JP2812770B2

JP2812770B2 - 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2812770B2
Application number: JP2674890A
Authority: JP
Inventors: 薫川崎; 武秀瀬沼
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-02-06
Filing date: 1990-02-06
Publication date: 1998-10-22
Anticipated expiration: 2013-10-22
Also published as: JPH03232927A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）近年、自動車の内・外板用鋼板として、まず必要とさ
れるプレス成形性には、車体デザインの多様化とプラス
チック材料の自動車部品への台頭により、ますます厳し
い形状への加工特性、とくに深絞り性の高いことが要求
されている。こうした特性を満足させるには極低炭素
鋼、いわゆるIF鋼での対応が余儀なくされる。

一方、自動車メーカーにおけるスポット溶接時のチッ
プの耐久性向上及び車体防錆向上のため、溶融亜鉛めっ
き後めっき層を合金化した鋼板の要求が高まっている。
さらに、こうした鋼板の中で外板として使用されるもの
については、プレス成形後の形状維持及び耐デント性も
要求される。

本発明はこうした要求に応えるため、上記特性が必要
とされる部位に使用して好適な、焼付硬化性及び耐パウ
ダリング性、さらには二次加工性に優れた深絞り用合金
化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法に関するものであ
る。

（従来の技術）耐食性を向上させることを目的とした鋼板として、従
来から合金化溶融亜鉛めっき鋼板がある。一方、深絞り
性を確保するためには、Ti,Nb等を添加した極低炭素鋼
での適用が必須となっているのが現状であるが、とくに
Ti添加極低炭素鋼では粒界が洗浄なため、溶融亜鉛めっ
き後合金化処理すると、粒界での合金化がはやく進み、
耐パウダリング性が悪いということが問題であった。

こうした問題点を解決すべく検討され、極低炭素鋼で
の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、これ
までに（１）特開昭61−276961号公報及び（２）特開昭
61−276962号公報がある。いずれも表面の合金化亜鉛め
っき層中の鉄濃度を15〜35wt％と高めて耐パウダリング
性を確保しようとするものである。そのために合金化処
理温度を700〜850℃とし、通常行なわれる合金化処理温
度に比べ非常に高い温度での処理を行なっている。

しかし、実際にこの処理を工業的に行なう場合には、
高温処理に伴なう通板速度の低下による生産性の低下、
ロールをはじめとする設備への負担の増加、ロールへの
付着及び合金化処理後の急冷により板の形状が不良とな
ること等が懸念される。また、（２）では焼付硬化性を
付与するためにＳ及びＮ量を規制し、実質的には5kgf/m
m²以上のBHが付与されているものの、時効性に対する考
慮がなされていない。

（発明が解決しようとする課題）このようにTi添加極低炭素鋼に溶融亜鉛めっきで合金
化し、焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた鋼板を
製造する方法はすでに開示されているが、従来の合金化
処理温度を大幅に高めるものであった。したがって、通
常行なわれる合金化処理温度で、Ti添加極低炭素鋼を合
金化し、耐パウダリング性を向上させたものではなく、
また、さらに時効性を考慮しながらBH性も付与したもの
でもない。

つまり、通常の溶融亜鉛めっきにおける合金化処理を
施すことで、焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れ、
また、Ｂの添加なしでも二次加工性に優れ、さらには時
効性にも優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板
の製造方法を確立することが、本発明の目的である。

（課題を解決するための手段）本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討した結果、
Tiを添加した極低炭素鋼を用い、Ｓ量と再結晶焼鈍及び
合金化処理後の冷却速度を制限することで時効性を考慮
しながら焼付硬化性と二次加工性を付与し、亜鉛めっき
後通常の合金化処理温度で合金化され、めっき層の剥離
が生じることのないいわゆるパウダリング性に優れた深
絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法を見い
出したものである。

第１図に本発明の確立に至った実験結果を示す。

本実験では、Ｃ及びＮ量を0.005wt％以下とし、Ti量
を0.04wt％含む鋼にＳを種々の水準変化させた鋼を真空
溶解で溶製した。それらの鋼についてAr₃点以上の仕上
温度で熱延後700℃で捲取った。これを酸洗・冷延後、8
50℃で再結晶焼鈍してから80℃/sで400℃まで冷却後、
溶融亜鉛めっき処理を施し、続いて550℃まで加熱し、
合金化処理を行なった後、70℃/sで室温まで冷却し、１
％の調質圧延を施し、焼付硬化量（BH）及び耐パウダリ
ング性を調査した。

なお、耐パウダリング性については180゜曲げ加工を
実施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これを
はがしてテープに付着した剥離めっき層の有無で評価し
た。

すなわち、Ｓ量によりBH量及び耐パウダリング性が変
化することを見い出したのである。こうした現象が生じ
る原因については明確ではないが、Ti₄C₂S₂の析出が関
与し、TiC析出量あるいは固溶限が変化するためと考え
られる。つまり、焼鈍後のTiCの再溶解による固溶Ｃを
利用することでBH及び耐パウダリング性を付与すること
ができる。

本発明は、Ti添加極低炭素鋼において、Ｓ量と再結晶
焼鈍及び合金化処理後の冷却速度を適切にとることで焼
付硬化性、二次加工性及び耐パウダリング性を付与する
ものである。

即ち本発明の要旨は、C;0.005wt％以下、Si;1.0wt％
以下、Mn;1.0wt％以下、P;0.1wt％以下、S;0.002wt％以
下、Al;0.01〜0.1wt％、N;0.005wt％以下を含むほか、T
iを（１）式で示される有効Ti量（Ti^＊）で以上、Ti量で0.1wt％以下を含有し、残部はFe及び不可
避的不純物元素からなる鋼を、連続鋳造にてスラブとし
た後、再加熱あるいは鋳造後直ちにAr₃点以上の温度で
仕上熱延を終了して捲取り、酸洗後通常の方法で冷間圧
延を行ない、800℃以上Ac₃点以下の温度域で１秒以上の
再結晶焼鈍を施した後、50℃/s以上の冷却速度で冷却
し、次いで溶融亜鉛めっき、さらに合金化処理を行なっ
てから10℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とす
る焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

以下に、本発明を具体的に説明する。

まず、化学成分の限定理由について説明する。

Ｃは、本発明における焼付硬化性及び耐パウダリング
性付与に対して重要な役割を果たす元素である。常温に
おける成形性、すなわち低YP、高El及び高値を確保し
かつ、非時効とするにはその添加量は低い方が良い。そ
のため上限を0.005wt％とする。

Siは、鋼を高強度化する場合に添加されるが、角の添
加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。ま
た、鋼の表面性状を良好とするためにはその添加量は少
ない方が良く、とくに本発明では溶融亜鉛めっきにおけ
るめっき層被膜の密着性を確保するため、上限を1.0wt
％とする。

Mnも鋼の高強度化に有効に寄与するが、過度の添加は
鋼を硬質化するため1.0wt％を上限として添加する。

Ｐは、Si,Mnに比べ固溶強化能の大きな元素であると
ともに、添加による延性、深絞り性の劣化が少ない元素
であるため、成形性を確保しつつ強度を上昇させるのに
重要な元素である。本発明においても高強度化を目的と
する場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬質化に
つながり、成形性を劣化させるばかりでなく、溶融亜鉛
めっきにおけるめっき層被膜の密着性が悪くなり、ま
た、Ｐの粒界偏析による二次加工性の劣化を招くため、
上限を0.1wt％とする。

Ｓは、本発明において最も重要な役割を果たす元素で
ある。Ｓは第１図に示したように、焼付硬化量及び耐パ
ウダリング性を付与するために0.002wt％以下とする。

Alは、鋼の脱酸のために必要であり、Tiの歩留を向上
させるため、0.01wt％以上必要である。一方、過剰の添
加はコストアップとなるとともに、鋼中に介在物を残す
ことになるため、上限は0.1wt％とする。

Ｎは、熱延段階までにTiで固定されるため、多量のTi
Nが形成されると加工性の劣化を招くため、上限を0.005
wt％とする。

Tiは、C,N及びＳを固定し、時効性を確保するのに十
分な添加量が必要である。ＳはTiとＣとともにTi₄C₂S₂
として析出するため、有効Ti量を（１）式で示したもの
とすれば、下限はＣをTiCとして析出させる量であり、
すなわち有効Ti量で以上の添加が必要である。しかし、過剰の添加は、Ｐ添
加量の高い場合はTiPの析出により値の劣化を招くと
同時に、固溶Tiが増えることはさらにElも化させるため
上限をTi量で0.1wt％とする。

Ｂについては、二次加工性向上のために添加される
が、本発明の場合、とくに規制されるものではない。し
かし、Ｐを添加して鋼の強度を高める場合、Ｐが粒界に
偏析するため粒界が脆化し、二次加工性の劣化を招くこ
とがある。その場合には二次加工性を確保するためにＢ
を添加する。0.0001wt％未満ではその効果がなく、また
過剰の添加は鋼を硬質化し、加工性が劣化するとともに
二次加工性改善効果が飽和するため、上限を0.003wt％
とする。

次に本発明に従う製造方法について説明する。

再結晶焼鈍を含む溶融亜鉛めっき前処理工程及び合金
化処理工程以外はとくに規制されるものではなく、上述
した化学成分を有する鋼は、通常の連続鋳造にてスラブ
として得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造されたもの
でもかまわない。さらに通常の熱間圧延、酸洗及び冷間
圧延によって冷延板とする。

溶融亜鉛めっき処理を施す前に必要な再結晶焼鈍は、
延性及び深絞り性を確保するため、再結晶や粒成長を十
分に行なわせると同時に、焼付硬化性及び耐パウダリン
グ性を付与するため、TiCを再溶解させる目的で800℃以
上の温度域で１秒以上保持するものとする。しかし、Ac
₃点を越える温度では変態に伴なう集合組織の劣化によ
る値の低下や結晶粒の粗大化による肌荒れの原因とな
るため好ましくない。

再結晶焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施すまでの冷却
は固溶Ｃを粒界にも十分残留させる程度の冷却速度が必
要である。すなわち、50℃/s以下の冷却速度ではＣが再
析出し、溶融亜鉛めっき後合金化処理を施しても耐パウ
ダリング性が悪い。

さらに合金化処理後室温までの冷却は、焼付硬化量を
確保するため10℃/s以上の冷却速度が必要である。10℃
/s未満の冷却速度では再結晶焼鈍で再溶解したTiCが再
び施出し、焼付硬化量が小さくなり好ましくない。な
お、溶融亜鉛めっき処理前に連続焼鈍あるいは箱焼鈍に
おいて再結晶を終了させておいてもさしつかえない。

（実施例）実施例１ C;0.0027wt％、Si;0.15wt％、Mn;0.11wt％、P;0.008w
t％、S;0.0015wt％、Al;0.032wt％、N;0.0020wt％、B;
0.0005wt％、Ti;0.03wt％、残部Fe及び不可避的不純物
からなる鋼を点炉出鋼し、連続鋳造でスラブにした。熱
延は1100℃で加熱後仕上温度を930℃とし、700℃で捲取
った。酸洗後80％の圧下率で冷間圧延を施し、第１表に
示すような条件で再結晶及び冷却を行ない、溶融亜鉛め
っき（450℃）及び合金化処理（550℃）後、１％の調質
圧延を行なった。

その後材質評価としてJIS Z 2201,5号試験片に加工
し、同2241記載の試験方法にしたがって引張試験を行な
った。

焼付硬化量（BH）については、２％の予歪を与えて17
0℃で20分の保定を行なったときの処理前後での降伏点
応力の上昇量を表わした。

また、時効性について100℃で60分の保定後引張試験
を行ない、降伏点伸びの程度で評価した。一方、パウダ
リング性については前述したように180゜曲げ加工を実
施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これをは
がしてテープに付着した剥離めっき層の有無で評価し
た。第２表に結果をまとめて示す。

溶融亜鉛めっき及び合金化処理前の再結晶条件及び冷
却速度、さらに合金化処理後の冷却速度が本発明の範囲
に従ったNo.4,6及び８では3kgf/mm²のBHを有しかつ耐パ
ウダリング性も良く、しかも時効性についても問題ない
材質が得られる。

No.1は再結晶させるための温度が低く、若干硬質気味
であると同時に、TiCの再溶解が不十分でBHが無く、ま
た、耐パウダリング性が悪くめっき層の剥離が認められ
る。再結晶後溶融亜鉛めっき浴までの冷却速度（冷却速
度Ｉ）が低くはずれたNo.2,5及び７は再溶解したTiCが
冷却中に析出し、合金化処理前に固溶Ｃを粒界に十分に
残すことができないため、合金化処理が不十分となりめ
っき層の剥離を生じている。また、BH量もほとんどな
い。また、合金化処理後の冷却速度（冷却速度II）が低
くはずれたNo.3は、冷却速度Ｉが十分に速くてもやはり
合金化処理後の冷却途中にTiCが析出し固溶Ｃが減少す
るため、めっき層の剥離は生じないもののBH量が少な
い。No.9は再結晶させるための温度がAc₃点を超えたた
め、結晶粒が粗大化するとともに集合組織が劣化し、引
張試験後に肌荒れが生じ、値が低い値を示している。

実施例２第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造
した後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶及び冷却は
本発明の範囲で一定の条件とし、溶融亜鉛めっき（450
℃）及び合金化処理（550℃）をした。すなわち、熱延
は1150℃で加熱した後930℃で仕上圧延を終了し、650℃
で捲取った。酸洗後80％の冷間圧延を施し、溶融亜鉛め
っき前の再結晶焼鈍は850℃で10sとし、100℃/sで冷却
した。また、合金化処理後は80℃/sで室温まで冷却し
た。合金化処理後１％の調質圧延をし、実施例１と同じ
方法で材質評価を行なうとともに二次加工性の評価も行
なった。

二次加工性については、第２図に示すように、試料を
100φに打ち抜き、絞り比2.0で円筒に絞ったカップ１を
−50℃のエタノール２中に浸し、テーパーポンチ３にの
せて荷重Ｐを与えて、押し拡げ脆性破壊の有無で判定
し、○：脆性破壊割れなし、×：脆性破壊割れありとし
た。

第４表に結果をまとめて示す。

本発明の範囲に従ったA,B,C,D及びＥ鋼は3kgf/mm²程
度のBHを有しかつ、二次加工性及び耐パウダリング性も
良好であり、時効性については問題ない材質が得られ
る。

Ｃ及びＮ量が高くはずれ、その結果有効Ti量（Ti^＊）
も本発明の範囲からはずれてしまったＦ鋼は、BH量が5k
gf/mm²と高く、剥離めっき層もなく耐パウダリング性も
良好であるが、固溶Ｃ量が多く残存するため時効性に劣
る。Ｇ鋼はSi量が高くはずれたため、溶融亜鉛めっきで
の密着性が悪く、めっき層の剥離が生じた。また、硬質
となり値が低い。Mn量が高くはずれたＨ鋼は硬質化し
El及び値が低い。Ｉ鋼は、Ｓ量が本発明の範囲から高
くはずれたもので、耐パウダリング性が悪いと同時に、
BH量が無く二次加工性も悪い。Ｊ鋼では、有効Ti量（Ti
^＊）が本発明の範囲から低くはずれたため固溶Ｃ量が多
く残存し、BH量は高く、耐パウダリング性も良好である
が、時効性に劣る。

（発明の効果）本発明は自動車の内・外板用として使用される鋼板に
対し、優れた深絞り性を維持しながら、成形後の塗装焼
付により強度を高めることができ、あわせて耐パウダリ
ング性、二次加工性及び時効性にも優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法を明らかにしたものである。こ
の発明により、プレス成形後の鋼板の高強度化が可能と
なると同時に、自動車メーカーにおけるスポット溶接時
のチップの耐久性向上及び車体防錆の向上が可能とな
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｓ添加量の本発明範囲を示す図表、第２図
は、本発明で用いた二次加工性を調査するための試験方
法の説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＣ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.005wt％以下、 Si:1.0wt％以下、 Mn:1.0wt％以下、 P :0.1wt％以下、 S :0.002wt％以下、 Al:0.01〜0.1wt％、 N :0.005wt％以下を含むほか、 Tiを（１）式で示される有効Ti量（Ti^＊）で以上、 Ti量で0.1wt％以下を含有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼
を、連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造
後直ちにAr₃点以上の温度で仕上熱延を終了して捲取
り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、800℃以上A
c₃点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍を施した後、
50℃/s以上の冷却速度で冷却し、次いで溶融亜鉛めっ
き、さらに合金化処理を行なってから10℃/s以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウ
ダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。