JPS62260046A - 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、自動車外板など良好なプレス加工性とりわ
け深絞り性が要求される用途に用いて好適な深絞り性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造
方法に関するものである。

（従来の技術） 耐食性にすぐれた表面処理鋼板として、従来から合金化
溶融亜鉛めっき銅板が知られている（たとえば特開昭５
８−１０７４１４号公報）。

しかしながら従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっ
き層の加工性が充分とはいい難く、この発明で対象とす
るような強加工に供した場合にはめっき層が素材の変形
に追従できずに粉末状または箔状にはく離してこの部分
の塗装後耐食性が劣化するという問題があった。

この点特開昭５８−７３４９８号公報において、合金化
めっき層中の鉄濃度を１５〜２７−Ｌχとすることによ
ってめっき層の加工性の改善が図られたが、この合金化
溶融亜鉛めっき鋼板は、素材そのものの加工性が劣ると
ころに問題を残していた。

良好なプレス成形性を有する鋼板それ自体については、
従来から種々の研究がなされていて、とくに良好な深絞
性を有するものとして、ＴｉやＮｂで鋼中の固溶Ｃを固
定したＴｉキルド鋼板およびＮｂキルド鋼板がある。し
かしながらこれらの鋼板では、耐食性については何らの
考慮も払われていない。

上述の合金化亜鉛めっき鋼板は、高温で、焼鈍を行うた
めにその高強度化手段としての固溶強化、析出強化及び
変態組織強化のうち、固溶強化では鋼中Ｃ，Ｓｉ、　Ｐ
などのめっき付着性に有害な成分を添加しなければなら
ず、また析出強化は、長時間の焼鈍を必要とする不利が
あり、ここに変態組織強化が最適であるところ、従来の
変態Ｍｉ織強化鋼、いわゆるデュアルフェーズ（Ｄｕａ
ｌ　ＰｈａｓｅＪ’ｊｌは、ｒ値が低く加工性の面で難
点があった。

（発明が解決しようとする問題点） この発明は、上記の現状に鑑みて開発されたもので、素
材の成分組成のみならずめっき条件とくに合金化処理条
件に工夫を加えることによって、素材についはいうまで
もなくめっき層についても加工性に冨む、すなわち厳し
い加工条件下であってもめっき層のはく離が生じること
のない深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、
その有利な製造方法に併せて提案することを口約とする
。

（問題点を解決するための手段） この発明は、 Ｃ：０．００９ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３〜１．０ｗｔ２：、 Ｎｂ：Ｎｂ（ｗｔＸ）／Ｃ（ｗｔＸ）の値で３〜１５、
Ｂ　：Ｏ，０００５〜０．Ｏ０５ｗｔＸ、ＡＩ：０．０
１０”０．ｌ０ｗｔ！　　。

Ｎ　：０．００５０Ｗｔ％以下、 Ｐ　：Ｑ、１５ｗｔ％以下、 Ｓ　：０．０１０ｗｔ！１０ｗ ｔ％以下、残部実質的にＦｅの組成にて、フェライトと
ベイナイト又はアシキュラーフェラトよりなる組織をも
つ冷延鋼板母材表面の合金化亜鉛めっき層中における鉄
濃度が、１５〜３５ｗ　ｔχであることを特徴とする、
深絞り性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（第
１発明）、 Ｃ：ｏ、ｏｏ９圓ｔ％以下、 Ｓｉ：０．５皆ｔ％以下、 Ｍｎ：０．３〜１．０ｗｔ％、 Ｎｂ：Ｎｂ（ｗｔＸ）／Ｃ（ｗｔＸ）の値で３〜１５、
Ｂ　：０．０００５〜０．００５ｗｔ％、ＡＩ：０．０
１０〜０．１０讐ｔ％、 Ｎ　：０．００５０賀ｔ％以下、 Ｐ　：０．１５ｉｖｔ％以下、 Ｓ　：０．０１０ｗｔ％以下、 を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる熱延板をＡｒ
ａ変態点温度〜Ａｒ＋＋１００℃間のＦＤＴで仕上げた
のち、通常の冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を、４
００〜５５０℃の温度範囲に加熱してから溶融亜鉛めっ
き処理を施し、ついで８００℃〜ＡＣ３変態点間の温度
範囲で合金化処理を施し、その均熱湯度から４００℃以
下の温度まで５℃／ｓ以上の冷却速度で急冷することか
ら成る、深絞り性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法（第２発明）、及び Ｃ：０．００９ｗｔ％以下、 Ｓｉ　：０．５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３〜１．０ｗｔＸ。

Ｎｂ：Ｎｂ（ｗｔ″Ｘ）／Ｃ（ｗｔＸ）の値で３〜１５
、Ｂ　：Ｏ，０００５〜０．００５ｗｔ！。

Ａ１：０．０１０〜０．１０賀ｔ％、 Ｎ　：０．００５０ｗｔ％以下、 Ｐ　：０．１５Ｗｔ：以下、 Ｓ　：０．０１０ｗｔ％以下、 を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる熱延板を計、
変態点温度〜Ａｒ３＋１００℃のＦＤＴで仕上げたのち
、通常の冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を、７００
〜９００℃の温度に加熱したのち、４００〜５５０℃の
温度範囲に一たん降温してから溶融亜鉛めっき処理を施
し、ついで８００℃〜Ａｃ３変態点間の温度範囲で合金
化処理を施しその均熱湯度から４００℃以下の温度まで
５℃／ｓ以上の冷却速度で急冷することからなる、深絞
り性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法（第３発明）、である。

（作　用） この発明において鋼板素材の成分組成（重量％は単に％
で示す）を上記の範囲に限定した理由について説明する
。

Ｃ：　０．００９％以下 加工用鋼板として最も重要なｒ値および延性を向上させ
るためにはｃｌは少ないほどよい。ｃ量が多いと、高強
度化の面ではコスト的に有利であるが、０．００９χを
こえるとｒ値が低くなり、きわたって加工性が劣化する
。

Ｓｔ　：　０．５＋Ｃ以下 Ｓｉは鋼板の強度向上に存効に寄与するが、過度の添加
は溶接性の劣化を招くので、０．５％以下の範囲にしな
ければならない。

Ｍｎ　：　０．３〜１．０％ ＭｎはＳによる熱間ぜい性の危険を回避するため０．３
χ以上を必要とする一方、１．０ｇをこえるとｒ値の低
下とめっき付着性の劣化をもたらすので、０．３〜１゜
０χの範囲に限定する。

Ｎｂ　：　Ｎｂ　（％）　／Ｃ（Ｘ）　の値で３〜１５
鋼中に固溶して深絞り性や延性に悪影響を及ぼすＣＪ？
３Ｎを固定し、加工性さらには耐時効性を向上させ、高
強度化にも有用な元素であるが、Ｎｂ（χ）／Ｃ（Ｘ）
の値で３未満のときは高強度化の寄与が乏しく、Ｎｂ（
χ）／Ｃ（χ）が１５をこえると降伏応力が過度に増加
して加工性の劣化を招くのでＮｂはＮｂ（χ）／Ｃ（χ
）の値で３〜工５の範囲に限定される。

Ｂ　：　０．０００５〜０．００５χ Ｂは焼付硬化（ＢＨ）性と引張強さくＴＳ）の向上に役
立つがＯ，０００５Ｘに満たないと効果があられれない
一方０．００５χを超えても効果の一層の増大はないの
テ０．０００５〜０．００５０！　ノ範囲に限定した。

Ａｌ　：　０．０１０〜０．１０χ ＡＩは鋼中の０を固定して、Ｏとの結合によるＮｂの有
効量の低下を回避するのに有用な元素であるが、０．０
１０χ未満ではその添加効果に乏しく、一方０、１０χ
を超えて添加してもその効果は飽和に達するので、０．
０１０〜０．１０Ｘの範囲とした。

Ｎ　：　０．００５０％以下 ＮはＣと同様、多量に含有されるとｒ値や延性の劣化を
招くので、０．００５０Ｚ以下の範囲に限定した。

Ｐ：０．１５％以下 ＰもＳｉやＭｎと同様に、鋼板の高強度化に有効に寄与
するが、含有量がｏ、ｉｓｘを超えるとやはり溶接性の
劣化を招くので０．１５％以下の範囲に限定した。

Ｓ　：　０．０１０％以下 Ｓが多量に含有されるとＭｎで固定されなくなり、熱間
圧延時における割れの発生原因となるので、Ｓ含有量は
０．０１０％以下の範囲に限定した。

上記の如き成分組成として、あとで述べる加工熱履歴の
下に母材組織をフェライトとベイナイト又はアシキュラ
ーフェライトとすることによって、合金化亜鉛めっき鋼
板として優れた深絞り性と高強度化を達成することがで
きる。

さて第１図に、０．００４χＣ−０，０５χ５ｔ−０，
５χＭｎ−０，０１５ＸＮｂ（：ＮｂＸ／Ｃ！＝３．７
５）−０，０４χＡｌ−０，００４２Ｎ−０，０２ＸＰ
−０，００５χＳを含む組成においてＳ含有量が引張り
強さくＴＳ）と焼付硬化（Ｂ）Ｉ）性に及ぼす影響を調
べた結果を第１図に示した。なおこの供試鋼板について
この熱延ＦＤＴは８９０℃であり、また常法での冷間圧
延後溶融亜鉛めっきに先立って８５０℃Ｘ　１０ｓの予
備加熱を施したのち、４３０℃まで降温してがら４３０
　”Ｃの溶融亜鉛浴中に１ｓ間浸漬し、その後８５０℃
×１ｏｓの合金化処理を行い、引続き１０℃／　ｓの冷
却速度で急冷した。

第１図に明らかなようにＳ含有量０．０００５χにて、
ＴＳ並びにＢＨ性の著しい向上が０．００５０χまでの
間で生じるがｏ、ｏｏｓｏχをこえると、それ以上の改
善は見られず、従ってＢは０．０００５０−０．００５
０Ｘ　１７）範囲で有効である。

次に第２図には、０．００４ＸＣ−０、０５ＸＳ　ｉ　
−０，７！Ｍｎ　−０、００４０χＢ−０，０４２ＡＩ
−０，００３χＮ−０，０４χＰ−０，００５χＳを含
む組成につきＮｂ（χ）／Ｃ（χ）比がＴＳと降伏応力
（ＹＳ）に及ぼす影響を調べた結果を、熱間圧延、めっ
き及び合金化処理条件は第１図の実験と同様にした場合
について示した。

図から明らかなようにＮｂ　（Ｚ）　／Ｃ（Ｘ）比３以
上で１５に至るまでのＴＳの増強効果は著しいが、この
比の値が１５を超えるとＹＳが過度に上昇し加工性の劣
化を来すので、Ｎｂ　（Ｘ）　／Ｃ（Ｘ）比は３〜１５
の範囲で有効である。

次に、めっき層の加工性すなわち耐パウダリング性につ
いては、合金化めっき層中の鉄濃度が重要な意味をもち
、第３図に、合金化めっき層中の鉄濃度が耐パウダリン
グ性に及ぼす影響について調べた結果を、めっき層中鉄
濃度とめっき層別工性指数との関係で示す。

めっき層別工性指数は、試験面を圧縮面として９０°曲
げ加工を行い、その曲げ加工部にセロテープを接着した
のち、これをはがしてテープに付着したはく離めっき量
を、下記の５段階評価基準によって判定した値である。

１・・・はく離量大 ２・・・はく離量中 ３・・・はく離量小 ４・・・はく離量極く少量 ５・・・はく離全くなし まためっき層中の鉄濃度は、Ｘ線回折によって求めた。

同図より明らかなように、合金化めっき層中の鉄濃度が
１５〜３５χの範囲で、めっき層別工性指数５という、
極めて優れた耐パウダリング性を示した。

次にこの発明に従う深絞り性の優れた高強度合金化亜鉛
めっき鋼板の製造方法について説明する。

製造工程は、熱間圧延工程と溶融亜鉛めっきの前処理工
程および合金化処理工程以外は、とくに規制されること
はなく、常法に従い転炉または電気炉で溶製した鋼を、
造塊−分塊法または連続鋳造法にてスラブとしたのち、
必要に応じて真空脱ガス処理後、所定の熱面圧延を行い
、ついで通常の冷間圧延を施して冷延板とする。

ここに熱間圧延のＦＤＴをＡｒ＝変態点〜Ａｒ３＋１０
０℃の範囲とすることが必要で、Ａｒ＝点よりも低いと
圧延後の組織が不均一となり、材質面で不適切な一方、
Ａｒ３＋１００℃よりも高いと組織が粗大となってやは
り材質上の要請が満たされないからである。

冷間圧延後前処理を施したのち、溶融亜鉛めっき、合金
化処理を施すわけであるが、この発明の方法においては
これらの処理条件がとくに重要であり、次に示す（ａｌ
、（ｂ１２つの熱サイクルがある。

（ａｌ冷延板を、４００〜５５０℃の温度範囲に加熱し
てから、溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで８００〜Ａ
ｒｘ変態点間の温度範囲で合金化処理を施すタイクル。

ここで冷延板を、めっき処理に先立って４００〜５５０
℃の温度に加熱するのは、鋼板の温度をめっき浴温と同
程度にしておくことが、めっき密着性の点で必要だから
であり、上記の範囲の温度で１秒以上で処理することが
好ましい。

そして後続の合金化処理条件は、この発明による深絞り
性の優れた高強度、合金化亜鉛めっき鋼板の性能を支配
するとくに重要な因子である。すなわち溶融亜鉛めっき
後に従来は単なる合金化の促進のための加熱を行ってい
たのに対し、その場合に比しより高い８００℃〜Ａｒ３
変態点間の温度に加熱する処理を施すことによって、合
金化と同時に鋼板の母相をα＋γ２相状態とし、これに
引続く急冷により組織をフェライトとベイナイト又はア
シキュラーフェライトよりなるものとする。この高温加
熱はまた合金化めっき層中の鉄濃度を高めるのにも寄与
する。

ここに素材鋼板の組織、材質ならびにめっき層の加工性
をともに良好ならしめるためには、合金化温度は少なく
とも８００℃を必要とし、一方Ａｃ。

変態点温度を超えると、材質は良好ではあるけれども、
ｒ値の低下に加えて、合金化が過度に促進され、めっき
層中の鉄濃度が３５％以上となり、却ってめっき層の加
工性劣化をも招くので８００℃〜Ａｃ＝変態点間の範囲
に加熱する。

この点第４図にて、０．００７χＣ−０，５＄Ｍｎ−０
．０２χＮｂ−０．００３０χＢを主要成分とする冷延
鋼板をめっき原板とし、上に述べたように溶融亜鉛めっ
きを施したのちの合金化処理温度がＴＳ及びｒに及ぼす
影響を示したとおりである。

なお、上記の温度における保持時間は、とくに規制され
ないが、処理時間はたとえばＩｓ〜２ｍ１ｎ程度が好ま
しい。

次に均熱温度からの冷却処理は４００　”Ｃ以下になる
までに５℃／　ｓ以上とくに３０℃／ｓ以上程度の急冷
を要し、この冷却速度が５℃／Ｓ／ｌｌｌ：満のとき、
鋼板素材の材質上必要なフェライトとベイナイト又はア
シキュラーフェライト組織にならないため、高強度化も
期待できなくなる。

（ｂ）冷延板を、７００〜９００℃の温度にまず加熱し
て母相をα＋γ２相状態としたのち、４００〜５５０℃
の温度にまで降温させてから溶融亜鉛めっきを施し、つ
いで８００℃〜Ａｃｔ変態点間の温度範囲で合金化処理
を施すサイクル。

この場合は、１掲（ａ）のサイクルに、めっき処理に先
立って７００〜９００℃の範囲の温度での予備加熱工程
を加えて、合金化処理のための加熱を含めて２回の高温
加熱を繰返すことによって粒成長を促進させ、より一層
の材質の向上が達成されるのである。

第５図に、この予備加熱をしない場合に対し、とくに７
００〜９００℃での予備加熱を行うことによるｒ値の著
大な改善効果を示した。

この場合も加熱処理時間は１８〜２ｍ１ｎ程度でよ（、
また延性の向上のためには、より高温での処理が望まし
い。

（実施例） 表１に示す種々の組成になる＠（Ａ−Ｆ）をそれぞれ、
転炉にて溶製し、ＲＨ脱ガス処理後、連続鋳造によって
スラブとした。ついで加熱温度：１２００℃、仕上げ温
度＝９１０℃，巻取り温度二６００℃の条件下に熱間圧
延を施して１．６〜３，２龍厚の熱延板とε、酸洗後、
冷間圧延を施して０．８朋厚゛の冷延板とした。

次にかかる冷延板を、第６図のヒートサイクルに従いそ
の一部については矢印Ａのように８５０℃×３０３にわ
たる予備加熱を施し、これを省略した矢印Ｂのものも含
めて４５０　’Ｃの温度としてから、溶融亜鉛めっき（
めっき浴４．＝４５０℃１めっき時間：２３）を施し、
ついで８７９℃×（１０〜２０ｓ）の条件にて合金化処
理を施した。その後１５℃／ｓの温度で冷却してから、
０．５χ程度の調質圧延を施した。

かくして得られた各合金化亜鉛めっき鋼板の種々の機械
的性質とその他の性能について調べた結果を表１に併記
した。

（発明の効果） かくして第１発明の合金化、溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼
板素材について有利な高強度化が図れる一方合金化めっ
き層の加工性を従来に比べて格段に向上させることがで
き、従って厳しい加工条件の用途に供しても、めっき層
がはく離するおそれがなく加え、室温遅時効でＢ１１性
を有ししかも高ｒ値なので、深絞り加工用として有利に
適合し、また第２、第３各発明の方法によれば、上記の
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を筒便かつ安定につくること
ができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＢ含有量とＴＳ、　Ｂ１１性の相関グラフ、第
２図はＮｂ／Ｃ比のＴＳ、　ＹＳ相関グラフ、第３図は
めっき層中の鉄濃度とめっき層別工性との関係グラフ、 第４図は合金化温度とＴＳ、　ｒとの関係グラフであり
、 第５図は、予備加熱とその温度の適合がｒに及ぼす影響
を示すグラフ、 第６図はめっき処理ヒートサイクルを示す線図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００９ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３〜１．０ｗｔ％、 Ｎｂ：Ｎｂ（ｗｔ％）／Ｃ（ｗｔ％）の値で３〜１５、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｗｔ％、 Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、 Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下、 を含有し、残部実質的にＦｅの組成にて、フェライトと
   ベイナイト又はアシキュラーフェラトよりなる組織をも
   つ冷延鋼板母材表面の合金化亜鉛めっき層中における鉄
   濃度が、１５〜３５ｗｔ％であることを特徴とする、深
   絞り性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 ２、Ｃ：０．００９ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３〜１．０ｗｔ％、 Ｎｂ：Ｎｂ（ｗｔ％）／Ｃ（ｗｔ％）の値で３〜１５、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｗｔ％、 Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、 Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下、 を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる熱延板をＡｒ
   ＿３変態点温度〜Ａｒ＿３＋１００℃間のＦＤＴで仕上
   げたのち、通常の冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を
   、４００〜５５０℃の温度範囲に加熱してから溶融亜鉛
   めっき処理を施し、ついで８００℃〜Ａｃ＿３変態点間
   の温度範囲で合金化処理を施し、その均熱温度から４０
   ０℃以下の温度まで５℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する
   ことから成る、深絞り性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
   めっき鋼板の製造方法。 ３、Ｃ：０．００９ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３〜１．０ｗｔ％、 Ｎｂ：Ｎｂ（ｗｔ％）／Ｃ（ｗｔ％）の値で３〜１５、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｗｔ％、 Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、 Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下、 を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる熱延板をＡｒ
   ＿３変態点温度〜Ａｒ＿３＋１００℃のＦＤＴで仕上げ
   たのち、通常の冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を、
   ７００〜９００℃の温度に加熱したのち、４００〜５５
   ０℃の温度範囲に一たん降温してから溶融亜鉛めっき処
   理を施し、ついで８００℃〜Ａｃ＿３変態点間の温度範
   囲で合金化処理を施しその均熱温度から４００℃以下の
   温度まで５℃／ｓ以上の冷却速度で急冷することからな
   る、深絞り性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
   の製造方法。