JPH0559489A

JPH0559489A - 深絞り用冷延鋼板とその亜鉛めつき製品およびそれらの製造方法

Info

Publication number: JPH0559489A
Application number: JP3136066A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Maehara; 泰裕前原; Toshio Nakamori; 俊夫中森
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1991-06-07
Filing date: 1991-06-07
Publication date: 1993-03-09
Anticipated expiration: 2012-10-08
Also published as: JP2661409B2

Abstract

(57)【要約】【目的】深絞り性に優れたＩＦ鋼冷延鋼板の耐二次加工
脆化性とめっき性を改良すること、およびその冷延鋼板
を母材とする表面性状のよい溶融亜鉛めっき鋼板を提供
すること。【構成】重量％で、Ｃ：0.0080％以下、Si：0.3 ％以
下、Mn： 0.1〜0.5 ％、Ｐ：0.020 ％未満、Ｓ：0.02％
以下、Ｎ：0.010 ％以下、酸可溶Al：0.1％以下、Ti：
0.2 ％以下で、且つTi/(Ｃ＋Ｎ＋Ｓ) ≧１となるように
Tiを含有し、あるいは更にNb： 0.003〜0.03％および
Ｂ：0.0003〜0.0020％の１種以上を含み、鋼板表層部の
フェライト平均結晶粒径が５μm 以下である冷延鋼板。上記の鋼板に溶融亜鉛めっきを施しためっき鋼板。上記組成の鋼片を熱間圧延した後 500〜720 ℃の温度
で巻取り、圧下率60〜95％で冷間圧延し、さらに再結晶
温度以上 Ac₃変態点以下の温度域に加熱して焼鈍し、そ
の後表面から50μm 以下の深さまでを Ac₃変態点以上に
再加熱して Ac₃変態点以下に冷却する処理を少なくとも
１回施す冷延鋼板の製造方法。上記の後、溶融亜鉛めっき処理および必要に応じ合
金化処理を行う亜鉛系めっき鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、そのままで種々の形
状に加工して使用される絞り加工用冷延鋼板およびこれ
に溶融亜鉛系めっきを施した成形性と表面性状に優れた
亜鉛系めっき冷延鋼板、ならびにそれらを安定して均一
かつ安価に製造する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】深絞り用冷延鋼板とは、ｒ値が高く成形
加工性に優れた冷延鋼板であって、家電、自動車および
建材等の産業分野において広く用いられている。

【０００３】深絞り用冷延鋼板としては、従来、低炭素
Alキルド鋼板が用いられることが多かったが、近年焼鈍
設備の連続化の動きの中にあって、製造因子の影響をほ
とんど受けずに安定して優れた深絞り性が得られるＩＦ
(Interstitial Free) 鋼と呼ばれる極低炭素鋼の使用が
増加している。また近年のもうひとつの動きとして耐食
性を増すためにめっき処理を施した冷延鋼板の需要が急
増している。その中でも、防食性の優れためっきとし
て、Fe−Zn、Ni−Zn等比較的硬質かつ脆いめっきが用い
られることが多く、こうしためっき処理を施せば深絞り
性が劣化するのが常である。したがって、その分だけ冷
延鋼板母材の深絞り性を上げて置くことが要求される。

【０００４】ＩＦ鋼はＣ、Ｎ等の不可避的な侵入型固溶
元素をTiもしくはNb等の合金元素を添加して炭・窒化物
として固定した極低炭素低合金鋼であり、非時効性でか
つ極めて加工性の高い材料である。ＩＦ鋼の基本的な化
学組成としては、Ｃ＜ 0.003％、Si＜0.04％、Mn：0.10
〜0.50％、Ｐ：0.01〜0.02％、Ｓ： 0.008〜0.02％、Ｎ
＜0.02％、酸可溶Al＜ 0.1％、Ti：0.02〜0.06％、必要
に応じてNb＜0.015 ％およびＢ＜0.002 ％の１種または
２種以上を更に加えたものが知られている。

【０００５】ＩＦ鋼の冷延鋼板をそのまま使用する際の
問題としては、プレス成形加工後に衝撃的な力を加える
と脆性的な割れを生じる、いわゆる二次加工脆性が知ら
れている。この二次加工脆性の原因は、ＣやＮ等の侵入
型固溶元素を低減したあまりフェライト粒界が清浄にな
りすぎて粒界が脆弱化することにある。従って、二次加
工脆化は、割れが粒界を起点とするものであることか
ら、結晶粒径に非常に敏感であり、結晶粒径の逆数に比
例して二次加工脆化感受性が鈍化することが知られてい
る。二次加工脆化の防止方法としては、例えば焼鈍温度
を下げて結晶粒を微細化する方法があるが、そうすると
｛１１１｝粒の成長が不十分となってｒ値が下がり、深
絞り性が著しく低下してしまう。

【０００６】さて、冷延鋼板に合金化亜鉛めっきを施し
た鋼板は、塗装性、耐食性、溶接性および、経済性等に
優れており、これも近年、家電、自動車および建材等の
産業分野において広く用いられている。

【０００７】合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、鋼板に溶
融亜鉛めっきを施した後、加熱してめっき層表面のZn相
と基材である鋼板との間に相互拡散を行わせ、めっき相
全体をFe−Zn合金としたものである。この合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の母材としては、これまで低炭素Alキルド
鋼板が用いられることが多かったが、近年合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の用途が拡大するにつれて、優れた深絞り
性も要求されるようになり、前述のＩＦ鋼の鋼板（以
下、ＩＦ鋼板と記す）を母材とすることが多くなってき
た。

【０００８】ところが、ＩＦ鋼板に溶融亜鉛めっきを施
し、あるいはそれを合金化処理すると鋼板母材の結晶粒
度のむらの影響により、外観状の欠陥その他の問題を生
じることが多い。そのひとつは、溶融亜鉛めっきしたと
きのいわゆるスパングル径のむらであり、これは素地の
結晶粒径や方位によって、めっき時のFe−Zn合金層の発
達にむらが生じ、合金層の凹凸により、Zn凝固時の臨界
核のサイズが変動することによって生じる。欠陥の他の
ひとつは、溶融亜鉛めっき後に合金化処理した場合の表
面の色調、すなわち凹凸むらであり、この現象も素地の
結晶粒径と方位に支配される。すなわち、合金化反応は
素地の特定の結晶方位を持つ面に優先的に起こり、素地
の粒界で優先的に起こるため、素地の組織の影響を大き
く受ける。ＩＦ鋼では結晶粒界があまりにも清浄すぎる
ために、鋼板母材と亜鉛との反応が鋼板母材の結晶粒界
で選択的に生じるため凹凸むらが出やすいのである。

【０００９】溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、
ライン外で焼鈍した基材にめっきする方法も採用されて
おり、その場合に用いるめっき用冷延鋼板では上記の問
題を解決する必要がある。また、冷延鋼板は、燐酸亜鉛
処理して用いられるケースがあり、ＩＦ鋼の場合、冷延
鋼板の素地の組織の不均一によって燐酸亜鉛の結晶の分
布が不均一になる場合があることを本発明者らは知見し
ている。こうした点を改良するためにも素地の組織の均
一化が重要である。

【００１０】上記の二次加工脆化の防止にも、また、め
っき鋼板の表面欠陥の防止にも、鋼板表面層の結晶構造
が重要な影響を及ぼしているから、上記の諸問題を解決
するには鋼板の板厚方向全体にわたって組織の微細化を
図らなくても、鋼板表層部だけの結晶を微細均一化して
おけばよいと考えられる。しかし、ＩＦ鋼板の表層部の
フェライト粒組織を均一に微細化するのは通常の製造工
程では極めて困難である。その原因のひとつは、微量Ti
を含有するため連続鋳造、熱間圧延等の工程で表層部に
局所的な窒化現象が起こり、Tiを含む析出物の種類や分
散形態に不均一を生じ、冷間圧延後の焼鈍時にフェライ
ト粒の成長にむらが生じ、これが前記めっき皮膜のむら
を起こす原因となる。ＩＦ鋼板以外でもこのような現象
はあるが、母鋼板の粒界にＣ等の不純物が偏析している
ので合金化反応が粒界で優先的に起こるようなことはな
く、問題が顕在化しない。めっきＩＦ鋼板におけるかか
る問題を解決する手段として、ＣＧＬ (溶融亜鉛めっき
ライン) のライン内焼鈍による工程で従来から行われて
いる方法に、例えばＣＧＬにおいて最高加熱温度である
焼鈍温度に到る前に、表層部を軽く酸化させ、その後に
還元させて表層部に超微細粒からなる還元鉄層を形成さ
せる方法が考えられている。しかしながら、ＣＧＬライ
ン内で経済性を損なわないようなラインスピード下で上
記のような反応を行わせるのは困難であり、また、この
方法ではめっき浴中へのFeの溶出量が増えてドロスが増
加するという問題もある。更に、ライン外焼鈍、すなわ
ち、プレアニールを前提としたプロセスにおいてはかか
る方法は実施できない。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、ＩＦ鋼板の
二次加工脆化を小さくすること、ＩＦ鋼板に溶融亜鉛め
っきを施したときのめっき表面の欠陥を少なくするこ
と、を課題としてなされたものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
冷延鋼板およびめっき鋼板ならびにこれらの製造方法に
ある。

【００１３】重量％で、Ｃ：0.0080％以下、Si：0.
3％以下、Mn： 0.1〜0.5 ％、Ｐ：0.020 ％未満、Ｓ：
0.02％以下、Ｎ：0.010 ％以下、酸可溶Al：0.1 ％以
下、Ti：0.2 ％以下で、且つTi/(Ｃ＋Ｎ＋Ｓ) ≧１、あ
るいは更にNb： 0.003〜0.03％およびＢ：0.0003〜0.00
20％の１種もしくは２種を含み、残部が実質的にFeおよ
び不可避的不純物からなり、かつ鋼板表層部のフェライ
ト平均結晶粒径が５μm以下であることを特徴とする耐
二次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板。

【００１４】の組成を有する鋼片を熱間圧延した
後 500〜720 ℃の温度で巻取り、圧下率60〜95％で冷間
圧延し、さらに再結晶温度以上 Ac₃変態点以下の温度域
に加熱して焼鈍し、その後表面から50μm 以下の深さま
でを Ac₃変態点以上に再加熱して Ac₃変態点以下に冷却
する処理を少なくとも１回施すことを特徴とするめっき
性と耐二次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方
法。

【００１５】重量％で、Ｃ：0.0080％以下、Si：0.
3％以下、Mn： 0.1〜0.5 ％、Ｐ：0.020 ％未満、Ｓ：
0.02％以下、Ｎ：0.010 ％以下、酸可溶Al： 0.1％以
下、Ti：0.2 ％以下で、且つTi/(Ｃ＋Ｎ＋Ｓ) ≧１、あ
るいは更にNb： 0.003〜0.03％およびＢ：0.0003〜0.00
20％の１種もしくは２種を含み、残部が実質的にFeおよ
び不可避的不純物からなり、かつ鋼板表層部のフェライ
ト平均結晶粒径が５μm以下である冷延鋼板に溶融亜鉛
系めっきを施したことを特徴とする表面性状に優れた亜
鉛系めっき冷延鋼板。

【００１６】の組成を有する鋼を鋼片となし、熱
間圧延を行った後 500〜720 ℃の温度で巻取り、圧下率
60〜95％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上 Ac₃変態
点以下の温度域に加熱して焼鈍し、その後表面から50μ
m 以下の深さまでを Ac₃変態点以上に再加熱して Ac₃変
態点以下に冷却する処理を少なくとも１回施した後に溶
融亜鉛系めっき処理、または溶融亜鉛系めっき処理と合
金化処理を行うことを特徴とする表面性状に優れた亜鉛
系めっき冷延鋼板の製造方法。

【００１７】

【作用】本発明は、以下に述べる各合金成分の総合的な
効果、さらに製造工程の各条件の相乗効果によって初期
の目的を達成するのであるが、その最も大きな特徴は鋼
板の表層部のフェライト粒組織を５μm 以下の平均結晶
粒組織とすることにある。それによって、二次加工脆性
が防止され、また亜鉛系めっきを施したときにめっき皮
膜のむらが生じなくなる。

【００１８】まず本発明の冷延鋼板における合金成分の
作用とその含有量を前記のように限定する理由を説明す
る。なお、本明細書においては「％」は特に断りがない
限り「重量％」である。

【００１９】Ｃ：鋼中に必然的に含有されるものである
が、本発明の鋼板では低い程好ましい。

【００２０】Ｃが0.0080％を超えると、低温巻取りした
場合に微細なNbＣやTiＣが析出し、さらにAlＮの析出が
不十分で鋼中に固溶窒素が多量に残存し、再結晶温度を
著しく高め、深絞り性に好ましい再結晶集合組織の発達
を妨げる。従って、Ｃの許容上限値を0.0080％とした。
この値以下、さらには0.0020％以下に抑えるのが望まし
い。

【００２１】Si：Siが過剰に含有されていると鋼板表面
にSiの酸化物が生成し亜鉛のぬれ性が損なわれ、めっき
皮膜にむらが生じる。従って、Si含有量は 0.3％以下と
する。

【００２２】Mn：ＳをMnＳとして固定して鋼の熱間脆性
を防止するために、添加されるものである。この目的を
達成するには 0.1％以上の含有量が必要である。しか
し、多量に添加すると、固溶Mnによる強化が生じ、鋼が
硬質化するばかりか製品のコスト上昇をも招くので含有
量の上限を 0.5％とした。

【００２３】Ｐ：鋼中に不可避的に含有される不純物で
あり低いほど好ましい。 0.020％以上になると、再結晶
を抑制したり、固溶強化が生じて鋼を硬質化させ、鋼板
の伸びを劣化させる。また、二次加工脆性を誘発する元
素でもあり、これを防止するためにも 0.020％未満とす
る必要がある。

【００２４】Ｓ：Ｐと同じく鋼中に不可避的に含有され
る不純物で、少ないほど好ましい。Ｓ含有量が多いと、
それに伴って熱間脆化を防止するためのMnの添加量を多
くしなければならず、コストがかさむばかりかMnＳ粒子
を起点としたボイドが発生して成形性を低下させる。許
容上限を0.02％とし 0.005％以下に抑えるのが望まし
い。

【００２５】Ｎ：低いほど好ましい。 0.010％を超える
と熱延工程において低温巻取りした後に、鋼板中の固
溶Ｎ量が多くなり、連続焼鈍工程において深絞り性に好
ましい再結晶集合組織の発達を妨げるので許容上限を
0.010％とした。望ましいのは0.0020％以下である。な
お、ＮもＣと同様に鋼中に必然的に含有されるものであ
るが、現在の製鋼技術でも0.0005％程度までは下げるこ
とができる。

【００２６】酸可溶Al：脱酸剤として添加されるもの
で、少量でも含有されていれば、脱酸が十分なされたこ
とを示す。しかし、酸可溶Alが0.1％を超えると鋼が硬
質化し、延性が劣化する。

【００２７】Ti：本発明鋼板の重要な合金元素の一つ
で、Ｃ、Ｎ、Ｓを十分に窒化物として固定するために
は、Ti/(Ｃ＋Ｎ＋Ｓ) ≧１の範囲で含有する必要があ
る。なお、この式で各元素記号はその元素の含有量(重
量％) を表す。ただし、Tiの多量添加はコスト上昇を招
き、有害なFe−Ti系金属間化合物の生成を促すから、Ti
含有量の上限値は、0.2 ％とするのが望ましい。

【００２８】本発明の冷延鋼板の一つは、上記の成分の
外、残部はFeと不可避不純物からなるものである。いま
一つは、上記の成分に加えてさらにNbとＢの一方または
両方を含有するものである。

【００２９】Nb：Tiと同様の働きを有する元素であり、
Tiを補完するために必要に応じて添加される。しかし、
その含有量が 0.003％未満では深絞り性に好ましい再結
晶集合組織の発達を促す効果がなく、0.03％を超えると
再結晶抑制効果が大きくなり過ぎる。

【００３０】Ｂ：Ｂは0.0003％以上の含有量でフェライ
ト粒界を強化して二次加工脆性を抑える効果がある。し
かし、0.0020％を超えて存在すると絞り性に好ましい再
結晶集合組織の発達を妨げる。

【００３１】上記の化学組成を有し、かつ鋼板表層部の
フェライト平均結晶粒径が５μm 以下であることが、本
発明の冷延鋼板および亜鉛めっき鋼板の母材の特徴であ
る。

【００３２】表層部とは、鋼板の表面から50μm 以下の
深さまでを意味し、この層のフェライトを平均粒径５μ
m 以下の均一な結晶にするのである。50μm を超える深
さまで、例えば、板の全体がこのような微細フェライト
結晶からなるものにすると、鋼板の成形性が悪くなって
しまう。表層部のフェライトの平均粒径で５μm 以下と
するのは、これより大きいと例えばZnとFeの反応が粒界
で優先的に進む結果、Fe−Zn合金層の厚みにむらができ
て表面欠陥となりやすいからである。なお、平均粒径で
５μm 以下にすれば、最大の粒径のフェライトでも10μ
m程度に抑えられ、全体として均一微細な結晶構造にな
る。

【００３３】次に、本発明の冷延鋼板および亜鉛めっき
鋼板の望ましい製造方法について述べる。

【００３４】(a) 深絞り用冷延鋼板の製造前述の化学組成を持つ鋼を連続鋳造法または造塊−分塊
法によって鋼片となし、通常の熱間圧延を行う。ただ
し、鋼片の加熱は1000℃以上の温度で行うのが望まし
い。1000℃未満での加熱ではスラブに温度むらが生じや
すくなり、かつ Ar₃変態点を含む温度域で熱間圧延する
ことになり、局部的にγ→α変態が生じて鋼板に反りや
曲がりが生じて通板が不可能となることもある。熱間圧
延は Ar₃変態点以上で終了するのが好ましい。もちろん
近年盛んに行われるようになってきた連続鋳造鋳片を低
温まで冷却しないで直接圧延する方法を採用してもよ
い。またAr₃ 変態点以下の温度で積極的に圧延するいわ
ゆるフェライト域熱延を採用してもよい。

【００３５】熱間圧延後の巻取りは 500℃以上 720℃以
下の温度で行わなければならない。

【００３６】巻取り温度が 500℃より低いと、熱延板中
に固溶窒素が残存し、絞り性に好ましい再結晶集合組織
の発達を妨げる。一方、巻取り温度が720℃より高い
と、巻取り時に生成するスケールの厚みが厚くなり脱ス
ケール性が劣化するとともに、異常粒成長が生じ粗大粒
が発生する。好ましい巻取り温度は 500〜600 ℃であ
る。

【００３７】なお、熱延板の結晶粒径を小さくするため
に、仕上げ熱延完了後直ちに巻取り温度まで急冷するこ
とが望ましい。

【００３８】こうして得た熱延鋼板に酸洗等の脱スケー
ル処理を施した後、圧下率60〜95％で冷間圧延し、さら
に再結晶温度以上で Ar₃変態点以下の温度域に加熱して
焼鈍する。

【００３９】冷間圧延の圧下率が60％未満では、深絞り
性に好ましい再結晶集合組織が発達しないので圧下率は
高い方が好ましい。しかし、95％超える圧下率では逆に
絞り性が劣化する。

【００４０】焼鈍方法は、連続焼鈍（亜鉛めっきを施す
場合にはそのラインでの連続焼鈍）、箱焼鈍のいずれで
も構わない。再結晶焼鈍であるから再結晶温度以上に加
熱する必要があることは言うまでもないが、 Ac₃変態点
を超える高温に加熱すると、α→γ→αと変態すること
になり、再結晶過程で形成させた深絞り性に好ましい再
結晶集合組織を消してしまうことになるので、焼鈍温度
は Ac₃変態点以下に限定する。連続焼鈍の場合、再結晶
温度以上 Ac₃変態点以下に加熱後、その温度で５秒以上
保持した後、Ar₁変態点以下の温度まで５℃／秒以下の
冷却速度で冷却することが好ましい。

【００４１】次いで、表層部の組織を微細にするため
に、最外表面から50μm 以下の深さまでを Ac₃変態点以
上に再加熱し、 Ac₃変態点より低い温度に冷却する処理
を少なくとも１回施す。この処理層の厚さが厚すぎると
母鋼板の集合組織が成形性に好ましいものでない部分の
割合が増して成形性が劣化する。従って、この処理は最
外表面から50μm を超えない表層部だけに限る。

【００４２】表層部のみを加熱する方法としては表層部
に高周波電流を流してその電気抵抗で加熱する方法が推
奨されるが、レーザービームによる加熱、その他の方法
も採用できる。この熱処理の雰囲気としては不活性もし
くは還元性の雰囲気が望ましい。

【００４３】以上によって表層部の組織が均一に微細化
されたＩＦ鋼の冷延鋼板が得られる。この冷延鋼板は、
次に述べるように、溶融亜鉛めっき鋼板の母材として使
用するのにも好適であるが、めっきをせずにそのまま
で、或いはりん酸亜鉛処理を施したのち塗装して使用す
るのにも適する。いずれの場合も深絞り性に優れ、二次
加工脆化が小さい鋼板として優れた特性を発揮する。

【００４４】(b) 合金化亜鉛系めっき鋼板の製造合金化亜鉛系めっき鋼板を製造する代表的な方法は、冷
延鋼板をライン内焼鈍型の溶融めっき設備で溶融亜鉛め
っきする方法である。この方法による場合は、母材とな
る鋼板は前記（ａ）の方法の冷間圧延工程までを経た鋼
板である。この鋼板は、めっき工程入り側で、通常、ア
ルカリ系の脱脂液で洗浄されるが、これは不可欠な工程
ではない。この後、鋼板は 600〜700 ℃まで予熱され
る。その手段は従来の無酸化炉、または近年広く採用さ
れつつある直火型加熱炉、あるいは還元雰囲気でのラジ
アントチューブによる加熱でよい。原則的に手段は問わ
ない。すなわち、この工程で鋼板表面にFe酸化物が形成
されてもよいし、されなくてもよい。ついで鋼板には上
記手段により焼鈍され、更に、表層部の結晶微細化のた
めの熱処理が施される。焼鈍時に鋼板は再結晶温度以
上、 Ac₃変態点以下の温度まで、通常は 780〜870 ℃ま
で、加熱される。焼鈍雰囲気としては、H₂が５％以上、
露点が−30℃以下の条件であることが望ましい。

【００４５】この焼鈍の後、次のめっき工程に移るまで
に鋼板表層部 (最外層から50μm 以下の深さ) のフェラ
イトを微細化するための熱処理を施す。その方法および
条件は（ａ）で述べたのと同じである。この表層部の熱
処理もオンラインで行うことができる。

【００４６】上記のように処理された鋼板は、次に 470
±20℃の溶融亜鉛浴中でめっきされる。Zn中は0.07〜0.
2 ％のAlを含有することが望ましく、これはめっき層の
耐パウダリング性の向上に効果がある。溶融めっきされ
た鋼板は、所定のめっき厚に絞られた後、鋼板温度 450
〜600 ℃で３〜60秒の合金化処理が施される。合金化温
度は低いほど望ましく、合金化処理をバッチ炉で行える
場合はさらに低い合金化温度でもよい。

【００４７】上記の方法は、（ａ）の工程で冷間圧延ま
でを行って、焼鈍以下の工程をめっきラインで実施する
方法である。（ａ）の工程の最後まで、即ち、表層部の
微細化までを完了した鋼板を母材とする場合は、上述の
溶融亜鉛浴中でのめっきの工程以降を行えばよい。

【００４８】上記のようにして得られる合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は、母材自体の優れた成形性を保持すると同
時に、めっき表面は均一、美麗であり、皮膜の耐剥離性
にも優れる。

【００４９】以下、実施例によって本発明を更に具体的
に説明しその効果を明らかにする。

【００５０】なお、これは本発明の実施態様の一つであ
って、これにより本発明が不当に制限されるものではな
い。

【００５１】

【実施例１】表１に示す成分のＩＦ鋼を連続鋳造して得
た厚さ 250mmの鋳片を1200℃に加熱した後、1150℃から
930℃までの温度で 3.2mmまで熱間圧延し、 600℃で巻
取って熱延鋼帯を得た。この熱延鋼板を酸洗した後、圧
下率75％で 0.8mmまで冷間圧延し、830 ℃で30秒の焼鈍
を施した。その後、表２の注１に示す各方法で表層部微
細化の処理を行った。

【００５２】こうして作製した冷延鋼板から引張試験片
を採取してｒ値を測定し、さらに直径66mmの円盤状試料
を採取してポンチ径33mmの円筒深絞り成形を行い、−19
6 ℃〜室温の種々の温度にて円錐形をした重さ30kgの鋼
製の錘を１ｍの高さから落下させる落重試験を行い、二
次加工脆化特性を評価した。

【００５３】別途、この鋼板のめっき特性を調べるため
に、上記の表層部微細化処理まで行った素材を用い、竪
型溶融亜鉛めっき装置でめっきを施した。素材を25％H₂
＋N₂（露天：−45℃）の雰囲気で 650℃で60秒間加熱
し、次いでAl：0.13％、Pb：0.02％を含有する溶融亜鉛
めっき浴でめっきした。めっき浴の温度は 460℃、めっ
き付着量は片面当たり45kg/mm²である。その後、溶融め
っきのままの状態で外観評価を行い、また別途 500℃×
20秒の合金化処理を行って外観の均一性を評価した。

【００５４】更に、前記の熱処理鋼板に燐酸亜鉛処理を
施した。この処理は日本パーカライジング社製の処理剤
（PBL 3080) を用いて液温43℃で 120秒間行った。

【００５５】以上の結果を表２に示す。本発明例では鋼
板表層部の結晶が微細化されており、従って、耐二次加
工脆化特性は極めて良好である。しかもｒ値が大きく十
分な深絞り性を示している。溶融亜鉛めっきを施した場
合も、スパングルは均一で美麗である。これに対して表
層部の微細化処理をしていない比較例１では結晶流が大
きいために二次加工脆性が現れ、また、めっき材では、
めっき皮膜に多数の凹凸が存在し、場所によっては筋状
の模様が観察された。表層部を過度に深くまで微細化し
た比較例２は、表面は美麗で耐二次加工脆性に優れてい
るが、ｒ値が低く、深絞り用鋼板としては明らかに不適
当である。

【００５６】燐酸亜鉛処理後の外観は、比較例１では筋
状の濃淡むらが生じていたのに対して、本発明例では均
一であり、表層部の結晶粒微細化の効果が明らかであ
る。

【００５７】

【表１】

【００５８】

【表２】

【００５９】

【実施例２】表３に示す成分のＩＦ鋼を連続鋳造して得
た厚さ 250mmの鋳片を1200℃に加熱後、1150℃から 930
℃までに3.2mmまで熱間圧延し 600℃で巻取り熱延鋼帯
を得た。酸洗後 0.8mmまで冷間圧延し、600 ℃での予備
加熱の後 830℃で30秒の焼鈍を施した。焼鈍雰囲気は実
施例１と同じである。その後、表４の注に示す各方法で
表層部微細化の処理を行った。

【００６０】この鋼板をAlを0.13％含有する溶融亜鉛浴
中でめっき処理し、合金化した。めっき浴の温度は 460
℃、めっき浴浸漬前の鋼板温度は 450℃、めっき付着量
は片面当たり45g/mm²、合金化処理は 500℃で20秒行っ
た。

【００６１】このようにして製造した合金化溶融亜鉛め
っき鋼板について表面性状を目視で評価するとともに断
面の組織観察を行い、引張試験によってｒ値を測定し
た。結果を表４に示す。

【００６２】本発明例では表面がきわめて均一美麗でか
つ鋼板そのものの機械的性質も十分な深絞り性を示すも
のであった。これに対し比較例１は、表層部の結晶が粗
大であるため、めっき皮膜に多数の凹凸が存在し、場所
によっては筋状の模様が観察された。一方、表層部を過
度に深くまで微細化した比較例２は、表面は美麗であっ
てもｒ値が非常に低く、深絞り用亜鉛めっき鋼板として
は不適当である。

【００６３】

【表３】

【００６４】

【表４】

【００６５】

【発明の効果】本発明によって深絞り性に優れていると
同時にめっき性と耐二次加工脆性に優れる冷延鋼板およ
びそれを安価に安定して製造する方法が提供される。さ
らに、この鋼板を母材として、上記の基本的な特性を備
えるとともに、めっき表面が極めて均一美麗で、かつめ
っき皮膜の耐剥離性にも優れた亜鉛系めっき鋼板とその
製造方法も提供される。

【００６６】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２３Ｃ 2/06 9270−4Ｋ 2/28 9270−4Ｋ 2/40 9270−4Ｋ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.0080％以下、Si：0.3 ％
以下、Mn： 0.1〜 0.5％、Ｐ：0.020 ％未満、Ｓ：0.02
％以下、Ｎ：0.010 ％以下、酸可溶Al：0.1 ％以下、T
i：0.2 ％以下で、且つTi/(Ｃ＋Ｎ＋Ｓ) ≧１、残部が
実質的にFeおよび不可避的不純物からなり、かつ鋼板表
層部のフェライト平均結晶粒径が５μm 以下であること
を特徴とする耐二次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼
板。
【請求項２】重量％で、Ｃ：0.0080％以下、Si：0.3 ％
以下、Mn： 0.1〜 0.5％、Ｐ：0.020 ％未満、Ｓ：0.02
％以下、Ｎ：0.010 ％以下、酸可溶Al：0.1 ％以下、T
i：0.2 ％以下で、且つTi/(Ｃ＋Ｎ＋Ｓ) ≧１、更にN
b： 0.003〜0.03％およびＢ：0.0003〜0.0020％の１種
もしくは２種を含み、残部が実質的にFeおよび不可避的
不純物からなり、かつ鋼板表層部のフェライト平均結晶
粒径が５μm 以下であることを特徴とする耐二次加工脆
性に優れた深絞り用冷延鋼板。
【請求項３】請求項１または２の組成を有する鋼片を熱
間圧延した後 500〜720 ℃の温度で巻取り、圧下率60〜
95％で冷間圧延し、更に再結晶温度以上で Ac₃変態点以
下の温度域に加熱して焼鈍し、その後表面から50μm 以
下の深さまでを Ac₃変態点以上に再加熱して Ac₃変態点
より低い温度に冷却する処理を少なくとも１回施すこと
を特徴とする耐二次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板
の製造方法。
【請求項４】重量％で、Ｃ：0.0080％以下、Si：0.3 ％
以下、Mn： 0.1〜0.5 ％、Ｐ：0.020 ％未満、Ｓ：0.02
％以下、Ｎ：0.010 ％以下、酸可溶Al：0.1 ％以下、T
i：0.2 ％以下で、且つTi/(Ｃ＋Ｎ＋Ｓ) ≧１、残部が
実質的にFeおよび不可避的不純物からなり、かつ鋼板表
層部のフェライト平均結晶粒径が５μm 以下である冷延
鋼板に溶融亜鉛系めっきを施したことを特徴とする表面
性状に優れた亜鉛系めっき冷延鋼板。
【請求項５】重量％で、Ｃ：0.0080％以下、Si：0.3 ％
以下、Mn： 0.1〜0.5 ％、Ｐ：0.020 ％未満、Ｓ：0.02
％以下、Ｎ：0.010 ％以下、酸可溶Al：0.1 ％以下、T
i：0.2 ％以下で、Ti/(Ｃ＋Ｎ＋Ｓ) ≧１、更にNb： 0.
003〜0.03％およびＢ：0.0003〜0.0020％の１種もしく
は２種を含み、残部が実質的にFeおよび不可避的不純物
からなり、かつ鋼板表層部のフェライト平均結晶粒径が
５μm 以下である冷延鋼板に溶融亜鉛系めっきを施した
ことを特徴とする表面性状に優れた亜鉛系めっき冷延鋼
板。
【請求項６】請求項４または５に記載の組成を有する鋼
片を熱間圧延した後 500〜720 ℃の温度で巻取り、圧下
率60〜95％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で Ac₃
変態点以下の温度域に加熱して焼鈍し、その後表面から
50μm 以下の深さまでを Ac₃変態点以上に再加熱して A
c₃変態点より低い温度に冷却する処理を少なくとも１回
施した後に溶融亜鉛系めっき処理、または溶融亜鉛系め
っき処理と合金化処理を行うことを特徴とする表面性状
に優れた亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。