JPS6049698B2 - 加工性のすぐれた合金化溶融亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は加工性の良好な合金化亜鉛めつき高張力鋼板の
製造方法に係り、特にフェライト素地中に主としてマル
テンサイトから成る低温変態組織を含む、いわゆる２相
組織鋼板上に合金化亜鉛めつき層を有する加工性の良好
な合金化亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法に関する。

最近加工性の良好な高張力鋼板としてフェライト素地に
マルテンサイトを主とする低温変態生成フ相を含む混合
組織鋼板が注目されている。

この鋼板は降状比が低く加工性が良好でかつプレス加工
後の塗装焼付処理による硬化能が大きいという特徴を有
する。この混合組織鋼板はα＋γ域温度で焼鈍後、γ相
の少なくとも一部がマルテンサイト５になるように急冷
して製造することが一般に公知である。この場合の冷却
速度は合金元素量によつて変化する。さて、このような
混合組織を有する合金化溶融亜鉛めつき高張力鋼板の製
造方法として、連続焼鈍ラインで製造した混合組織高張
力鋼板を更に連続溶融亜鉛めつきラインによつて亜鉛め
つきおよび合金化処理を行なう方法が考えられる。

しかしこの方法ではマルテンサイトが焼戻され、その強
度が低下し結局は混合組織鋼としての特徴が失なわれて
しまう。このマルテンサイトの焼戻し軟化はＭｎ，Ｃｒ
，ＭＯなどの合金元素が少ないほど生じ易い。一方これ
らの合金元素が高い場合には軟化し難いが、亜鉛めつき
性が低下する。従つて一旦混合組織鋼とした後で合金化
溶融亜鉛めつき処理を行なう方法ではマルテンサイトが
焼戻されるため、目的とする混合組織鋼板を製造するこ
とが極めて困難となる。従つてフェライト、マルテンサ
イトから成る混合組織を有する合金化亜鉛めつき高張力
鋼板の製造するためには、オーステナイトがマルテンサ
イトに変態した後亜鉛めつきおよび合金化処理を行，な
うのでなく、オーステナイトとして残留している状態で
該処理を行なう必要がある。

そのためには連続焼鈍用の冷却途中で亜鉛めつき、合金
化処理を行い、その後の冷却過程でオーステナイトをマ
ルテンサイトとしなければならない。この場２合、通常
の亜鉛めつきをしない単純な冷却あるいは単に亜鉛めつ
きのみを行なう場合に比べ、冷却途中における滞留時間
がより長くなり、その分だけオーステナイトの分解が促
進されるため、マルテンサイトを得ることは非常に困難
になる。 ３本発明の目的は、前記従来技術の問題点
を克服し、フェライト、マルテンサイトの混合組織を有
し、加工性のすぐれた合金化亜鉛めつきの高張力銅板の
効果的な製造方法を提供することにある。本発明のこの
目的は下記要旨とする２発明によ３Ｚつて達成される。
第１発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、重量比にてＣ：０．００５〜０．１５％、Ｍ
ｎ：０．３〜２．０％、ＭＯ：０．０５〜０．５％を含
有する薄鋼板に連続亜鉛めつきラインによつて合金化溶
融４（亜鉛めつきする合金化亜鉛めつき高張力鋼板の製
造方法において、前記鋼板をＡＣｌ変態点とＡＣ３変態
点間の温度に加熱する工程と、前記加熱温度よりの冷却
途中４５０〜５５０℃の温度範囲で溶融亜鉛めつきを施
し更に５００℃とＡＣｌ変態点間の温度範囲に加熱し合
金化処理を行なう工程と、前記合金化処理後引続き３０
０゜Ｃ以下まで冷却する工程と、を有して成り、前畜Ａ
Ｃｌ〜ＡＣ３間の加熱温度より溶融亜鉛めつきを施すま
て、および合金化処理後３００℃以下までの冷却工程に
おける冷却速度を１０ｇＣＲ＝ー４．４８Ｍ０−１．９
３Ｍｎ＋３．５９で与えられる臨界冷却速度ＣＲ（℃／
Ｓｅｃ）以上とすることを特徴とする加工性のすぐれた
合金化亜フ鉛めつき高張力鋼板の製造方法、である。第
２発明の要旨とするところは、第１発明と同一基本組成
の薄鋼板を同一条件で加熱、溶融亜鉛めつき、合金化処
理、冷却の各工程を経て後、更に３００℃以下の温度で
過時効処理する工程を有して成る加工性のすぐれた合金
化亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法、である。本発明者
らの数多き実験結果より前記の如く、Ｃ：０．００５〜
０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、ＭＯ：０．０５
〜０．５％なる亜鉛めつき性やγ相の冷却途中の安定感
などを考慮した基本組成のほかに、必要に応じ、次の他
成分の限定ならびにその他の限定成分を単独もしくは組
合わせて添加することにより、本発明の効果を向上し得
ることが判明した。

（イ）Ｓ：０．０２％以下、Ａ１：０．１％以下に限定
。（ロ）０．２％以下のＰｌｌ．Ｏ％以下のＳｉ，．Ｏ
．５％以下のＣｒ．．Ｏ．７％以下のＮｊ．．Ｏ．７％
以下のＣＵｌＯ．ＯＯ８％以下のＢのうちから選ばれた
１種または２種以上を添加。（ハ）Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのう
ちから選ばれた１種または２種以上を合計で０．１％以
下添加。

（ニ）０．０１〜０．１％の希土類元素（以下ＲＥＭと
称する）もしくは０．００８％以下のＣａを添加。

先づ、本発明による鋼板の基本組成の限定理由について
説明する。Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素である。

特に本発明の場合には（α＋γ）域に加熱し？ときのγ
相の体積率は鋼中Ｃ量とその加熱温度こより決まり、ひ
いては冷却後のマルテンサイト在にも影響するため重要
である。而して鋼板の強工などの機械的性質はこのマル
テンサイト分率とンルテンサイト相の硬度に大きく支配
される。Ｃ量の下限を０．００５％としたのはＡＣｌ変
態点と℃３変態点間の高温域で加熱したときのγ相、ひ
いては冷却後のマルテンサイト相の分率を２〜３％程度
まで減少させることにより引張強さを４０ｋｇ／ｄ程度
まで低下せしめ加工性を良好ならしめるためである。一
方Ｃ量の上限については０．１５％を越えるとスポット
溶接性が著しく劣化すること、および鋼板中のマルテン
サイト分率が増加して加工性が劣化すると同時に降状比
も０。７以上に増加するため、その上限値を０．１５％
とした。

Ｍｎ：Ｍｎは固溶強化元素てあり、さらに本発明鋼にお
いては冷却途中における変態を抑制しγ相を安定化させ
るために重要であるが、Ｍｎ量が多いほど亜鉛めつき性
を劣化させるため上限を２．０％とした。

しかしＭｎが少ない場合には本発明の目的とするマルテ
ンサイト相が得られず、またＭｎ／Ｓ比が１０以上では
熱間変形時に割れやすいことから下限を０．３％とした
。ＭＯ： ＭＯは本発明における最も重要な元素であり、含有量に
比例してγ相の安定度を著しく増し、その分解を抑制す
る。

しかし０．０５％未満ではその効果が非常に小さいため
下限を０．０５％とした。ＭＯは亜鉛めつき性の点から
はむしろ１％程度まで含有しても差支えないが、高価で
あるため経済性を考慮して０．５％を一応の上限とした
。上記の基本組成のほかに必要に応じ、単独もしくは組
合わせて添加することにより、本発明の効果を向上し得
る前記群に属する元素の限定理由について説明する。

Ｃｒ： Ｃｒｌ）ＭＯと同様にγ相の安定度を増すために効果が
大きい元素であるが、その含有量が多いほど亜鉛めつき
性を劣化させるためにその上限を０．５％とした。

Ｓ： Ｓは熱間圧延時に割れを発生させ易く、また冷間での延
性を劣化させるため０．０２％以下とした。

Ａ１：には脱酸剤として用いられるが０．１％を越える
と亜鉛めつき性を著しく劣化させるため０．１％以下と
した。

Ｐ：Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中において
γ相の分解を抑制するので、必要に応じて添加される元
素であるが、０．２％以上ては延性を劣化させるため上
限を０．２％とした。

Ｂ： Ｂもγ相の分解抑制作用が大きい元素であるが、０．０
０８％を越えるとその効果が逆に減少するため上限を０
．００８％として、必要に応じて添加される。

Ｃｕ： Ｃｕによるγ相の安定化効果はＭＯやＣｒに較べて小さ
いが、やはりγ相を安定化させ、かつ鋼板自身の耐食性
を増す効果を持つている。

しかし０．７％を越えるとたとえＮｉとの共存下におい
ても熱間圧延時に割れを生じ易くヘゲ状の表面欠陥を発
生させるため０．７％を上限として、必要に応じて添加
される。Ｎｊ： Ｎｉ４：）ＣＵと同程度にγ相を安定化させるので適宜
添加される。

特にＮｉはＣｕ添加による熱間圧延時の割れの発生を抑
制するので、Ｃｕを０．３％以上添加した場合には不可
欠の元素であり、この効果はＣｕとほぼ同量の楊合に最
も効果を発揮されるため０．７％以下の範囲内てＣｕと
ほぼ同量添加するのがよい。Ｓｉ： Ｓｉはα相中の固溶Ｃ量を減少させることにより伸びな
どの延性を向上させるので、材質の面からは０．５〜１
．０％程度の添加が好ましい。

しかしＳｉが１．０％を越えると亜鉛めつきをした場合
、めつき不良を起こすためこの面から、上限を１．０％
とし』た。Ｔｉ，Ｎｂ，■： Ｎｂ，Ｔｉ，■はいずれもこれらの炭窒化物を析出させ
ることにより（α＋γ）域に加熱した時のα相およびγ
相の結晶粒を微細にするために添加７するものであり、
いずれも合計量で０．１％以下の範囲内で添加可能であ
る。

合計量が０．１％を越えて含有する場合には析出硬化に
より降状比が高くなるため好ましくないので合計量の上
限を０．１％とした。′）ＲＥＭ，Ｃａ： ＲＥＭ，Ｃａは硫化物系介在物の形態変化を通じて本発
明鋼の加工性を向上させる。

添加する場合はＲＥＭは０．０１〜０．１％でよく、Ｃ
ａは０．００８％以下含有せしめればよい。次に上記特
定の化学成分を有する鋼は通常の丁程により製鋼、分塊
あるいは連続鋳造工程を経てスラブとされ続いて熱間圧
延によりホットコイルにされる。

この間の製造条件は特に限定する必要はないが、比較的
低に成分系で冷却速度が遅くてもフェライトとマルテン
サイト組織とし、目的の組織と機械的性質を得るために
、ホットコイルの巻取温度を例えば（α＋γ）域温度と
高くしてＭｎやＭＯをγ相に濃化せしめる方が好ましい
。その意味では巻取温度はできるだけ高くすることが好
ましい。ホットコイルは引き続いて通常工程で脱スケー
ル処理されてその後直ちに本発明条件の溶融亜鉛めつき
および合金化処理される場合と脱スケール後冷間圧延さ
れて、上記亜鉛めつきおよび合金化処理をされる場合が
ある。

冷間圧延を行なう場合、本発明では冷間圧下率を４０％
好ましくは５０％以上とするのがよい。かかる工程を経
たのちに連続ラインにおいて溶融亜鉛めつきおよび合金
化処理が施されるが下記に述べる理由により加熱温度お
よび加熱後の冷却条件がある特定範囲に限定される。

なおこの亜鉛めつきは鋼板の両面に施される場合と片面
にのみ施される場合があるが、本発明法はいずれの場合
にも適用することができる。加熱温度は材料の組織およ
び性質を決定する上て鋼中のＣ量とも関係して極めて重
要である。

引張強さが４０ｋ９／ｄ程度の比較的低い強度レベルか
ら１００ｋ９／ＭｌＬと強度の高いものに至る広い強度
範囲の混合組織鋼板を得るにはγ相の量、ひ（１）ては
丁変態後のマルテンサイト量を広範囲に変えなければな
らないため（α＋γ）２相共存域での温度も広範囲に変
える必要がある。そのため加熱温度はＡＣｌ変態点とＡ
Ｃ３変態点間の範囲とした。またこの温度範囲での保持
時間はＣだけではなくＭｎな３どの拡散しにくい元素ま
でγ相に濃縮するためには長時間の方が好ましい場合も
あるが、連続溶融亜鉛めつき炉による加熱を対象として
いるため鋼板の均熱の確保と加熱炉長の面から３囲２以
上であればよい。
４次に（α＋γ）域加熱温度からの冷却条件であるが
、これはフェライトとマルテンサイトを主成分とする混
合組織を得るために非常に重要である。本発明法に従つ
て冷却途中で亜鉛めつきおよび合金化処理を施す場合、
途中での滞留時間が長く、この間のオーステナイト相の
分解がより促進されるためマルテンサイトを得ることが
非常に困難である。そのため加熱温度から亜鉛めつき浴
に至るまでの冷却速度および合金化処理後の冷却速度を
通常の亜鉛めつきを行わない単純冷却の場合、もしくは
亜鉛めつきだけの場合の冷却速度より大きくしなければ
ならない。この臨界冷却速度は鋼の組成によつて大きく
変化し、鋼中成分が高′いほど小さくなる。このように
マルテンサイトを僅かでも含有する混合組織を得るため
の臨界冷却速度と組成との関係について本発明者らの数
多くの実験結果を解析した結果、以下のことが明らかと
なつた。すなわち、ＡＣｌ変態点とＡＣ３変態点間の温
度に加熱後の４５０〜５５０℃に保持された亜鉛めつき
浴に至るまでの冷却速度および５００℃〜ＡＣｌ変態点
間の合金化処理後の冷却速度の最小値すなわち臨界冷却
速度ＣＲＣＣ／Ｓｅｃ）は 八ｎ
−ｖ▼Ｖｖ■Ａ１で与えられる。

つまり（α十γ）域温度に加熱後４５０〜５５０℃の亜
鉛めつき温度までの鋼中成分によつて定まる臨界冷却速
度ＣＲ（℃／Ｓｅｃ）以上の冷却速度で冷却し、ついで
４５０〜５５０℃の範囲の温度において１囲２以下の時
間で亜鉛めつきを終了した後直ちに５００′Ｃ−ＡＣｌ
変態点間の温度に加熱し、３０８以下の時間て合金化処
理を終了し、引続き３００℃以下の温度まで臨界冷却速
度ＣＲ（℃／Ｓｅｃ）以上の速度で冷却するものである
。ここで冷却速度が臨界速度ＣＲＣＣ／Ｓｅｃ）以下に
なると目的とするマルテンサイトが得られない。更に合
金化処理後ＣＲＣＣ／Ｓｅｃ）以上て冷却しなければな
らない温度範囲を３００℃以下としたのは残留オーステ
ナイトがマルテンサイトになる温度すなわちＭｓ点が本
発明鋼の場合ほぼ３００℃であるためである。また冷却
途中の亜鉛めつきあるいは合金化処理の時間をそれぞれ
最大ｗ秒、３０秒としたが、残留オーステナイトの分解
をより抑制するためには、これらの時間はできるだけ短
い方が好ましい。上記の如く３００℃以下まで冷却した
後は特に冷却速度を規制する必要はなく、そのまま室温
まで冷却して製品とするか、必要により材質調整のため
３００゜Ｃ以下で短時間の過時効処理を行なつてもよい
。

また２００℃程度でコイルに巻取りその後徐冷してもよ
い。実施例 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製した。

その後分塊してスラブとした後通常の条件で熱延し２．
６Ｔｒ０ｎ厚と２．０Ｔｆ＄Ｌ厚のホットコイルとした
。なお熱延仕上温度は７８０〜８８０℃、巻取温度は５
５０〜７５０℃であつた。このホットコイルのうち２．
６Ｔｆ＄ｔ厚については酸洗後０．８ＴＳｎに冷間圧延
し、連続溶融亜鉛めつきラインにおいて、第２表に示す
条件で亜鉛めつきおよび合金化処理を行なつた。また２
．０Ｔ０ＴＬ厚のホットコイルについて酸洗後直ちに連
続溶融亜鉛めつきラインにおいて同じく第２表に示す条
件で亜鉛めつきおよび合金化処理を行なつた。

ＮＯ．ｌ２のコイルは片面にのみ亜鉛めつきを行なつた
が、他の全コイルは両面に亜鉛めつきを行なつた。また
合金化処理後の冷却はすべて１００℃以下まで第２表に
示す条件で行なつたが、ＮＯ．７のコイルのみ３００℃
以下の２５０℃で１分間の過時効処理を行なつた。かく
して得られた合金化亜鉛めつき鋼板は調質圧延を行なう
ことなく引張試験を行なつた。

これらの結果を第２表に示す。第２表から明らかなよう
に成分に応じて定まる臨界冷却速度より早く冷却し、フ
ェライトとマルテンサイトから成る混合組織とした鋼板
は本発明の規制以外の方法で製造した比較鋼よりも添加
図面に示すように伸びがよく、また降状比も低い。

本発明は亜鉛めつき性およびγ相の冷却途中での安定度
等により特定の成分を限定し、かつ（α＋γ）域に加熱
後のめつき浴温度の４５０〜５５０℃までおよび５００
゜Ｃ−ＡＣｌ間の合金化処理後、３００′Ｃ以下までを
鋼の成分より決まる臨界冷却速度ＣＲ（℃／Ｓｅｃ）以
上で急冷することにより、γ相分解をできるだけ起さな
いようにすると共に、γ相と共存するα相中のＣ量を可
能な限りγ相に濃縮するようにして、フェライトとマル
テンサイトが共存する低温変態組織を含む鋼板上に合金
化亜鉛めつきをしたので、極めてすぐれた加工性を有す
る合金化亜鉛めつき高張力鋼板を得ることができた。従
つて本発明による合金化亜鉛めつき鋼板は通常の溶融亜
鉛めつき鋼板に比べて低降状比て伸びが大きく加工性が
良好であることから自動車の部品のうちブレス加工がき
びしく、かつ防錆性も要求される部品に有効に使用され
る効果がある。

【図面の簡単な説明】

添附図面は本発明による合金化亜鉛めつき高張力鋼板（
黒丸）と従来の亜鉛めつき鋼板（白丸）の引張強さと伸
びの関係の実施例を示す相関図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量比にてＣ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０
   ．３〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％を含有する
   薄鋼板に連続亜鉛めつきラインによつて合金化溶融亜鉛
   めつきする合金化亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法にお
   いて、前記鋼板をＡｃ＿１変態点とＡｃ＿３変態点間の
   温度に加熱する工程と、前記加熱温度よりの冷却途中４
   ５０〜５５０℃の温度範囲で溶融亜鉛めつきを施し更に
   ５００℃とＡｃ＿１変態点間の温度範囲に加熱し合金化
   処理を行なう工程と、前記合金化処理後引続き３００℃
   以下まで冷却する工程と、を有して成り前記Ａｃ＿１〜
   Ａｃ＿３間の加熱温度より溶融亜鉛めつきを施すまで、
   および合金化処理後３００℃以下までの冷却工程におけ
   る冷却速度をｌｏｇＣＲ＝−４．４８Ｍｏ−１．９３Ｍ
   ｎ＋３．５９で与えられる臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓｅ
   ｃ）以上とすることを特徴とする加工性のすぐれた合金
   化溶融亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法。 ２ 重量比にてＣ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０
   ．３〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％を含有する
   薄鋼板に連続亜鉛めつきラインによつて合金化溶融亜鉛
   めつきする合金化亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法にお
   いて、前記鋼板をＡｃ＿１変態点とＡｃ＿３変態点間の
   温度に加熱する工程と、前記加熱温度よりの冷却途中４
   ５０〜５５０℃の温度範囲で溶融亜鉛めつきを施し、更
   に５００℃とＡｃ＿１変態点間の温度範囲に加熱し合金
   化処理を行なう工程と、前記合金化処理後引続き３００
   ℃以下まで冷却する工程と、３００℃以下の温度範囲で
   過時効処理する工程と、を有して成り、前記Ａｃ＿１〜
   Ａｃ＿３間の加熱温度より溶融亜鉛めつきを施すまで、
   および合金化処理後３００℃以下までの冷却工程におけ
   る冷却速度をｌｏｇＣＲ＝−４．４８Ｍｏ−１．９３Ｍ
   ｎ＋３．５９で与えられる臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓｅ
   ｃ）以上とすることを特徴とする加工性のすぐれた合金
   化溶融亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法。