JPH0559970B2

JPH0559970B2 -

Info

Publication number: JPH0559970B2
Application number: JP61191296A
Authority: JP
Inventors: Shuji Nakai; Seiichi Sugisawa
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1986-08-15
Filing date: 1986-08-15
Publication date: 1993-09-01
Also published as: JPS6347338A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、超深絞り性を有する高張力溶融亜鉛
めつき鋼板の製造方法に関する。更に詳述すれ
ば、本発明は、自動車の車重軽減に必要な高張力
鋼板であつて、自動車部品の難成形部材の薄肉化
を可能とする超深絞り性を有する高張力溶融亜鉛
めつき鋼板の製造方法に関する。（従来の技術）近年、自動車産業界では、車体軽量化に伴う燃
費向上および安全性の追求から高強度鋼板に対す
る要望が高まり、これら高強度鋼板のプレス成形
性、特に、深絞り性の改善が求められ、種々の高
強度鋼板が開発され自動車材料としてのみならず
多方面に利用されてきた。したがつて、従来よりその優れた防錆能力から
自動車用部材等に用いられてきた溶融亜鉛めつき
鋼板についても高張力化そしてさらに高度なプレ
ス成形性を付与するために多くの提案がなされて
きた。よく知られているように、この溶融亜鉛めつき
鋼板の製造方法には現在種々方式があるが、ライ
ン内に焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めつきライン
による方法（例：ゼンジミヤ方式）が一般的に用
いられていた。しかしながら、それらの方法で得
られた溶融亜鉛めつき鋼板は、共通してプレス成
形性すなわち、深絞り性に劣り、成形加工が十分
に行えるものではなかつた。そのため、それらの材料のプレス成形性を改善
する方策が種々提案されている。例えば、特開昭58−19465号公報では、溶融亜
鉛めつき鋼板を前記ゼンジミヤ方式等の連続式溶
融亜鉛めつきラインで製造する際に、低Ｃの鋼組
成とするとともに、これにＢさらには必要に応じ
Ti，Nb，ZrおよびＶの一種以上を添加すること
により、得られる溶融亜鉛めつき鋼板の時効特
性、およびプレス成形性を改良する方法が開示さ
れている。しかし、抗張力が35キロ級以上では超
深絞り性を得るのが困難である。特開昭59−74232号公報には、極低Ｃ鋼にＢ、
TiおよびNbを複合添加するとともに、熱間圧延
後650〜800℃で低温巻取りを行い、次いで冷間圧
延後、Ac₃点以下の温度で再結晶焼鈍を行い、調
整冷却することが提案されている。これはＢによ
る歪時効性を利用した鋼種であるが、抗張力が35
キロ級以上では超深絞り性や耐低温脆性の確保が
難しい。特開昭59−190332号公報では、前記公報同様の
連続式溶融亜鉛めつきラインで溶融亜鉛めつき鋼
板を製造する際に、極低Ｃ鋼にＢ，Ti，Nbを複
合添加して、二次加工性の良い超深絞り性を有す
る溶融亜鉛めつき鋼板を得る方法が開示されてい
る。特開昭59−193221号公報には、以上と同様に極
低Ｃ鋼にＢ，Ti，Nbを複合添加し、Ac₃点以下
の温度で連続的に再結晶焼鈍する方法が開示され
ている。いずれの方法によつても、高強度および低温靱
性さらにすぐれたプレス成形性を併せて備えた溶
融亜鉛めつき鋼板を得るのが困難であつた。（発明が解決しようとする問題点）本発明の目的は、35〜45キロ級の引張強度を有
する、超深絞り性とすぐれた耐低温脆性を示す高
張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法を提供するこ
とである。（問題点を解決するための手段）そこで、本発明者らは、溶融亜鉛めつき鋼板に
高強度、超深絞り性、および耐低温脆性に優れた
性能を与えるために、種々の検討を加えたとこ
ろ、成形性を向上させるため極低Ｃとし、その成
形性を劣化させずに高強度を得るため主にMn、
Ｐを固溶強化元素として用い、さらに耐低温脆性
と成形性に関連する組成成分であるNb、Tiを適
宜調整した上で、耐低温脆性を改善するために適
度な量のＢを添加し、さらに連続亜鉛めつきライ
ンにおいて低温帯の保持条件を適切に選択するこ
とで成形性を劣化させずに適度の固溶Ｃを残留さ
せることにより超深絞り高張力溶融亜鉛めつき鋼
板を製造できることを知り、本発明を完成した。ここに、本発明の要旨とするところは、重量％
で、Ｃ：0.0005〜0.0050％、Si≦0.60％、 Mn：1.0〜2.5％、Ｐ：0.010〜0.080％、Ｓ≦0.015％、sol.Al：0.010〜0.100％、Ｎ≦0.0050％、Ｂ：0.0002〜0.0008％を含有するとともに、 NbがNb／Ｃ≧４、かつNb≦0.08％であり、更に、Tiに対するＮの含有比率およびＮとＳ
との総和の含有比率が、（48／14Ｎ）≦Ti≦（48／14Ｎ＋48／32Ｓ）の条件を満たす範囲内でTiを含有し、残部がFeおよび付随不純物である組成の溶鋼を連続鋳造し、得られた連続鋳
造スラブを熱間および冷間圧延した後、連続式溶
融亜鉛めつきラインで730〜900℃の温度で連続焼
鈍し、430〜500℃の保持温度で20〜120秒間低温
保持した後に、溶融亜鉛めつきを施した、成形性
の優れた超深絞り性をもち、かつ、耐低温脆性を
有する高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法であ
る。上述の連続焼鈍後、１℃／sec以上の冷却速度
で前記の430〜500℃の保持温度に冷却してもよ
く、また、上記低温保持はいわゆる傾斜冷却であ
つてもよい。本発明の１つの態様にあつては、熱間圧延後、
400〜680℃の温度で巻き取りを行つてもよい。（作用）本発明において、鋼中の各成分組成を上記の如
く限定した理由について述べる。 (a) C0.0005〜0.0050wt％：成形加工性の面からＣ含量は低い程好ましい
が、あまり低すぎると鋼中の固溶Ｃ量が不足し
て、低温脆性を起こすので下限を0.0005wt％と
し、一方、多すぎると成形加工性が低下するため
上限を0.005wt％とする。 (b) Si≦0.60wt％： Siは0.60wt％を超えて鋼中に含有されると、固
溶硬化による成形性の低下が著しく、さらに亜鉛
めつきの合金化を行う場合、その合金化速度が低
下するため、その上限を0.60wt％とする。 (c) Mn1.0〜2.5wt％： Mnは、その存在により熱間圧延時の鋼の赤熱
脆化による表面疵発生を防止する作用を有する
が、その含有量が1.0wt％より低い場合は、所定
の高張力が得られないため、下限を1.0wt％とす
る。一方、その含有量が高い場合は、転炉出鋼時に
成分調整のためMn合金鉄を多量に投入すること
を意味し、鋳込温度が低下し、鋳込みが困難にな
るため、上限を2.5wt％とする。好ましくは、1.0
〜2.0wt％である。 (d) Ｐ：0.010〜0.080wt％：Ｐ成分は、その含有により固溶強化し引張力を
増す硬化を有するため、0.010wt％以上必要であ
るが、多すぎると粒界偏析により伸びの低下が起
こり、低温脆性の主原因にもなるため上限を
0.080wt％とする。また、Ｐの添加による成形性の低下はMnと同
様、高強度化の割に少ない。 (e) Ｓ≦0.015wt％：Ｓ成分は、Mnと結合し、凝固時にMnなる延
伸し易い非金属介在物を形成する。これはプレス
成形時に割れなどの不具合発生の起点になり易
い。さらに鋼中のTiとTiSを生成するためTiの添
加量が増し、コストの面で好ましくない。本発明
では0.015wt％以下に制限する。 (f) sol.Al（酸可溶Al）：0.010〜0.10wt％： sol.Alは脱酸元素として鋼中に添加するが、
0.10wt％を超えると脱酸効果が飽和し、Al₂O₃な
どの介在物を生じ、それらが多くなり表面性状を
劣化させる。一方、0.010wt％より少ないと脱酸
効果が減り、MnO、SiO₂などの酸化物を生じさ
せ、タンデイツシユノズル詰まりを発生させ、さ
らにTiO₂によりTi添加歩留を悪化させる。したがつて、sol.Al含有量は0.010〜0.10wt％と
することが好ましい。 (g) Ｎ≦0.0050wt％：Ｎは鋼中への不可避的に混入する不純物元素で
あるが、TiによりTiNとして固定し、成形性を
向上させているが、このＮ含量が0.0050wt％より
も多いとその安定化に要するTiの添加量が増し、
コスト面で好ましくない。したがつて、その上限
を0.0050wt％とする。 (h) （48／14Ｎ）≦Ti≦（48／14Ｎ＋48／32Ｓ）上記式はTiで固着するＮ、ＳとTiの各含有量
を定めるものである。 Tiは鋼中のＮおよびＳをTiN、TiSとして固着
させ、その成形性を改善するが、その含有量が少
ないと固溶Ｎ過多により成形性不良を起こし、一
方、その含有量が多いとＣまで固着してしまい、
TiCを形成することにより成品での固溶Ｃ不足を
起こし、耐低温脆性が悪化する。したがつて、Ti含量は上記式を満たすことが
好ましい。 (i) Nb／Ｃ≧４かつNb≦0.080wt％： Nbは鋼中に固溶すると安定な窒化物、炭化物
を形成し、成形性を改善するものである。特に本
発明の場合、炭化物形成によつて成形性の改善を
図る。上限を0.08wt％とするのは、これを越えて
添加してもその効果が飽和するからである。また、Nb／Ｃの比であるが、その比が4.0未満
では、固溶Ｃ過多により成形性が悪化する。その
ため、Nb／Ｃの比の下限を４とする。 (j) B0.0002〜0.0008wt％：Ｂは鋼中の粒界に優先偏析し、Ｐの低温脆性に
よる劣化を防ぐものであるが、その含有量が多す
ぎると硬度を高くし深絞り性を低下させ成形性が
劣化する。したがつて、Ｂの添加の上限は
0.0008wt％とする。一方、Ｐの粒界偏析を防ぎ、
低温脆性による劣化を防ぐのに有効な下限を
0.0002wt％とする。本発明においてＢ添加の範囲
を0.0002〜0.0008wt％とするのが好ましい。次に、本発明の製造条件について詳しく説明す
る。上記の成分組成を有する溶鋼を転炉吹錬に続い
て転炉出鋼時に成分調整を行い溶製する。次いで
通常の連続鋳造によりCCスラブを鋳造し、この
スラブをそのまま冷却なしに直送するか、あるい
は直送したのち熱するか、あるいは一旦冷片とし
て再加熱した後に熱間圧延する。このスラブの加熱温度は、特に制限はないが、
通常の熱間圧延に必要な温度、すなわち1100℃以
上とするのがよい。また、その仕上温度は、冷間
圧延後の絞り性に対する好ましくない集合組織を
生じさせるので、Ar₃点以上とするのが良い。次に、巻取り温度は低すぎると平坦度不良が発
生し、めつき密着性、めつき付着量均一性がそれ
ぞれ悪化するため、通常下限を400℃とする。ま
た、巻取り温度が高すぎるとスケール発生量が増
加し、酸洗時の脱スケール能率が低下するので上
限を680℃とする。好ましくは、500〜660℃であ
る。冷間圧延に際しては、通常の酸洗を行い、鋼板
表面にスケール除去を実施後、冷間圧延する。そ
のときの冷間圧延率は、高くすることにより絞り
性の指標のｒ（ランクフード）値が向上する。ま
た、本発明ではTi、Nb、Ｂを複合添加している
ため、圧下率を50％以上とすることにより再結晶
温度を下げるのが好ましい。本発明における連続溶融亜鉛めつきはゼンジミ
ヤ方式等のライン内の焼鈍炉を有する連続式溶融
亜鉛めつきラインによる方法により実施される。この連続焼鈍時の保持温度と保持時間を、再結
晶温度以上で行い、粒成長させて所望のTSを得
る。さらにこのときにNbCをNbとＣに溶解し、固
溶Ｃを生じさせる。このとき再結晶をもたらすた
め加熱保持温度と保持時間を730℃以上10秒以上
とし、軟化しすぎて成分添加（Si，Ｐ，Mn）に
よる硬質化の効率が悪化するのを防止するため、
900℃以下60秒以下とする。また、この加熱保持後の冷却速度はNb＋Ｃ→
NbCによるNbCの再析出を防止する。すなわち
低YPなる成形性と固溶Ｃをわずかに残留せしめ
て低温脆性を防止するために１℃／sec以上とす
るのが好ましい。冷却後の低温保持の温度（鋼中の固溶Ｃ量の制
御のための温度）は430〜500℃で20〜120秒間保
持する。この低温保持は必ずしも一定温度に保持
する必要はなく、必要に応じいわゆる傾斜冷却を
行つてもよく、例えば430〜500℃の温度範囲を20
〜120秒間傾斜冷却してもよい。すなわち、この
低温保持の際にNb＋Ｃ→NbC＋Ｃとする。すな
わち、Ｃの固溶量をコントロールするのであり、
保持温度が500℃よりも高過ぎるとむしろNbCが
析出し、鋼中の固溶Ｃが減少し、低温脆性が劣化
する。また、この保持温度が430℃よりも低すぎ
ると固溶Ｃ量が多すぎて、YP値が上昇し、成形
性が劣化する。さらに加えて、この保持温度が低すぎると溶融
亜鉛めつきを行うため溶融亜鉛に浸漬した時に、
溶融亜鉛の温度が低下し、めつき性状（密着性、
均一性）が劣化する。したがつて、保持温度を
430〜500℃とすることが好ましい。また、このと
きの保持時間は、20〜120秒間である。溶融亜鉛めつきの終了後は、必要に応じて合金
化処理を施してもよい。また、溶融亜鉛めつき単
独または合金化処理を施したものいずれの場合も
形状修正を目的とした2.0％より低い調質圧延を
施してもよい。本発明によれば、以上のような製造条件を経て
高張力溶融亜鉛めつき鋼板が製造されるのである
が、まず、本発明における組成上の特徴は、連続
鋳造による極低Ｃ鋼にTi＋Nbを添加することに
より、先ず、TiによりＮおよびＳを固着し、Nb
によりＣを固着する。これにより、転位を固着する侵入元素（Ｃ＋
Ｎ）が減少するため、IF鋼（Interstitial Free）
鋼となり、低YP、高値、El値のすぐれた成形
性を得ることができる。このようにして、成形性の改善を図るととも
に、今度は、高張力化を実現するためにMn、
Ｐ、Siを積極的に添加する。一方、IF鋼は低温脆
性に劣る傾向にあり、Ｐを添加すると粒界を脆化
し、その傾向を助長する。そのため、本発明にあ
つては、Ｂを添加してＰによる脆化傾向を抑制す
るとともに前述の高温焼鈍と冷却速度および低温
保持条件により適度の固溶Ｃ量を制御することを
図つたものである。添付図面は本発明におけるヒートサイクルを示
す線図である。すでに述べたように、本発明によ
れば、亜鉛めつきに先立つて730〜900℃の温度範
囲において10〜60秒間保持して連続焼鈍を行い、
NbCの溶解を図り、次いで一時冷却として、例
えば１℃／sec以上の冷却速度で430〜500℃の温
度範囲にまで冷却するとともに、その温度範囲に
20〜120秒間低温保持して固溶Ｃの制御を行う。
この場合、その温度範囲を傾斜冷却してもよい。
なお、この点、従来は、上述の一時冷却後、直ち
に後述の溶融亜鉛めつきを行つていた。本発明の場合、このようにして低温保持により
固溶Ｃ量を調整してから、例えば460℃の温度で
連続溶融亜鉛めつきを行う。このとき上記保持温
度が460℃より高い場合、めつきに際して二次冷
却が行われる。溶融亜鉛めつき後は、所望により
例えば530℃まで昇温して合金化処理を行う。かくして、本発明によれば、低温脆性を改善し
た高張力溶融亜鉛めつき鋼板が製造される。次に、本発明を実施例によつてさらに詳細に説
明する。実施例第１表は、本発明に係る化学組成の鋼種Ａ〜Ｅ
および本発明と比較する化学組成の鋼種Ｆ〜Ｉの
成分組成を示すものである。第１表に示した化学成分組成の鋼を転炉により
成分調整して溶製し、連続鋳造によりスラブとし
た。同表中のＡ鋼〜Ｅ鋼が本発明例によるものであ
り、Ｆ鋼〜Ｉ鋼が比較例によるものである。次いで、これらのスラブを下記の製造条件に従
い、熱間圧延、冷間圧延そしてゼンジミヤ方式連
続溶融亜鉛、メツキライン使用して溶融亜鉛めつ
きを行い、溶融亜鉛めつき鋼板を製造した。高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造条件１熱間圧延１スラブ加熱温度 1100〜1250℃ ２仕上温度 860〜960℃ ２冷間圧延圧延率 50〜90％第２表に具体的熱間圧延巻き取り条件、めつき
予備処理条件とともに成品性能をまとめて示す。なお、そのような製造条件により第１表の化学
組成をもつて製造された溶融亜鉛めつき鋼板の
（YP）値、（TS）値、（El）値、（）値、低温脆
性の遷移温度、めつき密着性の各性能を第２表に
まとめて示すが、ここに言う、遷移温度は絞り比
＝1.6の円筒絞り後、衝撃破壊させ、その破断面
が脆性になる温度である。つまり、低温脆性を表
わす指標である。めつき密着性は鋼板面に施しためつき層の剥離
の有無を調べる下記のめつき密着性試験による方
法を用いた。めつき密着性試験については、金属
材料曲げ試験（JIS Z2248）IT折り曲げ、曲げ内
面にテープをはり、テープを剥離し、そのテープ
に付着するめつき層の有無および剥離面の状態を
みてその密着性を評価した。

【表】

【表】 (注) ○：めつき密着性良好、×：めつき密着性不良
第２表から、本発明例の鋼Ａ〜Ｅは、比較例の
鋼Ｆ〜Ｉに比べて、成形性の影響因子である低
YP、高Ts、El、値と低温脆性を表わす遷移温
度、よびめつき密着性を全体的に評価するとその
機械的性能が優れていることがわかる。それを比較鋼Ｆ〜Ｉの試験結果に基づいて説明
すると比較鋼Ｆでは、化学組成分ＣとＢが本発明
で限定する化学組成よりも含有量が高いため、
YP値が高くなり、そのため、値が低くなつた。
比較鋼Ｇでは、本発明よりもSiとＰ含量が高く、
Mn含量が逆に低いため、値が低くなり、その
ため亜鉛めつき密着性が悪い。比較鋼Ｈでは、Ｂ
の添加を行つていないため、遷移温度が高くな
り、そのため低温脆性が悪い。以上の３種鋼は、本発明の製造条件と同じであ
るが、次の比較鋼Ｉでは、本発明で限定する化学
組成分と変わらないが、めつき予備処理条件が本
発明方法と異なり焼鈍後の低温保持を行つていな
いため、遷移温度が高くなり、そのため低温脆性
が悪い。このように、本発明により製造された鋼Ａ〜Ｅ
は総合的に前記諸性能を判断すると比較鋼Ｆ〜Ｉ
に比べ成品性能が優れるものであることがわか
る。（発明の効果）以上説明したように、本発明は、鋼中の化学組
成としてMn、Ｐ、Ti、Nbを複合添加すること
により、高TS値、低YP値、高値を有するプレ
ス成形加工性の優れた超深絞り性をもつ高張力が
得られ、さらに、鋼中の化学組成としてＢを添加
させるとともに、Ti、Nb、Ｃとめつき連続炉に
よる特殊ヒートサイクル処理を行うことにより、
遷移温度が−40℃以下となり低温脆性が抑制され
従来の亜鉛めつき鋼板がもつ低温脆性を改善する
画期的な製造方法を実現するものである。そし
て、この製造方法により成形性の優れた超深絞り
性で高張力溶融亜鉛めつき鋼板を得すことができ
る。したがつて、最近自動車の車重軽減のための薄
肉化および難成形部品への高張力材の利用の傾向
が高まつていることから考えて、本発明の意義を
大きいものといえる。

【図面の簡単な説明】

添付図面は、本発明におけるヒートサイクルを
示す線図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、Ｃ：0.0005〜0.0050％、Si≦0.60％、 Mn：1.0〜2.5％、Ｐ：0.010〜0.080％、Ｓ≦0.015％、sol.Al：0.010〜0.100％、Ｎ≦0.0050％、Ｂ：0.0002〜0.0008％、を含有するとともに、 NbがNb／Ｃ≧４、かつNb≦0.08％であり、更に、Tiに対するＮの含有比率およびＮとＳ
との総和の含有比率が、（48／14Ｎ）≦Ti≦（48／14Ｎ＋48／32Ｓ）の条件を満たす範囲内でTiを含有し、残部がFeおよび付随不純物である組成の溶鋼を連続鋳造し、得られた連続鋳
造スラブを熱間および冷間圧延した後、連続式溶
融亜鉛めつきラインで730〜900℃の温度で連続焼
鈍し、430〜500℃の保持温度で20〜120秒間低温
保持した後に、溶融亜鉛めつきを施した、成形性
の優れた超深絞り性をもち、かつ、耐低温脆性を
有する高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。２連続焼鈍後、１℃／sec以上の冷却速度で前
記の430〜500℃の保持温度に冷却する、特許請求
の範囲第１項記載の方法。３熱間圧延後400〜680℃で巻き取りを行う、特
許請求の範囲第１項または第２項記載の方法。