JPH04128321A - 穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 - 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） 本発明は曲げ加工性に優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼
板の製造方法に関し、更に詳しくは、特に引張強さ６０
〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ”級の複合組織溶融亜鉛めっき高
強度薄銅板の製造方法に関する。

（従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
安全性及び軽量化対策として加工性の優れた高強度冷延
鋼板が使用されるに至っている。また、自動車の寿命向
上のために、冷延鋼板に防錆力の向上が強く望まれてい
る。最近においては、バンパー　ドアインパクトビーム
等の６０〜１２０ｋｇｆ／＋＊ｍ”級の補強部材につい
ても、スポット溶接性と塗装性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板が要望されている。

従来、裸鋼板においては、変態組織強化法を用いること
によって高い強度−穴広げ率（λ）バランスを有する６
　０　ｋｇｆ　／　ａｍ”級以上の高強度薄鋼板が得ら
れることが知られている。

例えば、本発明者らが先に提案した特開昭６３−２４１
１１５号公報では、水焼入れタイプ連続焼鈍法を用いて
、再結晶加熱温度をＡｃ１変態点以上とし、強制空冷後
所定の温度から２００〜５００℃の温度で過時効処理し
て、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる複合組
織とし、高い強度−λバランスの高強度薄鋼板が得られ
ることを開示した。しかし、溶融亜鉛めっき鋼板の場合
には、再結晶加熱後、水焼入れすることが困難であるば
かりでなく、Ｍｓ点よりも高い温度でめっき処理又は合
金化処理されるため、焼戻しマルテンサイトを用いた高
い強度−λバランスの高強度薄鋼板が得られない。

かＮる問題を解決するために、例えば、特開平１−１９
８４５９号公報では、Ｍｎ、Ｍｏ、■を添加し、連続式
溶融亜鉛めっきラインにて再結晶温度以上で焼鈍した後
、４６０〜５６０℃の間で保持することによって１００
〜１２０キロクラスの高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得て
いる。しかし。

この方法では、焼鈍後からの冷却速度が規制されていな
い。したがって、ライン速度及び板厚が変化すると容易
に冷却速度は変化する。このため、フェライト、ベイナ
イト及びマルテンサイトの体積率は容易に変化し、安定
した組織が得られず。

強度や伸びのバラツキが大きい。

以上のように、曲げ加工性の優れた溶融亜鉛めっき高強
度薄鋼板を製造するに際しては、高強度を得る点で有利
な複合組織強化が必要となるが、単に、化学成分、冷却
速度等に着目した方法で曲げ加工性の優れた溶融亜鉛め
っき高強度薄鋼板を製造することは困難であるのが現状
である。

本発明は、上記従来技術の欠点を解決し、曲げ加工性の
優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板を容易に製造し得る
方法を提供することを目的とするものである。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重
ねた結果、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱（均熱）温
度、均熱温度から溶融亜鉛めっき浴までの冷却速度及び
合金化処理温度を適正に制御することによって、マルテ
ンサイトよりも硬さの低いベイナイトを利用した微細均
一なフェライト・ベイナイト、或いはＣ濃度の低いマル
テンサイトを含むフェライト・ベイナイト・マルテンサ
イトの複合組織にし、曲げ加工性の優れた溶融亜鉛めっ
き高強度薄鋼板が得られることを見い出して、本発明に
至ったものである。

すなわち、本発明は、 Ｃ：０．０６〜０．３％ Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：０．６−３．０％ Ｐ：Ｏ，１％以下 ＡＱ：０．１％以下 を含有し、必要に応じて更に、 Ｍｏ：０．１〜１．０％ Ｃｒ：０．１〜１．５％ のうちの少なくとも１種を含有し、残部が鉄及び不可避
的不純物からなる鋼を通常の方法で熱間圧延、酸洗、冷
間圧延した後、連続亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍す
るに際し、加熱温度をＡｃ、変態点−５０以上〜９００
℃以下にし、めっき浴の温度までの冷却条件として、６
５０”Ｃ以上の温度域からめっき浴の温度まで１次式 ％式％ で示される下部臨界冷却速度ＣＲ（’Ｃ／ｓ）以上の冷
却速度にて冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し。

或いは更に５００＝Ａｃ工の温度にて合金化処理を施す
ことを特徴とする曲げ加工性に優れた溶融亜鉛めっき高
強度薄鋼板の製造方法を要旨とするものである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

（作用） まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について
述べる。

Ｃ： Ｃは鋼板の強化に不可欠な元素であって、５０ｋｇｆ／
ｍｍ”以上の高強度複合組織鋼板を得るためには、少な
くとも０．０６％を添加する必要がある。

しかし、０．３％を超えるとマルテンサイト等の硬質相
の体積率が高くなり、延性が劣化するだけでなく、スポ
ット溶接性も低下する。したがって、Ｃ量は０．０６〜
０．３％の範囲とする。

Ｓｉ： Ｓｉはフェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中へ排出
する効果を有するため、フェライトの延性を向上させる
作用がある。しかし、過多に添加すると、めっき不良を
生じるので、Ｓｉ量は０．６％以下とする。

Ｍｎ： Ｍｎはオーステナイト相を安定化し、冷却過程において
硬質相の生成を容易にして高強度にするために添加され
る。しかし、添加量が少ないと、高強度を達成するため
の硬質相を得ることができないので、その下限値を０．
６％とする。一方。

過多に添加すると、バンド組織が発達し、延性などが低
下するだけでなく、コスト高になるため、添加量の上限
を３．０％とする。

Ｐ： ＰはＳＬと同様の作用を有し、強度と伸びとのバランス
を確保するために有効である。そのためには０．０２％
以上が好ましい、しかし、０．１％を超えて添加すると
めつき不良等が発生するので、Ｐ量は０．１％以下とす
る。

ＡＱ： ＡＱは鋼の脱酸のために添加されるが、過多に添加して
も、効果が飽和するのみならず、めっき不良を招くので
、添加量は０．１％以下とする。

なお、本発明において用いる鋼は、上記の成分に加えて
、Ｍｏ：０，１〜１．０％及びＣｒ：０．１〜１．５％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させても
よい。

Ｍｏ： Ｍｏはオーステナイト相を著しく安定化し、冷却過程に
おいて硬質相の生成を容易にして高強度化するために、
必要に応じて添加される。しかし、添加量が少ないと高
強度を達成するための硬質相を得ることができないので
、その下限値を０．１％とする。一方、１．０％を超え
て添加すると、ベイナイトが抑制され、マルテンサイト
がバンド状で多量に生成するため、曲げ加工性が劣化す
るので、１．０％を上限値とする。

Ｃｒ： ＣｒはＭｎ及びＭｏと同様な効果を有し、オーステナイ
ト相を安定化し、硬質相の生成を容易にして高強度を得
るために、必要に応じて添加される。

その効果を得るには、少なくとも０．１％が必要である
が、過多に添加すると伸びを低下させるので、添加量の
上限を１．５％とする。

次に本発明の方法における製造条件について説明する。

まず、上記化学成分を有する鋼は１通常工程により製鋼
分塊又は連続鋳造を経てスラブとした後、熱間圧延を経
てホットコイルする。熱間圧延に際しては、特にその条
件を限定する必要はないが、均一微細なフェライトとベ
イナイト等の複合組織の溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板を
得るには、熱間圧延の巻取温度を低くし、均一なフェラ
イトとベイナイトの組織にした方が好ましい。

その後、常法に従って、酸洗し、冷間圧延を施して薄鋼
板を得る。通常、冷間圧延率は３０％以上である。

次いで、この薄鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに導い
て、再結晶焼鈍、亜鉛亜鉛めっき、或いは更に合金化処
理を施す。

第１図は本発明で規制する連続亜鉛めっきラインの熱履
歴を示している。

再結晶焼鈍は、Ａｃ、変態点−５０以上、９００℃以下
の温度にて施すことが必要である。加熱時間は１０秒以
上が好ましい。焼鈍加熱温度がＡｃ。

変態点−５０’Ｃよりも低いときは、オーステナイトの
体積率が少なく、Ｃ濃度が高まり安定化するため、ベイ
ナイトの生成が抑制され、粗いフェライトとＣ濃度が高
く粗いマルテンサイトの組織となるので、曲げ加工性が
低くなる。一方、焼鈍加熱温度が９００℃よりも高いと
きは、オーステナイト粒が粗大化し、組織が粗くなるた
めに、曲げ加工性が劣化する。

次いで、焼鈍温度からめっき処理までの冷却は、まず、
６５０℃以上の温度域まで冷却するが、その冷却速度は
特に規制されない。次いで、この６５０℃以上の温度域
からめっき浴の温度まで、ｆｉｏｇＣＲ＝１．１８Ｍｅ
ｑ＋３．３７ここで、 Ｍｅｑ＝Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．１０Ｃｒ＋０．１０
８ｉ＋２．ＩＰ で示される冷却速度ＣＲ（’Ｃ／ｓ）以上の冷却速度に
て冷却する。冷却速度がＣＲより小さいときは、パーラ
イト変態し、所定の強度が得られないのみならず、曲げ
加工性が低下する。

めっき処理後、冷却することにより、フェライト・ベイ
ナイト、或いは、フェライト・ベイナイト・マルテンサ
イト組織を得ることができる。なお、この冷却は空冷、
ミスト冷却などで良い。

また、溶融亜鉛めっきを施した後、５５０℃〜Ａ　ｃ　
１の温度にて合金化処理しても、その組織は変化せず、
同等の曲げ加工性が得られる。

次に本発明の実施例を示す。

（実施例） 第１表に示す化学成分を有する供試鋼を溶製し。

２０＋ｓｍ厚のスラブにした。これを仕上温度８５０℃
、巻取温度５６０℃で熱間圧延し、３．２ｍ＋ａ厚の熱
延鋼板とした。得られた鋼板を酸洗し、冷間圧延して、
１．２ｍｍ厚（圧下率６２．５％）の冷延鋼板を得た。

これらの冷延鋼板について、第２表に示す連続亜鉛めっ
き条件にて合金化溶融亜鉛めっき鋼板或いは溶融亜鉛め
っき鋼板を得て、引張特性及び曲げ特性並びにめっき密
着性について調査した。その結果を第２表に示す。

第２表より以下の如く考察される。

本発明材＆１〜ＮＬ１２は、　８０ｋｇｆ／ｌｌｌｍ２
前後の高強度で、６０％以上の高い打抜き穴広げ率を示
している。また、めっき密着性も優れている。

一方、比較材Ｎｎ３は、焼鈍加熱温度が２相域でＡｃ、
変態点−５０℃よりも低いため、オーステナイトのＣ濃
度が高く、硬質かつ粗大なマルテンサイト組織を生成す
るために強度は高いが、穴広げ率は１２％と低い。

比較材＆４は、急冷開始温度が５００℃と低いため、そ
の冷却過程で、フェライトが析出し、オーステナイトの
Ｃ濃度が高くなり、硬質なマルテンサイトを生成する。

このため、フェライトとの硬度差が大きくなり、結果と
して穴広げ率が低く、本発明材よりも劣っＣいる。

比較材ＮＱ７は、合金化処理の温度がＡｃｍ温度以上の
ため、合金化処理後の冷却時に多量で粗大なマルテンサ
イトが生成するので、高強度ではあるが、穴広げ率は低
い。

比較材ｈ９は、めっき浴への冷却時の冷却速度が本発明
範囲の冷却速度（２９℃／ｓ）よりも小さいため、多量
のフェライト及びパーライトが生成したので、本発明材
Ｎα８に比べて強度及び穴広げ率が低い。

比較材Ｎｎ１３は、Ｃ量が低く、めっき浴への冷却時の
冷却速度が本発明範囲の冷却速度（８３℃／ｓ）よりも
小さいため、ベイナイト及びマルテンサイトが得られず
、目的とした高強度が得られていない。また、比較材Ｎ
Ｇ１４〜Ｎ０１６では、化学成分が本発明範囲外である
ため、本発明範囲内の製造条件であっても、焼入性が非
常に高いためにベイナイトを生成せず、フェライトと硬
質なマルテンサイトの複合組織となるので、高強度では
あるが低い穴広げ率を示している。比較材Ｎｎ１７は高
強度で高い穴広げ率を示しているものの、めっき密着性
が劣っている。

これらに対し、他の本発明材＆５〜Ｎα６．＆８、４１
０−４１２は、高い強度−穴広げ率バランスを有すると
共に、めっき密着性も優れている。

また、合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板の本発
明例翫１８も、同様である。

なお、第２図は引張強さ（ＴＳ）と１０ｍｍφ打抜き穴
広げ率（λ）との関係を整理したものであり、本発明材
が優れた強度−穴広げ率（λ）バランスを示しているこ
とがわかる。

［以下余白１ （発明の効果） 以上詳述したように、本発明の方法によれば、化学成分
を規制すると共に、特に再結晶焼鈍加熱温度から亜鉛め
っき温度までの冷却速度を上述したように制御するので
、冷却過程１合金化処理及びその後の室温までの冷却過
程でＣ濃度の低いオーステナイトをベイナイトを主体と
した微細均一なフェライト・ベイナイトの複合組織又は
フェライト・ベイナイト・マルテンサイトの複合組織に
することができる。また、通常の溶融亜鉛めっき鋼板の
場合も、合金化処理鋼板と同様であり、再結晶焼鈍加熱
温度から亜鉛めっき温度までの冷却過程でベイナイトを
主体とする微細均一な複合組織を得ることができる。

したがって、５０　ｋｇｆ　／　ａｍ”以上で、特に６
０〜１２０ｋｇｆ／ａｍ”まで、曲げ加工性の優れた溶
融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造が可能である。

しかも、本発明によれば、低温にて合金化処理を行うこ
とができるので、メツキむら、パウダリング性等の表面
性状の向上に加えて、エネルギーコストの低減も可能で
ある。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明で規制する連続亜鉛めっきラインの熱履
歴を示す図、 第２図は合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び溶融亜鉛めっき
鋼板の引張強さ（ＴＳ）と１０ｍ＋ａφ打抜き穴広げ率
（λ）との関係を示す図である。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　中　　村　　　尚 第 図 第 図 １５　（ｋ５ｆ／ｆｉ＄つ 手続補正書 平成２年１１月２６日 平成２年特許願第２４９５４３号 ２、発明の名称 曲げ加工性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造
方法 ３、補正をする者 事件との関係　　特許出願人 住所　神戸市中央区脇浜町１丁目３番１８号名称　（１
１９）株式会社神戸製鋼所 ４、代理人 住所　〒１１６東京都荒川区西日暮里５丁目３５番５号
７、補正の対象 ８、補正の内容 （１）明細書第１頁第５行〜第２頁第１２行目の記載（
特許請求の範８）を別紙のとおりに訂正する。 （２）同第６頁第１５行目、及び第１１頁第１６行目の
ｒＱｏｇＣＲＪの記載をそれぞれ「ＱｎｃＲ」に訂正す
る。 （別紙） ２、特許請求の範囲 （１）重量％で（以下、同じ）、 Ｃ：０．０６〜０．３％ Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：０．６〜３．０％ Ｐ：０．１％以下 ＡＱ：０．１％以下 を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を通
常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続亜鉛
めっきラインにて再結晶焼鈍するに際し、加熱温度をＡ
ｃ、変態点−５０以上〜９００℃以下にし、めっき浴の
温度までの冷却条件として、６５０℃以上の温度域から
めっき浴の温度まで、次式 ％式％ で示される下部臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上の冷却
速度にて冷却した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴
とする曲げ加工性に優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板
の製造方法。 （２）前記溶融亜鉛めっきを施した後、５００〜Ａｃ１
の温度にて合金化処理を施す請求項１に記載の方法。 （３）前記鋼が、更に、Ｍｏ：０．１〜１．０％及びＣ
ｒ：０．１〜１．５％のうちの少なくとも１種を含有す
るものである請求項１又は２に記載の方法。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で（以下、同じ）、 Ｃ：０．０６〜０．３％ Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：０．６〜３．０％ Ｐ：０．１％以下 Ａｌ：０．１％以下 を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を通
   常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続亜鉛
   めっきラインにて再結晶焼鈍するに際し、加熱温度をＡ
   ｃ＿３変態点−５０以上〜９００℃以下にし、めっき浴
   の温度までの冷却条件として、６５０℃以上の温度域か
   らめっき浴の温度まで、次式 ｌｏｇＣＲ＝１．１８Ｍｅｑ＋３．３７ ここで、 Ｍｅｑ＝Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．１０Ｃｒ＋０．１０
   Ｓｉ＋２．１Ｐ で示される下部臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上の冷却
   速度にて冷却した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴
   とする曲げ加工性に優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板
   の製造方法。
2. （２）前記溶融亜鉛めっきを施した後、５００〜Ａｃ＿
   １の温度にて合金化処理を施す請求項１に記載の方法。
3. （３）前記鋼が、更に、Ｍｏ：０．１〜１．０％及びＣ
   ｒ：０．１〜１．５％のうちの少なくとも１種を含有す
   るものである請求項１又は２に記載の方法。