JP2000144360A - 高加工性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
高加工性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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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 高加工性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。 【解決手段】 重量％でＳｉを１．５％以下含有する熱
延鋼板を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４５０〜６
００℃とする。熱延仕上温度はＡｒ３変態点以上、巻き
取り温度は６００℃以下とすることが好ましく、めっき
後必要に応じて合金化処理を行う。
化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％でＳｉを１．５％以下含有する熱
延鋼板を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４５０〜６
００℃とする。熱延仕上温度はＡｒ３変態点以上、巻き
取り温度は６００℃以下とすることが好ましく、めっき
後必要に応じて合金化処理を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、加工性に優れ、
かつ熱延鋼板を下地とし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。
かつ熱延鋼板を下地とし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】近年、自動車の燃費向上や衝突安全性向
上を目的として、車体構造部材や足回部材には加工性の
優れた高張力熱延鋼板が要求されている。また、このよ
うな高張力熱延鋼板を薄肉化すると耐久性が低下するた
め、良好な加工性および耐食性を兼ね備えた熱延下地溶
融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が
強く要望されている。
上を目的として、車体構造部材や足回部材には加工性の
優れた高張力熱延鋼板が要求されている。また、このよ
うな高張力熱延鋼板を薄肉化すると耐久性が低下するた
め、良好な加工性および耐食性を兼ね備えた熱延下地溶
融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が
強く要望されている。
【０００３】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加工性を高めるためには、強
度、伸び、伸びフランジ性のバランスを向上させる必要
がある。
亜鉛めっき高張力鋼板の加工性を高めるためには、強
度、伸び、伸びフランジ性のバランスを向上させる必要
がある。
【０００４】このようなことを考慮して、熱延鋼板を下
地とした伸びフランジ性の優れた高張力合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法が特開平０５−１７９３５６号公
報および特開平０５−５１６４７号公報に開示されてい
る。
地とした伸びフランジ性の優れた高張力合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法が特開平０５−１７９３５６号公
報および特開平０５−５１６４７号公報に開示されてい
る。
【０００５】これらの公報では、具体的には重量％で
Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１
５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．０００２〜
０．００１０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５
０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残
部がＦｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼に、熱延
の仕上温度、冷却条件および巻取温度を制御し、鋼板の
ミクロ組織をフェライト＋ベイナイトまたはベイナイト
単相組織とし、さらにフェライト＋オーステナイト（α
＋γ）２相域に加熱した後、溶融亜鉛めっきを施すこと
を特徴とする伸びフランジ性に優れた高張力溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法が示されている。
Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１
５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．０００２〜
０．００１０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５
０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残
部がＦｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼に、熱延
の仕上温度、冷却条件および巻取温度を制御し、鋼板の
ミクロ組織をフェライト＋ベイナイトまたはベイナイト
単相組織とし、さらにフェライト＋オーステナイト（α
＋γ）２相域に加熱した後、溶融亜鉛めっきを施すこと
を特徴とする伸びフランジ性に優れた高張力溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法が示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】ところで、このような
技術では、熱延鋼板のミクロ組織を伸びフランジ性に有
利なフェライト＋ベイナイトあるいはベイナイト単相組
織としても、溶融亜鉛めっき前の加熱温度が（α＋γ）
２相域であるため、均一なフェライト＋低温変態相組織
が得られものの、原板のミクロ組織が変化してしまうた
め、原板よりも伸びフランジ性が低下するといった問題
点が生じる。
技術では、熱延鋼板のミクロ組織を伸びフランジ性に有
利なフェライト＋ベイナイトあるいはベイナイト単相組
織としても、溶融亜鉛めっき前の加熱温度が（α＋γ）
２相域であるため、均一なフェライト＋低温変態相組織
が得られものの、原板のミクロ組織が変化してしまうた
め、原板よりも伸びフランジ性が低下するといった問題
点が生じる。
【０００７】また、溶融亜鉛めっき前の加熱温度が（α
＋γ）２相域では溶融亜鉛めっき層の下地鋼板との密着
性を確保するため、Ｓｉ量を０．１５％以下にせざるを
得ず、原板の加工性を高める上で好ましい高Ｓｉ量とす
ることが困難である。
＋γ）２相域では溶融亜鉛めっき層の下地鋼板との密着
性を確保するため、Ｓｉ量を０．１５％以下にせざるを
得ず、原板の加工性を高める上で好ましい高Ｓｉ量とす
ることが困難である。
【０００８】以上のように、従来、溶融亜鉛めっき高張
力鋼板に良好な加工性を付与する目的で、低Ｓｉ量の鋼
を用い、熱延鋼板のミクロ組織および溶融亜鉛めっき前
の加熱温度を限定し、めっき後のミクロ組織を制御する
試みがなされたが、溶融亜鉛めっき前の加熱温度を（α
＋γ）２相域とする従来の考え方では十分な加工性を付
与するに至ってない。
力鋼板に良好な加工性を付与する目的で、低Ｓｉ量の鋼
を用い、熱延鋼板のミクロ組織および溶融亜鉛めっき前
の加熱温度を限定し、めっき後のミクロ組織を制御する
試みがなされたが、溶融亜鉛めっき前の加熱温度を（α
＋γ）２相域とする従来の考え方では十分な加工性を付
与するに至ってない。
【０００９】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
のであって、良好な加工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、良好な加工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。
【００１０】
【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
加工性に有利なミクロ組織を形成させた熱延鋼板を連続
式の溶融亜鉛めっきラインに装入し、４５０〜６００℃
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も見出した。
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
加工性に有利なミクロ組織を形成させた熱延鋼板を連続
式の溶融亜鉛めっきラインに装入し、４５０〜６００℃
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も見出した。
【００１１】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Ｓｉを１．５％以下含有する熱延鋼
板を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４５０〜６００
℃とすることを特徴とする、高加工性熱延下地溶融亜鉛
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Ｓｉを１．５％以下含有する熱延鋼
板を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４５０〜６００
℃とすることを特徴とする、高加工性熱延下地溶融亜鉛
めっき高張力鋼板の製造方法を提供するものである。
【００１２】第２に、上記第１の熱延鋼板をＡｒ3変態
点以上で仕上圧延した後、６００℃以下で巻き取り、酸
洗し、熱延鋼板を４５０〜６００℃で加熱してから連続
溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきすることによ
り、高加工性熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板が製造
できる方法を提供するものである。
点以上で仕上圧延した後、６００℃以下で巻き取り、酸
洗し、熱延鋼板を４５０〜６００℃で加熱してから連続
溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきすることによ
り、高加工性熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板が製造
できる方法を提供するものである。
【００１３】第３に、上記第２の溶融亜鉛めっき鋼板を
さらに合金化処理することにより、高加工性熱延下地溶
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。
さらに合金化処理することにより、高加工性熱延下地溶
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。
【００１４】本発明においては、下地鋼板のミクロ組織
をベイナイト単相組織とすれば、伸びフランジ性の優れ
た高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、または、下地鋼
板のミクロ組織をフェライト＋ベイナイト＋残留オース
テナイト（γ）にすることにより、伸びの優れた高張力
溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
をベイナイト単相組織とすれば、伸びフランジ性の優れ
た高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、または、下地鋼
板のミクロ組織をフェライト＋ベイナイト＋残留オース
テナイト（γ）にすることにより、伸びの優れた高張力
溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００１５】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ので、下地鋼板の特性値を最大限に
引き出すことができる。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、熱延工程で
導入された内部応力をも軽減できるため、熱延ままより
加工性が向上するといった効果も得られる。
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ので、下地鋼板の特性値を最大限に
引き出すことができる。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、熱延工程で
導入された内部応力をも軽減できるため、熱延ままより
加工性が向上するといった効果も得られる。
【００１６】
【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、下地熱延鋼板の化学組成について述べ
る。本発明においては、下地熱延鋼板は、重量％でＳｉ
量を１．５％以下含有する。Ｓｉについては、Ｓｉ量が
多いほど強度−延性バランスが向上し溶融亜鉛めっき高
張力熱延鋼板を製造する上で有利となるが、Ｓｉ量が多
くなるほど従来の溶融亜鉛めっき方法ではめっきが困難
となっていた。これに対し、本発明では、溶融亜鉛めっ
き前の加熱温度を４５０〜６００℃とすることにより高
Ｓｉでも優れためっき性を得られることができる。しか
し、Ｓｉが１．５％以上になると、本発明の溶融亜鉛め
っきを用いてもめっきが困難になるから、Ｓｉ量を１．
５％以下とした。一方、Ｓｉ量が０．１５％以下の範囲
は、従来の溶融亜鉛めっき方法でもめっきが可能な領域
であるが、本発明では低温加熱であるため亜鉛めっき特
性および熱延ままのミクロ組織が変化しにくく、この範
囲においても加工性の確保を期待することができるた
め、この範囲も本発明に含めた。本発明では、Ｓｉ量が
１．５％以下であれば、他の成分は特に限定されず、通
常の鋼板で採用される範囲であれば問題ない。
明する。まず、下地熱延鋼板の化学組成について述べ
る。本発明においては、下地熱延鋼板は、重量％でＳｉ
量を１．５％以下含有する。Ｓｉについては、Ｓｉ量が
多いほど強度−延性バランスが向上し溶融亜鉛めっき高
張力熱延鋼板を製造する上で有利となるが、Ｓｉ量が多
くなるほど従来の溶融亜鉛めっき方法ではめっきが困難
となっていた。これに対し、本発明では、溶融亜鉛めっ
き前の加熱温度を４５０〜６００℃とすることにより高
Ｓｉでも優れためっき性を得られることができる。しか
し、Ｓｉが１．５％以上になると、本発明の溶融亜鉛め
っきを用いてもめっきが困難になるから、Ｓｉ量を１．
５％以下とした。一方、Ｓｉ量が０．１５％以下の範囲
は、従来の溶融亜鉛めっき方法でもめっきが可能な領域
であるが、本発明では低温加熱であるため亜鉛めっき特
性および熱延ままのミクロ組織が変化しにくく、この範
囲においても加工性の確保を期待することができるた
め、この範囲も本発明に含めた。本発明では、Ｓｉ量が
１．５％以下であれば、他の成分は特に限定されず、通
常の鋼板で採用される範囲であれば問題ない。
【００１７】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
した鋼板に必要な強度と加工性を付与するためのミクロ
組織制御が困難である。良好な加工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、
必要な強度および加工性を得ることができるミクロ組織
を付与しおき、このミクロ組織をほとんど変化させない
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加工性
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６００℃以下とすることが好ましい。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、６００℃以下であれば
伸びフランジ性の良好なベイナイト組織や延性の良好な
フェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト（γ）組
織が得られるが、６００℃超えると粗大なパーライトが
混在するため良好な加工性を得ることが困難である。
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
した鋼板に必要な強度と加工性を付与するためのミクロ
組織制御が困難である。良好な加工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、
必要な強度および加工性を得ることができるミクロ組織
を付与しおき、このミクロ組織をほとんど変化させない
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加工性
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６００℃以下とすることが好ましい。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、６００℃以下であれば
伸びフランジ性の良好なベイナイト組織や延性の良好な
フェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト（γ）組
織が得られるが、６００℃超えると粗大なパーライトが
混在するため良好な加工性を得ることが困難である。
【００１８】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〜
６００℃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が表面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〜
６００℃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が表面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。
【００１９】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得られた強度および加工
性に優れ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加工性を維持することがで
き、加工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。
延工程でミクロ組織を制御して得られた強度および加工
性に優れ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加工性を維持することがで
き、加工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。
【００２０】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、低温加熱ではミクロ組織が変化しな
いだけでなく、熱延工程で導入された内部応力を軽減す
ることができるので、本発明では熱延ままより加工性が
向上するという効果も得ることができる。溶融亜鉛めっ
きの後、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。
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、低温加熱ではミクロ組織が変化しな
いだけでなく、熱延工程で導入された内部応力を軽減す
ることができるので、本発明では熱延ままより加工性が
向上するという効果も得ることができる。溶融亜鉛めっ
きの後、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。
【００２１】
【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、Ａｒ3点以上の８５０℃で板厚
２．０ｍｍに仕上圧延し、５００℃で巻き取った熱延鋼
帯を酸洗し、連続式溶融亜鉛めっきラインにて４００〜
８００℃に５０℃間隔で２ｍｉｎ加熱保護後、両面４５
ｇ／ｍ２の目付け量で溶融亜鉛めっきし、５５０℃×１
０ｓｅｃ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、Ａｒ3点以上の８５０℃で板厚
２．０ｍｍに仕上圧延し、５００℃で巻き取った熱延鋼
帯を酸洗し、連続式溶融亜鉛めっきラインにて４００〜
８００℃に５０℃間隔で２ｍｉｎ加熱保護後、両面４５
ｇ／ｍ２の目付け量で溶融亜鉛めっきし、５５０℃×１
０ｓｅｃの合金化処理を行った。
【００２２】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、さらに伸びフランジ性の評価のため、穴拡げ率
（λ）を測定した。また、亜鉛めっき層の外観および０
ｔ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、さらに伸びフランジ性の評価のため、穴拡げ率
（λ）を測定した。また、亜鉛めっき層の外観および０
ｔ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。
【００２３】なお、穴拡がり率は１５０×１５０ｍｍの
試験片の中央に１０ｍｍφの穴（ｄ０）を打ち抜き、バ
リをポンチ側とし、頂角６０°の円錐ポンチで押し広
げ、穴縁に板厚を貫通して亀裂が入った時点での穴径
（ｄｆ）を測定し、次式により穴拡がり率（λ）を求め
た。 穴拡がり率（λ）＝（ｄｆ−ｄ０）／ｄ０×１００ （％）
試験片の中央に１０ｍｍφの穴（ｄ０）を打ち抜き、バ
リをポンチ側とし、頂角６０°の円錐ポンチで押し広
げ、穴縁に板厚を貫通して亀裂が入った時点での穴径
（ｄｆ）を測定し、次式により穴拡がり率（λ）を求め
た。 穴拡がり率（λ）＝（ｄｆ−ｄ０）／ｄ０×１００ （％）
【００２４】図１に溶融亜鉛めっき前の加熱温度と上記
各機械的性能との関係を示し、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ベイナイト単相組織であって、引
張強さが５９０ＭＰａ以上で優れた穴拡がり率（λ）を
有する高加工性鋼板である。
各機械的性能との関係を示し、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ベイナイト単相組織であって、引
張強さが５９０ＭＰａ以上で優れた穴拡がり率（λ）を
有する高加工性鋼板である。
【００２５】図１に示すように、加熱温度が６００℃ま
では熱延ままと同じレベルの降伏点および引張強度と優
れたλを示すが、６５０℃以上では降伏点が低下し、λ
も低下する。６００℃までの加熱温度で強度が熱延まま
と変わらず、優れたλ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℃を超えると当
初のベイナイト単相組織が変化して粗大なセメンタイト
の析出が生ずるため、λが低下する。なお、５００℃〜
６００℃の範囲ではλが熱延ままより向上するが、これ
はミクロ組織は変化しないが、熱延工程で導入された内
部応力が低下することによる効果であると考えられる。
では熱延ままと同じレベルの降伏点および引張強度と優
れたλを示すが、６５０℃以上では降伏点が低下し、λ
も低下する。６００℃までの加熱温度で強度が熱延まま
と変わらず、優れたλ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℃を超えると当
初のベイナイト単相組織が変化して粗大なセメンタイト
の析出が生ずるため、λが低下する。なお、５００℃〜
６００℃の範囲ではλが熱延ままより向上するが、これ
はミクロ組織は変化しないが、熱延工程で導入された内
部応力が低下することによる効果であると考えられる。
【００２６】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。
【００２７】以上の結果から、熱延ままと同等の強度お
よび良好な加工性が得られ、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℃〜６００℃である。
また、同様の試作を行い、Ｓｉ量が１．５％以下では、
熱延ままと同等の強度および良好な加工性かつ良好な亜
鉛めっき特性は加熱温度範囲が４５０℃〜６００℃で得
られることが確認された。
よび良好な加工性が得られ、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℃〜６００℃である。
また、同様の試作を行い、Ｓｉ量が１．５％以下では、
熱延ままと同等の強度および良好な加工性かつ良好な亜
鉛めっき特性は加熱温度範囲が４５０℃〜６００℃で得
られることが確認された。
【００２８】（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。
【００２９】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降伏点、引張強さ、伸び、および
伸びフランジ性の評価のため穴拡げ率（λ）を測定し、
さらに、亜鉛めっき層の外観および０ｔ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降伏点、引張強さ、伸び、および
伸びフランジ性の評価のため穴拡げ率（λ）を測定し、
さらに、亜鉛めっき層の外観および０ｔ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。
【００３０】表５に、鋼板のミクロ組織、残留γ、測定
した機械的性質、穴拡がり率（λ）および溶融亜鉛めっ
き特性を示す。発明例１〜４は表３の鋼種Ａ，Ｂおよび
Ｃを用いて本発明の範囲内の条件で製造したものであ
り、良好な加工性（１００％以上のλ）および亜鉛めっ
き特性が得られることが確認された。これらは熱延まま
で良好なλすなわち伸びフランジ性を有する鋼板を素材
とした実施例である。また、発明例５〜６は表３の鋼種
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、良好な加工性（３０％以上の伸び）および亜鉛めっ
き特性が得られることが確認された。これらは熱延まま
でフェライト＋ベイナイト＋残留γからなるミクロ組織
を有し、良好な伸びすなわち延性を有する鋼板を素材と
した実施例である。
した機械的性質、穴拡がり率（λ）および溶融亜鉛めっ
き特性を示す。発明例１〜４は表３の鋼種Ａ，Ｂおよび
Ｃを用いて本発明の範囲内の条件で製造したものであ
り、良好な加工性（１００％以上のλ）および亜鉛めっ
き特性が得られることが確認された。これらは熱延まま
で良好なλすなわち伸びフランジ性を有する鋼板を素材
とした実施例である。また、発明例５〜６は表３の鋼種
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、良好な加工性（３０％以上の伸び）および亜鉛めっ
き特性が得られることが確認された。これらは熱延まま
でフェライト＋ベイナイト＋残留γからなるミクロ組織
を有し、良好な伸びすなわち延性を有する鋼板を素材と
した実施例である。
【００３１】これに対して、比較例７は表３の鋼種Ｂを
用いて製造したものであるが、巻き取り温度が本発明で
規定する範囲より高いため、同じ鋼種の実施例２と比較
してλが低い。比較例８は表３の鋼種Ｃを用いて製造さ
れたものであり、熱延段階であは適正な条件であるた
め、良好な加工性が得られているが、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る。比較例９は表３の鋼種Ｃを用
いて製造したものである。めっき前の加熱温度が７００
℃以上と高いため、溶融亜鉛めっき特性は良好であるも
のの、λが低い。比較例１０は表３の鋼種Ｄを用いて製
造したものであるが、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、γが残留し良好な伸
びが得られているものの、亜鉛めっき特性が劣ってい
る。比較例１１は表３の鋼種Ｄを用いて製造したもので
あるが、巻き取り温度が本発明で規定する範囲より高い
ため、熱延ままおよび溶融亜鉛めっき後も、γは残留せ
ず、伸びおよびλが低下している。比較例１２はＳｉが
本発明の範囲より高い表３の鋼種Ｅで製造したものであ
り、良好な伸びが得られているが、Ｓｉが高すぎるため
亜鉛めっき特性が劣っている。
用いて製造したものであるが、巻き取り温度が本発明で
規定する範囲より高いため、同じ鋼種の実施例２と比較
してλが低い。比較例８は表３の鋼種Ｃを用いて製造さ
れたものであり、熱延段階であは適正な条件であるた
め、良好な加工性が得られているが、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る。比較例９は表３の鋼種Ｃを用
いて製造したものである。めっき前の加熱温度が７００
℃以上と高いため、溶融亜鉛めっき特性は良好であるも
のの、λが低い。比較例１０は表３の鋼種Ｄを用いて製
造したものであるが、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、γが残留し良好な伸
びが得られているものの、亜鉛めっき特性が劣ってい
る。比較例１１は表３の鋼種Ｄを用いて製造したもので
あるが、巻き取り温度が本発明で規定する範囲より高い
ため、熱延ままおよび溶融亜鉛めっき後も、γは残留せ
ず、伸びおよびλが低下している。比較例１２はＳｉが
本発明の範囲より高い表３の鋼種Ｅで製造したものであ
り、良好な伸びが得られているが、Ｓｉが高すぎるため
亜鉛めっき特性が劣っている。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
良好な加工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（構造部材および足周り部材な
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。
良好な加工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（構造部材および足周り部材な
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穴拡がり率と連続式溶
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。
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２３Ｃ 2/40 Ｃ２３Ｃ 2/40 (72)発明者 小林 聡雄 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 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 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 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 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 AC73 AE12 4K037 EA01 EA05 EA06 EA15 EA23 EA25 EA27 EA28 FC03 FC04 FC07 FE01 FE02 FF01 FF02 GA05 GA07
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％でＳｉを１．５％以下含有する
熱延鋼板を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〜
６００℃とすることを特徴とする高加工性熱延下地溶融
亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％でＳｉを１．５％以下含有する
熱延鋼板をＡｒ３変態点以上で仕上圧延した後、６００
℃以下で巻き取り、酸洗し、熱延鋼板を連続溶融亜鉛め
っきラインに装入し、４５０〜６００℃で加熱してから
溶融亜鉛めっきすることを特徴とする高加工性熱延下地
溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％でＳｉを１．５％以下含有する
熱延鋼板をＡｒ3変態点以上で仕上圧延した後、６００
℃以下で巻き取り、酸洗し、熱延鋼板を連続溶融亜鉛め
っきラインに装入し、４５０〜６００℃で加熱してから
溶融亜鉛めっきし、さらに合金化処理することを特徴と
する高加工性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 |
|---|---|---|---|
| JP10315785A JP2000144360A (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 高加工性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 |
|---|---|---|---|
| JP10315785A JP2000144360A (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 高加工性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 |
|---|---|
| JP2000144360A true JP2000144360A (ja) | 2000-05-26 |
Family
ID=18069535
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10315785A Pending JP2000144360A (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 高加工性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) | JP2000144360A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015510032A (ja) * | 2011-12-27 | 2015-04-02 | ポスコ | 高マンガン熱延亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
-
1998
- 1998-11-06 JP JP10315785A patent/JP2000144360A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015510032A (ja) * | 2011-12-27 | 2015-04-02 | ポスコ | 高マンガン熱延亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
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