JPS6114225B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、プレス成形性の優れた非時効性高張
力溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法に関す
る。 自動車の軽量化、安全性向上のため高張力鋼板
の使用が増大しつつあるが、同時にその耐用年数
を延ばすために表面処理高張力鋼板の需要も増大
している。その製造方法は高張力鋼板の材質と表
面処理方法の組合せにより種々提案されている
が、冷延後焼鈍して製造された高張力鋼板に対し
表面処理の手段として定評のある連続溶融めつき
法を常法により施すことにより加工性の優れた溶
融めつき高張力鋼板を製造する方法は未だ提案さ
れていない。 従来の代表的な提案の一つとしていわゆるデユ
アルフエーズ鋼に対して溶融亜鉛めつきを施す方
法があるが、デユアルフエーズ鋼を製造するため
に合金されるMn，Cr，Siなどがめつき性を阻害
する上に、溶融亜鉛めつきおよびそれに続く合金
化処理の熱履歴のためデユアルフエーズ組織が破
壊されるため通常の連続溶融亜鉛めつき設備
（CGL）では製造できないという問題がある。ま
た、デユアルフエーズ鋼自体の値が低くそのた
め深絞り性が劣るという欠点も解決されない。 一方、高張力鋼板の製造方法として、著名なＰ
添加鋼（Rephos鋼）に対し、溶融亜鉛めつきを
行なうことが提案されているが、Ｐによる二次加
工脆性を防止するためＣの配合量が多いから冷延
溶融めつきに続いて300〜500℃の温度範囲内で過
時効処理を行なうことが必要であり、そのための
設備を併設しなければならないという問題があ
る。 本発明は、従来知られた表面処理高張力鋼板の
値、伸びならびに深絞り性を改善した表面処理
高張力鋼板とその製造方法を提供することを目的
とするものであり、特許請求の範囲記載の鋼板と
その製造方法を提供することによつて前記目的を
達成することができる。 次に本発明を詳細に説明する。 本発明者等はNb含有極低炭素鋼の時効性およ
び深絞り性に及ぼす素材成分と熱間圧延条件の影
響、高張力化するため添加するＰ，Mn量と仕上
焼鈍条件が深絞り性と２次加工脆性に及ぼす影響
ならびにこれら元素の溶融亜鉛めつきに及びす影
響を詳細に研究した結果次の如き新規な知見を得
て本発明を完成したのである。 (1)Ｎに対するAlをAlN当量の４倍以上かつ0.02
％以上を含む鋼の熱間圧延における圧延率が90％
以上、圧延速度40m／min以上、巻取温度6000〜
800℃の場合にはＣに対するNb添加量がNbC当量
の約1/3以上であれば冷延焼鈍後の製品は非時効
性を示すこと。 (2)Ｃに対し未結合の固溶Nbが0.020％以下の方
が多量のNbを含む場合より伸びが大きく値は
同程度に高いこと。 (3)Ｃに対しNbC当量の約1/3以上でかつ未結合
Nbが0.020％以下の鋼にＰ，Mnをそれぞれ単独
に添加した時の値への悪影響はＰのほうが小さ
いこと。 (4)Ｐを0.05％以上添加した極低炭素鋼をバツチ
焼鈍するとプレス加工後の２次加工脆性を起す
が、連続焼鈍後30℃／分以上の速度で冷却すると
0.05〜0.10％のＰを含有しても２次加工脆性が起
らないこと。 (5)Ｐを0.03％以上含有する場合にMnを1.2％以
下添加すると値の劣化が少なく高強度が得られ
ること。 (6)上記成分組成範囲内のNb，Ｐ，Mnを含有す
る鋼板のめつき性は基本的に問題がないこと。 次に本発明を実験データについて説明する。

【表】 上記第１表に示す成分組成を有する鋼スラブを
1250℃に加熱後、圧下率90％、圧延速度50m／
min仕上温度870℃、捲取温度680℃の条件下で熱
間圧延した後、圧下率80％で冷間圧延して得た最
終板厚の冷延板に対し、連続焼鈍によつて830℃
において40secの焼鈍を施した後、3.5℃／secで
約500℃まで冷却し、470℃の亜鉛浴に浸漬して得
た亜鉛めつき鋼板の特性値（AI値，El値，
値）に及ぼすパラメーターα≡Nb（％）／Ｃ
（％）およびパラメーターβ≡Nb（％）−80
（％）の関係を第１〜３図に示す。 第１〜３図からパラメーターαが３以上におい
て、Al値、即ち時効指数が１Kg／mm²を下廻り
値が1.9を上廻り実質的に非時効で値の高い鋼
板が得られること及びEl値、伸びがパラメータ
ーβに従つて変化し、βが0.02％以下の場合にお
いて十分高い値が得られることが判る。 かかる実験の繰返しにより、NbはＣ（％）に
対して３倍以上必要であるがβ≡Nb（％）−80
（％）値即ちＣと未結合のNb（％）は0.02％以下
であることが必要である。なお上記範囲内でNb
の含有量が0.03〜0.06％の範囲内にあり、かつ６
×Ｃ％〜｛８×Ｃ％＋0.010％｝の範囲内にある
ことはより好適である。 ＣはＰが共存する場合粒界脆性を防止するのに
効果のある元素であり、0.002％より少ないと前
記効果がなく、一方0.015％より多いと値、伸
びの低下が著しくなるのでＣは0.002〜0.015％の
範囲内にする必要がある。 AlはＮをAlNとして固定するために、0.02％以
上かつＮ（％）の４倍以上添加することが必要で
ある。さもないと鋼中Ｎが鋼中Nbと結合するた
めに鋼中にNbによつて固定されないＣが多量に
残り、Al値を十分低減できない結果を招く。し
かし0.1％以上のAlの添加は、鋼中にアルミナク
ラスターに起因する介在物を増加させ、表面疵の
原因となるので避けるべきである。 Ｎはその含有量が多いとAlの含有量を高める
必要があり、そのためＮは0.01％より多いとアル
ミナクラスターに起因する介在物の増加により表
面疵が多くなるのでＮは0.01％以下にする必要が
ある。 Ｐは主たる強化元素として使用される。Ｐは、
引張り強さを高めるわりには値を低下させる影
響が他の強化元素であるSiやMnに較べて少な
く、またSiやMnを合金させる場合には、Ｐを
0.05％程度含有させた方がＰのより低い鋼よりも
値が高いことが、以下に述べる実験より明らか
になつた。 さて実験は、真空融解で得た50Kg小型鋼塊を用
いて行つた。素材の化学成分は、Ｃ：0.004〜
0.005％、Ｐ：0.01％、Si：0.02％、Mn：0.10
％、Al：0.03％、Ｎ：0.004％、Ｓ：0.008％およ
びNb：0.04％（Nb／Ｃ：８〜10）を含み、残部
Feをベースとし、かかるベース鋼において、
Ｐ，SiおよびMnをそれぞれ、Ｐ：0.01〜0.19％、
Si：0.01〜1.94％、Mn：0.06〜0.80％の範囲で変
化させた。各鋼は、40mm厚のシートバーとし、つ
いで1250℃，20minの均熱処理後、３パス（全圧
下率：90.5％、仕上圧延速度：50m／min）仕上
温怒：890℃で3.8mmの熱延板とした。冷却後、
700℃で1h保持の高温捲取り処理を施した。つい
で0.8mmに冷間圧延後、830℃で40s保持の短時間
焼鈍（冷却速度：300℃／min）を施したから、
0.8％の調質圧延を行つた。 かくして得られた各鋼板からJIS5号試験片を切
出して引張試験を行い、Ｐについては0.01％、ま
たSi，Mnについてはそれぞれ0.1％当たりのYb，
TS，Elおよび値の変化量について調べた。得
られた調査結果を整理して第２表に示す。

【表】 第２表をもとにTSの上昇量に対するの減少
量を計算してみれば、同表の最左欄に示すように
Ｐにおける場合が最も小さいことが判る。 次にＰ約0.05％を含有する鋼にさらにSi，Mn
を含有させたときのSi，Mnの0.1％当りの諸特性
に及ぼす影響を調査した結果を第３表に示す。 実験は、Ｃ：0.004〜0.005％、Ｐ：0.05％、
Si：0.02％、Mn：0.10％、Al：0.03％、Ｎ：
0.004％、Ｓ：0.008％およびNb：0.04％（Nb／
Ｃ：８〜10）を含み、残部Feの鋼をベースと
し、かかるベースにおいてSiおよびMnをそれぞ
れ、Si：0.01〜1.94％、Mn：0.06〜0.80％の範囲
で変化させることにより行つた。なお上記した如
き各成分になる鋼塊からJIS試験片を得るまでの
工程は、前掲第２表に示した調査結果を得るため
に行つた処理工程と同じである。

【表】 同表ならびに第２表によれば、SiまたはMnが
Ｐの低い鋼に添加された場合にくらべてTSの上
昇率に対する値の低下率が小さいことが判る。
実際上所望の強度レベルたる引張強さ35Kg／mm²以
上を得るためには、Ｐを0.03％以上とすることが
必要である。しかし0.1％より多くなると２次加
工脆性が生ずるので0.1％以下にする必要があ
り、強度レベルのもよるが一般的に0.03〜0.06％
の範囲内がより好適である。 Siは強化元素としての0.50以下、またMnは鋼
中Ｓの固定と鋼の強化のため0.04〜1.2％用いら
れるが、先にも述べた様にＰに比べて値、伸び
を低下させる傾向と、又、特にSiはめつき性を阻
害する傾向がいちじるしいのでむしろ副次的に用
いられる。 引張強さ（TS）が34〜43Kg／mm²の鋼板を製造
する場合の標準的な組成と特性を示すと第４表の
如くである。

【表】 本発明の鋼板において、その成分組成中Ｃ，
Nb，Al，Ｎ，Ｐ，Si，Mnの含有量が上記範囲内
にあれば、その他の元素については一般的冷延鋼
板に要求される程度の条件を満していれば良く、
すなわちＳは0.02％以下、Ｏは0.01％以下程度で
あれば良い。またその他に脱酸元素として微量の
希土類元素あるいはCaの含有ならびに使用は差
支えがなく、またMo，Cu，Ni，Crの極く少量の
含有も差支えない。 次に本発明の製造方法を説明する。 本発明の鋼板を溶製に当つては常用されている
何れかの方法を単独あるいは組合せて用いること
ができる。しかしＣは溶鋼の段階で予め脱炭して
おくことが必要であり、そのための手段として
RH法、DH法などによる真空脱炭処理を施すこと
は有利である。また純酸素底吹転炉法（Ｑ―
BOP法）を用いて直接極低炭素鋼を溶製するこ
とも有利である。さらに従来の造塊法あるいは連
続鋳造法何れをも用いることができる。連続鋳造
によつて得られるスラブ、あるいは従来の造塊法
によつて製造される鋼塊を分塊して得られるスラ
ブは連続熱間圧延に供せられる。その際スラブの
加熱温度としてはNbCを鋼中に固溶させるに必要
な1150℃以上が確保されればよく、一般的な1150
〜1300℃の温度範囲内で十分である。 本発明によれば、連続熱間圧延の際の圧下率と
圧下速度を限定する必要がある。すなわち圧下率
はスラブが粗圧延を経て仕上圧延スタンド群を出
るまでの全圧下率が90％以上となるようにする必
要がある。また仕上スタンド群の圧延速度は最低
40m／min（好適には80m／min以上）とする必
要がある。 上記圧下率と圧延速度との条件が満足された場
合には、微細な、例えば1000Å以下のNb（Ｃ，
Ｎ），AlN，MnSからなるとみられる複合析出物
が非常に密に存在し、これら析出物の周囲に鋼中
のＣが安定して存在することとなり、実質的に非
時効性鋼板が得られるに至る。 一方圧下率が90％より低く、あるいは圧下速度
が40m／minより遅い場合には上記の如き現象は
生ぜず、非時効性を有する鋼板を得ることができ
ない。 本発明によれば、熱延仕上温度は850℃以上
（好適には870℃以上）とする必要がある。この温
度より低い仕上温度を採用した場合には値、伸
び、時効特性が劣化する。 本発明によれば、捲取温度は600℃以上とする
必要がある。この温度より低い温度で捲取ると
NbによるＣの固定が、またAlによるＮの固定が
不充分となり、非時効性の鋼板を得ることができ
ない。AI値，値，El値の点からみて、、高温の
捲取温度、すなわち680〜750℃の範囲が有利であ
る。なお800℃以上とすると鋼中ＣおよびＮの固
定が飽和する一方、スケールの生成が増大するの
で好ましくない。この温度範囲内の捲取温度とす
るためには仕上圧延後の水冷を弱めるとか、もし
くは水冷を全く省略するなどの手段をとることが
できる。 このようにして得られた熱延コイルは、その後
常法に従つて酸化スケールを酸洗してから冷延す
るか、または冷延後酸洗又は研削によりスケール
を除去する。冷延の際の冷延率が60％より少ない
と所期の値が得られず、一方90％を超えると値
は高くなるが、異方性が大きくなるので、本発明
によれば冷延率は70〜85％の範囲内が特に好適で
ある。 本発明によれば、上記の如くして得られた冷延
鋼帯にはさらに連続めつきが施される。連続めつ
きに当つては、まず、鋼板に対して連続焼鈍が施
されるがその際の均熱温度および時間は700〜900
℃、10秒〜５分間の範囲内であれば目標とする材
質に合わせて適当に選ぶことができる。 上記均熱は連続メツキラインを用いて行なわ
れ、この均熱後直ちに亜鉛めつき浴に浸漬される
が、前記均熱後亜鉛めつき浴浸漬までの冷却速度
を30℃／min以上としなければならない。さもな
いとＰの粒界偏析のために生ずる２次加工脆性を
避けることができない。この冷却速度としては３
〜50℃／sec（180〜3000℃／min）が好適であ
る。 本発明によれば亜鉛めつき手段は通常の連続溶
融亜鉛めつき手段であればよく、その型あるいは
めつき浴組成が特に制限されることはない。又め
つき後必要に応じ、常法に従つて合金化処理（ガ
ルバニール）を行なうこともできる。めつき後あ
るいはそれにつづく合金化処理後の冷却速度は、
常識的な範囲であれば全く問題がない。 ところで本発明の溶融亜鉛めつき鋼板は時効指
数１Kg／mm²以下の非時効性であるが、降伏伸びを
消すため、あるいは表面調整、形状矯正のため、
２％以下好ましくは１％以下のスキンパス圧延を
施すことは一向に差支えない。Ｃに対するNb配
合比の低い場合にはスキンパス圧延により降伏点
が低下する。 前記亜鉛めつきを施すことにより、材質はめつ
きしない場合に比べて値で0.1〜0.2、伸びは１
〜３％低下することがある。 次に本発明を実施例について工程順に説明す
る。

【表】 (A) 製鋼，造塊 純酸素吹転炉（LD転炉）で吹精後、RH脱ガス
処理し、連続鋳造して、220mm厚の上記第５表に
示す成分組成を有する鋼，，を得た。なお
上記精錬において、Ｐ，Mnは脱ガス開始直前に
添加し、Nb，Alは脱ガス終了直前に添加した。 (B) 熱間圧延 表面手入れを施したスラブは加熱炉で1280℃―
35分（鋼）、1300℃―30分（鋼，鋼）の均
熱保持を行なつた。ひきつづき４列の粗圧延機、
７タンデム式の仕上圧延機にて連続圧延して3.2
mm厚の鋼帯を得た。このときスラブから最終的に
熱延載帯とするまでの圧下率は98.5％であつた。
また仕上圧延機における圧延速度（タンデムロー
ル出側の通板速度にほぼ対応）は鋼で第１スタ
ンド98ｍ／分，第７スタンド660ｍ／分、鋼，
鋼で第１スタンド103ｍ／分，第７スタンド745
ｍ／分に設定した。仕上温度は890〜920℃、捲取
温度は680℃（鋼）、750℃（鋼，鋼）とし
た。 (C) 冷間圧延，CGL焼鈍 熱延鋼帯を酸洗後0.8mmまで冷延（圧下率：75
％）した。冷延コイルは次の条件でCGL（連続
溶融亜鉛メツキライン）を通板した。 鋼：850〜870℃、40秒の均熱保持後3.5℃／sec
で約500℃まで冷却して470℃の亜鉛浴に浸
漬した。 鋼，鋼：810〜830℃、30秒の均熱保持後５
℃／secで約500℃まで冷却し、465
℃の亜鉛浴に浸漬した。 ひき続き連続しておよそ580℃、10秒の合金化
処理を行なつた。 上記工程を経た焼鈍コイルに0.6％のスキンパ
スを施し製品とした。製品の機械的性質を第６表
に示す。

【表】 まためつき性の結果を第７表に示す。

【表】 注） めつき性が良好とされているリムド
鋼と比較し、目視判定にて差のない
場合に◎とした
上記第６，７表より判る如く引張強さ35Kg／mm²
級、40Kg／mm²級の成形性およびめつき性に優れた
高張力溶融亜鉛めつき鋼板が得られた。 以上本発明の鋼板かプレス成形性の優れた非時
効性高張力溶融亜鉛めつき鋼板である。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼板のNb（％）／Ｃ（％）とAI値と
の関係を示す図、第２図は鋼板のNb（％）―8C
（％）とEl（％）との関係を示す図、第３図は鋼
板のNb（％）／Ｃ（％）と値との関係を示す
図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ C0.002〜0.015％、Si0.50％以下、Mn0.04〜
   1.2％、P0.03〜0.10％、N0.01％以下、Al0.02〜
   0.10％でかつＮ％×４以上、Nb0.01〜0.08％でか
   つＣ％×３〜｛Ｃ％×８＋0.02｝％を含有し、残
   部実質的にFeよりなる冷延薄鋼板表面に溶融亜
   鉛めつき層を有するプレス成形性の優れた非時効
   性高張力溶融亜鉛めつき鋼板。 ２ C0.002〜0.015％、Si0.50％以下、Mn0.04〜
   1.2％、P0.03〜0.10％、N0.01％以下、Al0.02〜
   0.10％でかつＮ％×４以上、Nb0.01〜0.08％でか
   つＣ％×３〜｛Ｃ％×８＋0.02｝％を含有し、残
   部実質的にFeよりなる鋼スラブを、全圧下率：
   90％以上、かつ仕上圧延の圧延速度：40m／min
   以上で熱間圧延し、ついで600℃以上の温度で捲
   取つて熱延コイルとした後、冷間圧延を施して最
   終厚さの冷延鋼帯とし、次いで前記冷延鋼帯に対
   し700〜900℃の温度範囲内で10sec〜5minの間の
   均熱を施した後30℃／min以上の速度で冷却して
   連続的に溶融亜鉛めつきを施すことを特徴とする
   プレス成形性の優れた非時効性高張力溶融亜鉛め
   つき鋼板の製造方法。