JPS62188768A - 合金化溶融亜鉛めつき付高張力冷延鋼板およびその製造方法 - 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、合金化溶融亜鉛めっき付高張力冷延鋼板、即
′ち引張り強さく以上Ｔ、Ｓ、という）が４０ｋｇｆ／
ｍｍ２以上でかつ自然時効少なくかつ加工性の良い合金
化溶融亜鉛めっき行商張力鋼冷延板と、その製造方法に
関し、特に加工ぜい化やパウダリングを起こすようなこ
とのないめっき密着性の良いものを得る技術についての
提案である。

近年、自動車用鋼板としては、安全性の向上、車体重量
軽減すなわち素材使用量の削減などを目的として高張力
冷延鋼板が広く使われるようになってきた。これら高張
力冷延鋼板は、その使用目的からして普通鋼を用いた時
よりも薄い板厚で使用されることが多いため、腐食に対
して普通鋼よりはるかに深刻な状況である。

そのため加工性にあわせ耐食性にも優れた高張力冷延鋼
板が大量生産方式で製造することが要望されるわけであ
る。

（従来の技術） 鋼板の耐食性を付与する一般的な方法としては、Ｃｕや
Ｃｒなどの鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する方
法、あるいは鋼板表面に金属めっきを施す方法等がある
が、例えば前者は塩害のような厳しい腐食状況下では効
果があまり顕著でない。

従ってこのような厳しい腐食に対しては、金属めっき、
中でもそれ自体耐食性に著しく優れかつ厚めつきができ
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加熱処理を施すことが有効と
される。

こうしたこの斯界先行技術の要請に対し、従来、特公昭
５５−１３１１６７号および同５７−５４２６１号各公
報では、加工性が良好で自然時効の少ない高張力鋼板に
ついて、極低ＣにＮｂ、　ＴｉあるいはＶを含有させる
と共にＳｉ　、　Ｍｎ　、　Ｐなど置換型固溶元素を添
加することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
を提案している。

これらの技術では、加工性の悪化および自然時効の原因
となる侵入型固溶元素であるＣを低下させ、さらに安定
炭化物をつくるＶ、　Ｎｂ、　ＴｉをＣの原子等量以上
添加することにより、フェライト中の固溶Ｃをなくし自
然時効を少なくする技術である。

ところでこの固溶ＣをＶ、　Ｔｉ　、　Ｎｂなどで固定
させた鋼は、加工ぜい化を起こしやすい。すなわちＰの
如き元素がＣのかわりに粒界に偏析して粒界強度を低下
させ、ぜい性破壊を生じ易くする。

とくにＣの低い綱においてはＰによる粒界ぜい化のため
にプレス成形時に割れを発生し易いとされている。かか
るＰによる粒界ぜい化は、５００〜６００℃の温度範囲
でのＰの粒界への偏析に起因し、しかもこの温度域は標
準的な合金化処理温度と一致していることから、極低Ｃ
の鋼板におけるめっき合金化処理後の加工ぜい化が促進
されるのである。

以上要するに合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性の良い
点を自動車用部品や外板などへ適用するには、加工ぜい
化の面の解決が必要である。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は、加工ぜい化を起こさず、しかも強度が自動車
用部品としての要求に応えられる程度（Ｔ、Ｓ、　：　
４０　ｋｇｆ／鶴２以上２以上く、そして自然時効少な
く、かつ高ｒ値で面内異方性の少ない合金化溶融亜鉛め
っき行商張力鋼冷延板およびその製造方法を提案するこ
とにある。

（問題点を解決するための手段） 上掲の目的を果すための有効な手段として本発明は、Ｃ
≦０．０１５ｗｔχ（以下は単に「％」で示す）、Ｓｉ
≦０，５０χ　、Ｍｎ≦０．３０〜２．０　　％、八ｌ
≦０．１０％、　Ｐ≦０．１０％およびＳ≦０．１５ｗ
ｔχを含み、かツＶ、Ｔｉ。

ＮｂおよびＭｏのうち１種又は２種以上を総量で０．０
０１〜０．３０％含有し、残部は鉄および不可避不純物
の組成になる表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する高
張力冷延鋼板であって、前記亜鉛めっき層中の鉄濃度が
１５〜３５％であることを特徴とする合金化溶融亜鉛め
っき行商張力鋼冷延板を提供する。また上記鋼板を製造
するために本発明は、Ｃ≦０．０１５ｗｔ％、Ｓｉ≦０
．５０％以下、Ｍｎ　：　０．３０〜２．０％、＾ｌ≦
０．１０％、Ｐ≦０．１０％、およびＳ≦０．０１５ｗ
ｔχを含み、かつＶ、　Ｔｔ、　ＮｂおよびＭＯのうち
の１種又は２種以上を総量で０．００１〜０　、３０ｗ
　ｔχの範囲で含有する鋼の熱延材を冷間圧延し、得ら
れた冷延板に溶融亜鉛めっきを施し、次いで６８０〜８
５０℃の温度域に加熱してその温度域に１　ｓｅｃ以上
保持した後１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で少なくとも
５００℃まで冷却することを特徴とする合金化溶融亜鉛
めっき付高張力冷延鋼板の製造方法を提案する。

本発明にかかる冷延鋼板において高張力化を担う元素は
Ｍｎ、めっき密着性を阻害しない程度のＳｉおよびＰで
あり、これらの成分調整によりＴ、Ｓ、４０ｋｇｆ／龍
２以上を実現する。

（作用） 本発明鋼の成分組成限定の理由について述べる。

Ｃ：　０．０１５％以下 Ｃは、コノ発明におイテＶｃ　、　Ｖ２Ｏ３、Ｔｉｃ　
、　ＮｂＣおよびＭｏ２Ｃなどの炭化物となって固定、
無害化されるべきものであり、Ｖ、　Ｔｉ　、　Ｎｂお
よびＭｏの添加量を少なくするためにＣは少ない方が好
ましい。

上限を０．０１５％としたのは、これ以上Ｃが増加した
場合に添加しなければならないＶ、　Ｔｉ　、　Ｎｂ　
。

Ｍｏ量が著しく増加しコスト増加につながるからである
。

Ｓｉ　：　０．５０％以下 Ｓｉは、鋼の強化、加工性の良化には存効であるが、め
っき性を著しく悪化するため、上限を０．５０％とした
。

？ｌｎ　：　０．３０〜２．０％ Ｍｎは、この発明において必要な強度を付与するための
主要な元素であり、０．３％未満では必要な強度は得ら
れないが、２．０％を超えるとめっき性、溶融性の悪化
を伴うため、０．３０〜２．０％とした。

Ｍヨー収用」４肱玉 Ａ１は、脱酸の目的で添加し、めっき密着性を良化する
効果もあるが、０．１０％を超えるとこの効果が飽和す
るため０．１０％以下とした。

１工」」艶Ｘ煤工 Ｐは、Ｍｎとともに強度付与元素であり、Ｍｎが多量に
添加されている場合、積極添加する必要はない。しかし
ながらＰを添加することによりＭｎの添加量を下げてコ
スト低減をはかることが可能である。上限を０．１０％
としたのは、０．１０％を超えると溶接性、加工性が悪
化するためである。

呈上」」用旦裂工 Ｓは、引張試験の際、鋼板の全伸び（以下は単にｒＥＩ
Ｊという）と密接な関係があり、Ｓｉｌが少ない程、Ｔ
、Ｓ、を下げることなくＥｌを上昇させうる。

このためには０．０１５％以下とする必要があり、さら
に高Ｅ１を要求する場合０．００８％以下とすることが
望ましい。

Ｖ、　Ｔｉ　、　ＮｂおよびＭｏの１種又は２種以上は
、前述の如く鋼中の固溶Ｃを全量ＶＣ、Ｖ、、Ｃ３、Ｔ
ｉＣ。

ＮｂＣおよびＭｏ２Ｃとして析出させて非時効化するの
に不可欠の元素である。また、Ｍｏはめっき密着性を良
化させる効果がある。Ｖ、　Ｔｉ　、　ＮｂおよびＭ。

の１種又は２種以上の合計添加量については、Ｓ。

０．Ｎとも結びつく量を見込み最低０．００１％とする
必要がある。しかし０．３０％を超えるとその効果は飽
和し、しかも、Ｖ、　Ｔｉ　、　Ｎｂについてはあまり
添加量が増加するとめっき密着性を悪化させるため、０
．００１〜０．３０％とした。

次に合金化溶融亜鉛めっき層中の鉄濃度を１５〜３５％
とすることについて； これについては後に詳しく述べるが、一般的な合金層は
鉄濃度が１２％前後のδ１層である。この６１層は加工
時に粉化はく離を起こしやすく、合特開昭５８−０７３
４９８号あるいは同６０−０２７３７０号によると、合
金層中の鉄濃度を１５〜３５％にすることが有利である
。したがって合金層鉄濃度を１５〜３５％に限定した。

次に本発明製造方法に関連して合金化条件の限定理由に
ついて説明する。

従来の一般的な合金化温度は、５５０〜６００℃付近で
あり、形成されるめっき層は鉄濃度が１２％前後の６１
層である。このδ１層は塗装耐食性、塗膜密着性および
スポット溶接性には優れているが、強い折り曲げ加工や
プレス加工によりしばしば粉化はく落（以下「パウダリ
ング」と称する）し、上記の優れた特性が損なわれるば
かりでなく、プレス加工の星目などの欠陥の原因となる
。そこで塗装耐食性、塗膜密着性およびスポット溶接性
を損うことなくパウダリングを軽減するにはめっき層の
鉄濃度を１５〜３５％にすることが有効であり、このた
めには合金化温度を６５０〜８５０℃の範囲に上昇する
必要がある。さらに本発明においては、合金化処理と冷
延板の焼鈍を同時に行うが、十分再結晶焼鈍を行うため
には、合金化温度を６８０°Ｃ以上にする必要がある。

これらの理由により本発明では合金化温度を６８０°Ｃ
〜８５０°Ｃの範囲に限定した。

冷却条件の限定理由は、Ｐの粒界偏析による加工ぜい化
防止と密接な関係がある。１掲の如←鋼中の固溶Ｃをこ
とごとくなくした鋼においては５００〜６００℃の温度
範囲でＰが粒界に偏析してぜい化が起こり易く、これを
防止するためこの発明では合金化温度から少なくとも５
００℃まで１０℃／ｓｅｅ以上の冷却速度で急冷するこ
とによりＰの粒界偏析を避けるようにする。一方り０℃
／ｓｅｅ未溝の冷却速度あるいは５００°Ｃを超える高
温で急冷を終了すると、Ｐによる粒界ぜい化を避けるこ
とができない。

また１０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却することは、合金
比相を耐パウダリング性のよい鉄濃度が２０％前後の「
相へと低温にて安定化し、耐パウダリング性の悪いδ１
相の生成を抑えるためにも有利である。これは高温にお
ける合金層がｒ相とη相であり、速度の遅い冷却の場合
には６３０℃付近から包晶反応によりδ１相が生成する
が、１０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却することによりδ
１相の生成を避け「相を安定化することができるからで
ある。

（実施例） 第１表に本発明に適合する鋼（隘１〜７）および不適合
（Ｎ１１８，９）鋼の化学成分を示す。

これらの鋼から転炉、連続鋳造を経て溶製した鋼スラブ
を１２５０℃に加熱して１時間保持後、仕上げ温度９３
０℃で熱間圧延を施して板厚３．５Ｒとし、さらに巻取
温度６８０℃で巻取った。次にこれらの熱間板を酸洗後
、板厚０．９０ｍｍまで冷間圧延した。

次にこれらの冷間板を酸洗、脱脂後、第１図に示すヒー
トサイクルに従い４８０℃のめっき浴温度まで１５℃／
ｓｅｅで加熱して５秒間保持することにより溶融亜鉛め
っきを施した後、合金化温度Ｔ、（”Ｃ）まで１５°Ｃ
／ｓで昇温し、その温度で１０秒間保持後υ（’Ｃ／ｓ
）でＴｚ（”ｃ）まで冷却し巻取った。

表２にこれらの合金化ヒートサイクル（Ｔ＋、　　υ。

Ｔｚ）、材質試験値およびめっき性試験値を示す。

なお材質試験として、引張強度（Ｔ、Ｓ、）およびＥｌ
の他に加工性のうち特に絞り性を表わす因子としてラン
クフォード値（γ値）を採用した。一般にγ値の高いも
のほど絞り性が良化することが知られており、自動車用
外板など強加工が加わる鋼板などには重要な因子である
。

また自然時効を表わす因子として、Ａ、１．　（エージ
ング　インデックス）を採用した。Ａ、１．とは、引張
試験において７．５％の歪を与えた時の強度をＳｏ　（
ｋｇｆ／ｍｍ２）として、７，５％の歪みを与えた後１
００℃で３０分間加熱して再び引張試験を行い、その時
の下降伏点をＳ（ｋｇｆ／鶴２）とすれば下記（２）式
％式％ Ａ、１．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からはずれて自由転位となるが、加熱さ
れることにより再び固２’Ｊ　Ｃにピンニングされて降
伏点の上昇につながることから生じる。

一般的にＡ、１．≦３ｋｇｆ／ｍｍ２であれば、実用上
加工時にストレッチャーストレインの如き欠陥は発生し
ないとされている。

まためっき密着性の判定は半鋼球（１２，７ｍｍφ、重
さ１２．２ｋｇ）の重錘を高さ５００鶴から鋼板上へ落
下させダイス（直径２１龍）側の面のはく離状況をかか
きの３水準で判定した。

Ａ：９０％以上はく離なし Ｂ：５０％以上はく離なし Ｃ：９０％以上はく離 さらに耐パウダリング性評価方法としては試験面を内側
とし直角曲げを行い、これにセロテープを貼りつけ剥が
してテープ上に付着したメブキは（珪粉の量を下記の基
準で作成した限度見本と比較評価した。

５：はく珪粉の付着なし ４：はく珪粉の付着微量 ３：はく珪粉の付着少量 ２：はく珪粉の付着多量 １：はく珪粉の付着極めて多量 表２から、合金化温度が６５０℃未満の鋼板（サンプル
魚１−１．１−２．１−３．２−Ｌ５−１）はめっき密
着性耐パウダリング性に劣り、また合金化温度が７００
°Ｃ未満の場合、Ｔ値ｘＥ１が低いことが分かる。これ
は、７００°Ｃ未満では十分に再結晶が完了していない
ことに起因する。

また合金化温度Ｔ、が６５０　’Ｃ以上でも合金化後の
冷却速度υが１０℃／Ｓ未満（サンプルｋｌ−９，６−
１）であったり、巻取温度Ｔ２が５００°Ｃより高い（
サンプル１ＶｋＬｌ−１０）場合には、耐パウダリング
性の悪化が見られる。

この原因は遅い冷却中に、あるいは高い温度での巻取後
に、めっき州内にδ１相が発生したことによる。さらに
冷却速度υが１０℃／Ｓ未満であったり、巻取温度Ｔ２
が５００℃より高い場合には、Ｅｌの減少がみられる。

これは不十分な冷却速度又は高い巻取温度によって、粒
界にＰが偏析してぜい化したためである。

したがって機械的材質、めっき性ともに良好な鋼板は、
合金化温度が６５０℃以上、合金化処理後の冷却を５０
０℃以下まで１０°Ｃ／ｓ以上の冷却速度で行ったもの
である。

さらにＡ、１．が低いのは、サンプル階６以外の■。

Ｔｉ　、　Ｎｂ　、　Ｍｏ添加鋼であることは表２寄り
明らかである。

（発明の効果） 以上説明したように本発明によれば、Ｔ、Ｓ、　＞４０
ｋｇｆ／龍２、Ａ、１．≦３．０　ｋｇｆ／１園２で、
しかもめっき密着性および耐パウダリング性とも良好な
加工性の良い合金化溶融亜鉛めっき付高張力冷延鋼板を
得ることができると共にかような合金化溶融亜鉛めっき
行商張力鋼熱延板の安定製造が可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明性実施の際に採用した合金化ヒートサイ
クルの説明図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ≦０．０１５ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗｔ％、Ｍ
   ｎ：０．３０〜２．０ｗｔ％、Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、
   Ｐ≦０．１０ｗｔ％、および Ｓ≦０．０１５ｗｔ％を含み、かつ Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏのうちの１種又は２種以上を
   総量で０．００１〜０．３０ｗｔ％の範囲で含有し、残
   部は鉄および不可避的不純物の組成になる表面に合金化
   溶融亜鉛めっき層を有する高張力冷延鋼板であって、前
   記亜鉛めっき層中の鉄濃度が１５〜３５ｗｔ％であるこ
   とを特徴とする合金化溶融めっき付高張力冷延鋼板。 ２、Ｃ≦０．０１５ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗｔ％、Ｍ
   ｎ：０．３０〜２．０ｗｔ％、Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、
   Ｐ≦０．１０ｗｔ％、および Ｓ≦０．０１５ｗｔ％を含み、かつ Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏのうちの１種又は２種以上を
   総量で０．００１〜０．３０ｗｔ％の範囲で含有する鋼
   の熱延材を冷間圧延し、得られた冷延板に溶融亜鉛めっ
   きを施し、次いで６８０〜８５０℃の温度域に加熱して
   その温度域に１ｓｅｃ以上保持した後１０℃／ｓｅｃ以
   上の冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却することを
   特徴とする合金化溶融亜鉛めっき付高張力冷延鋼板の製
   造方法。