JPS62133059A - 高張力、合金化溶融亜鉛めつき熱延鋼板と製造方法 - 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） 引張り強さく単にＴＳと略記する）が４５ｋｇｆ／ｍｍ
２以上でかつ加工性、特に全伸びが優れ自然時効性の少
ない高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼販（以下Ｈ３，
ＧＡ鋼板という）とその製造方法の確立は重要である。

すなわち、近年来、自動車の安全性、車体重量軽減、素
材使用量削減などを目的として高張力鋼板が広く使われ
るようになってきたが、これら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い板厚で使用さ
れることが多いため、腐食に対する状況は普通鋼以上に
深刻な状況に置かれ、それにも拘らずかかる状況で耐食
性、加工性の優れた高張力鋼板が大量かつ安価に提供さ
れ、その故にいわゆる多量生産方式で製造されることが
要望される。

ここで鋼板に耐食性を付与する方法としては、従来より
Ｃｕ、　Ｃｒなど鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加
する方法と鋼板表面に金属めっきを施す方法とがあるが
、前者は塩害のような厳しい腐食状況下で効果は顕著で
はない。

従ってこの厳しい腐食に対しては金属めっき、中でもそ
れ自１本耐食性に（憂れ、かつ厚めつきが出来る溶融亜
鉛めっきが有効で、しかも近年の高度な塗装後耐食性、
塗膜密着性およびスポット溶接性を考慮して、溶融亜鉛
めっき後に合金化のための加熱処理を施すことが是非と
も必要である。

しかしながら強度、加工性およびめっき密着性という特
性値に対する要因の影響は、一般にそれぞれが相反し、
これら特性値を調和よく満たず鋼板はこれまでのところ
ほとんど皆無であった。

すなわち強さが上昇すると一般に全伸び（以下Ｅ１とい
う）が悪化し、さらに鋼板表面に付着する亜鉛層が鋼表
面の塑性変形を阻害するため旧はなお一層悪化する。

まためっき密着性については一般に高張力鋼程鋼中に添
加する元素の種類および量が増加する故、不利となるこ
とが知られているとおりで、とくに鋼中のＳｌ看のめっ
き密着性に対する影響は著しい。

そこで安定にＴＳ：４５ｋｇｆ／　ｍｍ２以上を確保し
、旧も良好な高張力鋼板としては、一般によく知られ・
ているフェライト・マルテンサイトかフェライト・ベイ
ナイトの２相又はフェライト・ベイナイト・マルテンサ
イトの３．泪よりなる複合組織高張力鋼板が有利である
が、一般的な溶融めっき処理を施した場合、フェライト
以外の組織が焼戻されてＴＳが著しく低下する。

（従来の技術） このような問題を解決するため特開昭５６−５８９２７
号公報のように連続溶融亜鉛めっきラインで加熱した後
、急冷し溶融亜鉛めっきを施して、更に急冷処理するこ
とにより複合組織を得てＴＳ−ＩＥＩバランスを良好に
する方法があるが、この方法では溶融亜鉛めっき後、合
金化処理を施すことは不可能であるため、塗装後の耐食
性、塗膜密着性およびスポット溶接性の低下はまぬがれ
ない。

また一方、Ｃ，Ｓｌ、ｉＡｎ、　Ｐなどの固溶強化型元
素を添加した高張力鋼板でＴＳ：４５ｋｇｆ／　ｍｍ２
以上を確保しようとした場合、これらの元素の添加量が
非諧多くなって、Ｅｌの低下が著しいばかりでなく、前
述した如くとくにＳｌ量の増加はそれに伴いめっき密着
性が非常に悪化する。

旧を良好にしようとして、Ｃｆｆ１が０．０１０ｗｔ％
未満のいわゆる極低炭鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐなどを添加し
、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ　等炭化物生成元素を添加する特
開昭５５−１３１１６７号公報のような方法が熱延板に
も考えられるが、この方法も鋼の固溶強化に一番有効で
あるＣ量を著しく抑えているためＴＳ　４５ｋｇｆ／　
ｍｍ２以上を確保するためには、他のＳｉ、Ｍｎ、Ｐな
どの添加量が極めて多くなりめっき密着性の低下が著し
いばかりでなく、極低Ｃにするための転炉処理、Ｓｉ、
！Ｊｎ、Ｐなどの添加量の増加がかなりのコストアップ
につながり、実際的に不可能である。

（発明が解決しようきする問題点） 止揚した従来の技術に対し立脚基礎に異にして、いわゆ
る低・中Ｃ鋼をベースに、Ｍ又はＭｎ−Ｐ、　Ｍｎ−３
ｉ−Ｐを添加し、かつＮｂ、Ｔ＋及び■のうち１種なる
いは２種以上を添加することにより、ＴＳ：４５ｋｇｆ
／ｍｍ２以上でかつ高Ｅ１を確保すべき、Ｈ３，Ｇへ鋼
板について、その合金化条件と合金化後の冷却条件との
適切な組合わせによって、有利に（Ｉｔｓ、ＧＡ鋼板の
）現実的な提供を可能にすることがこの発明の目的であ
る。

（問題点を解決するための手段） 上記の目的は次の事項を骨子とする構成により成就され
る。

１、鋼板表面上に鉄濃度７〜３５ｗｔ％の亜鉛−鉄合金
化溶融亜鉛めっき層を有し、該鋼板の成分組成が、 Ｃ：０．０１５〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ　：　０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｓ　：　０．０１５ｗｔ％以下、 Ａｌ　：　０．０１０〜０．１Ｑｔｕｔ％、を含みかつ
、Ｎｂ、Ｔｉ及び■のうち１種又は２種以上の合計で０
．００５〜０．５０ｗｔ％を含有し、残部不可避的不純
物及び鉄からなり、ＴＳ　４５ｋｇｆ　／　ｍｍ２以上
で加工性に優れることを特徴とする、高張力、合金化溶
融亜鉛めっき熱延鋼板。

２、鋼板表面上に鉄濃度７〜３５ｗｔ％の亜鉛−鉄合金
化溶融亜鉛めっき層を有し、該鋼板の成分組成が、 Ｃ：　０．１５〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ　：　０．１〜２．５ｖｙ％、 Ｓ　：　０．０１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１０〜０、１０ｗｔ％、 Ｐ　：　０．２０ｗｔ％以下、 Ｓｉ　：　０．２０ｗｔ％以下、 を含みかつ、Ｎｂ、Ｔ＋　及び■のうち１種又は２種以
上の合計で０．００５〜０．５０ｗｙ％を含有し、残部
不可避的不純物及び鉄からなり、ＴＳ　４５ｋｇｆ　／
　ｍｍ２以上で加工性に優れることを特徴とする高張力
、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

３、　Ｃ：　０．００１５〜０．３０ｗｔ％、Ｍｎ：０
．１〜２．５ｗｔ％、 Ｓ　：０．０１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．Ｑｌ〜０．１０ν＋１％、 を含みかつＮｂ、Ｔ＋及びＶのうち１種又は２種以上の
合計で０．００５〜０．５０ｗｔ％を含有する組成に成
る熱延鋼帯を、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融
亜鉛めっきを施す段階と、引続き５５０〜８５０℃の温
度域に加熱してその加熱温度で１秒以上保持する段階及
びその後５００℃以下の温度まで平均冷却速度ｌＯ℃／
ｓ以上で冷却する段階の結合により、鋼板表面上の溶融
亜鉛めっき層を鉄濃度７〜３５％の亜鉛−鉄合金に合金
化するとともに、ＴＳ　４５ｋｇｆ／　ｍｍ２以上で優
れた加工性を兼備させることを特徴とする、合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。

この発明では１掲成分組成になる熱延鋼板に連続溶融亜
鉛めっきライン（以下ＣＧＬと記す）において溶融亜鉛
めっきを施し、続いて５５０℃以上８５０℃以下の温度
まで加熱後、該温度範囲内で１秒以上保持した後、５０
０℃以下の温度まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却
するが、ここに溶融亜鉛めっき後、とくに６５０℃以上
８５０℃以下の温度まで加熱後、該温度範囲内で１秒以
上保持した後２００℃以上５００℃以下の温度まで平均
冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し２、該温度範囲で５秒
以上保持又はコイリングするか、或いは溶融亜鉛めっき
後とくにＡｃ、変態点以上８５０℃以下の温度まで加熱
後該温度範囲内で１秒以上保持した後、６００℃以上の
温度までは平均冷却速度２０℃／ｓ以下で冷却し、引き
続き２００℃以上５００℃以下の温度まで平均冷却速度
２０℃／ｓ以上で冷却し、該温度範囲で５秒以上保持又
はコイリングをするかの冷却制御を行うことが実施上好
適である。

（作　用） Ｃはこの発明において主たる強化元素であって、ＴＳ’
４５ｇｆ／ｍｍ２以上を確保するためには、少なく共０
、０１５ｗｔ％以上必要である。上限を０．３０ｗｔ％
としたのは、これより高いＣ濃度になると加工性が悪化
するめっき密着性、スポット溶接性も悪化する。

Ｍｎｌまこの発明にあってはＣと同様に主たる強化元素
であり、ＴＳ：４５ｋｇｆ／　ｍｍ２以上を確保するた
めには、少なく共０．　１０ｗｔ％以上が必要であるが
、２．５ｗｔ％を越えるとめっき密着性、スポット溶接
性の悪化を伴う。

Ｓは、鋼板のＥｌと密接な関係があり、Ｓ量が少ない程
、ＴＳを下げることなくＥｌを上昇させうる。

このためには０．０１５ｗｔ％以下とすることが必要で
あり、さらに高Ｅｌを要求する場合０．００８ｗｔ％以
下とすることが望ましい。

Ａｌは、脱酸剤として必要な池、加工性、自然時効性に
有害なＮを八ＩＮとして固定無害化するため最低０．０
１０ｗｔ％必要である。しかしながらＡｌ量が０、　１
０ｗｔ％を超えると表面疵を発生する可能性があるので
これを上限とする。

次にＮｂ、ＴＩ、Ｖはすべて炭化物生成元素であり、自
然時効を低減する目的と、炭化物による析出強化、α相
細粒化の目的で添加するが、１種あるいは２種以上の合
計で０．００５ｗｔ％以下ではこのような効果は少なく
一方０．５０ｗｔ％を超えるとめっき密着性が悪化する
。

Ｓｌは鋼の強化と、加工性を良好にするには有効な成分
であるが、低、中ＣＩ！１の場合のＳｉによるめっき密
着性の悪化は非常に著しく　０．２ｗｔ％以下に抑制す
る必要がある。

Ｐは、Ｃ，Ｍｎと共にこの発明において有効な強化元素
であり、Ｐの添加により齢の添加量を下げてコスト低減
をはかれるが、０．　２ｗｔ％を越えると加工性、スポ
ット溶接性が悪化する。

続いてめっき及びその合金化処理条件に関しＣＧＬに限
定したのは、生産性を重視し、さらにコスト低減をねら
ったことによる。

熱延板の処理条件としては、前述した熱延板の酸洗、脱
脂等を行った後、ＣＧＬで溶融亜鉛めっきを施し、続い
てめっき層の塗装耐食性・塗膜密着性およびスポット溶
接性を、考店し、さらに温度を上昇させてめっき層を合
金化させる必要がある。

これらの効果は合金化温度が５５０℃以上でなければ発
揮することはできない。また合金化温度がとくに６５０
℃以上になると上記の効果に付随して耐パウダリング性
が非常に良好になることが、特開昭５８−０７３４９８
号や同６０−０２７３７０号各公報などで知られている
とおりである。しかしながら加熱温度が８５０℃を越え
るとめっき層中のＦｅａ度が急上昇し、塗装耐食性が却
って悪化してしまう。したがって合金化温度の限定範囲
は５５０℃以上８５０℃以下とこの温度での１秒以上の
保持により亜鉛めっき層を鉄濃度７〜３５ｗｔ％の範囲
に合金化する。

合金化温度が５００℃以下までの冷却速度を１０℃／ｓ
以上としたの合金化温度がとくに６５０℃以上の時は有
効でこの処理によりめっき層にできる合金を耐パウダリ
ング性の良好なＦｅ５度２０％前後のＦ単相にして耐パ
ウダリング性が悪いＦｅＪｊ度１０％前後のδ、ト目の
生成を極力抑えることができる。

この効果は５００℃以下まで冷却速度１０℃／ｓ以上で
冷却しなければ発揮することはできない。しかしながら
１００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するとα相中に固溶
Ｃが多量に残り、自然時効の原因となるので好ましくな
い。また合金化温度が６５０℃以上の場合、合金化処理
時、α相中の固溶Ｃは低温よりかなり高いので、合金化
温度が２００℃以上５００℃以下の温度まで急冷し、α
相中に固溶Ｃを過飽和に固溶させ、引続き該温度範囲で
保持するか又はコイリングすることにより、この固溶Ｃ
をセメンタイトとして、析出させ、自然時効を低減させ
ることができる。α相中の固溶Ｃを過飽和に固溶させる
ためには冷却速度として２０℃／ｓ以上が必要である。

もちろんこの方法の場合の冷却速度は１００℃／ｓ以上
でもかまわない。

またこの冷却後の保持温度は２００℃以下であると、セ
メンタイトとして析出させる固溶Ｃの拡散が不十分であ
り、また５００℃以上であれば、α相中に固溶する平衡
Ｃ量が高く十分に固溶Ｃを下げることができない。さら
には、保持時間が５秒以下の場合、固溶Ｃの拡散時間が
短く十分セメンタイトとして析出させることはできない
。

合金化温度がＡｃ、変態点以上の場合には、合金化温度
から６００℃以上の温度まで徐冷し、直後に２００℃以
上５００℃以下の温度まで急冷することにより自然時効
をさらに低減できる。

これはα相中の固溶Ｃ堡が６００℃から７５０℃近辺が
最も高いので、合金化温度からの徐冷によりα相中の固
溶Ｃｉを高めることができ、冷却により固溶Ｃがより過
飽和な状態を実現できるので、それだけその後の保持に
よりセメンタイトとして析出しやすくなるためである。

この効果は６００℃以上までの平均徐冷速度が２０℃／
ｓ以下でなければ得がたく、また徐冷直後の急冷も２０
℃／ｓ以上が必要である。

以上のべたようにして、この発明によれば鋼板表面上の
亜鉛−鉄合金化溶融亜鉛めっき層について鉄濃度７〜３
５ｗｔ％が高張力鋼板に必要な強度と加工性とくに全伸
びの確保の下に具備され得るわけである。

（実施例） 表１に示す化学成分の鋼のスラブを転炉・連続鋳造によ
り製造した。

このスラブを１１５０℃以上１２５０℃以下に加熱した
後、熱間圧延し８００℃以上８８０℃以下にて板厚１．
５〜１．８　ｍｍ以下の鋼帯に仕上げ、６００℃以上７
００℃以下の巻取温度でコイリングした。さらにこの鋼
帯を酸洗・脱脂後、４８０℃まで１５℃／ｓて加熱し、
溶融亜鉛めっきを施した後、表２に示した合金化温度ゴ
、（℃）まで１５℃／ｓで加熱し、３秒間保持する、合
金化処理後、一部は同じ＜Ｖ、ｔ／Ｓの冷却速度でＴ３
（ｔ）まで冷却後直ちにコイリングし、残りは合金化処
理後、温度ゴ、（℃）までＶ、　＜　ｔ　／　Ｓ　）の
冷却速度で冷却し引続き冷却速度：Ｖ２（ｔ）でＴ３（
ｔ）まで冷却後直ちにコイリングした。

これらのＨ３，ＧＡ鋼板の合金化溶融亜鉛めっき層の鉄
濃度はサンプルＮｏ、ｌ　１以外はすべて１５〜３０％
であった。

表２にこれらの銅帯のその後の亜鉛めっき合金化処理ヒ
ートサイクルと引張試験値及びめっき性試験値を示す。

この引張試験において自然時効を表す因子として八、ｌ
　　（エージング・インデックス）を採用した。

Ａ、Ｉ値は、引張試験において７．５％のひずみを与え
た時の応力をＳ。（ｋｇｆ／　ｍｍ２）として、この７
，５％のひずみを与えた後に１００℃で３０分間加熱し
てから、再び引張試験を行ったときの下降伏点をＳ（ｋ
ｇｆ／ｍｍ２：とすれば次式で与えられる。

Ａ、Ｉ　＝　Ｓ　　Ｓｏ　（ｋｇｆ／　ｍｍ２）Ａ、Ｉ
　は、固溶Ｃにピンニングされていた転位が引張応力に
より固溶Ｃからはずれ自由転位となるが、加熱されるこ
とにより、再び固溶Ｃにピンニングされることにより降
伏点の上昇につながれることから生じる。一般的にＡ、
Ｉ　≦３ｋｇｆ／ｍｍ２であれば実用上ストレッチャー
・ストレインなどの欠陥は発生しないとされている。ま
ためっき性を示す試験として、めっき密着性及び耐パウ
ダリング試験を行った。

ここでめっき密着性の判定は、１２．７ｍｍφの半鋼球
（重さ１２．２ｋｇＷ　）からなる重錘を、高さ５００
　ｍｍから供試板上に落下させこの供試板を載せたダイ
スにあけた２１ｍｍφの大側の面に生じるはく離状況を
観察し、１０％以上にわたるはく離なしをＯ印、５０％
以上に及ぶはく離なしを△、それ以外を×として判定し
た。

また耐パウダリング性評価方法としては試験面を内側に
して９０°曲げを行い、これにセロテープをはりつけは
がしてテープ上に付着しためっきはく離粉の量を下記の
基準で作製した限度見本と比較評価した。

５　はく離粉の付着なし ４　　〃　　の付着微量 ３　　〃　　の付着少量 ２　　〃　　の付着予歪 １　　〃　　の付着極めて多量 表２のサンプルＮα１は本発明範囲よりＣ量が低いいわ
ゆる極低炭素鋼であるが、ＴＳがかなり低い。

またほぼＮｏ、　１と同じ成分鋼にＮｂを添加したＮ０
０２に沿いてもＴＳ：４５ｋｇｆ　／　ｍｍ２以上は得
られない。

Ｎ０９３はＣ，ＩＡｎ、　　もにこの発明範囲内ではあ
るが、Ｎｂ、Ｔｉ、　Ｖをいずれも含有しないため十分
な強さは得られずまたＡＩ値が劣る。Ｎｏ、　３とほぼ
同成分鋼にＮｂを添加したＮｏ、　４ではＴＳ≧４５ｋ
ｇｆ／ｍｍ２を十分に満足していることが分る。Ｎｏ、
　５　（１）〜（３）は合金化温度とその後の冷却の八
、Ｉ　に対する影響を調べた。つまり５８０℃で合金化
後、冷却したのではＡ、Ｉ　は２゜７ｋｇｆ／　ｍｍ２
　と高いが、７００℃で合金化後急冷し、３００　℃で
コイリングしたＮｏ、　５　（２）ではＡ、Ｉ　が１．
３ｋｇｆ／ｍｍ２まで下がり、さらに７５０℃から７０
０℃まで徐冷後３５０℃まで急冷しコイリングしたＮｏ
、　５　（３）ではＡ、ｌが１ｋｇｆ／＋ｎｍ２以下と
なっている。

これらと同様の傾向はＮｏ、　６〜Ｎｏ、１０からも分
る。

Ｎｏ、　１はＮｂ、Ｔｉ、　Ｖを添加せずにＴＳ：６０
ｋｇｆ／　ｍｍ２とした鋼であるがＣ１Ｐの添加量が高
いため同じＴＳ≦６０ｋｇｆ／ｍｍ２を有するＮｏ、　
７〜１０に比べめっき密着性、耐パウダリング性が極め
て劣ることが分る。

（発明の効果） この発明の鋼板はＴＳが４５ｋｇｆ／ｍｍ２以上を確保
し、しかもめっき密着性および耐パウダリング性も良好
で加熱性に優れ、またこの発明の方法により、有利にＨ
５，ＧＡｉｇｌ板が得られる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、鋼板表面上に鉄濃度７〜３５ｗｔ％の亜鉛−鉄合金
   化溶融亜鉛めっき層を有し、該鋼板の成分組成が、 Ｃ：０．０１５〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｗｔ％、 を含みかつ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうち１種又は２種以上
   の合計で０．００５〜０．５０ｗｔ％を含有し、残部不
   可避的不純物及び鉄からなり、ＴＳ４５ｋｇｆ／ｍｍ＾
   ２以上で加工性に優れることを特徴とする、高張力、合
   金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板。 ２、鋼板表面上に鉄濃度７〜３５ｗｔ％の亜鉛−鉄合金
   化溶融亜鉛めっき層を有し、該鋼板の成分組成が、 Ｃ：０．１５〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．１〜２．５ｗｙ％、 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｗｔ％、 Ｐ：０．２０ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．２０ｗｔ％以下、 を含みかつ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうち１種又は２種以上
   の合計で０．００５〜０．５０ｗｙ％を含有し、残部不
   可避的不純物及び鉄からなり、ＴＳ４５ｋｇｆ／ｍｍ＾
   ２以上で加工性に優れることを特徴とする高張力、合金
   化溶融亜鉛めっき鋼板。 ３、Ｃ：０．００１５〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 を含みかつＮｂ、Ｔｉ及びＶのうち１種又は２種以上の
   合計で０．００５〜０．５０ｗｔ％を含有する組成に成
   る熱延鋼帯を、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融
   亜鉛めっきを施す段階と、引続き５５０〜８５０℃の温
   度域に加熱してその加熱温度で１秒以上保持する段階及
   びその後５００℃以下の温度まで平均冷却速度１０℃／
   ｓ以上で冷却する段階の結合により、鋼板表面上の溶融
   亜鉛めっき層を鉄濃度７〜３５％の亜鉛−鉄合金に合金
   化するとともに、ＴＳ４５ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上で優れ
   た加工性を兼備させることを特徴とする、合金化溶融亜
   鉛めっき鋼板の製造方法。 ４、亜鉛めっきを施す段階に引き続く加熱域下限温度が
   ６５０℃であり、５００℃以下まての冷却が、その到達
   温度を２００〜５００℃の範囲内としかつ冷却速度は２
   ０℃／ｓ以上となしこの冷却到達温度にて５秒以上の保
   持又はコイリングを行う、３、記載の方法。５、亜鉛め
   っきを施す段階に引続く加熱域下限温度がＡｃ＿１、変
   態点温度であり、５００℃以下までの冷却がその途次の
   ６００℃を下廻らない温度までは２０℃／ｓ以下にして
   、２００〜５００℃の冷却到達温度に至る間は２０℃／
   ｓ以上である、３又は４記載の方法。