JPS6156245A - 深絞り用溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 - 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、深絞）用溶融亜鉛メッキ鋼板、特に比較的軟
質の溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術及びその問題点〕

近年、自動車車体用防錆鋼板として合金化溶融亜鉛メッ
キ鋼板が多用さ牡てお夛、なかでも深絞シ加工の厳しい
部品については、メッキ原板たる低炭素Ａｔキルド鋼の
冷延鋼板を、予め箱型炉で脱炭焼鈍した後、連続溶融亜
鉛メツキライン（以下ＣＧＬと称す）に通す方法、或い
は鋼の溶製時に真空脱ガス処理を行って溶鋼中の炭素を
極力除去するとともに、残留した炭素ｔ−Ｔｉ＋Ｎｂ等
の添加によって安定な炭化物として固定した冷延鋼板を
ＣＧＬに通す方法が採られている。

しかしながらこ牡らのうち前者の場合は、ライン内に焼
鈍設備を持つＣＧＬにあらかじめ焼鈍された冷延鋼板を
通すといつ九非効率的な方法であることから、箱型焼鈍
工程の負担を増す結果となシ好ましくない。また後者の
場合は、有力な粒界強化元素である固溶Ｃを安定な炭化
物として固定してしまうため、深絞り加工の厳しい成形
部品においては、深絞シ加工時あるいはその後の二次加
工て縦割れと称する脆性的々破壊が生じ易いという問題
がある。

このようガ問題に対し、特開昭５９−７４２３２号にお
いて微量のＴｉ、Ｎｂ、Ｂを含有する鋼を用い、鋼中の
ＮをＴｉＮとして固定することで固溶Ｂを残存せしめ、
固溶Ｃを実質上非時効性を阻害しないｉｔでＮｂでＮｂ
Ｃとして固定させることで一部固溶Ｃｔ−残存せしめ、
との固溶Ｂ、固溶Ｃにより粒界を強化し二次加工性を改
善し、さらにＢＨ性を付与するという提案がなされてい
る。しかしながら、Ｔ１を含有する鋼は鋼中に生成した
Ｔｉ０ｚやＡｔ２０３のよう々非金属介在物に起因した
表面疵が発生し易い欠点がある。このため表面疵に起因
したメツキネ良や苛酷な深絞り加工でのメッキ剥離が生
じ易い。特開昭５０−３１５３１号や特開昭５４−１０
４４１７号では表面性状の改善方法が提案されてはいる
が必ずしも好ましい結果が得られず、特にＴｉは鋼中元
素のＣ以外にＮ、Ｓ、Ｏとも結合し易い元素であること
から、Ｎｂ等に較べ多量の添加を必要とし、製造コスト
のアップが避けらｎｆｔい不利がある。さらにＴｉミラ
有する鋼は亜鉛メッキの合金化処理において合金化が急
激に進むことによシ、Ｆｅ　ＩＪラッチ硬く脆い合金層
が厚く成長するため、メッキ層の加工性が著しく低下し
、苛酷な深絞り加工においてメッキ剥離やパウダリング
を起し易く々る。ｗ１図はＴｉを含有する鋼がＮｂを含
有する鋼に較べ合金層が硬く脆いため深絞シ件の指標で
ある；値を著しく劣化させる一例を示している。このよ
うに従来法では、たとえ二次加工性が改善されたとして
も深絞）性の劣化やメッキ剥離あるいはパウダリングの
問題が顕在化し、十分に満足できる深絞シ用合金化亜鉛
メッキ鋼板が得られなかった。

〔問題を解決するための手段〕

本発明者らはこのよう表欠点を解決すべく種々の実験と
検討を重ねた結果、極低炭素、刈添加鋼に微量のＢ′ｆ
：含有せしめた成分系を採用し、且つと扛と特定の熱処
理及び溶融亜鉛メッキ条件等とを組み合せることによシ
、極めて優れた二次加工性と耐パウダリング性を有する
深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が得られることを見
い出したものである。

このような本発明の特徴とするところは、Ｃ：　０．０
０２５ｗｔ％以下、８１　：　０．０５ｗｔ％以下、Ｍ
ｎ　：　０．３０　ｗｔ％以下、Ｐ　：　０．０３０ｗ
ｔ％以下、Ｓ　：　０．０２０ｗｔ％以下、５ｏＺＡＺ
　：　Ｏ−０１５〜０．０８０ｗｔ％、Ｎ　：　０．０
０５０ｗｔ％以下、Ｎｂ　：　０．０５　Ｏｗｔ係以下
、Ｂ　：　０．０００５〜０．００１５ｗｔ％、残部鉄
及び不可避的不純物からなり、且つ５　＜　Ｎｂ／Ｃく
２０を満足する鋼を溶製し、こｒｔ、ｔ−Ａｒ５以上の
仕上げ温度、６５０〜８００℃の巻取温度で熱間圧延し
た後、酸洗後５５チ以上の圧下率で冷間圧延し、これに
よる冷延鋼板を再結晶温度以上８５０℃以下の温度で再
結晶させた後、溶融亜鉛メッキを施し、該メッキ後４０
０〜６００℃の温度に５秒以上保持して合金化処理する
ことにある。

以下本発明の成分組成及び製造条件の限定理由を説明す
る。

Ｃは深絞シ性の指標であるｉＩ高くするためにはできる
だけ少ない＃丘うが好オしく、またＣが少なければ炭化
物（ＮｂＣ）として固定するのに必要なＮｌ）の添加量
を少なくできる。

このような面からＣは０．００２５ｗｔ％以下に規制さ
れる。このような極低Ｃは真空脱ガス処理によ如工業的
に容易に得られる。

Ｓｌは本発明では少ない＃ユリが好ましく　、０．０５
ｗｔ　％　を超えるとメッキ密着性が劣化する問題があ
り、このためｏ、ｏｓｗｔ＊以下とする。

Ｍｎは深絞り性には寄与せず、下記するＳとの関係等か
ら０．３０ｗｔ％以下とする。また、Ｍｎｊｉを大きく
低減させようとすると却ってコストの上昇を招くことか
ら、実際上は０．０４Ｗｔ係が実質的な下限となる。

Ｐは鋼板の強度を上げるとともに二次加工性を著しく劣
化させ、またメッキ密着性をも劣化させる元素であり、
このため０．（＋　３０　ｗｔｌ以下とする。

ＳはＭｎと結合してＭｎＳ’ｉ形成し、鋼の清浄性を劣
化させるため少ない＃ようが好ましく、また熱間圧延時
の熱間脆性を防止する廟味でＭｎ／Ｓ≧５　とする必要
がある（積極添加しない場合のＭｎｌは通常０１０％以
下）ことから、０．０２０ｗｔ％以下に規制さ扛る。

Ｓ　ｏ　ｔｋｌは溶製時の脱酸剤として必要なほか歪時
効の原因となる固溶Ｎ　”ｉ　ＡｔＮとして固定するの
に少なくとも０．０１５ｗｔ％以上必要であるが、０．
０８０ｗｔ％を超えると鋼を硬化させ延性を低下させる
。このためｓ　ｏｕ’−ｔは０．０１５〜０．０８０ｗ
ｔ％とする。

Ｎは延性低下の原因となるため少ないほうが好ましく、
０．００５０ｗｔ％以下に規制さｒる。

Ｂは本発明の主要元素の１つであシ、極く微量の添加で
二次加工性が著しく向上する。

すなわち、とのＢは充分な二次加工性を得るためｏ、ｏ
　００５　ｗｔ％以上を必要とするが、０．００１５ｗ
ｔ％を超えると延性や深絞り性を著しく低下させるため
」；限’ｊｊ０．００１５％とする。さらにＢ添加の効
果として、メッキ密着性の向上に伴なう耐パウタリング
性の改善効果が上げらｎる。この理由については十分明
確ではないが、Ｂはメッキ前の焼鈍中に表面濃化し易い
元素であること、Ｆｅ’Ｊツチな合金化の抑制効果があ
ることなどから、Ｆｅ−Ｚｎ界面に密着性を損う合金層
の発達を抑制するためであると推定さ扛る。このような
面からのＢ添加量は０．０００５　ｗｔ％以上であ扛ば
よく、特に上限を規制する必要は々いが、上述したよう
に材質的な見地からＯｌｏ　０１５　ｗｔ％が上限とさ
扛る。

Ｎｂも本発明における主要元素の１つであシ、鋼中のｃ
ｌ炭化物（ＮｂＣ）として固定することによ如深絞シ性
や延性を著しく向上させる。

深絞シ性に必要な特性を得るにはＮｂ／Ｃ〉ｓで充分で
あるが、さらに安定した特性をイＯるにはＮｂ／Ｃ≧８
が望ましい。ただし必要以上にＮｂ／Ｃを高くすること
は製造コストの増加と表るばかシか延性の低下を招くこ
とから０．０５０ｗｔ　％をその上限とし且つＮｌ）／
Ｃ≦２０に規制される。また、二次加工性を重視する場
合固溶Ｃが残存する５　＜Ｎｂ／Ｃ（８が最も望ましい
。

このよりな５　＜　Ｎｂ／Ｃ（８の範囲においてＢ添加
量金５〜１５　ｐｐｍの範囲で調整することで極めて優
れた二次加工性が得ら扛る。Ｎｂ／Ｃ（８で二次加工性
が著しく優れるのは固溶Ｃと固溶Ｂの相乗効果によるも
のである。

第２図は合金化溶融亜鉛メッキ鋼板について粒度ｍ（Ａ
ＳＴＭＮ［ｌ）と縦割ｒし限界温度（二次加工性）の関
係を示したものである。ここでの縦割れ限界温度は、供
試材のすべてが容易に成形できる絞シ比２．　ｌで５０
ダのカップ絞シヲ行い、このカップを低温浴に３分間浸
漬し、開角６０の円錐形コーンを押し込みカップ側壁に
脆性的な縦割れが生じる限界の温度で示した。この図に
示すように粒度随が大きい程、すなわち結晶粒径が小さ
い程、縦割れ限界温度は低温側に移行する。この際の縦
割れ限界温度におよぼす結晶粒径の影響は、粒度随が１
番増すごとに縦割扛限界温度が約−１０℃低温側に移行
するととが実験の結果から得られている。すなわち二次
加工性金評価する場合に結晶粒径全考慮しなければなら
ない。本発明に該当するＮｂとＢの複合添加鋼は整細粒
が得ら扛るうえ、同−粒度順で比較した場合にもＢ無添
加のＮｌ）添加鋼より二次加工性に優れ、さらにＴ１添
加鋼に較べ極めて優れた二次加工性を有するものである
。

本発明はＢを微量添加し固溶Ｂを残存せしめるものであ
るが、そのメカニズムは次の通シである。

すなわち、本発明者らが実験によシ確認したところによ
扛ば、Ｂ添加量が５〜６０　ｐｐｍの範囲においてＢＮ
の析出開始温度は約９００〜１１００℃の温度域にｉｂ
、その析出ピークは約６００〜７００℃の温度域にある
。またＢ添加量が少ないほどＢＮの析出開始温度、析出
ピークは低温側に移行する。ＢＮの析出は析出開始温度
が高いととから、熱延巻取での温度依存性が小さく、広
い温度域で析出する。またＢＣ系化合物もＢＮよりも優
先的に析出するので全Ｂ量のほとんどがＢ（Ｃ，Ｎ）と
して析出する。本発明におけるＢＮの析出開始温度およ
び析出ピークは、Ｂ添加量１４　ｐｐｒｒｌにおいて、
そ扛ぞれ約９００℃と約６００℃近傍にあることが確め
ら扛ており、一般に知られているＡｔＮの析出ピークよ
りも低い温度域にある。

本発明における熱延巻取温度６５０〜８００℃の範囲で
は鍋中に残存する固溶ＮのほとんどがＡｔＮとして優先
的に析出するため、Ｂの一部はＢＮとして析出すること
ができず固溶Ｂとして残存する。さらに本発明において
は、極低炭素鋼でちるためＢＣ系化合物の析出量が少な
いことも固溶Ｂの増加に寄与している。

要するに本発明では、極低炭素鋼にＮｂを添加すること
で固溶ＣのほとんどをＮｂＣとして固定させてＢＣ系化
合物の析出ｉ會抑え、さらに微量のＢ添加によシ、ＢＮ
の析出ピークをＡｔＨの析出ピークよシも低温側にさせ
ることでＢ（Ｃ，Ｎ）の析出−４１Ｔｒ抑え固溶Ｂを多
く残存せしめているものである。この場合の固溶ＢＪｉ
は３〜ｌＯｐｐｍｇ度であるが、十分な二次加工性の改
善効果が確認されている。このように、本発明において
固溶Ｂを残存せしめるメカニズムは、前述した特開昭５
９−７４２３号のそれとは基本的に異るものであシ、さ
らに本発明における微量のＢとＮｂの複合添加において
は材質劣化は僅少で十分な深絞シ性が得られる。

本発明は以上のような成分組成の鋼を真空脱ガス処理等
を施して溶製し、得られたスラブについてＡｒ１以上の
仕上温度、６５０〜ＳＯＯ℃の巻取温度で熱間圧延した
後、酸洗後６５チ以上の圧下率で冷間圧延し、これによ
る冷延銅帯ヲ凋結晶温度以上８５０℃以下の温度で再結
晶させた後、溶融亜鉛メッキを施し、該メッキ後４００
〜６００℃の温度に５秒以上保持して合金化処理を行う
。

と扛らの製造条件の限定理由について説明すると、まず
熱間圧延において仕上げ温度をＡｒ３以上とするのは、
と扛以下の温度では深絞υ性の指標であるｒ値の低下と
低温仕上げに起因する粗大粒による延性低下ならび二次
加工性の劣化が起き易いためである。

巻取温度６５０〜８００℃の範囲とするのは、歪時効の
原因となる固溶ＮをＡｔＮとして固着するためと前述し
たように固溶Ｂを多く残存せしめるためである。

冷間圧延において、圧下率６５チ以上とするのは、十分
な圧延形状を得ることとｒ値の向上のためである。

焼鈍温度は十分な深絞り性を付方１１するためには再結
晶温度以上の必要があシ、こ扛によりｒ値、全伸びがと
もに向上する。特に７５０℃以上では極めて優扛た特性
が得ら扛る。しかし８５０℃を超える高温域では、Ｎ１
）Ｃの再固溶による固溶Ｃの著しい増加が起シ易（、Ｂ
Ｈ性には寄与するものの時効性の劣化および深絞り性の
劣化をきたす。このようなことから焼鈍温度は再結晶温
度以上、望しくは７５０℃以上８５０℃以下とした。

合金化処理温度を４００〜６００℃と限定するのは、４
００℃未満では十分な合金化がなされず、また６００℃
を超えると過合金化によシ耐パウダリング性が著しく損
なわれるためであシ、をた十分な合金化を図るためには
上記温度範囲において５秒以上の保持を必要とする。

以上のようにしてメッキ処理さｎ−ｈ鋼板は、２００℃
以下まで急冷された後、調圧又はレベリングが施される
。このように２００℃まで急冷するのは二次加工性に有
害なＰの粒界濃化を防止するためであシ、この場合の冷
却速度はｌＯ℃／ｓｅｃ以上であれば十分である。

このようにして製造される鋼板は、深絞シ加工の厳しい
条件下において本縦割れと称する脆性的な破壊が生じ難
く極めて優れた二次加工性を有しておυ、さらに耐パウ
ダリング性にも優ｔ′ＬｆＣ，特性を有している。

〔実施例〕

第１表に示す成分組成及び製造条件によシ合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板を製造し、その機械的性質、二次加工性及
び耐パウダリング性について調べた。その結果ｔ−＃ｉ
２表に示す。

ガお、機械的性質は何れもＪＩＳ　５号に規定された試
験片によシ求めたものであシ、縦割れ限界温度は深絞シ
加工後の二次加工性を評価するため、供試材のすべてが
成形可能々絞シ比２，１と３．０でカップ絞シを行い、
このカップを低温浴に浸漬し開角６０の円錐型コーンに
押し込み、カップ側壁に脆性的な縦割れが生ずる限界の
温度で示した。パウダリング性は９０曲げテストと引抜
き速度２００　ｗＶ′ｍｉｎ　。

ポンチ先端０．５Ｒの押し付は荷重５００　Ｋｇによる
ドロービードテストの２通シの方法で行い、損傷したメ
ッキ面をテープで剥離し、テープに付着した亜鉛量で評
価した。

穿３図は本発明材及び比較材の代表例について、絞シ比
と縦割ｎ限界温度との関係を示したものであシ、鋼随２
がＢ、Ｎｂの複合添加した本発明材、鋼階７がＮｂ単独
添加の比較材、鋼Ｎ１１２がＴｉ単独添加の比較材であ
る。深絞シ用としては一般に絞シ比３．０以上の加工性
を有している必要がある。しかし絞シ比が高いほど、す
なわち深絞シ加工が厳しいほど縦割ｎ限界温度が高温側
に移行し、二次加工性は著しく劣化して行く。この点ｎ
、Ｎｂｙ６合添加した不添加材も同様であるが、Ｎｂ単
独添加の比較材、さらにはＴｉ単独添加材に較べた場合
絞り比の高い領埴においても優れた二次加工性を有して
いる。

第４図は絞り比３．０でのＢ添加による縦割れ限界温度
の影Ｉｄヲ実施例各供試材によシみたものであシ、図中
の○印が本発明材、◇印が本発明のＢの範囲を高めに外
ｒＬｉ比較材、ｅ印がＢ無添加のＮｂ添加比較材、△印
がＴＩ添添加比釘材ある。本実施例から明らかなように
、Ｂの添加量が増加するのに伴ない縦割れ限界温度が低
温側に移行し、Ｂが５　ｐｐｒｎ以上において優れた二
次加工性が得られている。

妃５図はＮｂ／Ｃとｒ値、全伸びおよび縦割れ限界温度
の関係を実施例各供試材について示したもので、第４図
と同じ記号で図示しである。優れた深絞シ性を得るには
深絞シ性の指標である７値が高いこと及び全伸びが高い
ことが望しい。Ｎｂ／Ｃが８．０付近でｉ値、全伸びが
ともに最も高い値を示し優れた深絞シ性が得られている
。Ｎｂ／Ｃ＜　８．０ではｉ値、全伸び共に低下し始め
深絞シ性が劣化して行く。

しかし縦割れ限界温度は低温側に急激に移行し、二次加
工性は著しく向上する。このことから、深絞ｐ用として
許容できるＮｂ／ｃ比の下限はＮｂ／Ｃ≧５．０である
こと、また、Ｎ′ｂ／Ｃ≧８，０では安定した高いｉ値
が得らする反面全件びが徐々に低下していき、また製造
コストも上昇するためＮｌ）／Ｃ＜　２０が好ましいこ
とが判る。

前述したように、Ｂ添加の影響は縦割れ限界温度がＮｂ
単独添加よシも低温側に移行し著しく二次加工性が改善
されるが逆にｉ値、全伸びが劣化するという点にある。

特にＢが２０　ｐｐｍ以上では材質劣化が顕著であるた
め、たとえ二次加工性が改善できたとしても十分な深絞
シ性を得ることが難かしい。

Ｂが１５　ｐｐｍ以下においては材質劣化の程度が僅か
であり、深絞シ用として十分に許容できる材質が得らｎ
るうえ、Ｂが５　ＰＩ）ｍ以上で優れた二次加工性が得
られる喪め苛酷な深絞シ加工に対して有利である。

またパウダリング性を評価する９００曲け　−及びドロ
ービートテストにおいても、本発明材は比較材に較べ良
好な耐パウダリング性を示していることが判る。

【図面の簡単な説明】

第１図は極低炭素Ｔｉ添加鋼と極低炭素Ｎｂ添加鋼の深
絞如加工において、各メッキ合金層の剥離前後のｉ値相
互の関係を示すものである。第２図は合金化溶融亜鉛メ
ッキ鋼板について粒度陽と縦割ｎ限界温度の関係を示し
たものである。第３図は実施例における本発明材及び比
較材の代表例について、絞シ比と縦割れ限界温度との関
係を示したものである。第４図は絞シ比３．０でのＢ添
加による縦割れ限界温度の影響を実施例各供試材につい
て調べたものである。１５図はＮｂ／Ｃとｉ値、全伸び
および縦割れ限界温度の関係を実施例各供試材について
調べたものである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００２５ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．０５ｗｔ％以
   下、Ｍｎ：０．３０ｗｔ％以下、Ｐ：０．０３０ｗｔ％
   以下、Ｓ：０．０２０ｗｔ％以下、ＳｏｌＡｌ：０．０
   １５〜０．０８０ｗｔ％、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下
   、Ｎｂ：０．０５０ｗｔ％以下、Ｂ：０．０００５〜０
   ．００１５ｗｔ％、残部鉄及び不可避的不純物からなり
   、且つ ５≦Ｎｂ／Ｃ≦２０を満足する鋼を溶製し、これをＡｒ
   ＿３以上の仕上げ温度、６５０〜８００℃の巻取温度で
   熱間圧延した後、酸洗後６５％以上の圧下率で冷間圧延
   し、これによる冷延鋼板を再結晶温度以上８５０℃以下
   の温度で再結晶させた後、溶融亜鉛メッキを施し、該メ
   ッキ後４００〜６００℃の温度に５秒以上保持して合金
   化処理を行うことを特徴とする深絞り用溶融亜鉛メッキ
   鋼板の製造方法。