JPS6320888B2

JPS6320888B2 -

Info

Publication number: JPS6320888B2
Application number: JP55154849A
Authority: JP
Inventors: Atsuki Okamoto; Masashi Takahashi
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1980-11-04
Filing date: 1980-11-04
Publication date: 1988-05-02
Also published as: JPS5779161A

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は、良好な成形加工性を有し、さらに
常温遅時効性および焼付硬化性も合せもつた溶融
亜鉛メツキ鋼板の製造法に関するものである。一般に、例えば自動車用鋼板には、プレス加工
の際にしわや割れの発生がない、すなわち良好な
プレス成形性のほかに、プレス型によくなじみ、
かつ成形品をプレス型から外した時にスプリング
バツクの発生がない、すなわちすぐれた形状性が
要求される。なお、プレス成形性および形状性
（以下，両者を合わせて成形加工性という）につ
いては、ランクフオード値（以下，ｒ値という）
が高く、降伏強度の低いものが良しとされてい
る。したがつて、自動車用鋼板には、プレス成形
前の特性として、高いｒ値および低い降伏強度を
備え、一方プレス成形して焼付塗装した後におい
ては、高い降伏強度をもつようになる性質（焼付
硬化性）が要求されることになる。一方、近年、自動車の耐錆性向上をはける目的
で、その車体の製造に多量の亜鉛メツキ鋼板が使
用される傾向にある。一般に、亜鉛メツキ鋼板
は、電気亜鉛メツキ法または溶融亜鉛メツキ法に
よつて製造されるが、その生産性は、焼鈍とメツ
キとを同一ラインで実施することができる溶融亜
鉛メツキ法の方が圧到的に良く、しかも製造コス
トおよび耐食性の点からみても溶融亜鉛メツキ鋼
板の方が多量に使用される傾向にあつた。しか
し、この従来溶融亜鉛メツキ法には、鋼板を急速
加熱および急速冷却するために、鋼板の成形加工
性および点溶接性が劣化するようになるという問
題点がある。そこで、連続溶融亜鉛メツキラインの亜鉛メツ
キ浴出側にFe−Zn合金化炉を設置し、亜鉛メツ
キされた鋼板を520〜620℃の温度範囲内の温度に
再加熱して、その表面のZn層をFe−Zn合金層に
することにより点溶接性を改善することが行なわ
れている。しかしながら、この場合、点溶接性は
著しく改善されたものになるものの、溶融亜鉛メ
ツキ処理の場合と同様に、合金化処理後急冷され
るために、鋼板は多量の過飽和な固溶Ｃを含有す
るようになり、この結果合金化処理溶融亜鉛メツ
キ鋼板は勿論のこと、溶融亜鉛メツキ鋼板も、そ
の常温時効性が電気亜鉛メツキ鋼板に比して著し
く劣るものとなり、調質圧延後１カ月もすると、
その特性に非常な劣化をきたすものであつた。しかして、上記の溶融亜鉛メツキままの鋼板、
およびこれにさらに合金化処理を施した鋼板（以
下，これらを総称して溶融亜鉛メツキ鋼板とい
う）のもつ常温時効性を遅時効性にかえる目的
で、溶融亜鉛メツキ後、あるいは合金化処理後、
別ラインでポストアニールを施すことも考えられ
るが、この場合には製造コストがかさんで好まし
くない上に、焼付硬化性が消失してしまうという
問題点があるものであつた。なお、上記焼付硬化性とは、上記のように鋼板
をプレス成形した後、塗装焼付するに際して、鋼
板の降伏強度が向上する性質を云うのであつて、
この性質があると、成形前の鋼板素材の降伏強度
は低くても、塗装焼付後の成形品には強度を確保
することができることになり、したがつて、低い
降伏強度でのプレス成形が可能となり、この結果
形状性の良好な成形品が得られることになるなど
使用者にとつて望ましい性質である。さて、この焼付硬化性および常温時効性は、主
として鋼中に固溶しているＣ含有量に影響される
ものであつて、溶融亜鉛メツキ鋼板の場合には、
固溶Ｃが多量に存在するので、焼付硬化性および
常温時効性が大きいものとなる。一方、溶融亜鉛
メツキ後、または合金化処理後、ポストアニール
を施した鋼板においては、固溶Ｃ含有量が少なく
なつているために、常温遅時効性をもつようにな
るが、同時に焼付硬化性も失なわれてしまうよう
になるものであつた。さらに、溶融亜鉛メツキ鋼板の製造に際して
は、通常、冷間圧延後に焼鈍が施されるが、この
焼鈍も急速加熱が採用されているためにｒ値に好
ましい方位粒の再結晶が起らず、したがつて溶融
亜鉛メツキ鋼板は、箱焼鈍法により焼鈍された電
気亜鉛メツキ鋼板に比して、そのｒ値が著しく低
いものであつた。このため、溶融亜鉛メツキする
に先立つて鋼板に箱焼鈍（これをプレアニール，
すなわち前焼鈍と呼んでいる）を施してｒ値を改
善する方法が提案されている。このプレアニール
は、徐加熱によつてｒ値を改善すると共に、上記
のように固溶Ｃによる常温時効性を消失させるた
めに脱炭して、鋼板中のＣ含有量を0.005％以下
にするために行なわれるものである。確かに、こ
のプレアニールによつてｒ値が高く、かつ常温遅
時効性の溶融亜鉛メツキ鋼板が得られるようにな
るが、反面焼付硬化性が失なわれ、しかもＣ含有
量が脱炭によつて減少しているので強度の低いも
のとならざるを得ない。本発明者等は、上述のような観点から、脱炭に
よる強度低下がなく、かつ良好な成形加工性、す
なわち高いｒ値を有し、さらに常温遅時効性と焼
付硬化性も具備した溶融亜鉛メツキ鋼板を得べく
研究も行なつた結果、Ｃ：0.02〜0.15％，Si：0.6
％以下，Mn：0.03〜1.40％，Ｐ：0.14％以下，
sol.Al：0.01〜0.15％を含有し、さらに必要に応
じて、Cr：0.04〜0.80％，Ｂ：0.0005〜0.003％，
のうちの１種または２種を含有し、残りがFeと
不可避不純物からなる組成（以上重量％，以下組
成に関し，％の表示はすべて重量％を意味する）
を有する鋼板に、非脱炭性雰囲気中、A₁変態点
〜760℃の温度で箱焼鈍（プレアニール）を施す
と、その加熱状態でα相の素地に少量のγ相が存
在し、かつ前記γ相中にはＣ成分が濃化した組織
となるため、冷却後の鋼板はフエライトの粒界に
塊状あるいは海星状のFe₃Cが存在した組織をも
つようになり、また、ｒ値に好ましい方位粒の発
達が見られるようになり、さらに、後工程の溶融
亜鉛メツキに際して、鋼板に対する亜鉛メツキ層
の密着性を向上させる目的で、溶融亜鉛メツキに
先立つて鋼板を500〜620℃の温度に加熱すると、
素地へのＣ成分の再固溶が適度になされるように
なることから、鋼板は常温遅時効性と焼付硬化性
とを同時に具備するようになるという知見を得た
のである。なお、従来の箱焼鈍（プレアニール）は、脱炭
焼鈍が一般的であるが、脱炭焼鈍を行なわない場
合には700℃以下の温度にてタイト焼鈍するのが
普通である。この場合、いずれも加熱温度がA₁
変態点以下であるために、焼鈍後の鋼板はFe₃C
が細かく結晶粒内に点在した組織をもつようにな
る。このような組織の鋼板に対して、連続溶融亜
鉛メツキライン内で、亜鉛メツキ層の密着性改善
のために亜鉛メツキに先立つて施される加熱、あ
るいは合金化処理を行なうと、Ｃ成分が完全に再
固溶してしまい、一方溶融亜鉛メツキ後、あるい
は合金化処理後においては、鋼板は急冷されてい
るために、Fe₃Cとして析出するひまがなく、こ
の結果鋼板は常温時効性をもつようになるのであ
る。したがつて、この発明は、上記知見にもとづい
てなされたものであつて、Ｃ：0.02〜0.15％，
Si：0.60％以下，Mn：0.03〜1.40％，Ｐ：0.14％
以下，sol.Al：0.01〜0.15％を含有し、さらに必
要に応じてCr：0.04〜0.80％，Ｂ：0.0005〜0.003
％，のうちの１種または２種を含有し、残りが
Feと不可避不純物からなる組成を有する鋼を、
通常の条件で熱間圧延および冷間圧延した後、非
脱炭性雰囲気中、A₁変態点〜760℃の温度範囲内
の温度で箱焼鈍し、引続いて連続溶融亜鉛メツキ
ラインにて、500〜620℃の温度範囲内の温度に加
熱し、この加熱後の冷却過程で溶融亜鉛メツキを
施し、さらに必要に応じて520〜640℃の温度範囲
内の温度に再加熱の合金化処理を行なうことによ
つて、良好な成形加工性を有し、かつ常温遅時効
性および焼付硬化性を合せもつた溶融亜鉛メツキ
鋼板を製造する方法に特徴を有するものである。つぎに、この発明の方法において、鋼の成分組
成範囲および製造条件を上記の通りに限定した理
由を説明する。Ａ鋼の成分組成範囲 (a) Ｃ上記のようにＣ成分は鋼板の常温時効性および
焼付硬化性に影響を及ぼす成分であるが、その含
有量が0.02％未満では、析出するFe₃Cの量が少な
すぎて上記の塊状または海星状のFe₃Cが実質的
に形成されず、この結果鋼板中には多量の固溶Ｃ
を含有することになつて所望の常温遅時効性を確
保することができなくなり、一方0.15％を越えて
含有させると、鋼板のｒ値が低下するようになる
ことから、その含有量を0.02〜0.15％と定めた。 (b) Si 鋼板に良好な遅時効性を付与し、さらに合金化
処理で良好なFe−Zn合金層を形成するためには、
Si含有量はできるだけ少なくした方がよく、これ
らの良好な特性を確保できる許容上限値が0.6％
である。一方Si成分には鋼板の強度を向上させる
特性があるので、Siを0.6％以下の範囲内で含有
させて、上記の性質をそこなうことなく、強度改
善をはかることができる。 (c) Mn Mn成分には、連続ラインだけで鋼板に常温遅
時効性を付与する作用があるが、この含有量が
0.03％未満では前記作用に所望の効果が得られな
いばかりでなく、Ｓによる熱間脆性が起りやすく
なり、一方1.4％を越えて含有させるとｒ値が低
下するようになることから、その含有量を0.03〜
1.4％と定めた。 (d) ＰＰ成分は、通常は不可避不純物として含有する
程度含有するものであり、特に鋼板に強度が要求
される場合に0.14％を越えない範囲で含有させる
ものである。 (e) sol.Al Al成分には、脱酸によつて健全な鋼とすると
共に、AlNを形成してｒ値を高める作用がある
が、sol.Alで0.01％未満の含有では前記作用に所
望の効果が得られず、一方0.15％を越えて含有さ
せると溶製が困難になることから、その含有量を
0.01〜0.15％と定めた。 (f) Cr，およびＢこれらの成分には鋼板の強度を向上させる均等
的作用があるので、鋼板に強度が要求される場合
に必要に応じて含有されるが、その含有量が、そ
れぞれCr：0.04％未満，Ｂ：0.0005％未満，では
所望の強度向上効果が得られず、一方Cr：0.8％，
Ｂ：0.003％，をそれぞれ越えて含有させても、
より一層の強度向上効果は得られず、コスト上昇
の原因となることから、これらの成分の含有量
を、それぞれCr：0.04〜0.8％，Ｂ：0.0005〜
0.003％，と定めた。Ｂ箱焼鈍条件上記のように脱炭雰囲気で焼鈍を行なうと、鋼
板中の含有量が低減してしまい、所望の焼付硬化
性および強度を安定的に確保することができない
ので、その雰囲気を非脱炭性とした。また、α＋
γの共存域で焼鈍し、大きな塊状のFe₃Cを形成
するためにはA₁変態点、大略720℃以上の温度で
の均熱が必要である。しかし、その均熱温度が、
760℃を越えると、加熱時にα相素地中に形成さ
れるγ相の量が増加し、前記γ相中のＣ濃度が低
下して、冷却後に塊状のFe₃Cを形成することが
困難になつてｒ値に改善がみられなくなることか
ら、760℃を越えた加熱は望ましくない。Ｃ連続溶融亜鉛メツキラインにおける加熱その加熱温度が500℃未満では、素地中へのＣ
成分の再固溶が困難であることから、所望の焼付
硬化性を確保することができず、一方620℃を越
えて加熱すると、多量のＣ成分が再固溶してしま
い、このように再固溶したＣ成分はFe₃Cとして
析出する時間がないので、鋼板は常温時効性をも
つようになることから、加熱温度を500〜620℃と
定めた。Ｄ合金化処理温度一般に合金化処理は520〜640℃の温度で行なわ
れている。これは、520℃未満の温度では合金化
度が不足して所望の良好な点溶接性を確保するこ
とができず、一方640℃を越えた温度になると、
合金化が進行しすぎて鋼板表面に脆化層が形成さ
れるようになるという理由によるものである。つぎに、この発明の方法を実施例により具体的
に説明する。実施例１通常の溶解法により、Ｃ：0.06％，Si：0.03％，
Mn：0.35％，Ｐ：0.06％，sol.Al：0.045％を含
有し、残りがFeと不可避不純物からなる組成を
有する鋼を溶製し、鋳造してスラブとした後、こ
のスラブに、仕上温度：860℃，巻取温度：560
℃，板厚：3.2mmの条件で熱間圧延を施し、つい
で酸洗した後、圧下率：75％，板厚：0.8mmの条
件で冷間圧延を行ない、冷延板とした。引続い
て、この冷延板に、N₂：10容量％，H₂：残りか
らなる組成を有する非脱炭性雰囲気中、加熱速
度：40℃／hr，加熱温度：710℃および740℃，保
持時間：５時間，冷却速度：30℃／hrの条件で箱
焼鈍を施した後、連続溶融亜鉛メツキラインに
て、それぞれの箱焼鈍鋼板に対して、580℃およ
び660℃の温度にそれぞれ約60秒保持の加熱を行
ない、引続いて、この加熱の冷却過程において、
温度：460℃の亜鉛メツキ浴中に浸漬して溶融亜
鉛メツキを行なつた。また、この結果得られた溶
融亜鉛メツキ鋼板の一部に対して、温度：560℃
に再加熱して10秒保持の合金化処理を施した。つ
いで、前記亜鉛メツキままの鋼板、およびこれに
さらに合金化処理を施した鋼板に、降伏点伸びを
消すために、同ライン内で調圧伸び率：0.3％，
レベラー伸び率：0.3％の条件で、さらに同ライ
ン外で調圧伸び率：0.5％の条件で調質圧延を施
すことによつて本発明法１，２および比較法１〜
７をそれぞれ実施した。つぎに、この結果得られた溶融亜鉛メツキ鋼板
よりＬ方向にJIS5号試験片を切り出し、この試験
片を用いて、そのままの状態、および温度：30℃
に２カ月保持の状態（常温時効処理後）で引張試
験を行ない、降伏応力，引張強さ，破断伸び，お
よび降伏点伸びを測定し、かつ常温時効破断伸び
低下量および常温時効降伏点伸び増加量を求める
と共に、ｒ値も求めた。また、上記の切り出した
ままの試験片に対し、プレス成形相当の２％の引
張りを与えた後、塗装焼付処理に相当する温度：
170℃に20分保持の熱処理を行ない、降伏応力の
上昇量（焼付硬化量）を求めた。これらの結果を
第１表に示した。第１表に示されるように、箱焼鈍温度がこの発
明の範囲から低い方に外れた710℃の場合（比較
法１〜４の場合），および箱焼鈍温度はこの発明
の範囲内の740℃であるが、ライン内での加熱温
度がこの発明の範囲から高い方に外れた660℃の
場合（比較法５，６の場合）には、焼付硬化性は
著しく増すものの、常温時効も著しいことから、
破断伸びの低下、降伏応力の上昇をまねき、さら
に降伏点伸びの発生も大きく、この結果成形加工
性の悪いものとなる。また、ライン内での加熱温
度がこの発明の範囲から低い方に外れた480℃の
場合（比較法７の場合）には、きわめて小さな焼
付硬化量しか示さないものである。これに対し
て、本発明法１，２によつて製造された溶融亜

【表】鉛メツキ鋼板においては、破断伸び低下量：１％
以下，降伏点伸び増加量：0.5％以下を示し、実
質的に遅時効性を有することは明らかであり、さ
らに焼付硬化量も３Kg／mm²以上を示し、特に自動
車用鋼板として適したものであることがわかる。実施例２真空炉を用いて、それぞれ第２表に示される成
分組成をもつた鋼を溶製し、鋳造してスラブとし
た後、スラブ加熱温度：1200℃，仕上温度：900
℃，巻取温度：550℃の条件で熱間圧延を行なつ
て板厚：3.2mmの熱延板とし、以後箱焼鈍温度お
よびメツキライン内での加熱温度をそれぞれ第２
表に示される条件とする以外は、実施例１におけ
ると同一の条件で、冷間圧延，箱焼鈍，さらに連
続溶融亜鉛メツキラインにて、加熱，亜鉛メツ
キ，合金化処理，および調質圧延を行なうことに
よつて本発明法３〜20および比較法21〜29をそれ
ぞれ実施した。なお、比較法21〜29は、成分組成
および製造条件のうちのいずれかの条件（第２表
に※印で表示）がこの発明の範囲か

【表】

【表】ら外れた条件で行なつたものである。ついで、この結果得られた溶融亜鉛メツキ鋼板
について、実施例１におけると同一の条件で、常
温時効処理前および常温時効処理後の引張特性を
測定し、これより常温時効破断伸び低下量および
常温時効降伏伸び増加量を求めた。また、同じく
焼付硬化量も測定した。これらの結果を第２表に
合せて示した。第２表に示されるように、比較法21〜29によつ
て製造された鋼板は、ｒ値，破断伸び低下量，お
よび降伏点伸び増加量のうちの少なくともいずれ
かの特性（第２表に※印で表示）が望ましくない
値を示しているのに対して、本発明法３〜20によ
つて製造された鋼板は、いずれもｒ値：1.4以上，
破断伸び低下量：１％以下，降伏点伸び増加量：
0.5％以下を示し、かつ焼付硬化量も約３Kg／mm²
以上を示し、特に自動車用鋼板に要求されるすべ
ての特性を具備していることが明らかである。上述のように、この発明の方法によれば、良好
な成形加工性を有し、かつ常温遅時効性および焼
付硬化性も合せもつた溶融亜鉛メツキ鋼板を、別
ラインでのポストアニールの必要性なく、連続溶
融亜鉛メツキラインを利用して製造することがで
きるのである。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.02〜0.15％、Si：0.60％以下、Mn：
0.03〜1.40％、Ｐ：0.14％以下、sol.Al：0.01〜
0.15％、を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以上重量％）を有する鋼を、通常の条件で熱
間圧延および冷間圧延した後、非脱炭性雰囲気
中、A₁変態点〜760℃の温度範囲内の温度で箱焼
鈍し、引続いて連続溶融亜鉛メツキラインにて、
500〜620℃の温度範囲内の温度に加熱し、この加
熱後の冷却過程で溶融亜鉛メツキを施すことを特
徴とする溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法。２Ｃ：0.02〜0.15％、Si：0.60％以下、Mn：
0.03〜1.40％、Ｐ：0.14％以下、sol.Al：0.01〜
0.15％、を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以上重量％）を有する鋼を、通常の条件で熱
間圧延および冷間圧延した後、非脱炭性雰囲気
中、A₁変態点〜760℃の温度範囲内の温度で箱焼
鈍し、引続いて連続溶融亜鉛メツキラインにて、
500〜620℃の温度範囲内の温度に加熱し、この加
熱後の冷却過程で溶融亜鉛メツキを施し、さらに
520〜640℃の温度範囲内の温度に再加熱して合金
化処理を行なうことを特徴とする溶融亜鉛メツキ
鋼板の製造法。３Ｃ：0.02〜0.15％、Si：0.60％以下、Mn：
0.03〜1.40％、Ｐ：0.14％以下、sol.Al：0.01〜
0.15％、を含有し、さらに、 Cr：0.04〜0.80％、Ｂ：0.0005〜0.003％、のう
ちの１種または２種、を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以上重量％）を有する鋼を、通常の条件で熱
間圧延および冷間圧延した後、非脱炭性雰囲気
中、A₁変態点〜760℃の温度範囲内の温度で箱焼
鈍し、引続いて連続溶融亜鉛メツキラインにて、
500〜620℃の温度範囲内の温度に加熱し、この加
熱後の冷却過程で溶融亜鉛メツキを施すことを特
徴とする溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法。４Ｃ：0.02〜0.15％、Si：0.60％以下、Mn：
0.03〜1.40％、Ｐ：0.14％以下、sol.Al：0.01〜
0.15％、を含有し、さらに、 Cr：0.04〜0.80％、Ｂ：0.0005〜0.003％、のう
ちの１種または２種、を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以上重量％）を有する鋼を、通常の条件で熱
間圧延および冷間圧延した後、非脱炭性雰囲気
中、A₁変態点〜760℃の温度範囲内の温度で箱焼
鈍し、引続いて連続溶融亜鉛メツキラインにて、
500〜620℃の温度範囲内の温度に加熱し、この加
熱後の冷却過程で溶融亜鉛メツキを施し、さらに
520〜640℃の温度範囲内の温度に再加熱して合金
化処理を行なうことを特徴とする溶融亜鉛メツキ
鋼板の製造法。