JPS627842A - 延性が良好な高張力合金化溶融亜鉛めつき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） この発明は、引張り強さが４０ｋｇｆ／−以上で１、し
かも加工性とりわけ全伸びに優れた高張力合金化溶融亜
鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、自動車用外板としては、安全性、車体重量の軽減
および素材使用量の削減などの観点から、高張力鋼板が
広く使用されるようになってきた。

かかる高張力鋼板は、その使用目的からして当然のこと
ながら、普通鋼を用いたときよりも薄肉で使用される場
合が多いが、このため腐食に関してはむしろ普通鋼以上
に深刻な状況に置かれているＱ （従来の技術） 鋼板に耐食性を付与する方法としては、従来からＯｕ　
ｈ　Ｑｒなど鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する
方法や、鋼板表面に金属めっきを施す方法が知られてい
るが、前者は塩害のような厳しい腐食環境下ではその効
果は期待できない。

この点、かような厳しい腐食攻撃に対しては、径者の金
属めっき中でもそれ自体耐食性に優れかつ厚めつきも可
能な溶融亜鉛めっきが有力であり、しかも近年の高度な
塗装後耐食性１塗膜密着性およびスポット溶接性を考慮
すれば、さらに合金化処理を施すことが一層好適とされ
る。

しかしながら鋼板の強さと、加工性１めつき密着性とは
、互いに相反した特性とされ、従来、これらの特性値が
それぞれ調和よく満たされた鋼板は皆無であった。すな
わち強度を上昇させると、一般に全伸びＣ以下Ｅｌとい
う）が悪化する。加えて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ので、Ｅｌの劣化は一層進む
。まためっき密着性については、一般に高張力鋼板にな
るほど鋼中に添加する元素の槙類および量は増加するが
、これらの添加元素はめつき密着性にとって有害である
ことが知られている。

引張り強さく以下ＴＳと略記するｌ、Ｅｌ共に良好な高
張力鋼板としては、フェライト−マルテンサイト２相、
フェライト−ベイナイト２相およびフェライト−ベイナ
イト−マルテンサイト３相よりなるいわゆる複合組織高
張力鋼板が有力であるが、かような複合組ａＷ４は、極
く一般的なめつ、き処理によってもフェライト以外の組
織が焼度され、その結果ＴＳが著しく低下するという問
題があった。

かかる問題の解決策として、特開昭５６−５１３９２７
号公報において、連続溶融亜鉛めっきラインで加熱した
のち、急冷してから溶融亜鉛めっきを施し、その神さら
に急冷処理を施すことにより、複合組織を得てＴ　Ｓ　
−Ｅｌバランスを良好にする方法が提案された。

（発明が解決しようとする問題点） しかしながら上記の方法では、材質維持の面から溶融亜
鉛めっき後に合金化処理を施すことは不可能であり、ま
た塗装後の耐食性、塗膜密着性およびスポット溶接性の
低下を免れ得ないところにも問題を残していた。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、Ｔ　
Ｓ　４０　ｋｇｆ／ｕ２以上でかッＥｌが高く、シかも
めつき密着性にも優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的と
する。

さて発明者らは、上記の問題を解決すべく、鋼素材の成
分組成および各処理工程について綿密な検討を行ったと
ころ１０．Ｍｎ添加鋼またはｃ、ｐ。

Ｍｎ添加鋼を基本成分とし、かかる鋼の合金化条件およ
びその後の冷却条件に工夫を加えることによって、所期
した目的が有利に達成され得ることの知見を得た。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、Ｃ：　０．０２〜ｏ、ｓ　ｏ　ｗ
ｔ％（以下単に呪で示すｌ、Ｍｎ　：　ｏ、１０〜２．
０％、Ｓ　：　０．０２０％以下およびＡ４　：　０．
１０％以下を１有し、ときにはさらにＰ　：　０．２０
％以下および３ｉ　：　０．８０％以下のうちいずれか
一種または二種を含有し、残部は実質的にＦｅの組成に
なり、表面の合金化亜鉛めつきＩｄ中の鉄−ａ度が１５
〜３５％であることを特徴とする、延性が良好な高張力
合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。

またこの発明は、０　：　０．０２〜０．３０％、Ｍｎ
：０．１０〜２．０％、Ｓ　’　Ｏ−０２０％以下およ
びＡｌ：０．１０％以下を含有し、ときにはさらにＰ　
：　０．２０、％以下およびＳｉ　：　０．３０％以下
のうちいずれか一種または二重を含有し、残部実質的に
Ｆｅの組成になる熱延または冷延温飯へ溶融亜鉛めっき
を施し、ついでＡ。、変態点以上、８５０℃以下の温度
まで加熱したのち、該温度範囲に１秒以上保持してから
、１０℃／８以上の冷却速度で少なくとも４５０℃まで
冷却することから成る、延性が良好な高張力合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

以下この発明を具体的に説明する。

この発明において、成分組成を上記の範囲に限定した理
由は次のとおりである。

０　：　０．０２〜０．８０％ Ｃは、強度を得るために有用な元素であるが、０．０２
％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．８０％
を超えると加工性およびスポット溶接性の劣化を招くの
で、０．０２〜０．３０％の範囲に限定した。

Ｍｎ：０．１０　〜２．０％ Ｍｎは、強度を得るためには少なくとも０．１０呪が必
要であるが、２．０％を超えて多量に添加されるとＣと
同様に加工性およびスポット溶接性の劣化を招くので、
０．１０〜２．０％の範囲に限定した。

Ｓ　：　０．０２０％以下 Ｓは、鋼中で非金属介在物を形成して加工性を劣化させ
るので、−その含有量は極力低減することが望ましく、
０゜０２０％以下より好ましくは０・０１０％以下の範
囲に限定した。

１　：　０．１０％以下 Ａ／は、脱酸のみならずめっき密着性の改善にも有効に
寄与するが、０．１０％を超えて添加しても効果は飽和
に達するので、含有量は０．１０％以下の範囲に限定し
た。

以上基本成分について説明したが、この発明ではその他
、加工性の一層の向上を目的としてＰおよびＳｉをそれ
ぞれ下記の範囲で添加することができる。

Ｐ　：　０．２０％以下、　Ｓｉ　：　０．８０％以下
ＰおよびＳｉはいずれも、加工性の改善に有効に、寄与
するが、Ｐが０．２０％を超えるとスポット溶接性の劣
化を招き、またＳｌが０．８０％を超えるとめつき密着
性が著しく劣化するので、それぞれｐ＜ｏ、ｇｏ％、Ｓ
１≦０．８０％の範囲で添加する必要がある。

さて上記の好適成分組成に調整された鋼板は、４５０〜
５５０℃の温度範囲で１秒以上の溶融亜鉛めっき処理を
施したのち、Ａｃ工変態点以上、８５０℃以下に加熱し
、かかる高温域において合金化処理を施すのである。

ここに従来の一般的な合金化温度は、５５０〜６００℃
付近であったため、形成されるめっき層は鉄濃度が１２
％前会のδ、相であったところ、かかるδ□相は塗装耐
食性、塗膜密着性およびスポット溶接性にはすぐれてい
るとはいうものの、強い折り曲げ加工やプレス加工の際
にはしばしば粉化はく落ｃ以下パウダリングと称す）し
て上記の緒特性が損われるだけでなく、プレス加工時の
星目などの欠陥の発生原因となる不利もあった。

この点この発明に従って、比較的高温で合金化、処理を
施すことにより、鉄濃度が１５〜８５％の合金層が得ら
れ、耐パウダリング性の著しい向上がもたらされるので
ある。

ここに合金化処理温度の下限をＡＯＸ変態点としたのは
、合金化処理後の冷却と密接な関係があり、合金化処理
時に母材をフェライト−オーステナイト複合組織とし、
冷却によってフェライト−マルテンサイトやフェライト
−ベイナイトあるいはフェライト−ベイナイト−マルテ
ンサイト複合組織を得るためである。また上限を８５０
”Ｃとしたのは、この温度を超えるとめっき層中のＦｅ
濃度が８５％を超え、塗装耐食性が悪化するためである
。

表１に示す組成になる熱延鋼板に、次の要領で溶融亜鉛
めっきついで合金化処理を施した。

すなわち、４８０℃まで１０″Ｃ／　Ｓの加熱速度で加
熱し、４８０℃にて５秒間保持しながら溶融亜鉛めっき
を施したのち、ｌｏ″Ｃ／　ｓの加熱速度で合金化温度
Ｔ□（℃）まで加熱し、該温度に１０秒間保持すること
によって合金化処理を行い、ついで冷却速度：ｖ”ｃ７
’ｓで温度：７２℃まで冷却してから、空冷した。

ここにＴ１．　Ｖ　Ｉ　Ｔ＠を種六に変化させたときの
引張り特性について調べた結果を、表２に示す。

表　　１ 表　　２ ＡＷＩｌｌｊＭ　　　Ｔ１ｖＴ２ＴＳ”　　　ｏ：発明
鋼□２　　〃７８０　　７０　　２５０　　１９４．８
　　４８．０　　　化学成分カンｌ　Ａ　７００７０２
５０　ａａ、５４８．５□ ３　　　／／　　　７５０　　７０　　２５０　　８２
．９　　５０．１　　　　この発明の□４　　Ｎ　　　
８００　　７０　　２５０　８４．０　　４７．９　　
　範囲外　　１５　＃　８５０７０２５０　ａａ、６．
４８．４６Ｂ※７００７０２５０　ａａ、９４４．８７
＃７ａＯ※５４５０８８Ｊ　４５．０８　ｙ　７３０１
０４５０４０．９傭、９０１９　　　　〃　　　　　　
り８０　　　　１５　　　　４５０　　　　４１．５　
　　　４７．８　　　　　　　　０１０　ｐ　７８０３
０４５０４２．０４７．２　０１１　ｔｔ　７８０１０
２５０４１．８４７．９　０１２　＃　７８０１０４０
０４１．７４７．０　０１３　ＩＩ　７３０１０５００
　ａ９．１４４．８１４　／／　７８０８０２５０４２
．８４７．０　０１５　Ｎ　７５０５０４５０４５．０
４５．４　０１５　ｔｔ　７５０８０３００４５．９４
４．９　０１７　＃　８００７０２５０４８．０４ａ、
１　０１８　Ｎ　８５０５０２００５１．．９４２．０
　０１９０７１０７０２５０５０．９４２．２　０２０
　／／　７５０５０２５０５１．７４０．８　０２１　
／’　８００８０４００５５．５４０．１　０２２　ｐ
　８５０８０２５０５９．８３９．２　０２３　Ｄ　７
８０５０２５０５ｔ１．Ｏａ９．８　０２４　ｔｐ　　
７５０７０２００５８．９８９．４　０２５　ｔｙ　８
００５０　ａｏｏ　６１．７　ｓ６．５０２６　ｚ　８
５０３０４００　ｇ３．０　ａ７．ｏ　　Ｏ２７Ｅ　７
８０７０４５０８０．８８５．１　０２８　ｔｔ　７５
０５０８００６４．０８４．５　０９Ｑ　　　　＃　　
　　　　Ｑｌｌｎ　　　　　Ｑｎ　　　　　りに／′Ｉ
　　　ＩＩｏ　０　　　　リ０　ハ　　　　　　　へ、
成分組成がこの発明の適正範囲を満足しない鋼種Ａにつ
いては、その後の処理条件を如何ように調整（ＡＸ〜５
）したとしても、４０１ａ；ｔｆ／１ｌＩＩ＋２以上の
高いＴＳは得られなかった。

また成分組成は好適でも、合金化処理温度Ｔ０が低いＣ
＆６）場合、その後の冷却速度Ｖが遅い（黒７）場合お
よび冷却終了温度Ｔ８が高い〔黒１８）場合はいずれも
、やはり４０　ｋｇｆ／ｗｓ’以上の良好なＴＳは得ら
れなかった。

また４　Ｂ　、　８　、９　、１０　、１５および１？
にっ。

いて、光学顕微鏡で組織を観察したところ、黒６はフェ
ライト−パーライト組織、屋８はフェライト−ベイナイ
ト組織、＆　９　、　Ｉ　Ｏ、１５、１７ハいずれもフ
ェライト−ベイナイト−マルテンサイト組織であること
が確認された。

以上の実験結果から、この発明では、合金化処理後の冷
却速度を１０”Ｃ／Ｓ以上、また冷却終了４度を４５０
’ｃ以下に定めたのである。

なお１０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却すること、ａ度が
２０％前後のｒ相を低温で安定化させると共に、耐パウ
ダリング性の悪いδ、相の生成を抑制する上でも有利で
ある。すなわち高温における合金層はＦ相とｚｎ相とか
らなっているが、冷却速度が遅い場合には６３０〜６４
０　”Ｃ付近から包晶反応によってδ□相が生成する、
一方り０℃／Ｓ以上の冷却速度では上記反応は抑制され
、従ってＦ相は安定化されるわけである。

【実施例） 表８に示す組成になる溶鋼を、連続鋳造によってスラブ
としたのち、熱間圧延を施して板厚３．０鵬の熱延板と
した。さらにこの熱延板の一部を板厚Ｑ、９５５ｍに冷
間圧延した。

これらの熱延板および冷延板に、表４に示したような種
々の（３ＧＬヒートサイクルで、溶融亜鉛めっきついで
合金化処理を施した。表４に示したところにおいて製造
Ａ１〜７は、ＯＧＬにおいて４８０℃のめつき浴温度ま
で１５″Ｃ／ｓで加熱後、５秒間保持により溶融亜鉛め
っきを施したのち、合金化処理温度Ｔ□まで加熱して合
金化処理後・５０”Ｃ／８の冷却速度で８００℃まで冷
却してから、巻取った。また製造Ａ８は、１５℃／　Ｓ
の昇温速度で）８０℃に加熱後、３０℃／８の冷却速度
で４８０℃まで冷却し、該温度でめっき浴中に５秒間浸
漬して溶融亜鉛めっきを施したのち、再び８０″Ｃ／ｓ
で冷却後、８００″Ｃで巻取った。

かくして得られた亜鉛めっき鋼板のＴＳについｉて調べ
た結果を第１図に示す。

合金化処理温度Ｔ□が７００℃を超える温度域において
は、Ｔよの上昇に伴ってＴＳは増大している０ 次にめっき密着性および耐パウダリング性についての試
験結果を表５に示す。

ここにめっき密着性は、半鋼球１２．７ｍφ、重さ１２
．２　ｋｇの重錘を高さ５００１１１ｍから落下させた
ときのダイス（−２１ｗφ）側の面のはく離状況によっ
て評価し、はく離程度が１０％未満を０１５０％未満を
△、そしてそれ以上の場合を×と判定した。

また耐パウダリング性については、試験面を内側ニして
９０°曲げを行い、これにセロテープを貼。

付けたのち、これをはがして、テープに付着しためつき
はく離粉の量を下記の５段階基準によって評価した。

５・・・はく離粉の付着なし ４・・・はく離粉の付着微量 ８・・・はく離粉の付着少量 ２・・・はく離粉の付着多量 １・・・はく離粉の付着極めて多量 ※　Ｑ・・・適合例 表５に示した成績から明らかなように、合金化処理温度
がこの発明の下限に満たなかった場合（製造ＡＮ〜３）
はいずれも、めっき密着性およ、び耐パウダリング性と
も良好とは言い難かった。

また従来法に従う製造＆８は、耐パウダリング性は良好
ではあったものの、合金化処理を施していないのでめっ
き密着性に劣っていた。

これに対しこの発明に従う製造＆４〜７はいずれも、め
っき密着性および耐パウダリング性とも良好であり、ま
た前掲第１図にも示したとおりＴＳにも優れていた。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、ＴＳ４０に９ｆ／闘２を確
保した上で伸び特性に優れ、しかもめつき密着性および
耐パウダリング性とも良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を得ることができる。

またこの発明法によれば、従来不可欠とされためつき処
理前における再結晶焼鈍を省略することもでき、省エネ
ルギーに寄与する。。

【図面の簡単な説明】

第１図は、溶融亜鉛めっき・合金化と一トサイクルが、
鋼板のＴＳに及ぼす影響を示したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０２〜０．３０ｗｔ％ Ｍｎ：０．１０〜２．０ｗｔ％ Ｓ：０．０２０ｗｔ％以下および Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含有し、残部実質的にＦｅの組成になり、表面の合金
   化亜鉛めつき層中の鉄濃度が１５〜３５ｗｔ％であるこ
   とを特徴とする、延性が良好な高張力合金化溶融亜鉛め
   つき鋼板。２、Ｃ：０．０２〜０．３０ｗｔ％ Ｍｎ：０．１０〜２．０ｗｔ％ Ｓ：０．０２０ｗｔ％以下および Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含み、かつ Ｐ：０．２０ｗｔ％以下および Ｓｉ：０．３０ｗｔ％以下 のうちいずれか一種または二種を含有し、残部実質的に
   Ｆｅの組成になり、表面の合金化亜鉛めつき層中の鉄濃
   度が１５〜３５ｗｔ％であることを特徴とする、延性が
   良好な高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。 ３、Ｃ：０．０２〜０．８０ｗｔ％ Ｍｎ：０．１０〜２．０ｗｔ％ Ｓ：０．０２０ｗｔ％以下および Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる熱延または冷
   延鋼板に、溶融亜鉛めつきを施し、ついでＡ＿Ｃ＿１変
   態点以上、８５０℃以下の温度まで加熱したのち、該温
   度範囲に１秒以上保持してから、１０℃／ｓ以上の冷却
   速度で少なくとも４５０℃まで冷却することを特徴とす
   る、延性が良好な高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製
   造方法。 ４、Ｃ：０．０２〜０．３０ｗｔ％ Ｍｎ：０．１０〜２．０ｗｔ％ Ｓ：０．０２０ｗｔ％以下および Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含み、かつ Ｐ：０．２０ｗｔ％以下および Ｓｉ：０．３０ｗｔ％以下 のうちいずれか一種または二種を含有し、残部は実質的
   にＦｅの組成になる熱延または冷延鋼板に、溶融亜鉛め
   つきを施し、ついてＡ＿Ｃ＿１変態点以上、８５０℃以
   下の温度まで加熱したのち、該温度範囲に１秒以上保持
   してから、１０℃／ｓ以上の冷却速度で少なくとも４５
   ０℃まで冷却することを特徴とする、延性が良好な高張
   力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。