以上に制御し、かつＣ
量は０．００２６％以下の領域で囲まれた範囲に制御す
る。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
価な元素を全くあるいは実質的に添加せずとも、腐食速
度の遅い常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板が得ら
れる。

【００２９】

【実施例】表１に示す組成からなる連鋳スラブを、１０
８０℃に加熱し、９２０℃で熱間圧延を仕上げ、５．５
ｍｍの熱延板としたのち０．７ｓ以内に７０℃／ｓで冷
却し、６８０℃で巻取った。ついで、８５％の圧下率の
冷間圧延を施し０．８ｍｍ厚としたのち、ライン焼鈍式
溶融亜鉛メッキを施した。還元炉の板温は７７０℃であ
り、Ａｌ濃度を０．１３〜０．１５％含む４６０℃の溶
融亜鉛メッキ浴でメッキし、再加熱して５５０℃−８〜
１５ｓの合金化処理を施した。続いて圧下率が１．０％
の調質圧延を行った。このようにして得られた各鋼板の
機械的諸特性、メッキ特性（パウダリング性）、および
腐食速度を調査した結果を表２に示す。引っ張り試験
は、ＪＩＳ２２４１記載の方法であり、時効性の指標
は、１０％引っ張り予歪を与えた後、１００℃−１ｈの
人工時効処理を行い再度引っ張り試験を行った際の応力
の上昇量（Ａ．Ｉ．）であり、Ａ．Ｉ．が３５ＭＰａ以
下であれば、実質常温非時効となる。また、塗装焼き付
け硬化性（ＢＨ）は、２％引っ張り歪の後、１７０℃−
２０ｍｉｎの焼き付け相当処理を行い、再度引っ張り試
験を行った場合の降伏点の上昇量である。パウダリング
性については、半径１０ｍｍの曲げ戻しを行い、その部
分を粘着テープで剥し、その程度を１〜１０に評点付け
した。評点１０が最も良好であり、実際の製品の出荷基
準は評点７以上である。腐食速度の評価方法は既に述べ
たＣＣＴ試験であり、相対的な板厚減量で表示した。表
１および表２から明らかなように、本発明による鋼板
は、常温非時効で優れた引っ張り特性値を有するのみな
らず、腐食速度も低く裸耐食性に優れる。また、パウダ
リング性も良好である。さらに、Ｃ量を適正化すること
により、３０ＭＰａ以上のＢＨ性も付与できる。

【００３０】

【表１】

【００３１】

【表２】

【００３２】

【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全く添加しないか添加して
も極微量しか添加しない極低炭素鋼を用いて、低腐食速
度の常温非時効深絞り性用溶融亜鉛メッキ鋼板および合
金化溶融亜鉛メッキ鋼板が得られる。また、ＢＨ性の付
与や耐二次加工性の確保、スポット溶接部継ぎ手強度の
確保も可能となる。このように、本発明は、従来の溶融
亜鉛メッキ鋼板より著しく優れた低腐食速度特性を有
し、かつ常温非時効で深絞り特性を兼備した鋼板および
その製造方法を提供する。また、本発明によれば、高価
なＴｉやＮｂなどの元素を節約できるので地球資源の確
保につながる。また、本発明による鋼板の腐食速度は従
来の溶融亜鉛メッキ鋼板より遅いので、本発明によって
製造された鋼板を使用した部品の長寿命化や逆にメッキ
厚や鋼板厚の低減が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱延板の結晶粒径と熱延仕上げ温度との関係に
及ぼすＰ、Ｃｕ、Ｂの影響を示す図である。

【図２】溶融亜鉛メッキした製品板のｒ値と熱延仕上げ
温度との関係に及ぼすＰ、Ｃｕ、Ｂの影響を示す図であ
る。

【図３】合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の時効性（１００℃
−１ｈ後のＹＰ−Ｅｌ）に及ぼす全Ｃ量と調質圧延の圧
下率との関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 手墳 誠 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：０．８％以下 Ｍｎ：０．０３〜１．８％ Ｐ ：０．０１５〜０．１２％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００８０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％を含有し、さら
   に、Ｃｕ：０．１〜０．５を含有し、残部Ｆｅおよび不
   可避的不純物からなる低腐食速度特性に優れた常温非時
   効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：０．８％以下 Ｍｎ：０．０３〜１．８％ Ｐ ：０．０１５〜０．１２％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００８０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％を含有し、さら
   に、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ／Ｃｕ＝０．３〜
   ０．７に調整した１％までのＮｉまたは１％までのＭｏ
   のうち少なくとも１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
   可避的不純物からなる低腐食速度特性に優れた常温非時
   効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。
3. 【請求項３】 請求項１および２に記載の化学成分にＴ
   ｉ：０．０００２〜０．００１５％、Ｎｂ：０．０００
   ２〜０．００１５％のうちの少なくとも１種以上を含む
   ことを特徴とする低腐食速度特性に優れた常温非時効深
   絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板。
4. 【請求項４】 請求項１，２および３に記載の化学成分
   よりなるスラブをＡｒ₃ 以上の温度で熱間圧延を仕上
   げ、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度
   で７５０℃以下まで冷却し５００〜７５０℃で巻取り、
   ７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、ライン内焼鈍式
   連続溶融亜鉛メッキ設備で軟化焼鈍と溶融亜鉛メッキ処
   理を行い、調質圧延率を０．３％以上でＣを炭素量とし
   た場合に１７２８×（Ｃ−０．００１３）％以上の範囲
   とすることを特徴とする低腐食速度特性に優れた常温非
   時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項１，２および３に記載の化学成分
   よりなるスラブをＡｒ₃ 以上の温度で熱間圧延を仕上
   げ、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度
   で７５０℃以下まで冷却し５００〜７５０℃で巻取り、
   ７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、ライン内焼鈍式
   連続溶融亜鉛メッキ設備で軟化焼鈍と溶融亜鉛メッキお
   よびそれに続く合金化処理を行い、調質圧延率を０．３
   ％以上でＣを炭素量とした場合に１７２８×（Ｃ−０．
   ００１３）％以上の範囲とすることを特徴とする低腐食
   速度特性に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼
   板の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項４および５の製造方法において、
   冷延圧下率を８４％以上とすることを特徴とする低腐食
   速度特性に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼
   板の製造方法。