JPH0949029A - 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH0949029A JPH0949029A JP22265295A JP22265295A JPH0949029A JP H0949029 A JPH0949029 A JP H0949029A JP 22265295 A JP22265295 A JP 22265295A JP 22265295 A JP22265295 A JP 22265295A JP H0949029 A JPH0949029 A JP H0949029A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 自動車用鋼板として好適な深絞り性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る。 【解決手段】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｍｏ，ＡＬ，
Ｎ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒを特定した鋼スラブに熱
延巻取り温度を４５０〜７００℃とする熱間圧延を施
し、冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっき設備のインライン
焼鈍で加熱速度５〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点
〜９２０℃，均熱時間４０〜１２０秒，焼鈍温度から５
００℃までの平均冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を
施す。
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る。 【解決手段】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｍｏ，ＡＬ，
Ｎ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒを特定した鋼スラブに熱
延巻取り温度を４５０〜７００℃とする熱間圧延を施
し、冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっき設備のインライン
焼鈍で加熱速度５〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点
〜９２０℃，均熱時間４０〜１２０秒，焼鈍温度から５
００℃までの平均冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を
施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車用内板等として
使用され、高強度で且つプレス成形性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に関する。
使用され、高強度で且つプレス成形性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板として、安全性，車体重量
の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用
されている。この自動車用鋼板は、厳しい成形加工が施
されることから、良好なプレス成形性、特に深絞り性の
指標であるランクフォード値が高いことが要求される場
合が多い。高強度の冷延鋼板については、従来から多く
の提案がされている。たとえば、特開昭６２−２０５２
３１号公報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加
し、熱間圧延の条件を適正化することにより、４９０Ｎ
／ｍｍ2 級以上の高強度を得ている。しかし、この鋼板
は、ランクフォード値が約１．０程度であり、深絞り性
に劣る。深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−
３４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したも
のをベースとして少量のＭｎ等を添加し、且つ冷延及び
焼鈍条件を適正化している。この方法によるとき、約
２．０程度のランクフォード値が得られるが、鋼材の強
度レベルが３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなっている。ま
た、自動車用鋼板としては、耐食性が要求されることか
ら溶融亜鉛めっき鋼板が広く使用されており、高ランク
フォード値をもつ溶融亜鉛めっき鋼板についても特開昭
６２−２６００４６号公報等で提案されている。しか
し、従来の方法で製造される溶融亜鉛めっき鋼板の強度
は、３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低く、自動車用鋼板として
要求される特性を十分に満足していない。
の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用
されている。この自動車用鋼板は、厳しい成形加工が施
されることから、良好なプレス成形性、特に深絞り性の
指標であるランクフォード値が高いことが要求される場
合が多い。高強度の冷延鋼板については、従来から多く
の提案がされている。たとえば、特開昭６２−２０５２
３１号公報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加
し、熱間圧延の条件を適正化することにより、４９０Ｎ
／ｍｍ2 級以上の高強度を得ている。しかし、この鋼板
は、ランクフォード値が約１．０程度であり、深絞り性
に劣る。深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−
３４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したも
のをベースとして少量のＭｎ等を添加し、且つ冷延及び
焼鈍条件を適正化している。この方法によるとき、約
２．０程度のランクフォード値が得られるが、鋼材の強
度レベルが３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなっている。ま
た、自動車用鋼板としては、耐食性が要求されることか
ら溶融亜鉛めっき鋼板が広く使用されており、高ランク
フォード値をもつ溶融亜鉛めっき鋼板についても特開昭
６２−２６００４６号公報等で提案されている。しか
し、従来の方法で製造される溶融亜鉛めっき鋼板の強度
は、３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低く、自動車用鋼板として
要求される特性を十分に満足していない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の方法で高強度化
しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼板の成
形性が劣化する。逆に、成形性を改良するためにランク
フォード値を上げた場合には、強度が不足する傾向にあ
る。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォ
ード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化
されていない。そのため、強度及びランクフォード値の
何れか一方に重点をおいた鋼材の選択を余儀なくされ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、焼鈍時における集合組織変化を利用してラ
ンクフォード値を高めることにより、自動車用鋼板とし
て要求される４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度をもち、且
つランクフォード値が１．４以上を示す深絞り性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼板の成
形性が劣化する。逆に、成形性を改良するためにランク
フォード値を上げた場合には、強度が不足する傾向にあ
る。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォ
ード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化
されていない。そのため、強度及びランクフォード値の
何れか一方に重点をおいた鋼材の選択を余儀なくされ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、焼鈍時における集合組織変化を利用してラ
ンクフォード値を高めることにより、自動車用鋼板とし
て要求される４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度をもち、且
つランクフォード値が１．４以上を示す深絞り性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度溶融亜鉛
めっき鋼板製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：
０．００１〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以
下，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｐ：０．０５〜０．
２０重量％，Ｓ：０．０２重量％以下，Ｍｏ：０．００
５〜０．５重量％，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重
量％，Ｎ：０．００７重量％以下及びＢ：０．０００５
〜０．００３重量％を含み、更にＴｉ：［（４８／１
２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×
％Ｓ］〜０．１重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量
％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％，Ｚｒ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含み、残部は実質的
にＦｅからなる組成をもつ鋼スラブに熱延巻取り温度を
４５０〜７００℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後に
連続溶融亜鉛めっき設備のインライン焼鈍で加熱速度５
〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点〜９２０℃，均熱
時間４０〜１２０秒，焼鈍温度から５００℃までの平均
冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を施し、ポリゴナル
フェライト組織と擬ベイナイト組織との混合組織又は擬
ベイナイトの単相組織にすることを特徴とする。使用さ
れる鋼スラブは、更にＣｕ：０．１〜０．４重量％及び
／又はＮｉ：０．１〜０．４重量％を含むこともでき
る。
めっき鋼板製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：
０．００１〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以
下，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｐ：０．０５〜０．
２０重量％，Ｓ：０．０２重量％以下，Ｍｏ：０．００
５〜０．５重量％，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重
量％，Ｎ：０．００７重量％以下及びＢ：０．０００５
〜０．００３重量％を含み、更にＴｉ：［（４８／１
２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×
％Ｓ］〜０．１重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量
％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％，Ｚｒ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含み、残部は実質的
にＦｅからなる組成をもつ鋼スラブに熱延巻取り温度を
４５０〜７００℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後に
連続溶融亜鉛めっき設備のインライン焼鈍で加熱速度５
〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点〜９２０℃，均熱
時間４０〜１２０秒，焼鈍温度から５００℃までの平均
冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を施し、ポリゴナル
フェライト組織と擬ベイナイト組織との混合組織又は擬
ベイナイトの単相組織にすることを特徴とする。使用さ
れる鋼スラブは、更にＣｕ：０．１〜０．４重量％及び
／又はＮｉ：０．１〜０．４重量％を含むこともでき
る。
【０００５】
【作用】本発明者等は、インライン焼鈍型の連続式溶融
亜鉛めっき設備での焼鈍工程における組織変化が強度や
ランクフォード値に及ぼす影響を調査・研究した。その
結果、オーステナイト形成元素であるＭｎを含ませた極
低炭素Ｔｉ含有鋼では、適正条件下の焼鈍を施すことに
より４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度及び１．４以上のラ
ンクフォード値が得られることを見い出した。すなわ
ち、極低炭素Ｔｉ含有鋼にオーステナイト形成元素であ
るＭｎを含ませ、鋼の変態点を低下させるとき、連続焼
鈍工程でα＋γ二相域又はγ単相域の焼鈍が比較的容易
になる。そこで、加熱過程におけるα→γ変態時の集合
組織変化及び冷却過程におけるγ→α変態時の集合組織
変化を利用することにより、焼鈍の加熱過程で生じる再
結晶集合組織が高ランクフォード値化される。
亜鉛めっき設備での焼鈍工程における組織変化が強度や
ランクフォード値に及ぼす影響を調査・研究した。その
結果、オーステナイト形成元素であるＭｎを含ませた極
低炭素Ｔｉ含有鋼では、適正条件下の焼鈍を施すことに
より４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度及び１．４以上のラ
ンクフォード値が得られることを見い出した。すなわ
ち、極低炭素Ｔｉ含有鋼にオーステナイト形成元素であ
るＭｎを含ませ、鋼の変態点を低下させるとき、連続焼
鈍工程でα＋γ二相域又はγ単相域の焼鈍が比較的容易
になる。そこで、加熱過程におけるα→γ変態時の集合
組織変化及び冷却過程におけるγ→α変態時の集合組織
変化を利用することにより、焼鈍の加熱過程で生じる再
結晶集合組織が高ランクフォード値化される。
【０００６】また、冷却過程におけるγ→α’変態のミ
クロ組織変化を利用して、焼鈍後の組織をポリゴナルフ
ェライト相と擬ベイナイト相の二相、又は擬ベイナイト
単相とすることにより、高強度化が図られる。擬ベイナ
イト相は、極低炭素鋼をＡｃ1 変態点以上に加熱し、均
熱後、急冷した場合に得られる変態組織であり、低炭素
鋼等で得られているベイナイト組織に似た組織である。
擬ベイナイト相は、ポリゴナルフェライト組織と比較し
て転位密度が高く、高強度をもっている、また、ランク
フォード値の改善に有効な｛５５４｝変態集合組織も発
達している。本発明は、焼鈍時におけるこれらの変態を
有効に活用するため、極低炭素Ｔｉ含有鋼に所定量のＭ
ｎを含ませた鋼スラブを使用する。そして、鋼スラブに
熱延巻取り温度４５０〜７００℃の熱間圧延を施し、冷
延後に得られた冷延鋼板に加熱速度，焼鈍温度，焼鈍時
間，焼鈍温度から亜鉛浴に浸漬する冷却速度等を適正化
した条件下で溶融亜鉛めっきするとき、強度及びプレス
成形性の双方が改善された深絞り用高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板が得られることを見い出した。
クロ組織変化を利用して、焼鈍後の組織をポリゴナルフ
ェライト相と擬ベイナイト相の二相、又は擬ベイナイト
単相とすることにより、高強度化が図られる。擬ベイナ
イト相は、極低炭素鋼をＡｃ1 変態点以上に加熱し、均
熱後、急冷した場合に得られる変態組織であり、低炭素
鋼等で得られているベイナイト組織に似た組織である。
擬ベイナイト相は、ポリゴナルフェライト組織と比較し
て転位密度が高く、高強度をもっている、また、ランク
フォード値の改善に有効な｛５５４｝変態集合組織も発
達している。本発明は、焼鈍時におけるこれらの変態を
有効に活用するため、極低炭素Ｔｉ含有鋼に所定量のＭ
ｎを含ませた鋼スラブを使用する。そして、鋼スラブに
熱延巻取り温度４５０〜７００℃の熱間圧延を施し、冷
延後に得られた冷延鋼板に加熱速度，焼鈍温度，焼鈍時
間，焼鈍温度から亜鉛浴に浸漬する冷却速度等を適正化
した条件下で溶融亜鉛めっきするとき、強度及びプレス
成形性の双方が改善された深絞り用高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板が得られることを見い出した。
【０００７】以下、本発明で使用する鋼材に含まれる合
金元素，含有量，製造条件等に付いて説明する。 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％ 深絞り性や延性を改善する上では、Ｃ含有量は少ないほ
ど好ましい。また、炭化物，窒化物，炭窒化物，炭硫化
物等として固定されることによっても、加工性に及ぼす
Ｃの悪影響を抑制できる。しかし、Ｃ含有量が０．０１
重量％を超えると、Ｃの固定に必要なＴｉやＮｂ等の添
加量が増大し、鋼材コストを上昇させる原因となるばか
りでなく、ランクフォード値の向上にも不利となる。し
かし、Ｃ含有量を０．００１重量％未満まで下げること
は、製鋼過程における製造コストを上昇させる。 Ｓｉ：２．０重量％以下 鋼板の強度を上げる有効な合金元素である。しかし、
２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びランク
フォード値が大きく低下する。なお、Ｓｉ含有量が０．
５重量％以上になると、溶融亜鉛めっき性が低下し、不
めっき等の欠陥が発生し易くなる。この種の欠陥発生を
もたらす溶融亜鉛めっき性の低下は、冷間圧延後に電気
めっきを施すことにより改善される。
金元素，含有量，製造条件等に付いて説明する。 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％ 深絞り性や延性を改善する上では、Ｃ含有量は少ないほ
ど好ましい。また、炭化物，窒化物，炭窒化物，炭硫化
物等として固定されることによっても、加工性に及ぼす
Ｃの悪影響を抑制できる。しかし、Ｃ含有量が０．０１
重量％を超えると、Ｃの固定に必要なＴｉやＮｂ等の添
加量が増大し、鋼材コストを上昇させる原因となるばか
りでなく、ランクフォード値の向上にも不利となる。し
かし、Ｃ含有量を０．００１重量％未満まで下げること
は、製鋼過程における製造コストを上昇させる。 Ｓｉ：２．０重量％以下 鋼板の強度を上げる有効な合金元素である。しかし、
２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びランク
フォード値が大きく低下する。なお、Ｓｉ含有量が０．
５重量％以上になると、溶融亜鉛めっき性が低下し、不
めっき等の欠陥が発生し易くなる。この種の欠陥発生を
もたらす溶融亜鉛めっき性の低下は、冷間圧延後に電気
めっきを施すことにより改善される。
【０００８】Ｍｎ：１．０〜４．０重量％ オーステナイト形成元素であり、Ｍｎ含有量が増大する
と変態点が低下し、α＋γ二相又はγ単相が比較的低温
焼鈍でも容易に得られるようになる。本発明において
は、焼鈍時に形成される再結晶集合組織を加熱過程のα
→γ変態及び冷却過程のγ→α変態の集合組織変化を利
用し、高ランクフォード値化を図る。また、冷却過程の
γ→α変態によるミクロ組織変化により、高強度化が図
られる。高いランクフォード値が示される理由は明らか
でないが、加熱過程で形成される再結晶集合組織と、α
＋γ二相又はγ単相における比較的低い温度の焼鈍によ
って生じる強いγの集合組織、更に冷却過程のγ→α変
態を急冷することによるバリアント選択により、ランク
フォード値と相関のある強い｛５５４｝〈２２５〉方位
の変態集合組織が形成されることによるものと推察され
る。また、高強度化を示す理由は、γ→α変態を急冷す
ることにより、細粒のポリゴナルフェライト相と転位密
度が高く硬質となる擬ベイナイト層の二相組織又は擬ベ
イナイト単相組織が得られるためと推察される。以上の
作用を得るためには、Ｍｎを１．０重量％以上含ませる
ことが必要である。しかし、４．０重量％を超えるＭｎ
含有量では、鋼板の延性が大きく低下する。
と変態点が低下し、α＋γ二相又はγ単相が比較的低温
焼鈍でも容易に得られるようになる。本発明において
は、焼鈍時に形成される再結晶集合組織を加熱過程のα
→γ変態及び冷却過程のγ→α変態の集合組織変化を利
用し、高ランクフォード値化を図る。また、冷却過程の
γ→α変態によるミクロ組織変化により、高強度化が図
られる。高いランクフォード値が示される理由は明らか
でないが、加熱過程で形成される再結晶集合組織と、α
＋γ二相又はγ単相における比較的低い温度の焼鈍によ
って生じる強いγの集合組織、更に冷却過程のγ→α変
態を急冷することによるバリアント選択により、ランク
フォード値と相関のある強い｛５５４｝〈２２５〉方位
の変態集合組織が形成されることによるものと推察され
る。また、高強度化を示す理由は、γ→α変態を急冷す
ることにより、細粒のポリゴナルフェライト相と転位密
度が高く硬質となる擬ベイナイト層の二相組織又は擬ベ
イナイト単相組織が得られるためと推察される。以上の
作用を得るためには、Ｍｎを１．０重量％以上含ませる
ことが必要である。しかし、４．０重量％を超えるＭｎ
含有量では、鋼板の延性が大きく低下する。
【０００９】Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％ 焼入れ性を向上させる元素であり、Ｍｏ含有によって金
属組織の微細化及び変態組織（擬ベイナイト組織）の形
成が容易になる。そのため、連続焼鈍後の組織は、微細
なポリゴナルフェライト組織と変態組織（擬ベイナイト
組織）の混合組織、又は変態組織（擬ベイナイト組織）
の単相組織を呈し、鋼板を高強度化する。また、変態組
織（擬ベイナイト組織）の形成に伴った集合組織の変化
により、｛５５４｝＜２２５＞方位の変態集合組織が強
く形成され、ランクフォード値が高くなる。このような
作用を得るためには、０．００５重量％以上のＭｏを含
有させることが必要である。しかし、０．５重量％を超
える多量のＭｏが含まれると、延性が大きく低下し、圧
延性や加工性が劣化する。 Ｐ：０．０５〜０．２０重量％ 鋼板の強度を上げる有効な合金元素であるが、０．０５
重量％以上でＰの効果が顕著になる。しかし、０．２０
重量％を超えて多量のＰが含まれると、プレス加工時に
二次加工割れが著しく助長される。
属組織の微細化及び変態組織（擬ベイナイト組織）の形
成が容易になる。そのため、連続焼鈍後の組織は、微細
なポリゴナルフェライト組織と変態組織（擬ベイナイト
組織）の混合組織、又は変態組織（擬ベイナイト組織）
の単相組織を呈し、鋼板を高強度化する。また、変態組
織（擬ベイナイト組織）の形成に伴った集合組織の変化
により、｛５５４｝＜２２５＞方位の変態集合組織が強
く形成され、ランクフォード値が高くなる。このような
作用を得るためには、０．００５重量％以上のＭｏを含
有させることが必要である。しかし、０．５重量％を超
える多量のＭｏが含まれると、延性が大きく低下し、圧
延性や加工性が劣化する。 Ｐ：０．０５〜０．２０重量％ 鋼板の強度を上げる有効な合金元素であるが、０．０５
重量％以上でＰの効果が顕著になる。しかし、０．２０
重量％を超えて多量のＰが含まれると、プレス加工時に
二次加工割れが著しく助長される。
【００１０】Ｓ：０．０２重量％以下 Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に
加工割れ等の欠陥を発生させ易くなる。また、Ｔｉと反
応してＴｉＳを形成することにより、Ｃの固定に必要な
Ｔｉ量を増加させる原因ともなる。したがって、Ｓ含有
量は低ければ低いほど好ましく、本発明ではその上限を
０．０２重量％に規定した。 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重量％ 製鋼過程における脱酸剤として必要な添加元素であり、
所定の脱酸効果を得るためには０．００５重量％以上の
Ａｌが必要である。しかし、０．１重量％を超える多量
のＡｌ含有量では、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物が増加し、加
工性や表面品質を劣化させる。 Ｎ：０．００７重量％以下 固溶Ｎとして残存すると深絞り性を劣化させることか
ら、ＴｉやＮｂにより固定化する。しかし、Ｎ含有量の
増加に伴ってＴｉＮの析出量が多くなり、｛５５４｝再
結晶集合組織の発達が抑制される。そこで、本発明にあ
っては、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定し
た。
加工割れ等の欠陥を発生させ易くなる。また、Ｔｉと反
応してＴｉＳを形成することにより、Ｃの固定に必要な
Ｔｉ量を増加させる原因ともなる。したがって、Ｓ含有
量は低ければ低いほど好ましく、本発明ではその上限を
０．０２重量％に規定した。 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重量％ 製鋼過程における脱酸剤として必要な添加元素であり、
所定の脱酸効果を得るためには０．００５重量％以上の
Ａｌが必要である。しかし、０．１重量％を超える多量
のＡｌ含有量では、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物が増加し、加
工性や表面品質を劣化させる。 Ｎ：０．００７重量％以下 固溶Ｎとして残存すると深絞り性を劣化させることか
ら、ＴｉやＮｂにより固定化する。しかし、Ｎ含有量の
増加に伴ってＴｉＮの析出量が多くなり、｛５５４｝再
結晶集合組織の発達が抑制される。そこで、本発明にあ
っては、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定し
た。
【００１１】Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％ 結晶粒界にＰよりも優先的に位置し、Ｐの偏析に起因し
た粒界脆性、ひいてはプレス成形性の劣化を抑制する。
この効果は、０．０００５重量％以上のＢ含有で顕著と
なる。しかし、０．００３重量％を超えるＢ含有量で
は、粒成長が阻害され、鋼板のランクフォード値や延性
が低下する。 Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１重量％ Ｃ，Ｎ及びＳを固定して延性や加工性を改善すると共
に、ランクフォード値を高くする｛５５４｝方位の再結
晶集合組織を発達させる作用を呈する。これら作用は、
Ｃ，Ｎ及びＳの固定に必要な量以上のＴｉ含有量で得ら
れるが、０．１重量％で飽和する。
た粒界脆性、ひいてはプレス成形性の劣化を抑制する。
この効果は、０．０００５重量％以上のＢ含有で顕著と
なる。しかし、０．００３重量％を超えるＢ含有量で
は、粒成長が阻害され、鋼板のランクフォード値や延性
が低下する。 Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１重量％ Ｃ，Ｎ及びＳを固定して延性や加工性を改善すると共
に、ランクフォード値を高くする｛５５４｝方位の再結
晶集合組織を発達させる作用を呈する。これら作用は、
Ｃ，Ｎ及びＳの固定に必要な量以上のＴｉ含有量で得ら
れるが、０．１重量％で飽和する。
【００１２】Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％ 何れもＣを固定し、｛５５４｝方位の再結晶集合組織を
発達させる作用を呈する。これらの作用は、０．０１重
量％以上の含有量で顕著になるが、０．１重量％で飽和
する。 Ｃｕ：０．１〜０．４重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、鋼板の耐食性
を改善する作用を呈する。Ｃｕの作用は、０．１重量％
以上の含有量で顕著になる。しかし、０．４重量％を超
える多量のＣｕが含まれると、耐食性改善効果が飽和す
るばかりでなく、延性も大きく低下する。 Ｎｉ：０．１〜０．４重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃｕに起因し
た熱間脆性を防止し、熱延時に高温割れの発生を防止す
る。Ｎｉの添加は、耐食性の改善にも有効に働く。特に
Ｃｕ添加鋼にあっては、熱間赤熱脆性を防止するため、
Ｃｕと同量のＮｉを添加することが好ましい。しかし、
０．４重量％を超えるＮｉ含有量は、Ｎｉ添加の効果が
飽和するばかりでなく、高価なＮｉを多量に消費するこ
とから鋼材のコストが上昇する。
発達させる作用を呈する。これらの作用は、０．０１重
量％以上の含有量で顕著になるが、０．１重量％で飽和
する。 Ｃｕ：０．１〜０．４重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、鋼板の耐食性
を改善する作用を呈する。Ｃｕの作用は、０．１重量％
以上の含有量で顕著になる。しかし、０．４重量％を超
える多量のＣｕが含まれると、耐食性改善効果が飽和す
るばかりでなく、延性も大きく低下する。 Ｎｉ：０．１〜０．４重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃｕに起因し
た熱間脆性を防止し、熱延時に高温割れの発生を防止す
る。Ｎｉの添加は、耐食性の改善にも有効に働く。特に
Ｃｕ添加鋼にあっては、熱間赤熱脆性を防止するため、
Ｃｕと同量のＮｉを添加することが好ましい。しかし、
０．４重量％を超えるＮｉ含有量は、Ｎｉ添加の効果が
飽和するばかりでなく、高価なＮｉを多量に消費するこ
とから鋼材のコストが上昇する。
【００１３】以上の組成を持つ鋼材を転炉，電気炉等で
溶製した後、スラブに連続鋳造する。得られたスラブ
は、そのまま直送し、或いは一旦冷却して冷片却とした
後、熱間圧延される。 熱間圧延 熱間圧延温度及び熱延仕上げ温度は、特に限定されるも
のでないが、Ａｒ3変態点以上で圧延を終了することが
好ましい。ただし、熱延巻取り温度は、４５０〜７００
℃の範囲に設定する。巻取り温度を７００℃以下とする
ことにより、熱延板の細粒化及び強い熱延集合組織を形
成することができる。この熱延板の細粒化及び強い熱延
集合組織は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝
〈２２５〉方位への集積度を高める。しかし、４５０℃
を下回る熱延巻取り温度では、巻取り後の板形状に不良
が発生し易くなる。
溶製した後、スラブに連続鋳造する。得られたスラブ
は、そのまま直送し、或いは一旦冷却して冷片却とした
後、熱間圧延される。 熱間圧延 熱間圧延温度及び熱延仕上げ温度は、特に限定されるも
のでないが、Ａｒ3変態点以上で圧延を終了することが
好ましい。ただし、熱延巻取り温度は、４５０〜７００
℃の範囲に設定する。巻取り温度を７００℃以下とする
ことにより、熱延板の細粒化及び強い熱延集合組織を形
成することができる。この熱延板の細粒化及び強い熱延
集合組織は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝
〈２２５〉方位への集積度を高める。しかし、４５０℃
を下回る熱延巻取り温度では、巻取り後の板形状に不良
が発生し易くなる。
【００１４】連続式溶融亜鉛めっき 熱間圧延後の鋼板は、常法に従って酸洗・冷間圧延さ
れ、インライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき工程に送
られる。Ｓｉを０．５重量％以上含む冷延鋼板は、溶融
亜鉛めっき性を向上させるため電気めっきを施し、イン
ライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき設備で還元焼鈍及
び溶融亜鉛めっき処理されることが好ましい。電気めっ
きは、還元焼鈍時に生成する易酸化性元素Ｓｉの酸化物
に起因する不めっき等のめっき欠陥を防止する。具体的
には、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｐ等のプレめっき
層が電気めっきにより形成される。還元工程では、変態
直前に再結晶を完了させるため加熱速度の上限を３０℃
／秒に設定した。他方、極端に遅い加熱速度では、再結
晶粒が粗大化することから、下限を５℃／秒と設定し
た。変態時の集合組織変化及びミクロ組織変化を利用し
て特性の改善を図るため、Ａｒ1 変態点以上の温度で焼
鈍する。しかし、９２０℃を超える焼鈍温度では、通常
の焼鈍設備を用いた生産が困難になる。また、結晶粒の
粗大化及びランクフォード値に悪影響を及ぼす変態集合
組織の形成を抑制するため、焼鈍時の均熱時間を４０〜
１２０秒にすることが必要である。均熱後の冷却速度
は、深絞り性に有効な集合組織及び高強度化に有効な擬
ベイナイト組織の生成・発達に関係する。冷却速度を４
０℃／秒以上に設定すると、これら集合組織や擬ベイナ
イト組織が発達し、深絞り性の改善及び高強度化が図ら
れる。他方、４０℃／秒に満たない冷却速度では、必要
な集合組織や擬ベイナイト組織が十分に成長しない。
れ、インライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき工程に送
られる。Ｓｉを０．５重量％以上含む冷延鋼板は、溶融
亜鉛めっき性を向上させるため電気めっきを施し、イン
ライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき設備で還元焼鈍及
び溶融亜鉛めっき処理されることが好ましい。電気めっ
きは、還元焼鈍時に生成する易酸化性元素Ｓｉの酸化物
に起因する不めっき等のめっき欠陥を防止する。具体的
には、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｐ等のプレめっき
層が電気めっきにより形成される。還元工程では、変態
直前に再結晶を完了させるため加熱速度の上限を３０℃
／秒に設定した。他方、極端に遅い加熱速度では、再結
晶粒が粗大化することから、下限を５℃／秒と設定し
た。変態時の集合組織変化及びミクロ組織変化を利用し
て特性の改善を図るため、Ａｒ1 変態点以上の温度で焼
鈍する。しかし、９２０℃を超える焼鈍温度では、通常
の焼鈍設備を用いた生産が困難になる。また、結晶粒の
粗大化及びランクフォード値に悪影響を及ぼす変態集合
組織の形成を抑制するため、焼鈍時の均熱時間を４０〜
１２０秒にすることが必要である。均熱後の冷却速度
は、深絞り性に有効な集合組織及び高強度化に有効な擬
ベイナイト組織の生成・発達に関係する。冷却速度を４
０℃／秒以上に設定すると、これら集合組織や擬ベイナ
イト組織が発達し、深絞り性の改善及び高強度化が図ら
れる。他方、４０℃／秒に満たない冷却速度では、必要
な集合組織や擬ベイナイト組織が十分に成長しない。
【００１５】
実施例１：表１に示した組成の鋼１〜１７を溶製し、ス
ラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度９２０℃，熱延巻
取り温度５５０℃の条件で熱間圧延した。得られた熱延
板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで圧下率７５％の冷間圧
延を施した。次いで、連続式溶融亜鉛めっきラインにお
いて、加熱速度１０℃／秒，焼鈍温度９００℃，均熱時
間６０秒，焼鈍温度から５００℃までの平均冷却速度５
０℃／秒の条件下で還元焼鈍し、溶融亜鉛めっきした。
ラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度９２０℃，熱延巻
取り温度５５０℃の条件で熱間圧延した。得られた熱延
板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで圧下率７５％の冷間圧
延を施した。次いで、連続式溶融亜鉛めっきラインにお
いて、加熱速度１０℃／秒，焼鈍温度９００℃，均熱時
間６０秒，焼鈍温度から５００℃までの平均冷却速度５
０℃／秒の条件下で還元焼鈍し、溶融亜鉛めっきした。
【００１６】
【表１】
【００１７】得られた溶融亜鉛めっき鋼板に伸び率１％
の調質圧延を行った後、ＪＩＳ ５号試験片を切り出
し、機械的性質を調査した。調査結果を示す表２にみら
れるように、本発明に従った鋼１〜１２は、何れも４９
０Ｎ／ｍｍ2 以上の高い強度をもち、強度−延性バラン
スに優れ、しかも１．４以上の高ランクフォード値を示
していた。これに対し、比較鋼１３〜１７は、Ｃ，Ｓ
ｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｍｏ及びＴｉの何れかが本発明で規定し
た範囲を外れていることから、ランクフォード値が大き
く低下していた。
の調質圧延を行った後、ＪＩＳ ５号試験片を切り出
し、機械的性質を調査した。調査結果を示す表２にみら
れるように、本発明に従った鋼１〜１２は、何れも４９
０Ｎ／ｍｍ2 以上の高い強度をもち、強度−延性バラン
スに優れ、しかも１．４以上の高ランクフォード値を示
していた。これに対し、比較鋼１３〜１７は、Ｃ，Ｓ
ｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｍｏ及びＴｉの何れかが本発明で規定し
た範囲を外れていることから、ランクフォード値が大き
く低下していた。
【００１８】
【表２】
【００１９】実施例２：表１に掲げた鋼種番号２のスラ
ブを熱間圧延し、酸洗後、圧下率７５％の冷間圧延を施
し、連続式溶融めっきラインで還元焼鈍して溶融めっき
を施した。還元焼鈍の条件を、熱延時の巻取り温度と共
に表３に示す。
ブを熱間圧延し、酸洗後、圧下率７５％の冷間圧延を施
し、連続式溶融めっきラインで還元焼鈍して溶融めっき
を施した。還元焼鈍の条件を、熱延時の巻取り温度と共
に表３に示す。
【００２０】
【表３】
【００２１】得られた溶融亜鉛めっき鋼板に伸び率１％
の調質圧延を施した後、ＪＩＳ ５号試験片を切り出
し、機械的性質を調査した。調査結果を示す表４にみら
れるように、本発明で規定した条件下で溶融亜鉛めっき
時の還元焼鈍を施したものでは、何れも４９０Ｎ／ｍｍ
2 以上の引張り強さをもち、ランクフォード値も１．４
４以上の高い値を示した。これに対し、熱延工程の巻取
り温度又は溶融めっき工程での還元焼鈍条件が本発明で
規定した範囲を外れる工程５〜８で得られた溶融めっき
鋼板は、ランクフォード値が大きく低下していた。
の調質圧延を施した後、ＪＩＳ ５号試験片を切り出
し、機械的性質を調査した。調査結果を示す表４にみら
れるように、本発明で規定した条件下で溶融亜鉛めっき
時の還元焼鈍を施したものでは、何れも４９０Ｎ／ｍｍ
2 以上の引張り強さをもち、ランクフォード値も１．４
４以上の高い値を示した。これに対し、熱延工程の巻取
り温度又は溶融めっき工程での還元焼鈍条件が本発明で
規定した範囲を外れる工程５〜８で得られた溶融めっき
鋼板は、ランクフォード値が大きく低下していた。
【００２２】
【表４】
【００２３】実施例３：耐食性を調査するため、本発明
鋼のうちＣｕを含有する鋼材番号６，１１，１２、及び
比較鋼のうちＣｕを含有しない鋼材番号１４の溶融亜鉛
めっき鋼板を腐食試験に供した。試験片は、７０ｍｍ×
１５０ｍｍのサイズをもち、端面及び裏面をポリエステ
ルテープでシールした。腐食試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７
１の塩水噴霧試験に準じ、濃度０．５％の塩水噴霧２時
間→６０℃の熱風乾燥４時間→ＪＩＳ Ｃ１２３４の湿
潤２時間の合計８時間を１サイクルとし、３００サイク
ル繰り返す複合腐食試験を行った。そして、腐食試験後
の最大侵食深さを測定し、その大きさで耐食性を評価し
た。調査結果を示す表５にみられるように、本発明鋼
は、比較鋼に比べて最大侵食深さが浅く、耐食性に優れ
ていることが判る。
鋼のうちＣｕを含有する鋼材番号６，１１，１２、及び
比較鋼のうちＣｕを含有しない鋼材番号１４の溶融亜鉛
めっき鋼板を腐食試験に供した。試験片は、７０ｍｍ×
１５０ｍｍのサイズをもち、端面及び裏面をポリエステ
ルテープでシールした。腐食試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７
１の塩水噴霧試験に準じ、濃度０．５％の塩水噴霧２時
間→６０℃の熱風乾燥４時間→ＪＩＳ Ｃ１２３４の湿
潤２時間の合計８時間を１サイクルとし、３００サイク
ル繰り返す複合腐食試験を行った。そして、腐食試験後
の最大侵食深さを測定し、その大きさで耐食性を評価し
た。調査結果を示す表５にみられるように、本発明鋼
は、比較鋼に比べて最大侵食深さが浅く、耐食性に優れ
ていることが判る。
【００２４】
【表５】
【００２５】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｍｎを添加することにより変態点を下げた極低炭素
Ｔｉ含有鋼のスラブを熱間圧延して４５０〜７００℃で
巻き取った後、α＋γ二相域又はγ単相域での焼鈍を容
易にし、α−γ変態による集合組織変化を利用してラン
クフォード値を高めると共に、焼鈍後の組織をポリゴナ
ルフェライト相と擬ベイナイト相の二相又は擬ベイナイ
ト単相とすることにより高強度化を図っている。このよ
うにして、本発明によるとき、自動車用鋼板として好適
な深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ
る。
は、Ｍｎを添加することにより変態点を下げた極低炭素
Ｔｉ含有鋼のスラブを熱間圧延して４５０〜７００℃で
巻き取った後、α＋γ二相域又はγ単相域での焼鈍を容
易にし、α−γ変態による集合組織変化を利用してラン
クフォード値を高めると共に、焼鈍後の組織をポリゴナ
ルフェライト相と擬ベイナイト相の二相又は擬ベイナイ
ト単相とすることにより高強度化を図っている。このよ
うにして、本発明によるとき、自動車用鋼板として好適
な深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ
る。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓ
ｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，
Ｐ：０．０５〜０．２０重量％，Ｓ：０．０２重量％以
下，Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％，酸可溶Ａｌ：
０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７重量％以下
及びＢ：０．０００５〜０．００３重量％を含み、更に
Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ
＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１重量％，Ｎｂ：０．
０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％，Ｚ
ｒ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上を含
み、残部は実質的にＦｅからなる組成をもつ鋼スラブに
熱延巻取り温度を４５０〜７００℃とする熱間圧延を施
し、冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっき設備のインライン
焼鈍で加熱速度５〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点
〜９２０℃，均熱時間４０〜１２０秒，焼鈍温度から５
００℃までの平均冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を
施し、ポリゴナルフェライト組織と擬ベイナイト組織と
の混合組織又は擬ベイナイトの単相組織にすることを特
徴とする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼スラブが更にＣｕ：
０．１〜０．４重量％及び／又はＮｉ：０．１〜０．４
重量％を含むものである高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22265295A JP3874821B2 (ja) | 1995-08-08 | 1995-08-08 | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22265295A JP3874821B2 (ja) | 1995-08-08 | 1995-08-08 | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0949029A true JPH0949029A (ja) | 1997-02-18 |
| JP3874821B2 JP3874821B2 (ja) | 2007-01-31 |
Family
ID=16785814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22265295A Expired - Fee Related JP3874821B2 (ja) | 1995-08-08 | 1995-08-08 | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3874821B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001031077A1 (fr) * | 1999-10-22 | 2001-05-03 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier galvanisee par immersion a chaud presentant de bonnes qualites de resistance, de formabilite et de galvanisation |
| KR100544737B1 (ko) * | 2001-12-17 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 |
-
1995
- 1995-08-08 JP JP22265295A patent/JP3874821B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001031077A1 (fr) * | 1999-10-22 | 2001-05-03 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier galvanisee par immersion a chaud presentant de bonnes qualites de resistance, de formabilite et de galvanisation |
| KR100544737B1 (ko) * | 2001-12-17 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3874821B2 (ja) | 2007-01-31 |
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