JPS6333550A - 高張力溶融亜鉛めつき鋼板とその製造方法 - 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） 本発明は、引張強度（以下ｒＴｓＪと略記する）が３５
ｋｇｆ／ｍｍ２以上で、しかも全伸び（以下ｒ［！ＩＪ
と略記する）が３５Ｘ以上を示す加工性に優れた高張力
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。

近年、自動車用鋼板としては、安全性、車体重量軽減お
よび素材使用量削減などの観点から、高張力鋼板が広く
利用されるようになってきた。かかる高張力鋼板は、そ
の使用目的からして普通鋼を用いたときよりも薄肉で使
用される場合が多いため、腐食に対しては普通鋼以上に
深刻な状況下にあると云える。このような理由から最近
では、単に強度のみではなく耐食性をも兼備した高張力
鋼板への要請が高い。しかしながら、上記要請に対し充
分に応えられる鋼板はいまだ製造されていない。

（従来の技術） 鋼板に耐食性を付与する一般的な方法としては、鋼中に
Ｃｕ、Ｃｒ等鋼の耐食性を高める元素を添加する方法、
鋼板表面に金属めっき等表面処理を施す方法などが知ら
れている。しかし、前者は塩害のような厳しい環境下で
はその効果は顕著ではなく、一方かような厳しい腐食に
対しては後者の表面処理が有効であり、中でも厚めつき
が可能で製造コストが他に比べて安価な溶融亜鉛めっき
鋼板が好適である。しかも、近年、塗装後耐食性や塗膜
密着性、スポット溶接性の良好な鋼板の要求が高いこと
を考えあわせると、溶融亜鉛めっき後にさらに合金化熱
処理を施すことが好ましい。

しかしなから、鋼板の強度と、加工性やめっき性とは互
いに相反した特性とされ、従来これら特性値がそれぞれ
調和よ（満たされた鋼板は皆無であった。すなわち、Ｔ
Ｓを上昇させるとＥｌが劣化する。まためっき密着性に
ついては、一般に高強度になるほど鋼中に添加する元素
の種類および看は増加するが、これらの添加元素はめっ
き密着性にとって有害であることはよく知られた事実で
ある。

この点、ＴＳ、　Ｅｌともに良好な高張力鋼板として、
フェライト−マルテンサイト２相よりなる複合組織高張
力鋼板が有力であるが、かような複合組織高張力鋼板は
、掻く一般的なめっき処理によってもマルテンサイト組
織が焼戻され、その結果ＴＳが著しく低下するという問
題があった。

従来、かかる問題の解決策として、特開昭５６−５８９
２７号公報に開示の技術等においては、連続溶融亜鉛め
っきライン（以下ｒＣＧＬＪと略記する）で加熱したの
ち、急冷してから溶融亜鉛めっきを施すことにより、複
合組織を得てＴＳ−Ｅｌのバランスを良好にする方法を
提案している。しかしながら、上記方法は、溶融亜鉛め
っき後に５００℃以上に再加熱して合金化処理を施すこ
とになるので、マルテンサイトを主体とする第２相が焼
戻され材質劣化が生ずる。

また、特開昭５７−４３９７４号公報に開示の技術のご
と＜、Ｔｉなど炭化物生成元素を添加して強度を確保す
る方法があるが、一般にこれら析出強化鋼はＴＳ−Ｅｌ
のバランスが劣るだけでなり、ＣＧしで処理すると、鋼
板表面の清浄化を目的とするいわゆるガスクリーニング
工程における弱酸化鉄の還元の際、Ｔｉのような酸化さ
れやすい合金元素の存在によって、十分な還元が行われ
得ないのでしばしば不めっき域が多発し実用に適しない
。

（発明が解決しようとする問題点） 以上説明したところから明らかなように、高張力亜鉛め
っき鋼板として有効な強化機構は、固溶強化鋼と言える
。ただし、これら固溶強化鋼は、合金元素の種類、量に
より、めっき密着性、材質ともに大きく変化するので、
最適組成範囲を定める必要がある０例えば、Ｓｉは材質
的にはＴＳを上昇させるのみならず、加工性をも良化さ
せるが、溶融亜鉛めっきを施した場合に不めっきを多発
し耐食性も著しく劣化させる。

また前述したように、高張力鋼板に合金化処理を施すこ
とは現在では既に必要不可欠であるが、高張力鋼板に限
らず合金化処理を施した場合加工時に合金層が粉化剥Ｍ
（以下「パウダリング」と称す）を起しやすく、このこ
とは溶融亜鉛めっき鋼板本来の良耐食性の利点を著しく
損なうことになる。

従来、以上のような理由から、耐食性、材質ともに良好
な合金化処理を施した高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造
することは不可能な状態にあった。

本発明の目的は、このような事情に鑑みてなされたもの
で、ＴＳが３５ｋｇｆ／ｌｌ”以上、Ｅｌが３５％以上
の良好な材質を有し、しかも耐食性にも優れる合金化処
理を施した高張力溶融亜鉛めっき鋼板と、その有利な製
造方法を提供することにある。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、高張力溶融亜鉛めっき鋼板として最も有
利と考えろる固溶強化鋼を研究の対象とし、鋼索材の成
分組成および各処理工程について綿密な検討を行ったと
ころ、ある組成範囲のＣ２Ｐ含有鋼あるいはＣ，Ｐ、Ｍ
ｎ含有鋼の合金化条件およびその後の冷却条件に工夫を
加えることによって、所期した目的が有利に達成され得
ることの知見を得るに至った。

すなわち、上記目的は次の事項を骨子とする構成の採用
によって充足される。

Ｃ：　０．０３〜０．２０ｗｔχ　、 Ｐ：０．０２〜０，１５賀ｔχ　、 Ｍｎ　：　１．０ＱｅｖｔＸ以下、およびＡｔ　：　０
．１０ｗｔ２以下を含み、かつ、これら各元素の含有量
が下記式の関係を満足して含有し、残部が実質的にＦｅ
の組成よりなり、表面の合金化亜鉛めっき層中ＰｅＮａ
度が１５〜３５−ｔχである高張力溶融亜鉛めっき鋼板
と、 そして、その鋼板を得る手段として、 Ｃ：　０．０３〜０．２０ｗｔ％、 Ｐ　　：０，０２〜０．１５ｗｔ％　。

Ｍｎ　：　１．００ｗｔＸ以下、およびＡｌ　：　０．
１０ｗｔ％以下を含み、かつ、これら各元素の含有量が
下記（１）式の関係を満足して含有し、残部が実質的に
Ｆｅの組成よりなる熱延鋼板あるいは冷延鋼板に溶融亜
鉛めっきを施した後、６５０℃〜８５０℃の温度域に加
熱し、その温度域での熱処理条件が、下記（２）式もし
くは（３）式を満足するように処理し、その後１０−１
００℃／ｓｅｃの冷却速度で少なくとも６００℃以下ま
で冷却することを特徴とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。

記 ４６−（４０ＸＣ＋　４　ｘＭｎ＋３５×Ｐ）≧３５　
　−−−　　（１）（各元素の単位は−ｔχ） 熱処理条件 ６５０℃≦Ｔ　＜　７５０℃ ｔ≦２００　　　　　　　−−−−−−−−−　　＋２
）７５０℃≦Ｔ≦８５０℃ −ｔ２．９ｓ＋ｏ、ｏ４３ｘｒ＋ｔ、ｔｔｉ〒≦３５・
　・（３）ここで、Ｔ：最高加熱温度（℃） ｔ：最高加熱温度での保持時間（ｓｅｃ）Ａｔ　：　７
５０℃以上における滞在時間、であ。

を提案する。

（作　用） 以下、本発明鋼の成分組成が上述のように限定される理
由、および製造工程が上述のような方法を経なければな
らないことの理由について説明する。

まず、本発明者らは、固溶強化鋼としてｃ−ｐ、　ｃ−
Ｍｎ＋　Ｃ−Ｐ−Ｍｎ系を取り上げ、これらの冷延鋼板
を用いて７７５℃、　２０ｓｅｃの焼鈍を行い、ＴＳ−
Ｅｌのバランスを調査した。ここで、Ｃは０．０５〜０
　、０８ｗ　ｔ％に固定し、ＰおよびＭｎの含有量をそ
れぞれ０．１０ｗｔχ、１．００ｗｔχまで変化させ、
これら元素の影響を調査した。この結果を表１に示す。

表１では、ＴＳ−Ｅｌのバランス値としてＴＳＸＥＩを
用いた。同表の示すところより、ＴＳ−Ｅｌバランスが
良好な鋼種は、Ｃ−ＰおよびＣ−Ｐ−Ｍｎ系でありＣ−
Ｍｎ系は劣る。したかって、ＴＳ−Ｅｌバランスが良好
な高張力鋼板を製造するためには、Ｐを添加することが
有効である。

表　　１ 本発明者らは上述の結果をもとにｃ−ｐ及びｃ−ｐ−Ｍ
ｎ系を開発鋼種として選択した。

Ｃ：　０．０３〜０．２０ｗｔχについてＣは、強度を
得るために有用な元素であり、０．０２〜０．３０ｗｔ
Ｚの範囲であれば強度・加工性の面からは問題がない。

また、同範囲ではＣ量に伴いめっき密着性も向上する。

しかしながら、ひずみ時効性、自然時効性の低減を考慮
すれば、少なくとも０．０３ｗｔＸ以上の含有量が必要
である。またあまりＣ含有量が高くなるとＥｌの低下を
招くためこのような現象が発生しない０　、２０ｗ　ｔ
Ｚを上限とする。

Ｐ　：　０．０２〜０．１５ｗｔχについてＰは、強度
を得るために有用な元素であるばかりでなく、加工性の
改善に有利に作用する。この添加の効果は０．０２ｗｔ
％以下では得がたいが、０．２０ｗｔχを超えるとかえ
って加工性、スポット溶接性が劣化するので、十分に安
定した材質が得られる０、０２〜０．１５ｗｔχの範囲
に限定する。

Ｍｎ：１．００　ｗｔ！ｔＺについて Ｍｎは、Ｃ及びＰが適当量添加されていれば積極的に添
加する必要はない。しかしながら、高度のスポット溶接
性が要求される場合、ＣあるいはＰの含有量を低減して
１．００ｗｔＸ以下の範囲で添加し強度を確保すること
が可能である。Ｐとともに添加する場合、１．００ｗｔ
χを超えて添加してもスポット溶接性改善の効果が飽和
するので１．００ｗｔ％以下に限定する。

ＡＩ：０．１０　ｗｔＸ以下 Ａｔは、脱酸の目的で添加する他めっき密着性を向上さ
せる。しかしながら、０．１０ｗｔχを超えて添加して
もこれらの効果が飽和するのでこれを上限とする。

しかも、本発明者らの研究によれば、より良好なＴＳ−
ＥＬバランスを得るためには、さらに上記３元素の含有
量は、＋１）式の関係を満足する必要のあることがわか
った。

４６−　（４０ｘ　Ｃ＋４　ｘ　Ｍｎ＋３５　Ｘ　Ｐ）
≧３５　−−−−−（１１（各元素の単位は−ｔχ） この式について具体的に説明すると次のとおりである。

本発明者らは、表２に示す組成の冷延鋼板を用いて第１
図に示すヒートサイクル（６５０℃≦Ｔ１≦８５０℃、
０≦ｔ≦１２０ｓｅｃ、　１０℃／ｓｅｃ　Ｓ　Ｖ≦１
００”Ｃ／５ｅｃｓ　Ｔｚ≦６００℃）にて実験を行い
材質を調査した。この実験結果を、第２図に示す。この
第２図よりＴＳ≧３５ｋｇｆ／ｍｍ”はすべての鋼種で
満足しているが、Ｅｌ≧３５％を満足しないものが、何
種類かある。それらは、サンプルｌ’ｈ１４及びＮ１１
１６であるが、これらは、高Ｃで、Ｍｎ、　　Ｐのうち
の少なくとも一方の元素の含有量がかなり高い鋼種であ
る。これらの結果よりＥｌに対しくＡ）弐を導くことが
できる。

Ｅｌ（χ）＝４６−（４０ｘＣ＋４ｘＭｎ＋３５×Ｐ）
　　−−−（Ａ）（各元素の単位は−１２＞ 表　　２ ここでＥ１≧３５％を満足するためには、（Ａ）弐の右
辺が３５％以上となれば良いので、上記（１）式を導く
ことができる。実際、（１）弐を満足する鋼種は実測値
と同じ鋼種である。

上記好適成分組成に調整された鋼板は、次に合金化処理
及びその合金化処理後冷却される。すなわち、該鋼板に
溶融亜鉛めっき処理を施したのち、まず６５０℃〜８５
０℃に加熱し、かかる高温域にて合金化処理を施す。

従来の合金化温度は、５００〜６００℃付近であったた
め、形成されるめっき層はＦｅ濃度が１２％前後の６１
相であったところ、かかるδ、相は塗装後耐食性、塗膜
密着性及びスポット溶接性には優れるものの、強い曲げ
加工やプレス加工の際にはしばしばパウダリングを起し
、上記の緒特性が損なわれるだけでな（プレス加工時の
星目などの欠陥発生原因となるという不利があった。

こうした塗装後耐食性、塗膜密着性、スポット溶接性を
損なうことなくパウダリングを軽減するためには、特開
昭５８−０７３４９８号に開示されているように、めっ
き層のＦｅ４度を１５〜３５−ｔχにすることが有効で
あり、このためには合金化温度を６５０〜７８０°Ｃに
上昇させる必要がある。さらに、本発明者らの詳細な研
究によれば、７８０℃よりも高温で合金化処理を行って
もめっき層の特性は劣化しないことが明らかとなった。

しかしながらこのような高温の合金化処理では、めっき
層中のＦｅの拡散が速（、短時間で最適合金化層のＦｅ
濃度を超える可能性がある。本発明者らの詳細な研究に
よると、６５０〜７５０℃の温度範囲では、同Ｆｅ濃度
：Ｎ（ｗｔχ）の増加は、それほど多くないのに７５０
℃を超えると急速にＦｅ’４度が増加し、Ｆ４度Ｎ　（
ｗｔχ）は次式（Ｂ）で表されることがわかった。

Ｎ（ｗｔχ）・−１２，９５＋　０．０４３　Ｘ　Ｔ　
＋　１．１１　Ｅ（Ｂ）ここでＴ：最高加熱温度、Δｔ
　：　７５０℃以上の温度域での保持時間である。

したがって、Ｎ　Ｃ％’）≦３５％を満足するためには
、（Ｂ）の右辺が３５％以下になればよい。結局、７０
０℃以上の場合は、上記（３）式を導出できる。また、
６５０℃≦Ｔ　＜　７５０℃の領域では、めっき層Ｆｅ
濃度からの制限はゆるいが、２００ｓｅｃを超えて熱処
理しても材質的メリットは飽和するのでこれを上限とす
る。なお、本発明の合金化ヒートサイクルは、第３図の
（ａ）〜（Ｃ）のごとり６５０〜８５０℃の範囲内で変
化させてもよく、最高加熱温度二ＴおよびＴにおける保
持時間：ｔあるいは７５０℃以上の温度域での保持時間
：Δｔを、上記（２１，（３１式を用いて適宜制御する
。

次に、合金化処理後は１０〜ｂ 冷却する。その理由を説明する。まず、１０℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で冷却しなければならない理由は、合金
化層につき耐パウダリング性の良好な２０−１１前後の
ｒ相を低温で安定化させるとともに帯域パウダリング性
の悪いδ１相の生成を抑制するために必要である。すな
わち、高温における合金化層はｒ相と溶融Ｚｎ相とから
成るが、冷却速度が遅い場合には、６３０〜６４０℃付
近から包晶反応によって６１相が生成する。一方、１０
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度では上記反応は抑制され、し
たがってｒ相は安定化する。したがって、少なくとも６
００℃までは１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する
必要がある。

また、１００℃／ｓｅｃを超えると材質的に問題が生じ
る。すなわち、急速な冷却のためα相中に固溶Ｃが大量
に残留し時効劣化が生じる。以上の理由から少なくとも
６００℃までの合金化処理後の冷却速度を１０〜ｂ なお第２発明においては通常冷延鋼板の亜鉛めっきに際
して一般に行われているめっき前の再結晶のための加熱
は不要であり、この熱処理省略によってコストダウンが
図れる。

（実施例） 表３に示す組成よりなる溶鋼（サンプルＮｌｌ０〜阻１
１０）を、連続鋳造によってスラブとした後、熱間圧延
を施して板厚２．６鶴の熱延板とした。さらにこの熱延
板の一部を板厚１．２ｍｍに冷間圧延した。

かかるサンプル鋼板をＣＧＬにてめっきし合金化処理を
行い、材質、めっき性試験を行った。この時のめっき、
合金化ヒートサイクルは、４７０℃のＺｎ浴中に５　ｓ
ｅｃ間浸漬後、２０℃／ｓｅｃの昇温速度で１１℃まで
加熱し、該温度にてＯ〜６０ｓｃｅ保持し合金化処理を
施した後Ｖ”Ｃ／ｓｅｃの冷却速度で１２℃まで冷却し
て巻取った。表４　（熱延綱板）、表５（冷延鋼板）に
それぞれのめっき、合金化処理条件および材質試験値、
めっき性試験値を示す。

表　　３ （ｗｔＸ　） 表４２表５のめっき性試験値としては、耐パウダリング
性試験値を記述した。耐パウダリング性については、試
験面を内側にして９０！曲げを行い、これにセロハンテ
ープを貼付けた後、これを剥がして、テープに付着した
めっき剥離粉の量を次の５段階基準によって評価したも
のである。

５：剥離粉の付着なし ４：剥離粉の付着微量 ３：剥離粉の付着小量 ２：剥離粉の付着多量 １：剥離粉の付着極めて多量 以上の試験結果より、すべてのサンプルにおいてＴＳ≧
３５ｋｇｆ／ｎｉ”は満足していることがわかる。

しかしながら、Ｅｌ≧３５％を満足してない鋼が何鋼種
かみられる。それらは熱延鋼板のサンプル阻７０゜冷延
鋼板のサンプル患２０および１００であるが、これらは
それぞれ、合金化処理後の冷却速度が非常に速い場合（
水焼入れ）と、特に冷延鋼板の場合には温度二Ｔ、が６
５０℃に満たない場合である。前者は、組織が急冷によ
り非常に硬化したこと、そして後者は十分に再結晶して
いないためＥｌの低下をもたらした。Ｔ１が低い場合に
は、熱延鋼板、冷延鋼板を問わず耐パウダリング性が極
めて劣ることも同表よりわかる。また、Ｅｌ≧３５％を
満たしていても、耐パウダリング性が劣る鋼種があるこ
とが同じく表４および表５よりわかる。（れらは、熱延
鋼板のサンプル患５０と９０、および冷延鋼板のサンプ
ルＮ１１４０と６０であるが、これらはそれぞれ合金化
処理後の冷却速度：■が１０″Ｃ／ｓｅｅに満たない場
合と巻取り温度二Ｔ２が６００℃より高い場合である。

前述したごとく合金化処理後の冷却速度が遅いと冷却途
中δ１相が生成しパウダリングの原因となる。また、Ｖ
≧１０℃／ｓｅｃで冷却しても、６００℃より高温で冷
却が終了した場合、δ、相相生外６３０℃付近であるこ
とから、これもまた同相生成を抑制することはできない
。これに対し本発明に従う合金化条件（６５０℃≦Ｔ＋
≦８５０℃、１０　≦ｖ　≦１００’Ｃ／ｓｅｃ、　Ｔ
、≧６００″Ｃ）では、材質、耐パウダリング性いずれ
においても良好であり、加工性、耐食性およびめっき層
別工性の極めて優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造
できることは、表４および表５から明らかである。

（発明の効果） 本発明によれば、強度および加工性に優れるとともにめ
っき密着にも優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を耐食性
を害することなく安定して製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明製造方法の実施に当って採用するヒー
トサイクルの説明図、 第２図は、種々の鋼組成のものについて得たＴＳとＥｌ
との関係を示すグラフ、 第３図（ａ）、　（ｂ）、　（Ｃ）は、いずれも本発明
法で採用し得る冷却パターンの説明図である。 第１図 □時間 第２図 ＴＳ　（Ｋ＊ｆ／ｑｓ−） 第二 ＜ａ）　　　（ｂ） 晴間 （Ｃン

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０３〜０．２０ｗｔ％、 Ｐ：０．０２〜０、１５ｗｔ％、 Ｍｎ：１．００ｗｔ％以下、および Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下を含み、 かつ、これら各元素の含有量が下記式の関係を満足して
   含有し、残部が実質的にＦｅの組成よりなり、表面の合
   金化亜鉛めっき層中Ｆｅ濃度が１５〜３５ｗｔ％である
   高張力溶融亜鉛めっき鋼板。 記 ４６−（４０×Ｃ＋４×Ｍｎ＋３５×Ｐ）≧３５（各元
   素の単位はｗｔ％） ２、Ｃ：０．０３〜０．２０ｗｔ％、 Ｐ：０．０２〜０．１５ｗｔ％、 Ｍｎ：１．００ｗｔ％以下、および Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下を含み、 かつ、これら各元素の含有量が下記（１）式の関係を満
   足して含有し、残部が実質的にＦｅの組成よりなる熱延
   鋼板あるいは冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施した後、６
   ５０℃〜８５０℃の温度域に加熱し、その温度域での熱
   処理条件が、下記（２）式もしくは（３）式を満足する
   ように処理し、その後１０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速
   度で少なくとも６００℃以下まで冷却することを特徴と
   する高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 記 ４６−（４０×Ｃ＋４×Ｍｎ＋３５×Ｐ）≧３５・・・
   ・（１）（各元素の単位はｗｔ％）熱処理条件 ６５０℃≦Ｔ＜７５０℃ ｔ≦２００・・・・・・・・・・・・（２）７５０℃≦
   Ｔ≦８５０℃ −１２．９５＋０．０４３×Ｔ＋１．１１√（ΔＴ）≦
   ３５・・（３）ここで、Ｔ：最高加熱温度での保持時間
   （ｓｅｃ）、Δｔ：７５０℃以上における滞在時間であ
   る。