JPS5937333B2 - 合金化処理溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、良好な成形加工性および点溶接性を有し、
さらに常温遅時効性および焼付硬化性も合せもつた合金
化処理溶融亜鉛メッ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
わや割れが発生しない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
時にスプリングバックの発生がない、すなわちすぐれた
形状性も要求されるものである。

なお、プレス成形性および形状性（以下、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かる目的で、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、電気亜鉛メツキ法あるいは
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、かつ製造コスト
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る。

しかし、上記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一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おり、確かに、こ
の結果得られれ合金化処理溶融亜鉛メツキ鋼板は、点溶
接性が著しく改善されたものになるが、合金化処理後の
急冷のために成形加工性および常温時効性が通常の溶融
亜鉛メツキ鋼板と同等か、これより劣るものとなり、特
に常温時効性は通常の溶融亜鉛メツキ鋼板に比して著し
いものであつて調質圧延後１力月もすると、その特性に
非常な劣化をきたすものであつた．しかして、上記合金
化処理溶融亜鉛メツキ鋼板をもつ常温時効性を遅時効性
とするために、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。

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
向上する性質をいうのであつて、この性質があると、成
形前の母材鋼板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ものになるので、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
中に固溶している炭素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、固溶炭素量が多いので、
焼付硬化性および常温時効性が大きいものとなる．一方
、合金化処理後、ポストアニールした溶融亜鉛メツキ鋼
板においては、固溶炭素含有量が著しく少なくなるため
に、常温遅時効性をもつようになるが、同時に焼付硬化
性も失なわれたものになつてしまうのである。

本発明者等は、上述のような観点から、点溶接性の良好
な合金化処理溶融亜鉛メツキ鋼板に、ポストアニールな
ど別ラインでの焼鈍を必要とすることなく、常温遅時効
性および焼付硬化性と共に、良好な成形加工性を付与す
べく研究を行なつた結果、鋼の組成を、Ｃ：０．００２
〜０．１５％，Ｓｉ：０．６％以下，Ｍｎ：０．５〜１
．６（ｆｌ），Ｐ：０．１５％以下，ＳＯｔ．Ａｔ：０
．０１〜０．１０％を含有し、さらに必要に応じてＣｒ
：０．０４〜０．８０％，Ｂ：０．０００５〜０．００
３０％，および：０．０２〜０．４０％のうちの１種ま
たは２種以上を含有し、残りがＦｅと不可避不純物から
なる組成（以上重量％，以下％の表示はすべて重量％を
意味する）、すなわち、特にＭｎ含有量を０．５〜１．
６（Ｆ６ｌｔＣコントロールすると、常温遅時効性と焼
付硬化性とを合せもつようになり、さらに溶融亜鉛メツ
キ前に、冷延鋼板に対して４００℃〜Ａｌ変態点の比較
的低い温度範囲内の温度で箱焼鈍を施すと、ｒ値が著し
く上昇するようになるという知見を得たのである。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：０．００２〜０．１５％，Ｓｉ：０．６０１）以下
，Ｍｎ：０．５〜１．６９１），Ｐ：０．１５（ｆｌ）
以下，ＳＯｔＯＡｔ：０．０１〜０．１０％を含有し、
さらに必要に応じてＣｒ：０．０４〜０．８０（Ｆ６，
Ｂ：０．０００５〜０．００３（Ｌ，および：０．０２
〜０．４０（Ｆ６のうちの１種または２種以上を含有し
、残りがＦｅと不可避不純物からなる組成を有する鋼を
、仕上温度：７００〜９５０℃，巻取温度：２００〜６
２０℃の条件で熱間圧延した後、圧下率：４０％以上の
条件で冷間圧延し、ついで、４００℃〜Ａｌ変態点の温
度範囲内の温度で箱焼鈍した後、連続溶融亜鉛メツキラ
インにて、４８０〜９００℃の温度範囲内の温度に加熱
し、前記加熱後の冷却過程で浴温：４２０〜５２０℃の
亜鉛メツキ浴中に浸漬し、引続いて５２０〜６４０℃の
温度範囲内の温度に３秒以上保持の条件で合金化処理す
ることによつて、良好な成形加工性および点溶接性を有
し、かつ常温遅時効性および焼付硬化性も合せもつた合
金化処理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
性に影響を及ぼす筬分であるが、その含有量が０．００
２％未満では、所望の焼付硬化性を得ることができなく
なり（一方０．１５％を越えて含有させると、鋼板の点
溶接性が劣化するようになることから、その含有量を０
．００２〜０．１５％と定めた。

（ｂ） Ｓｉ 合金化処理で良好なＦｅ−Ｚｎ合金層を形成し、かつ鋼
板に良好な遅時効性を付与するためには、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
確保できる却容上限値０．６（ｆ）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 連続ラインだけで鋼板が遅時効性と適度の焼付硬化性を
もつようにするために、Ｍｎ含有量を０．５〜１．６％
にコントロールする必要があるのであつて、その含有量
が０．５％未満では所望の遅時効性および焼付硬化性を
確保することができず、一方１．６０１）を越えた含有
になると、溶製が困難になつてコスト上昇の原因となり
、さらにｒ値の低下をまねくようになるのである。

（ｄ） Ｐ Ｐ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
．１５％を越えない範囲で含有させることができる。

なぜなら、Ｐ含有量が０．１５％を越えると点溶接性が
劣化するようになるからである。（ｅ） ＳＯｔＯＡｔ Ａｔ成分には箱焼鈍時にＡｔＮとなつて析出し、ｒ値に
好ましい結晶方位の粒を発達させる作用があるが、その
含有量がＳＯｔ．Ａｔで０．０１％未満では、所定の量
のＡｔＮを析出させることができないので、ｒ値に所望
の改善効果が得られず、一方ＳＯｔ．Ａｔで０．１０１
）を越えて含有させてもより一層のｒ値改善効果は現わ
れず、経済性を考慮して、その含有量を０．０１〜０．
１％と定めた。

（ｆ） Ｃｒ，Ｂ，および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（：ｆｌ）未満，Ｂ：０．０
００５％未満，およびＶ：０．０２％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％，および：０．４％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％，：０．０２〜０．４（ｆｌ）と定めた。

Ｂ熱間圧延条件 （ａ）仕上温度 仕上温度が７００℃未満では、多量のα相存在下での圧
延となるため鋼板のｒ値が低下するようになり、一方仕
上温度が９５０℃を越えると、熱延板の結晶粒径が大き
くなつて、同様にｒ値が低下するようになることから、
仕上温度を７００〜９５０℃と定めた。

なお、実施に際しては、Ａｒ３変態点直上に仕上温度を
とるのがよい。（ｂ）巻取温度 巻取温度は、熱延鋼板中にＦｅ３ｃを微細に分布させ、
かつ合金化処理後の鋼板中の固溶炭素を少量にすると共
に、ＡｔＮの析出をコントロールするために管理される
が、巻取温度が２００℃未満ではＦｅ３ｃの析出力坏十
分であり、一方巻取温度が６２０℃を越えると、Ｆｅ３
ｃが粗大化すると共に、ＡｔＮの析出が起つてｒ値が低
下するようになることから、巻取温度を２００〜６２０
℃と定めた。

Ｃ冷間圧延の圧下率 冷間圧延における圧下率が４０％未満では所望のｒ値を
確保することができないので、４０９１１以上の圧下率
としなければならない。

Ｄ箱焼鈍 箱焼鈍は、ｒ値を高めるために行なわれるものであつて
、特にその昇温速度を遅くすることによつて、冷延組織
中にｒ値に好ましい結晶方位の発達に有効Ｋ働くＡｔＮ
を微細に析出させるための処理であるが、その温度が４
００℃未満ではＡｔＮの析出が不十分で所望のｒ値向上
効果を確保することができず、一方Ａｌ変態点を越えた
高い温度で箱焼鈍を行なつてもｒ値の向上効果は小さく
、熱エネルギーの損失をまねくことから、その温度を４
００〜Ａｌ変態点と定めた。

Ｅ溶融亜鉛メッキライン内での加熱 この加熱は、鋼板に延性を付与するために行なわれるが
、前工程の箱焼鈍が比較的高い温度の６２０℃以上で行
なわれた場合には冷延組織の再結晶はすでに完了してし
まつているので、高温加熱は必要でなく、この場合はＺ
ｎの密着性をよくするための単なる加熱でよいことから
最低４８０℃に加熱すれば十分である。

一方箱焼鈍が６２０℃以下で行なわれた場合には、冷延
組織の再結晶が未だ完了していないので、比較的高温に
加熱して再結晶を完了させる必要があるが、９００℃を
越えて加熱すると、結晶粒径の粗大化をまねき、ｒ値が
低下するようになることから、その温度を４８０〜９０
０℃と定めた。Ｆ亜鉛メツキ浴温度 その温度が４２０℃未満ではＺｎが凝固するようになり
、一方その温度が５２０℃を越えると、メツキ性が低ト
するようになることから、その温度を４２０〜５２０℃
と定めた。

Ｇ合金化処理条件 合金化処理温度が５２０℃未満の場合、並びに同保持時
間が３秒未満の場合には、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、一方合金化処理
温度が６４０℃を越えると、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ことから、合金
化処理温度を５２０〜６４０℃に、同保持時間を３秒以
上にそれぞれ定めた。

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，Ｓｉ，ＰおよびＳＯｔ．Ａｔ
はこの発明の範囲内の含有量を有するが、ＭＯはこの発
明の範囲を含み、かつこれより上下に外れた範囲まで含
有する種々の鋼、すなわちＣ：０．０４〜０．０６％，
Ｓｉ：０．０１〜０．０３％，Ｐ：０．０１〜０．０１
５％，ＳＯｔ．Ａｔ：０．０２〜０．０４％，Ｍｎ：０
．１〜１．８％の成分組成範囲内の組成を有する種々の
鋼を溶製し、鋳造してスラブとした後、これらスラブに
、仕上温度：８２０〜８６０℃，巻取温度：４００〜４
８０℃，板厚：３．２Ｔｗｎ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：０．８ｗｒ
ｍの条件で冷間圧延を行ない冷延板を製造した。

引続いて、上記冷延板を、加熱速度：４０℃／Ｈ，加熱
温度：５６０℃，保持時間：１時間，冷却速度：８０℃
／ｈの条件で箱焼鈍した後、連続溶融亜鉛メツキライン
にて、まず温度：JモV０℃に約３０秒加熱し、その冷却
過程で温度：５１０℃に約３０秒保持した後、温度：４
６０℃の亜鉛メツキ浴中に浸漬し、再び温度：５６０℃
に加熱して１０秒保持の合金化処理を行ない、最終的に
降伏点伸びを消すために、同ライン内で調圧伸び率：０
．３％，Ｕベラ一伸び率：０．３Ｓの条件で、さらに同
ライン外で調圧伸び率：０．５％の条件で調節圧延を施
すことによつて合金化処理溶融亜鉛メツキ鋼板を製造し
た。

ついで、この結果得られた合金化処理溶融亜鉛メツキ鋼
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′Ｃ．
ｌｆＣ２ケ月保持の状態（常温時効処理後）で引張試験
を行ない、降伏応力，降伏点伸び，および破断伸びの変
化を求めた。

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図に示した。第１図に示されるよう
に、Ｍｎ含有量がこの発明の範囲から低い方に外れると
、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。これに対して、Ｍｎ含有量がこの発明
の範囲内にある合金化処理溶融亜鉛メツキ鋼板において
は、破断伸び低下量：２９６以下，降伏応力増加量：１
ｋ９／１１７１以下，降伏点伸び増加量：０．５０１）
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４ｋ９／Ｍｄ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 転炉を用いて、それぞれ第１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、同じく第１
表に示される熱間圧延条件にて前記スラブに熱間圧延を
施して板厚：３．２ｗｎの熱延板とし、以後箱焼鈍温度
およびメツキライン加熱温度をそれぞれ第１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，連続溶融亜鉛メツキラィンにて加
熱処理，溶融亜鉛メツキ，合金化処理，さらに調質圧延
を行なうことによつて、本発明法１〜９および比較法１
〜６をそれぞれ実施した。

なお、比較法１は箱焼鈍を行なわない場合、比較法２は
箱焼鈍温度がこの発明の範囲から低い方に外れた場合、
比較法３は巻取温度が高い方に外れた場合、比較法４は
Ｍｎ含有量が高い方に外れた場合、比較法５，６はＳＯ
ｔ．ＡｔおよびＭｎの含有量がそれぞれ低い方に外れた
場合のものである。

ついで、この結果得られた合金化処理溶融亜鉛メツキ鋼
板について、実施例１におけると同一の条件で常温時効
破断伸び低下量，常温時効降伏点伸び増加量，および焼
付硬化量をそれぞれ求めた。

この結果を第１表に合せて示した。

なお、第１表には引張特性とｒ値も示した。第１表に示
される結果から、比較例１〜６によつて製造された鋼板
は、ｒ値，破断伸び低下量，降伏点伸び増加量のうちの
少なくともいずれかの特性が望ましくない値を示してい
るのに対して、本発明法１〜９によつて製造された鋼板
は、いずれもｒ値： １．５以上，破断伸び低下量：１
％以下，降伏点伸び増加量：０．５％以下であり、かつ
焼付硬化量も約４ｋ９／一以上を示し、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
工性および点溶接性を有し、かつ常温遅時効性および焼
付硬化性も合せもつた合金化処理溶融亜鉛メッキ鋼板を
、別ラインでのポストアニールなどの必要性なく、連続
溶融亜鉛メツキラインだけで製造することができるので
ある。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼板中のＭｎ含有量と諸特性の関係を示した図
である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．００２〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以下
   、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．１５％以下、ｓｏ
   ｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％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、仕上温度：７００〜９５０℃、巻取温度：２００〜
   ６２０℃の条件で熱間圧延した後、圧下率：４０％以上
   の条件で冷間圧延し、ついで４００℃〜Ａｌ変態点の温
   度範囲内の温度で箱焼鈍し、引続いて連続溶融亜鉛メッ
   キラインにて、４８０〜９００℃の温度範囲内の温度に
   加熱し、前記加熱の冷却過程で浴温：４２０〜５２０℃
   の亜鉛メッキ浴中に浸漬した後、５２０〜６４０℃の温
   度範囲内の温度に再加熱して３秒以上保持の条件で合金
   化処理することを特徴とする合金化処理溶融亜鉛メッキ
   鋼板の製造法。 ２ Ｃ：０．００２〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以下
   、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．１５％以下、ｓｏ
   ｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、さらにＣｒ
   ：０．０４〜０．８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００
   ３０％、およびＶ：０．０２〜０．４０％のうちの１種
   または２種以上を含有し、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、仕上温度：７
   ００〜９５０℃、巻取温度：２００〜６２０℃の条件で
   熱間圧延した後、圧下率：４０％以上の条件で冷間圧延
   し、ついで４００℃〜Ａｌ変態点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ッキラインにて、４
   ８０〜９００℃の温度範囲内の温度に加熱し、前記加熱
   め冷却過程で浴温：４２０〜５２０℃の亜鉛メッキ浴中
   に浸漬した後、５２０〜６４０℃の温度範囲内の温度に
   再加熱して３秒以上保持の条件で合金化処理することを
   特徴とする合金化処理溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法。