JP2000144261A - 延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法Info
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- JP2000144261A JP2000144261A JP10316168A JP31616898A JP2000144261A JP 2000144261 A JP2000144261 A JP 2000144261A JP 10316168 A JP10316168 A JP 10316168A JP 31616898 A JP31616898 A JP 31616898A JP 2000144261 A JP2000144261 A JP 2000144261A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよ
び合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を提供す
ること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０７％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００５〜２％を含有する鋼をスラブとした後、Ａｒ
3点以上で仕上げ圧延し、次いで６００〜７８０℃の温
度域まで１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した後、
この温度域で４．５秒間以上保持し、その後１５℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５０℃で巻取
った熱延鋼板を酸洗後、連続溶融亜鉛めっきラインにて
溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき前の加熱温
度を４５０〜５５０℃とする。
び合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を提供す
ること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０７％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００５〜２％を含有する鋼をスラブとした後、Ａｒ
3点以上で仕上げ圧延し、次いで６００〜７８０℃の温
度域まで１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した後、
この温度域で４．５秒間以上保持し、その後１５℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５０℃で巻取
った熱延鋼板を酸洗後、連続溶融亜鉛めっきラインにて
溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき前の加熱温
度を４５０〜５５０℃とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車の構造部
材および足回りなどに適した、熱延鋼板を下地とする延
性に優れた溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき
高張力鋼板の製造方法に関する。
材および足回りなどに適した、熱延鋼板を下地とする延
性に優れた溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき
高張力鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】車体構造部材および足回り部材に使用さ
れる熱延鋼板は張出成形を主体とする過酷な成形を受け
るので、優れたプレス成形性、特に良好な延性を有する
ことが従来より必要とされている。加えて、近年、自動
車の燃費向上および衝突安全性向上を目的として、車体
構造部材および足回り部材には高張力熱延鋼板が要求さ
れており、高強度化が求められている。しかし、高張力
鋼板を薄肉化すると耐久性の低下を免れない。そこで、
良好な延性および耐食性を兼ね備えた溶融亜鉛めっきお
よび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が強く要望されて
いる。
れる熱延鋼板は張出成形を主体とする過酷な成形を受け
るので、優れたプレス成形性、特に良好な延性を有する
ことが従来より必要とされている。加えて、近年、自動
車の燃費向上および衝突安全性向上を目的として、車体
構造部材および足回り部材には高張力熱延鋼板が要求さ
れており、高強度化が求められている。しかし、高張力
鋼板を薄肉化すると耐久性の低下を免れない。そこで、
良好な延性および耐食性を兼ね備えた溶融亜鉛めっきお
よび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が強く要望されて
いる。
【０００３】このようなことを考慮して、特開平０６−
１４５７８８号公報にはプレス成形性に優れた熱延下地
溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法が提案されてい
る。
１４５７８８号公報にはプレス成形性に優れた熱延下地
溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法が提案されてい
る。
【０００４】この公報に開示された技術は、プレス成形
性に優れた鋼板を製造するに際し、重量％でＣ：０．０
６〜０．２２％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：
０．５〜２．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．２５〜１．５
％、を含有し、かつＡｌとＳｉおよびＣとの関係が０．
６％Ｓｉ（％）≦Ａｌ（％）≦３−１２．５Ｃ（％）を
満足し、残部がＦｅおよび他の不可避的不純物からなる
冷延鋼板をフェライト＋オーステナイト（α＋γ）２相
域に保持後、特定の熱処理により、金属組織中に３〜２
０％の残留オーステナイトを含有させることを特徴する
ものである。
性に優れた鋼板を製造するに際し、重量％でＣ：０．０
６〜０．２２％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：
０．５〜２．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．２５〜１．５
％、を含有し、かつＡｌとＳｉおよびＣとの関係が０．
６％Ｓｉ（％）≦Ａｌ（％）≦３−１２．５Ｃ（％）を
満足し、残部がＦｅおよび他の不可避的不純物からなる
冷延鋼板をフェライト＋オーステナイト（α＋γ）２相
域に保持後、特定の熱処理により、金属組織中に３〜２
０％の残留オーステナイトを含有させることを特徴する
ものである。
【０００５】この方法に基づいて溶融亜鉛めっき鋼板を
製造する際には、溶融亜鉛めっきラインにおいて、上記
熱履歴を実現させる必要がある。
製造する際には、溶融亜鉛めっきラインにおいて、上記
熱履歴を実現させる必要がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記組
成の鋼に対し実際に（α＋γ）２相域まで加熱してめっ
きを施した場合、Ｓｉ量が高いため溶融亜鉛めっき層と
下地鋼板との密着性を高いレベルに確保することが困難
になる。
成の鋼に対し実際に（α＋γ）２相域まで加熱してめっ
きを施した場合、Ｓｉ量が高いため溶融亜鉛めっき層と
下地鋼板との密着性を高いレベルに確保することが困難
になる。
【０００７】以上のように、延性の良好な高張力鋼板で
はＳｉ量が高く、従来技術では、これに充分な密着性を
施す技術が確立されていない。
はＳｉ量が高く、従来技術では、これに充分な密着性を
施す技術が確立されていない。
【０００８】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
のであって、良好な延性を有する熱延下地溶融亜鉛めっ
きおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を
提供することを目的とする。
のであって、良好な延性を有する熱延下地溶融亜鉛めっ
きおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を
提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上述した
課題を解決すべき鋭意研究を重ねた。その結果、重量％
でＳｉ量を１．５％以下含有する鋼を用いて熱延工程で
延性に有利なミクロ組織を形成し、この熱延鋼板を亜鉛
めっき原板として連続式の溶融亜鉛めっきラインに装入
し、４５０〜５５０℃でという従来よりも低い温度で加
熱してから溶融亜鉛めっきすることにより、Ｓｉの表面
濃化を抑制することができ、従来の（α＋γ）２相域加
熱では不可能であった高Ｓｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっき
を実現することができることを見出した。また、このよ
うな低温加熱により下地鋼板のミクロ組織をほとんど変
化させずに溶融亜鉛めっきすることが可能となることを
見出した。
課題を解決すべき鋭意研究を重ねた。その結果、重量％
でＳｉ量を１．５％以下含有する鋼を用いて熱延工程で
延性に有利なミクロ組織を形成し、この熱延鋼板を亜鉛
めっき原板として連続式の溶融亜鉛めっきラインに装入
し、４５０〜５５０℃でという従来よりも低い温度で加
熱してから溶融亜鉛めっきすることにより、Ｓｉの表面
濃化を抑制することができ、従来の（α＋γ）２相域加
熱では不可能であった高Ｓｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっき
を実現することができることを見出した。また、このよ
うな低温加熱により下地鋼板のミクロ組織をほとんど変
化させずに溶融亜鉛めっきすることが可能となることを
見出した。
【００１０】本発明は上記知見に基いてなされたもので
あり、第１に重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０７％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００５〜２％を含有する鋼をスラブとした後、Ａｒ
3点以上で仕上げ圧延し、次いで６００〜７８０℃の温
度域まで１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した後、
この温度域で４．５秒間以上保持し、その後１５℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５０℃で巻取
った熱延鋼板を酸洗後、連続溶融亜鉛めっきラインにて
溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき前の加熱温
度を４５０〜５５０℃とすることを特徴とする延性の優
れた熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を提
供するものである。
あり、第１に重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０７％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００５〜２％を含有する鋼をスラブとした後、Ａｒ
3点以上で仕上げ圧延し、次いで６００〜７８０℃の温
度域まで１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した後、
この温度域で４．５秒間以上保持し、その後１５℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５０℃で巻取
った熱延鋼板を酸洗後、連続溶融亜鉛めっきラインにて
溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき前の加熱温
度を４５０〜５５０℃とすることを特徴とする延性の優
れた熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を提
供するものである。
【００１１】第２に、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３
％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５
％、Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜２％を含有する鋼をスラブとし
た後、Ａｒ3点以上で仕上げ圧延し、次いで６００〜７
８０℃の温度域まで１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷
却した後、この温度域で４．５秒間以上保持し、その後
１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５
０℃で巻取った熱延鋼板を酸洗後、連続溶融亜鉛めっき
ラインに装入し、４５０〜５５０℃に加熱後、溶融亜鉛
めっきし、その後合金化処理することを特徴とする延性
の優れた熱延下地合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製
造方法を提供するものである。
％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５
％、Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜２％を含有する鋼をスラブとし
た後、Ａｒ3点以上で仕上げ圧延し、次いで６００〜７
８０℃の温度域まで１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷
却した後、この温度域で４．５秒間以上保持し、その後
１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５
０℃で巻取った熱延鋼板を酸洗後、連続溶融亜鉛めっき
ラインに装入し、４５０〜５５０℃に加熱後、溶融亜鉛
めっきし、その後合金化処理することを特徴とする延性
の優れた熱延下地合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製
造方法を提供するものである。
【００１２】本発明において、最終的に必要な強度レベ
ルに応じて下地鋼板のミクロ組織を延性に有利なフェラ
イト＋ベイナイト＋残留オーステナイト組織とすれば、
延性の優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
ルに応じて下地鋼板のミクロ組織を延性に有利なフェラ
イト＋ベイナイト＋残留オーステナイト組織とすれば、
延性の優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００１３】また、本発明の溶融亜鉛めっきおよび合金
化溶融亜鉛めっきは強度レベルも下地鋼板のレベルから
ほとんど変化しないため、下地鋼板の特性値を最大限に
引き出すことができる。また、下地鋼板として冷延鋼板
ではなく熱延鋼板を使用することで、製品価格を廉価に
することができる。さらに、本発明における低温加熱で
はミクロ組織が変化しないだけでなく、Ｍｎの偏析によ
る層状組織が軽減されるために伸びフランジ性が改善さ
れるという効果もあり、さらにめっきのためのエネルギ
ーコストも従来より低減することができる。
化溶融亜鉛めっきは強度レベルも下地鋼板のレベルから
ほとんど変化しないため、下地鋼板の特性値を最大限に
引き出すことができる。また、下地鋼板として冷延鋼板
ではなく熱延鋼板を使用することで、製品価格を廉価に
することができる。さらに、本発明における低温加熱で
はミクロ組織が変化しないだけでなく、Ｍｎの偏析によ
る層状組織が軽減されるために伸びフランジ性が改善さ
れるという効果もあり、さらにめっきのためのエネルギ
ーコストも従来より低減することができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。まず、発明の下地熱延鋼板の化学組成について
述べる。本発明の下地鋼板の組成は、重量％で、Ｃ：
０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：
０．５〜２．５％、Ｐ０．０７％以下、Ｓ：０．０１％
以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜２％であり、その限
定理由は以下のとおりである。
明する。まず、発明の下地熱延鋼板の化学組成について
述べる。本発明の下地鋼板の組成は、重量％で、Ｃ：
０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：
０．５〜２．５％、Ｐ０．０７％以下、Ｓ：０．０１％
以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜２％であり、その限
定理由は以下のとおりである。
【００１５】Ｃ：０．０５〜０．３％ Ｃは強度を上昇させる元素であり、オーステナイトの安
定性を高める作用を有するため、０．０５％以上必要で
ある。一方、０．３％を超えると接着性が劣化する。し
たがって、Ｃ量を０．０５〜０．３％とする。
定性を高める作用を有するため、０．０５％以上必要で
ある。一方、０．３％を超えると接着性が劣化する。し
たがって、Ｃ量を０．０５〜０．３％とする。
【００１６】Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｓｉは強度を上昇させ、冷却過程においてフェライトの
生成を促進して、オーステナイト中へのＣの濃化を助
け、オーステナイト中からのセメタイトの析出を遅らせ
る作用を有するため、残留オーステナイトを確保する上
で有効な元素であり、このような効果を有効に発揮する
ためには、０．５％以上必要である。一方、Ｓｉの含有
量が多くなるほど従来の方法による溶融亜鉛めっきでは
めっきが難しくなるが、本発明では溶融亜鉛めっき前の
加熱を低温で行うことによりその上限を大幅に緩和する
ことができる。すなわち０．５％以上でも良好なめっき
付着性を得ることができる。しかし、１．５％を超える
とめっき密着性の劣化および溶接性の劣化および溶接性
の劣化が著しい。したがって、Ｓｉ量を０．５〜１．５
％とする。
生成を促進して、オーステナイト中へのＣの濃化を助
け、オーステナイト中からのセメタイトの析出を遅らせ
る作用を有するため、残留オーステナイトを確保する上
で有効な元素であり、このような効果を有効に発揮する
ためには、０．５％以上必要である。一方、Ｓｉの含有
量が多くなるほど従来の方法による溶融亜鉛めっきでは
めっきが難しくなるが、本発明では溶融亜鉛めっき前の
加熱を低温で行うことによりその上限を大幅に緩和する
ことができる。すなわち０．５％以上でも良好なめっき
付着性を得ることができる。しかし、１．５％を超える
とめっき密着性の劣化および溶接性の劣化および溶接性
の劣化が著しい。したがって、Ｓｉ量を０．５〜１．５
％とする。
【００１７】Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｍｎはオーステナイトの安定性を高め、固溶強化をもた
らすため、必要な強度および組織に応じて０．５％以上
添加する必要がある。しかし、２．０％を超えると溶接
性および伸びフランジ性を含めた加工性が悪化する。し
たがって、Ｍｎ量を０．５〜２．０％とする。
らすため、必要な強度および組織に応じて０．５％以上
添加する必要がある。しかし、２．０％を超えると溶接
性および伸びフランジ性を含めた加工性が悪化する。し
たがって、Ｍｎ量を０．５〜２．０％とする。
【００１８】Ｐ：０．０７％以下 ＰはＳｉと同様にフェライト中に固溶して鋼板の強度を
高める作用があるが、添加し過ぎると溶接性を低下さ
せ、伸びフランジ性を悪化させるので、０．０７％以下
とする。
高める作用があるが、添加し過ぎると溶接性を低下さ
せ、伸びフランジ性を悪化させるので、０．０７％以下
とする。
【００１９】Ｓ：０．０１％以下 ＳはＭｎとＡ系介在物を作り、延性および伸びフランジ
性を低下させる不純物元素であるので、０．０１％以下
に制限する。ただし、その範囲内でも製鋼での経済性に
見合う範囲で極力低減することが望ましい。
性を低下させる不純物元素であるので、０．０１％以下
に制限する。ただし、その範囲内でも製鋼での経済性に
見合う範囲で極力低減することが望ましい。
【００２０】Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜２％ Ｓｏｌ．ＡｌはＳｉと同様に脱酸のために使用されるほ
か、冷却過程においてフェライトの生成を促進して、オ
ーステナイト中へのＣの濃化を助け、オーステナイト中
からのセメタイトの析出を遅らせる作用を有するため、
残留オーステナイトを確保する上で有効である。充分な
脱酸効果を得るためには０．００５％以上必要である。
一方、２％を超えるとＡｒ３点が上昇するため高温加熱
により仕上温度を高くする必要があり、これに伴いスケ
ール損失の増加および表面性状の劣化が生じる。したが
って、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．００５〜２％とする。
か、冷却過程においてフェライトの生成を促進して、オ
ーステナイト中へのＣの濃化を助け、オーステナイト中
からのセメタイトの析出を遅らせる作用を有するため、
残留オーステナイトを確保する上で有効である。充分な
脱酸効果を得るためには０．００５％以上必要である。
一方、２％を超えるとＡｒ３点が上昇するため高温加熱
により仕上温度を高くする必要があり、これに伴いスケ
ール損失の増加および表面性状の劣化が生じる。したが
って、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．００５〜２％とする。
【００２１】次に、熱延条件について述べる。溶融亜鉛
めっきラインでは、熱サイクルの厳密な制御およびめっ
き密着性を確保しつつ必要な強度と延性を付与するため
のミクロ組織制御が困難である。良好な延性の溶融亜鉛
めっき高張力熱延鋼板を得るためには、溶融亜鉛めっき
前に、必要な強度および延性を得ることができるミクロ
組織を付与しておき、このミクロ組織をほとんど変化さ
せずにめっきの密着性を確保することができるような加
熱条件で溶融亜鉛めっきを施せばよい。そのために、溶
融亜鉛めっき前の熱延鋼板に強度および延性を付与する
ための熱延の仕上温度をＡｒ３変態点以上とし、巻取温
度を３５０〜５５０℃とする。
めっきラインでは、熱サイクルの厳密な制御およびめっ
き密着性を確保しつつ必要な強度と延性を付与するため
のミクロ組織制御が困難である。良好な延性の溶融亜鉛
めっき高張力熱延鋼板を得るためには、溶融亜鉛めっき
前に、必要な強度および延性を得ることができるミクロ
組織を付与しておき、このミクロ組織をほとんど変化さ
せずにめっきの密着性を確保することができるような加
熱条件で溶融亜鉛めっきを施せばよい。そのために、溶
融亜鉛めっき前の熱延鋼板に強度および延性を付与する
ための熱延の仕上温度をＡｒ３変態点以上とし、巻取温
度を３５０〜５５０℃とする。
【００２２】熱延の仕上温度が、Ａｒ3変態点以下にな
ると（α＋γ）２相域の圧延となるため混粒組織となり
延性が低下する。また、巻取温度については、３５０〜
５５０℃であれば延性の良好なフェライト＋ベイナイト
＋残留オーステナイト組織が得られるが、５５０℃を超
えるとパーライトが混在し、３５０℃以下ではマルテン
サイトが混在するため良好な延性を得ることが困難であ
る。このように巻取温度３５０〜５５０℃とすることに
より、めっき前の熱延鋼板に所望の強度および延性が付
与されるが、その後の溶融亜鉛めっき前の加熱温度を４
５０〜５５０℃とすることにより、溶融亜鉛めっき後
も、そのような熱延鋼板の強度および延性が維持され
る。
ると（α＋γ）２相域の圧延となるため混粒組織となり
延性が低下する。また、巻取温度については、３５０〜
５５０℃であれば延性の良好なフェライト＋ベイナイト
＋残留オーステナイト組織が得られるが、５５０℃を超
えるとパーライトが混在し、３５０℃以下ではマルテン
サイトが混在するため良好な延性を得ることが困難であ
る。このように巻取温度３５０〜５５０℃とすることに
より、めっき前の熱延鋼板に所望の強度および延性が付
与されるが、その後の溶融亜鉛めっき前の加熱温度を４
５０〜５５０℃とすることにより、溶融亜鉛めっき後
も、そのような熱延鋼板の強度および延性が維持され
る。
【００２３】次に、溶融亜鉛めっき条件について述べ
る。本発明では溶融亜鉛めっき前の加熱温度を４５０〜
５５０℃とする。これにより、従来の７００〜８５０℃
の高温加熱処理では不可能であった高Ｓｉ含有鋼板の溶
融亜鉛めっきが可能となる。これは高温加熱処理ではＳ
ｉが表層に濃化して溶融亜鉛めっきの濡れ性を害し不め
っきを生じるのに対し、低温加熱処理ではＳｉがほとん
ど濃化しないため、高Ｓｉ含有鋼板でも溶融亜鉛めっき
が可能となるという知見に基づく。また、低温加熱処理
では下地鋼板のミクロ組織をほとんど変えずに溶融亜鉛
めっきが可能となる。
る。本発明では溶融亜鉛めっき前の加熱温度を４５０〜
５５０℃とする。これにより、従来の７００〜８５０℃
の高温加熱処理では不可能であった高Ｓｉ含有鋼板の溶
融亜鉛めっきが可能となる。これは高温加熱処理ではＳ
ｉが表層に濃化して溶融亜鉛めっきの濡れ性を害し不め
っきを生じるのに対し、低温加熱処理ではＳｉがほとん
ど濃化しないため、高Ｓｉ含有鋼板でも溶融亜鉛めっき
が可能となるという知見に基づく。また、低温加熱処理
では下地鋼板のミクロ組織をほとんど変えずに溶融亜鉛
めっきが可能となる。
【００２４】すなわち、Ｓｉを多く含有した鋼を用い、
熱延工程でミクロ組織を制御して優れた強度および延性
に付与した熱延高張力鋼板を下地した場合、溶融亜鉛め
っき後にも良好な強度および延性を維持することがで
き、延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板を
製造することができる。なお、溶融亜鉛めっき後、必要
に応じて合金化処理を行うが、その際の条件は特に限定
されず、通常の条件で行えばよい。
熱延工程でミクロ組織を制御して優れた強度および延性
に付与した熱延高張力鋼板を下地した場合、溶融亜鉛め
っき後にも良好な強度および延性を維持することがで
き、延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板を
製造することができる。なお、溶融亜鉛めっき後、必要
に応じて合金化処理を行うが、その際の条件は特に限定
されず、通常の条件で行えばよい。
【００２５】このように本発明は熱延工程で得られた材
質を損なわずに溶融亜鉛めっきを施すことを可能にする
ものである。また、本発明では下地鋼板として冷延鋼板
ではなく熱延鋼板を使用することにより、製品価格を廉
価にできる。また、本発明のような低温加熱ではミクロ
組織は変化しないが、Ｍｎの偏析による層状組織が軽減
されるため、熱延ままより伸びフランジ性が向上すると
いった効果が得られ、さらにめっきのためのエネルギー
コストも従来より低減することができる。
質を損なわずに溶融亜鉛めっきを施すことを可能にする
ものである。また、本発明では下地鋼板として冷延鋼板
ではなく熱延鋼板を使用することにより、製品価格を廉
価にできる。また、本発明のような低温加熱ではミクロ
組織は変化しないが、Ｍｎの偏析による層状組織が軽減
されるため、熱延ままより伸びフランジ性が向上すると
いった効果が得られ、さらにめっきのためのエネルギー
コストも従来より低減することができる。
【００２６】
【実施例】本発明による具体的な実施例について、比較
例と比較しながら以下に説明する。 （実施例１）表１に示す化学組織の鋼を転炉で溶製し、
連続鋳造でスラブとした。次いでＡｒ３点以上の８５０
℃仕上圧延して板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯とし、その
後、その熱延鋼帯を６８０℃まで冷却速度３６℃／ｓｅ
ｃで冷却した後、この温度で９秒間保持し、引き続き冷
却速度４５℃／ｓｅｃで冷却した後、４６０℃で巻き取
った。この熱延鋼帯を酸洗後、連続式溶融亜鉛めっきラ
インにて４００〜８５０℃に５０℃間隔で２分間加熱保
持後、両面４５ｇ／ｍ2の目付け量で溶融亜鉛めっき
し、５５０℃×１０秒間の合金化処理を行った。
例と比較しながら以下に説明する。 （実施例１）表１に示す化学組織の鋼を転炉で溶製し、
連続鋳造でスラブとした。次いでＡｒ３点以上の８５０
℃仕上圧延して板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯とし、その
後、その熱延鋼帯を６８０℃まで冷却速度３６℃／ｓｅ
ｃで冷却した後、この温度で９秒間保持し、引き続き冷
却速度４５℃／ｓｅｃで冷却した後、４６０℃で巻き取
った。この熱延鋼帯を酸洗後、連続式溶融亜鉛めっきラ
インにて４００〜８５０℃に５０℃間隔で２分間加熱保
持後、両面４５ｇ／ｍ2の目付け量で溶融亜鉛めっき
し、５５０℃×１０秒間の合金化処理を行った。
【００２７】このようにして得られた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板について、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏
点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定し
た。また、亜鉛めっき層の外観および０．５ｔ曲げ後テ
ープ剥離試験により亜鉛めっき層の密着性を評価した。
っき鋼板について、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏
点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定し
た。また、亜鉛めっき層の外観および０．５ｔ曲げ後テ
ープ剥離試験により亜鉛めっき層の密着性を評価した。
【００２８】図１に溶融亜鉛めっき前の加熱温度と上記
各機械的性質との関係を示し、表２に溶融亜鉛めっき層
の外観を密着性を示す。なお、本発明で用いた鋼板は熱
延ままのミクロ組織はフェライト＋ベイナイト＋残留オ
ーステナイト組織であって、引張強さが５９０ＭＰａ以
上で優れた伸びおよび強度−延性バランスを有する鋼板
である。
各機械的性質との関係を示し、表２に溶融亜鉛めっき層
の外観を密着性を示す。なお、本発明で用いた鋼板は熱
延ままのミクロ組織はフェライト＋ベイナイト＋残留オ
ーステナイト組織であって、引張強さが５９０ＭＰａ以
上で優れた伸びおよび強度−延性バランスを有する鋼板
である。
【００２９】図１に示すように、加熱温度が５５０℃ま
では熱延ままと同じレベルの強度−延性バランスを示す
が、６００℃以上では強度−延性バランスがＴＳ×Ｅｌ
値で２１０００ＭＰａ・％未満に低下する。５５０℃ま
での加熱温度で強度が熱延ままと変わらず、優れた伸び
が得られるのは、ミクロ組織が熱延ままと変わらないた
めである。６００℃以上では当初のフェライト＋ベイナ
イト＋残留オーステナイト組織が変化してパーライトの
析出が生ずるため、伸びが低下する。
では熱延ままと同じレベルの強度−延性バランスを示す
が、６００℃以上では強度−延性バランスがＴＳ×Ｅｌ
値で２１０００ＭＰａ・％未満に低下する。５５０℃ま
での加熱温度で強度が熱延ままと変わらず、優れた伸び
が得られるのは、ミクロ組織が熱延ままと変わらないた
めである。６００℃以上では当初のフェライト＋ベイナ
イト＋残留オーステナイト組織が変化してパーライトの
析出が生ずるため、伸びが低下する。
【００３０】亜鉛めっき層の外観については、表２に示
すように、加熱温度が４５０℃未満では不めっき部分が
あった。これはＦｅの還元が不十分なためである。４５
０℃〜７００℃までは不めっきはなく、良好な外観が得
られた。７５０℃以上では不めっき部分が認められる。
これは、表層にＳｉが濃化されたことによる。一方、亜
鉛めっき層の密着性については、４５０℃以上で良好な
めっき外観が得られた。このように亜鉛めっきの観点か
らは、加熱温度範囲は４５０〜７００℃が好ましいこと
が確認された。
すように、加熱温度が４５０℃未満では不めっき部分が
あった。これはＦｅの還元が不十分なためである。４５
０℃〜７００℃までは不めっきはなく、良好な外観が得
られた。７５０℃以上では不めっき部分が認められる。
これは、表層にＳｉが濃化されたことによる。一方、亜
鉛めっき層の密着性については、４５０℃以上で良好な
めっき外観が得られた。このように亜鉛めっきの観点か
らは、加熱温度範囲は４５０〜７００℃が好ましいこと
が確認された。
【００３１】以上の結果から、熱延ままと同等の強度お
よび良好な延性かつ良好な亜鉛めっき特性の得られる加
熱温度範囲は４５０〜５５０℃である。また、本発明の
成分範囲の規定では、熱延ままと同等の強度および良好
な延性かつ良好な亜鉛めっき特性は加熱温度範囲が４５
０〜５５０℃で得られることが確認された。
よび良好な延性かつ良好な亜鉛めっき特性の得られる加
熱温度範囲は４５０〜５５０℃である。また、本発明の
成分範囲の規定では、熱延ままと同等の強度および良好
な延性かつ良好な亜鉛めっき特性は加熱温度範囲が４５
０〜５５０℃で得られることが確認された。
【００３２】（実施例２）表３に示す化学成分の鋼を転
炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとし、表４に示す熱延
条件で熱延し、板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯とした。これ
らの熱延鋼帯を酸洗し、連続式溶融亜鉛めっきラインに
て表４に示す加熱条件で加熱した後、両面４５ｇ／ｍ2
の目付け量で亜鉛めっきし、さらに合金化処理を行っ
た。
炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとし、表４に示す熱延
条件で熱延し、板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯とした。これ
らの熱延鋼帯を酸洗し、連続式溶融亜鉛めっきラインに
て表４に示す加熱条件で加熱した後、両面４５ｇ／ｍ2
の目付け量で亜鉛めっきし、さらに合金化処理を行っ
た。
【００３３】上記によって得られた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板について、上述した実施例１と同様に、ＪＩＳ５
号引張試験片を用いて機械的性能、すなわち、降伏点、
引張強さおよび伸びを測定し、さらに、亜鉛めっき層の
外観および０.５ｔ曲げ後テープ剥離試験により亜鉛め
っき層の密着性を評価した。
き鋼板について、上述した実施例１と同様に、ＪＩＳ５
号引張試験片を用いて機械的性能、すなわち、降伏点、
引張強さおよび伸びを測定し、さらに、亜鉛めっき層の
外観および０.５ｔ曲げ後テープ剥離試験により亜鉛め
っき層の密着性を評価した。
【００３４】表５に、鋼板のミクロ組織、測定した機械
的性質および溶融亜鉛めっき特性を示す。発明例１〜７
は表３の鋼種Ａ，Ｂ、ＣおよびＤを用いて本発明の範囲
内の条件で製造したものであり、熱延ままで良好な延性
を有する鋼板を素材として、めっき前加熱温度を４５０
〜５５０℃として溶融亜鉛めっきを施した結果、良好な
延性および亜鉛めっき特性が得られることが確認され
た。なお、延性は強度と相反する関係にあるため、同一
強度で延性を比較するための指標として通常用いられる
ＴＳ×Ｅｌ値を求めると、本発明ではいずれも２１００
０ＭＰａ・％以上の良好な強度−延性バランスであるこ
とが確認された。
的性質および溶融亜鉛めっき特性を示す。発明例１〜７
は表３の鋼種Ａ，Ｂ、ＣおよびＤを用いて本発明の範囲
内の条件で製造したものであり、熱延ままで良好な延性
を有する鋼板を素材として、めっき前加熱温度を４５０
〜５５０℃として溶融亜鉛めっきを施した結果、良好な
延性および亜鉛めっき特性が得られることが確認され
た。なお、延性は強度と相反する関係にあるため、同一
強度で延性を比較するための指標として通常用いられる
ＴＳ×Ｅｌ値を求めると、本発明ではいずれも２１００
０ＭＰａ・％以上の良好な強度−延性バランスであるこ
とが確認された。
【００３５】また、比較例８は鋼種Ａを用いて、本発明
の範囲外の条件で製造したものであり、巻取温度が本発
明が規定する範囲より高いため、延性が劣っていること
が確認された。比較例９はそれぞれ鋼種Ａを用いて本発
明の範囲外の条件で製造したものであり、溶融亜鉛めっ
き前の加熱温度が本発明で規定する範囲より高いため、
延性が劣っている。比較例１０は鋼種Ｂを用いて本発明
の範囲外の条件で製造したものであり、溶融亜鉛めっき
前の加熱温度が本発明で規定する範囲より高いため、延
性が劣っている。比較例１１は鋼種Ｂを用いて本発明の
範囲外の条件で製造したものであり、溶融亜鉛めっき前
の加熱温度が本発明で規定する範囲より低いため、亜鉛
めっき特性が劣っていた。比較例１２および１３は鋼種
Ｃを用いて本発明の範囲外の条件で製造したものであ
り、巻取温度が本発明で規定する範囲外であるため、延
性が劣っていた。比較例１４は鋼種Ｄを用いて本発明の
範囲外の条件で製造したものであり、溶融亜鉛めっき前
の加熱温度が本発明で規定する範囲より高いため、延性
は劣っていた。比較例１５および１６は鋼種Ｅ用いて本
発明の範囲外で製造したものであり、Ｓｉ量が本発明で
規定する範囲より高いため、亜鉛めっき特性が劣ってい
た。
の範囲外の条件で製造したものであり、巻取温度が本発
明が規定する範囲より高いため、延性が劣っていること
が確認された。比較例９はそれぞれ鋼種Ａを用いて本発
明の範囲外の条件で製造したものであり、溶融亜鉛めっ
き前の加熱温度が本発明で規定する範囲より高いため、
延性が劣っている。比較例１０は鋼種Ｂを用いて本発明
の範囲外の条件で製造したものであり、溶融亜鉛めっき
前の加熱温度が本発明で規定する範囲より高いため、延
性が劣っている。比較例１１は鋼種Ｂを用いて本発明の
範囲外の条件で製造したものであり、溶融亜鉛めっき前
の加熱温度が本発明で規定する範囲より低いため、亜鉛
めっき特性が劣っていた。比較例１２および１３は鋼種
Ｃを用いて本発明の範囲外の条件で製造したものであ
り、巻取温度が本発明で規定する範囲外であるため、延
性が劣っていた。比較例１４は鋼種Ｄを用いて本発明の
範囲外の条件で製造したものであり、溶融亜鉛めっき前
の加熱温度が本発明で規定する範囲より高いため、延性
は劣っていた。比較例１５および１６は鋼種Ｅ用いて本
発明の範囲外で製造したものであり、Ｓｉ量が本発明で
規定する範囲より高いため、亜鉛めっき特性が劣ってい
た。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
良好な延性および亜鉛めっき特性を有する熱延下地溶融
亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製
造方法を提供することができる。したがって、本発明に
よる鋼板は自動車用（構造部材および足回り部材な
ど）、産業機器用、家電用等に供することにより、軽量
化を図ることができ、産業上極めて有効な効果が得られ
る。
良好な延性および亜鉛めっき特性を有する熱延下地溶融
亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製
造方法を提供することができる。したがって、本発明に
よる鋼板は自動車用（構造部材および足回り部材な
ど）、産業機器用、家電用等に供することにより、軽量
化を図ることができ、産業上極めて有効な効果が得られ
る。
【図１】鋼板の機械的性質および連続式溶融亜鉛めっき
ラインにおける亜鉛めっき前の加熱温度の関係を示す
図。
ラインにおける亜鉛めっき前の加熱温度の関係を示す
図。
フロントページの続き (72)発明者 吉武 明英 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 小崎 純一 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 櫻井 理孝 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 荒木 健治 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB28 AB42 AC02 AC12 AC18 AC73 AE12 AE18 4K037 EA01 EA05 EA06 EA15 EA16 EA23 EA25 EA27 EA28 EB05 EB09 FC07 FD03 FD04 FD08 FE01 FF01 GA05
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．００５〜２％を含有する鋼をスラブとした後、
Ａｒ3点以上で仕上げ圧延し、次いで６００〜７８０℃
の温度域まで１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した
後、この温度域で４．５秒間以上保持し、その後１５℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５０℃で
巻取った熱延鋼板を酸洗後、連続溶融亜鉛めっきライン
にて溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき前の加
熱温度を４５０〜５５０℃とすることを特徴とする延性
の優れた熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．００５〜２％を含有する鋼をスラブとした後、
Ａｒ3点以上で仕上げ圧延し、次いで６００〜７８０℃
の温度域まで１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した
後、この温度域で４．５秒間以上保持し、その後１５℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５０℃で
巻取った熱延鋼板を酸洗後、連続溶融亜鉛めっきライン
に装入し、４５０〜５５０℃に加熱後、溶融亜鉛めっき
し、その後合金化処理することを特徴とする延性の優れ
た熱延下地合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10316168A JP2000144261A (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10316168A JP2000144261A (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000144261A true JP2000144261A (ja) | 2000-05-26 |
Family
ID=18074054
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10316168A Pending JP2000144261A (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000144261A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004059024A1 (ja) * | 2002-12-26 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| JP2004204350A (ja) * | 2002-12-10 | 2004-07-22 | Nippon Steel Corp | 塗装後耐食性に優れた良加工性高強度冷延鋼板 |
| EP2444510A1 (en) * | 2009-06-17 | 2012-04-25 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip galvannealed steel shhet with excellent workability and fatigue characteristics and process for production thereof |
| CN104975226A (zh) * | 2015-07-30 | 2015-10-14 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种抗拉强度440MPa级的汽车用合金化热镀锌钢及生产方法 |
-
1998
- 1998-11-06 JP JP10316168A patent/JP2000144261A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004204350A (ja) * | 2002-12-10 | 2004-07-22 | Nippon Steel Corp | 塗装後耐食性に優れた良加工性高強度冷延鋼板 |
| WO2004059024A1 (ja) * | 2002-12-26 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| US7780797B2 (en) | 2002-12-26 | 2010-08-24 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics |
| EP2444510A1 (en) * | 2009-06-17 | 2012-04-25 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip galvannealed steel shhet with excellent workability and fatigue characteristics and process for production thereof |
| EP2444510A4 (en) * | 2009-06-17 | 2013-03-20 | Jfe Steel Corp | HIGH-FIXED, FIRED GRAINED STEEL PLATE WITH EXCELLENT PROCESSING AND MATERIAL FEELING PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US8968494B2 (en) | 2009-06-17 | 2015-03-03 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvannealed steel sheet having excellent formability and fatigue resistance and method for manufacturing the same |
| US9580785B2 (en) | 2009-06-17 | 2017-02-28 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvannealed steel sheet having excellent formability and fatigue resistance and method for manufacturing the same |
| CN104975226A (zh) * | 2015-07-30 | 2015-10-14 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种抗拉强度440MPa级的汽车用合金化热镀锌钢及生产方法 |
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