JP2002047547A - 溶融めっき高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
溶融めっき高張力鋼板の製造方法Info
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- JP2002047547A JP2002047547A JP2000227348A JP2000227348A JP2002047547A JP 2002047547 A JP2002047547 A JP 2002047547A JP 2000227348 A JP2000227348 A JP 2000227348A JP 2000227348 A JP2000227348 A JP 2000227348A JP 2002047547 A JP2002047547 A JP 2002047547A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 鋼の成分組成や製造履歴を問わず、また溶融
めっき処理前の再結晶焼鈍にラジアントチューブ等の輻
射式加熱を用いた場合であっても、十分な内部酸化層を
確保して優れた溶融めっき性を得る。 【解決手段】 Ｃ：0.03〜0.2 mass％およびMn：1.0 〜
3.0 mass％を含有する溶融めっき鋼板の製造工程中、特
に熱間圧延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的
に還元が起きない雰囲気中にて 650〜950 ℃の温度範囲
で熱処理を施すことにより、鋼板の地鉄表層部に内部酸
化層を形成する。
めっき処理前の再結晶焼鈍にラジアントチューブ等の輻
射式加熱を用いた場合であっても、十分な内部酸化層を
確保して優れた溶融めっき性を得る。 【解決手段】 Ｃ：0.03〜0.2 mass％およびMn：1.0 〜
3.0 mass％を含有する溶融めっき鋼板の製造工程中、特
に熱間圧延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的
に還元が起きない雰囲気中にて 650〜950 ℃の温度範囲
で熱処理を施すことにより、鋼板の地鉄表層部に内部酸
化層を形成する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用部材等に
用いて好適な溶融めっき高張力鋼板、すなわち溶融めっ
き高張力熱延鋼板、合金化溶融めっき高張力熱延鋼板な
らびに溶融めっき高張力冷延鋼板、合金化溶融めっき高
張力冷延鋼板等の製造方法に関するものである。
用いて好適な溶融めっき高張力鋼板、すなわち溶融めっ
き高張力熱延鋼板、合金化溶融めっき高張力熱延鋼板な
らびに溶融めっき高張力冷延鋼板、合金化溶融めっき高
張力冷延鋼板等の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、自動車用部材については、車体重
量の軽減および信頼性・安全性の向上の観点から、その
高強度化が指向されている。この傾向は、自動車用鋼板
として多用される溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛
めっき鋼板等の溶融めっき鋼板および合金化溶融めっき
鋼板についても例外ではなく、高強度化のために種々の
方法が提案されている。特に、高強度化の方法として、
ＣとMn添加を必須とし、必要に応じてSi，Ｐ等を添加し
た固溶強化型、析出強化型および組織強化型などの高張
力鋼板が開発されている。
量の軽減および信頼性・安全性の向上の観点から、その
高強度化が指向されている。この傾向は、自動車用鋼板
として多用される溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛
めっき鋼板等の溶融めっき鋼板および合金化溶融めっき
鋼板についても例外ではなく、高強度化のために種々の
方法が提案されている。特に、高強度化の方法として、
ＣとMn添加を必須とし、必要に応じてSi，Ｐ等を添加し
た固溶強化型、析出強化型および組織強化型などの高張
力鋼板が開発されている。
【０００３】例えば、特開昭59−193221号公報には、Si
やMn等の固溶強化元素を比較的多量に含有させることに
よって鋼板の高強度化を図る方法が提案されている。し
かしながら、この方法では、SiやMnを多量に含有するこ
とに由来する別の問題、すなわちSiやMnの表面濃化に起
因した溶融めっき性の劣化（溶融めっきされない部分の
発生すなわち不めっきの発生）やパウダリング性の劣化
（プレス加工時にめっき剥離が多く、製品欠陥を生じた
り、またはプレス金型の手入れ頻度が高くなる）という
問題が生じるため、自動車用溶融めっき鋼板としては実
使用に耐え得なかった。
やMn等の固溶強化元素を比較的多量に含有させることに
よって鋼板の高強度化を図る方法が提案されている。し
かしながら、この方法では、SiやMnを多量に含有するこ
とに由来する別の問題、すなわちSiやMnの表面濃化に起
因した溶融めっき性の劣化（溶融めっきされない部分の
発生すなわち不めっきの発生）やパウダリング性の劣化
（プレス加工時にめっき剥離が多く、製品欠陥を生じた
り、またはプレス金型の手入れ頻度が高くなる）という
問題が生じるため、自動車用溶融めっき鋼板としては実
使用に耐え得なかった。
【０００４】上記の問題の解決策として、高酸素分圧下
で鋼板を強制的に酸化した後、還元し、溶融めっきする
方法（特開昭55−122865号公報）や、溶融めっきを施す
前にプレめっきを行う方法（特開昭58−104163号公報）
等が提案されたが、これらの方法では、熱処理時におけ
る表面酸化物の制御が十分でないため、鋼成分および溶
融めっき条件によっては必ずしも安定した溶融めっき性
が得られなかった。
で鋼板を強制的に酸化した後、還元し、溶融めっきする
方法（特開昭55−122865号公報）や、溶融めっきを施す
前にプレめっきを行う方法（特開昭58−104163号公報）
等が提案されたが、これらの方法では、熱処理時におけ
る表面酸化物の制御が十分でないため、鋼成分および溶
融めっき条件によっては必ずしも安定した溶融めっき性
が得られなかった。
【０００５】また、特開平９−310163号公報には、上記
した溶融めっき性の劣化を改善するものとして、熱間圧
延後、高温巻取りを行うことによって、鋼板の地鉄表層
の結晶粒界や結晶粒内に酸化物を形成する、すなわち内
部酸化層を形成させる方法が提案されている。この内部
酸化層を形成する方法は、不めっきの発生を防止する手
段としては極めて有用である。不めっきが発生しない理
由は、内部酸化層が存在すると、Si，Mn等の表面濃化が
抑制されるからである。表面濃化が抑制される機構につ
いては、Si，Mn等の金属元素のバルクから表面への移動
に対して、内部酸化層が隔壁障害になることが考えられ
る。しかしながら、上記の方法では、鋼種や製造履歴に
よっては、十分な内部酸化層を確保できないため、必ず
しも満足いくほど優れた溶融めっき性が得られるとは限
らないところに問題を残していた。
した溶融めっき性の劣化を改善するものとして、熱間圧
延後、高温巻取りを行うことによって、鋼板の地鉄表層
の結晶粒界や結晶粒内に酸化物を形成する、すなわち内
部酸化層を形成させる方法が提案されている。この内部
酸化層を形成する方法は、不めっきの発生を防止する手
段としては極めて有用である。不めっきが発生しない理
由は、内部酸化層が存在すると、Si，Mn等の表面濃化が
抑制されるからである。表面濃化が抑制される機構につ
いては、Si，Mn等の金属元素のバルクから表面への移動
に対して、内部酸化層が隔壁障害になることが考えられ
る。しかしながら、上記の方法では、鋼種や製造履歴に
よっては、十分な内部酸化層を確保できないため、必ず
しも満足いくほど優れた溶融めっき性が得られるとは限
らないところに問題を残していた。
【０００６】特に、溶融めっき処理前の再結晶焼鈍を、
ラジアントチューブ等の輻射式加熱方式で行った場合に
は、この傾向が大きかった。なお、加熱方式が直火式の
場合には、この焼鈍中に幾分かは内部酸化層が増強され
るので、輻射式加熱の場合よりは改善されるけれども、
それでも安定して所望の内部酸化層を形成することは困
難であった。
ラジアントチューブ等の輻射式加熱方式で行った場合に
は、この傾向が大きかった。なお、加熱方式が直火式の
場合には、この焼鈍中に幾分かは内部酸化層が増強され
るので、輻射式加熱の場合よりは改善されるけれども、
それでも安定して所望の内部酸化層を形成することは困
難であった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
を有利に解決するもので、鋼の成分組成や製造履歴を問
わず、また溶融めっき処理前の再結晶焼鈍にラジアント
チューブ等の輻射式加熱を用いた場合であっても、十分
な内部酸化層を確保して優れた溶融めっき性を得ること
ができる、溶融めっき高張力鋼板の有利な製造方法を提
案することを目的とする。
を有利に解決するもので、鋼の成分組成や製造履歴を問
わず、また溶融めっき処理前の再結晶焼鈍にラジアント
チューブ等の輻射式加熱を用いた場合であっても、十分
な内部酸化層を確保して優れた溶融めっき性を得ること
ができる、溶融めっき高張力鋼板の有利な製造方法を提
案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、多量のSiや
Mnを添加した場合に溶融めっき性が劣化する原因は、酸
洗時に完全には除去されずに残存したこれら添加元素を
含む酸化物が焼鈍時に表面濃化（SiやMnが焼鈍雰囲気中
に選択酸化されて表面に多くなること）するためである
ことを究明した。そして、その改善のためには、地鉄表
層部のSiやMnを酸洗工程以前に予め酸化しておくことが
極めて有効であることの知見を得た。溶融めっき性が劣
化しない理由は、上記の酸化により、Si，Mn等の表面濃
化が抑制されるからである。地鉄表層部のSiやMnを酸洗
工程以前に予め酸化すると、地鉄表層の金属Siや金属Mn
濃度が低下する。SiやMnは酸化物に変化すると、実質上
表面に拡散して濃化することはない。従って、Si，Mn等
の表面濃化が抑制されるのである。本発明は、上記の知
見に立脚するものである。
の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、多量のSiや
Mnを添加した場合に溶融めっき性が劣化する原因は、酸
洗時に完全には除去されずに残存したこれら添加元素を
含む酸化物が焼鈍時に表面濃化（SiやMnが焼鈍雰囲気中
に選択酸化されて表面に多くなること）するためである
ことを究明した。そして、その改善のためには、地鉄表
層部のSiやMnを酸洗工程以前に予め酸化しておくことが
極めて有効であることの知見を得た。溶融めっき性が劣
化しない理由は、上記の酸化により、Si，Mn等の表面濃
化が抑制されるからである。地鉄表層部のSiやMnを酸洗
工程以前に予め酸化すると、地鉄表層の金属Siや金属Mn
濃度が低下する。SiやMnは酸化物に変化すると、実質上
表面に拡散して濃化することはない。従って、Si，Mn等
の表面濃化が抑制されるのである。本発明は、上記の知
見に立脚するものである。
【０００９】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．Ｃ：0.03〜0.2 mass％およびMn：1.0 〜3.0 mass％
を含有する組成になる素材鋼片を、熱間圧延後、黒皮ス
ケールを付着させたまま、実質的に還元が起きない雰囲
気中にて 650〜950 ℃の温度範囲で熱処理を施して、鋼
板の地鉄表層部に内部酸化層を形成させたのち、酸洗
し、ついで再加熱後、溶融めっきを施すことを特徴とす
る溶融めっき高張力熱延鋼板の製造方法。
である。 １．Ｃ：0.03〜0.2 mass％およびMn：1.0 〜3.0 mass％
を含有する組成になる素材鋼片を、熱間圧延後、黒皮ス
ケールを付着させたまま、実質的に還元が起きない雰囲
気中にて 650〜950 ℃の温度範囲で熱処理を施して、鋼
板の地鉄表層部に内部酸化層を形成させたのち、酸洗
し、ついで再加熱後、溶融めっきを施すことを特徴とす
る溶融めっき高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１０】２．上記１において、溶融めっきを施した
のち、加熱合金化処理を施すことを特徴とする合金化溶
融めっき高張力熱延鋼板の製造方法。
のち、加熱合金化処理を施すことを特徴とする合金化溶
融めっき高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１１】３．Ｃ：0.03〜0.2 mass％およびMn：1.0
〜3.0 mass％を含有する組成になる素材鋼片を、熱間圧
延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的に還元が
起きない雰囲気中にて 650〜950 ℃の温度範囲で熱処理
を施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成させた
のち、酸洗し、ついで冷間圧延後、再加熱してから、溶
融めっきを施すことを特徴とする溶融めっき高張力冷延
鋼板の製造方法。
〜3.0 mass％を含有する組成になる素材鋼片を、熱間圧
延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的に還元が
起きない雰囲気中にて 650〜950 ℃の温度範囲で熱処理
を施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成させた
のち、酸洗し、ついで冷間圧延後、再加熱してから、溶
融めっきを施すことを特徴とする溶融めっき高張力冷延
鋼板の製造方法。
【００１２】４．上記３において、溶融めっきを施した
のち、加熱合金化処理を施すことを特徴とする合金化溶
融めっき高張力冷延鋼板の製造方法。
のち、加熱合金化処理を施すことを特徴とする合金化溶
融めっき高張力冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の基礎となった実験
結果について説明する。図１に、黒皮スケールを予め酸
洗により除去したいわゆる白皮熱延板（同図(a))と黒皮
スケールが付着したままのいわゆる黒皮熱延板（同図
(b), (c)) について、熱延板熱処理後の断面を光学顕微
鏡で観察した結果を比較して示す。なお、素材として
は、Ｃ：0.08mass％，Mn：1.5 mass％，Si：0.5 mass％
を含有するMn−Si鋼を用い、また熱延熱処理条件は 750
℃, ５ｈとした。
結果について説明する。図１に、黒皮スケールを予め酸
洗により除去したいわゆる白皮熱延板（同図(a))と黒皮
スケールが付着したままのいわゆる黒皮熱延板（同図
(b), (c)) について、熱延板熱処理後の断面を光学顕微
鏡で観察した結果を比較して示す。なお、素材として
は、Ｃ：0.08mass％，Mn：1.5 mass％，Si：0.5 mass％
を含有するMn−Si鋼を用い、また熱延熱処理条件は 750
℃, ５ｈとした。
【００１４】同図に示したとおり、黒皮スケールがつい
たまま熱延板熱処理を行った場合（同図(b), (c)) には
いずれも、鋼板の地鉄表層部の主に結晶粒界に沿った酸
化物の析出がノーエッチングの断面観察（1000倍）で認
められた。ここでは、ノーエッチングの断面観察（1000
倍）時にこの酸化物の析出が認められる領域を内部酸化
層と称する。なお、熱処理雰囲気が、100vol％N2の場合
（実質的に還元を起こさない雰囲気：同図(b))には、黒
皮スケール表面および地鉄との界面に還元鉄の形成はほ
とんど認められなかったのに対し、5vol％H2−N2の場合
（若干還元を起こす雰囲気：同図(c))には、黒皮スケー
ルの一部表面と地鉄との界面に還元鉄の形成が観察され
た。一方、白皮熱延板の場合には、内部酸化層の形成は
全く観察されなかった。なお、黒皮熱延板を100vol％H2
雰囲気（強い還元性雰囲気）で熱処理した場合について
も調査したが、この場合には黒皮スケール自体の還元が
進むだけで、内部酸化層の形成はほとんど生じなかっ
た。
たまま熱延板熱処理を行った場合（同図(b), (c)) には
いずれも、鋼板の地鉄表層部の主に結晶粒界に沿った酸
化物の析出がノーエッチングの断面観察（1000倍）で認
められた。ここでは、ノーエッチングの断面観察（1000
倍）時にこの酸化物の析出が認められる領域を内部酸化
層と称する。なお、熱処理雰囲気が、100vol％N2の場合
（実質的に還元を起こさない雰囲気：同図(b))には、黒
皮スケール表面および地鉄との界面に還元鉄の形成はほ
とんど認められなかったのに対し、5vol％H2−N2の場合
（若干還元を起こす雰囲気：同図(c))には、黒皮スケー
ルの一部表面と地鉄との界面に還元鉄の形成が観察され
た。一方、白皮熱延板の場合には、内部酸化層の形成は
全く観察されなかった。なお、黒皮熱延板を100vol％H2
雰囲気（強い還元性雰囲気）で熱処理した場合について
も調査したが、この場合には黒皮スケール自体の還元が
進むだけで、内部酸化層の形成はほとんど生じなかっ
た。
【００１５】このように、熱延板における内部酸化層の
形成には、熱延板熱処理時における雰囲気の影響が大き
いことが明らかとなった。図２に、内部酸化層の形成に
及ぼす黒皮熱延板熱処理雰囲気の影響を模式的に示す。
図２(a) に示すように、非還元性（実質的に還元を起こ
さない）雰囲気（例えば100vol％N2雰囲気）で熱処理を
行った場合には、黒皮スケール中の酸素が主に結晶粒界
に沿って浸透し、FeSiO3やMnx Fey O z が形成される。
すなわち、スケール中の酸素は、内部酸化層の形成のみ
に使用されると考えられる。
形成には、熱延板熱処理時における雰囲気の影響が大き
いことが明らかとなった。図２に、内部酸化層の形成に
及ぼす黒皮熱延板熱処理雰囲気の影響を模式的に示す。
図２(a) に示すように、非還元性（実質的に還元を起こ
さない）雰囲気（例えば100vol％N2雰囲気）で熱処理を
行った場合には、黒皮スケール中の酸素が主に結晶粒界
に沿って浸透し、FeSiO3やMnx Fey O z が形成される。
すなわち、スケール中の酸素は、内部酸化層の形成のみ
に使用されると考えられる。
【００１６】これに対し、図２(b) に示すように、還元
性（実質的に還元を起こす）雰囲気（例えば100vol％H2
や5vol％H2−N2雰囲気）の場合には、黒皮スケールの還
元（FeO ＋H2→Fe＋H2O)が起こり、内部酸化層の形成に
使用される黒皮スケール中の酸素が不十分となる。ま
た、還元性雰囲気の場合には、黒皮スケール層が還元さ
れて還元鉄が形成されるため、熱延板の酸洗または冷延
前の酸洗工程での残存スケールの除去が阻害されるの
で、好ましくない。
性（実質的に還元を起こす）雰囲気（例えば100vol％H2
や5vol％H2−N2雰囲気）の場合には、黒皮スケールの還
元（FeO ＋H2→Fe＋H2O)が起こり、内部酸化層の形成に
使用される黒皮スケール中の酸素が不十分となる。ま
た、還元性雰囲気の場合には、黒皮スケール層が還元さ
れて還元鉄が形成されるため、熱延板の酸洗または冷延
前の酸洗工程での残存スケールの除去が阻害されるの
で、好ましくない。
【００１７】次に、上記のようにして得た熱延板を、酸
洗後、レスカ製縦型溶融めっきシュミレーション装置を
用いて、再加熱→溶融亜鉛めっき→ソルトバスによる加
熱合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製
造した。図３に、熱延板熱処理後におけるSi，Mnの表面
濃化状況を、また図４には、溶融めっき時における発生
状況について調べて結果を示す。Si，Mnの表面濃化量
は、ＧＤＳ（グロー放電発光分光）により極表面の分析
を行い、Si，Mnの10秒間積算強度として比較した。ま
た、不めっき評価は、画像処理により不めっき部の面積
を求め比較した。図３，４から明らかなように、Si，Mn
の表面濃化は、黒皮スケールがついたままで、かつ熱延
板熱処理雰囲気が実質的に非還元性である場合に最も少
なく、またこの場合には不めっきの発生も全くないこと
が確認された。
洗後、レスカ製縦型溶融めっきシュミレーション装置を
用いて、再加熱→溶融亜鉛めっき→ソルトバスによる加
熱合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製
造した。図３に、熱延板熱処理後におけるSi，Mnの表面
濃化状況を、また図４には、溶融めっき時における発生
状況について調べて結果を示す。Si，Mnの表面濃化量
は、ＧＤＳ（グロー放電発光分光）により極表面の分析
を行い、Si，Mnの10秒間積算強度として比較した。ま
た、不めっき評価は、画像処理により不めっき部の面積
を求め比較した。図３，４から明らかなように、Si，Mn
の表面濃化は、黒皮スケールがついたままで、かつ熱延
板熱処理雰囲気が実質的に非還元性である場合に最も少
なく、またこの場合には不めっきの発生も全くないこと
が確認された。
【００１８】そこで、本発明では、十分な内部酸化層を
安定して形成するために、熱延板熱処理を、黒皮スケー
ルがついたまま、実質的に非還元性雰囲気中で行うこと
にしたのである。
安定して形成するために、熱延板熱処理を、黒皮スケー
ルがついたまま、実質的に非還元性雰囲気中で行うこと
にしたのである。
【００１９】
【作用】本発明の素材鋼片としては、高強度化のために
ＣとMnを必須成分として、Ｃ：0.03〜0.2 mass％、Mn：
1.0 〜3.0 mass％の範囲で含有させるものとした。これ
により、固溶強化と析出強化を利用したいわゆるHSLA型
（High tensil strength low alloy）の溶融めっき高張
力鋼板の製造が可能となる。この場合には、さらにTiや
Nbを 0.3mass％まで含有させ、TiＣやNbＣによる析出強
化を利用することにより、高強度化の一層の向上を図る
ことができる。また、組織強化を利用したいわゆるDual
Phase型の溶融めっき高張力鋼板の製造も可能となる。
この場合には、第２相組織をより安定化させるため、Mo
やCrをそれぞれMo：0.5 mass％以下、Cr：0.5 mass％以
下の範囲で含有させることが有利である。さらに、異な
るタイプの組織強化を利用したいわゆる残留オーステナ
イト型、３相型（フェライト＋マルテンサイト＋ベイナ
イト鋼）の溶融めっき高張力鋼板も可能となる。この場
合には、第２，３相をより安定化させるため、オーステ
ナイト相を安定化させる元素としてSiを 0.1〜2.0 mass
％の範囲で含有させることが望ましい。
ＣとMnを必須成分として、Ｃ：0.03〜0.2 mass％、Mn：
1.0 〜3.0 mass％の範囲で含有させるものとした。これ
により、固溶強化と析出強化を利用したいわゆるHSLA型
（High tensil strength low alloy）の溶融めっき高張
力鋼板の製造が可能となる。この場合には、さらにTiや
Nbを 0.3mass％まで含有させ、TiＣやNbＣによる析出強
化を利用することにより、高強度化の一層の向上を図る
ことができる。また、組織強化を利用したいわゆるDual
Phase型の溶融めっき高張力鋼板の製造も可能となる。
この場合には、第２相組織をより安定化させるため、Mo
やCrをそれぞれMo：0.5 mass％以下、Cr：0.5 mass％以
下の範囲で含有させることが有利である。さらに、異な
るタイプの組織強化を利用したいわゆる残留オーステナ
イト型、３相型（フェライト＋マルテンサイト＋ベイナ
イト鋼）の溶融めっき高張力鋼板も可能となる。この場
合には、第２，３相をより安定化させるため、オーステ
ナイト相を安定化させる元素としてSiを 0.1〜2.0 mass
％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２０】なお、Ｃが0.03mass％未満であったり、Mn
が 1.0mass％未満の場合には、HSLA鋼やDP鋼、残留オー
ステナイト鋼、３相型鋼とはならなくなり、固溶強化鋼
しか製造できない。一方、Ｃが 0.2mass％を超えたり、
Mnが 3.0mass％を超える場合には、溶接強度の劣化や割
れ等のために、実用的な高張力鋼板とはならない。な
お、必要に応じて、さらにTi, Nb, Ｂ，Sb, Ｐ，Ｓ，
Ｎ，Cu, Ni, Ｖ，CaおよびZr等を適宜含有させることも
できる。
が 1.0mass％未満の場合には、HSLA鋼やDP鋼、残留オー
ステナイト鋼、３相型鋼とはならなくなり、固溶強化鋼
しか製造できない。一方、Ｃが 0.2mass％を超えたり、
Mnが 3.0mass％を超える場合には、溶接強度の劣化や割
れ等のために、実用的な高張力鋼板とはならない。な
お、必要に応じて、さらにTi, Nb, Ｂ，Sb, Ｐ，Ｓ，
Ｎ，Cu, Ni, Ｖ，CaおよびZr等を適宜含有させることも
できる。
【００２１】次に、本発明の製造工程について説明す
る。先に、熱延溶融めっき鋼板の場合について説明す
る。まず、鋼片の製造方法としては、連続鋳造法が有利
に適合するが、造塊−分塊法であってもかまわないのは
言うまでもない。熱間圧延についても、特に限定される
ことはなく、析出強化型、組織強化型高張力鋼板の従来
から公知の方法に従って処理すれば良い。ただし、スケ
ールが厚すぎると内部酸化層生成処理により剥離が生じ
る場合があるので、10μm 以下好ましくは５μm 以下と
するのが望ましい。代表的な熱延条件は、圧下率：70〜
95％、熱延終了温度：600 〜900 ℃、巻取り温度：300
〜750 ℃である。
る。先に、熱延溶融めっき鋼板の場合について説明す
る。まず、鋼片の製造方法としては、連続鋳造法が有利
に適合するが、造塊−分塊法であってもかまわないのは
言うまでもない。熱間圧延についても、特に限定される
ことはなく、析出強化型、組織強化型高張力鋼板の従来
から公知の方法に従って処理すれば良い。ただし、スケ
ールが厚すぎると内部酸化層生成処理により剥離が生じ
る場合があるので、10μm 以下好ましくは５μm 以下と
するのが望ましい。代表的な熱延条件は、圧下率：70〜
95％、熱延終了温度：600 〜900 ℃、巻取り温度：300
〜750 ℃である。
【００２２】本発明では、上記の熱間圧延後、黒皮スケ
ールが付着したままの熱延鋼板を、実質的に還元が起き
ない雰囲気中で熱処理して、鋼板の地鉄表層部に積極的
に内部酸化層を形成させ、もって安定した溶融めっき性
の向上を図る。ここに、優れた溶融めっき性を安定して
得るためには、内部酸化層の厚みを５〜30μm 程度にす
ることが望ましい。なお、この値は、鋼板表面に対して
垂直な断面のノーエッチング観察（1000倍）により容易
に判断することができる。
ールが付着したままの熱延鋼板を、実質的に還元が起き
ない雰囲気中で熱処理して、鋼板の地鉄表層部に積極的
に内部酸化層を形成させ、もって安定した溶融めっき性
の向上を図る。ここに、優れた溶融めっき性を安定して
得るためには、内部酸化層の厚みを５〜30μm 程度にす
ることが望ましい。なお、この値は、鋼板表面に対して
垂直な断面のノーエッチング観察（1000倍）により容易
に判断することができる。
【００２３】上記の熱延板熱処理工程において、処理温
度は 650〜950 ℃とする必要がある。というのは、熱延
板熱処理温度が 950℃を超えると、結晶粒径が粗大化し
て、引き続く冷延時に表面荒れが生じたり、また本発明
の炭素鋼（Ｃ：0.03〜0.2 mass％) では、Ｃ：0.03mass
％未満の極低炭素鋼よりも内部酸化層が著しく生成し易
く、内部酸化層過多による地鉄の剥離が起こるからであ
る。また、熱延板熱処理温度が 650℃未満では、十分な
内部酸化層を形成することができないからである。な
お、熱処理時間については特に限定されることはない
が、４〜40時間程度とするのが好ましい。
度は 650〜950 ℃とする必要がある。というのは、熱延
板熱処理温度が 950℃を超えると、結晶粒径が粗大化し
て、引き続く冷延時に表面荒れが生じたり、また本発明
の炭素鋼（Ｃ：0.03〜0.2 mass％) では、Ｃ：0.03mass
％未満の極低炭素鋼よりも内部酸化層が著しく生成し易
く、内部酸化層過多による地鉄の剥離が起こるからであ
る。また、熱延板熱処理温度が 650℃未満では、十分な
内部酸化層を形成することができないからである。な
お、熱処理時間については特に限定されることはない
が、４〜40時間程度とするのが好ましい。
【００２４】また、この発明において、実質的に還元を
起こさない雰囲気としては、100vol％N2雰囲気およびH2
含有量が５ vol％未満のH2−N2混合雰囲気が有利に適合
する。H2含有量が５ vol％以上になると黒皮スケール層
が還元されて還元鉄が形成されるため、熱延板の酸洗工
程での残存スケールの除去が阻害されるので好ましくな
い。なお、大気中などの酸化性雰囲気では、黒皮スケー
ルの成長程度が大きくなり、内部酸化層の成長程度は逆
に小さくなる。その結果、大気中などの酸化性雰囲気は
内部酸化層の厚みが不十分となるため好ましくない。し
かしながら、100vol％N2雰囲気またはH2量が５ vol％未
満のH2−N2混合雰囲気におけるO2量が１ vol％以下でな
れば、鉄の酸化は問題とならない少量であるので、この
程度であれば含有していても良い。O2を完全に排除する
ことはむしろ経済的な不利が大きい。
起こさない雰囲気としては、100vol％N2雰囲気およびH2
含有量が５ vol％未満のH2−N2混合雰囲気が有利に適合
する。H2含有量が５ vol％以上になると黒皮スケール層
が還元されて還元鉄が形成されるため、熱延板の酸洗工
程での残存スケールの除去が阻害されるので好ましくな
い。なお、大気中などの酸化性雰囲気では、黒皮スケー
ルの成長程度が大きくなり、内部酸化層の成長程度は逆
に小さくなる。その結果、大気中などの酸化性雰囲気は
内部酸化層の厚みが不十分となるため好ましくない。し
かしながら、100vol％N2雰囲気またはH2量が５ vol％未
満のH2−N2混合雰囲気におけるO2量が１ vol％以下でな
れば、鉄の酸化は問題とならない少量であるので、この
程度であれば含有していても良い。O2を完全に排除する
ことはむしろ経済的な不利が大きい。
【００２５】ついで、酸洗を施す。この酸洗条件につい
ても、特に限定されることはなく、常法に従って塩酸ま
たは硫酸にて、必要に応じて酸洗促進剤、酸洗抑制剤を
添加して行えば良いが、地鉄を数μm 以上除去してしま
うほどの極端に過度の酸洗は行わない方がよい。
ても、特に限定されることはなく、常法に従って塩酸ま
たは硫酸にて、必要に応じて酸洗促進剤、酸洗抑制剤を
添加して行えば良いが、地鉄を数μm 以上除去してしま
うほどの極端に過度の酸洗は行わない方がよい。
【００２６】次に、溶融めっき設備にて予熱後、溶融め
っきが施される。この予熱時に析出強化を同時に行うの
で、 700〜850 ℃で 0.5〜10min 程度で行えば良い。さ
らに、本発明では、溶融めっき処理後の鋼帯に対し、形
成矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧
延を加えることもできる。
っきが施される。この予熱時に析出強化を同時に行うの
で、 700〜850 ℃で 0.5〜10min 程度で行えば良い。さ
らに、本発明では、溶融めっき処理後の鋼帯に対し、形
成矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧
延を加えることもできる。
【００２７】上記のようにして得た熱延鋼板に溶融めっ
きを施す場合には、その方法を特に限定するものではな
く、例えば従来から公知の方法に従って実施すれば良
い。例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合には、再結晶焼
鈍した鋼板を、浴温が 460〜490 ℃程度の溶融亜鉛浴に
浸漬して溶融めっきを行う。その際、浴に浸入させる時
の板温は 460〜500 ℃程度が好適である。また、溶融亜
鉛浴中のAl量は0.1〜0.5 mass％程度とするのが好まし
い。このようにして溶融亜鉛浴に浸漬された鋼板は、浴
から引き上げられたのち、ガスワイピング処理などによ
ってめっき付着量を調整され、溶融亜鉛めっき鋼板とな
る。さらに、このような溶融亜鉛めっき鋼板は、その後
に加熱合金化処理を施すことによって合金化溶融亜鉛め
っき鋼板とすることもできる。
きを施す場合には、その方法を特に限定するものではな
く、例えば従来から公知の方法に従って実施すれば良
い。例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合には、再結晶焼
鈍した鋼板を、浴温が 460〜490 ℃程度の溶融亜鉛浴に
浸漬して溶融めっきを行う。その際、浴に浸入させる時
の板温は 460〜500 ℃程度が好適である。また、溶融亜
鉛浴中のAl量は0.1〜0.5 mass％程度とするのが好まし
い。このようにして溶融亜鉛浴に浸漬された鋼板は、浴
から引き上げられたのち、ガスワイピング処理などによ
ってめっき付着量を調整され、溶融亜鉛めっき鋼板とな
る。さらに、このような溶融亜鉛めっき鋼板は、その後
に加熱合金化処理を施すことによって合金化溶融亜鉛め
っき鋼板とすることもできる。
【００２８】なお、その他の溶融めっき処理としては、
溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛−アルミニウムめっ
き等があり、これらについても従来公知の方法に従って
溶融めっき処理を施せば良い。また、溶融めっきの付着
量については、片面当たり20〜100g/m2 程度とするのが
好ましい。
溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛−アルミニウムめっ
き等があり、これらについても従来公知の方法に従って
溶融めっき処理を施せば良い。また、溶融めっきの付着
量については、片面当たり20〜100g/m2 程度とするのが
好ましい。
【００２９】次に、冷延溶融めっき鋼板の場合について
説明する。熱間圧延後の酸洗までの工程は、熱延溶融め
っき鋼板の場合と同様である。酸洗後、冷間圧延を施
す。冷間圧延条件についても特に限定されることはな
く、常法に従って行えば良い。その後、再結晶焼鈍を施
すが、この再結晶焼鈍条件は 700〜850 ℃で 0.5〜10mi
n 程度で行えば良い。また、本発明では、溶融めっき処
理前の再結晶焼鈍にラジアントチューブ等の輻射式加熱
を用いた場合であっても、所望の内部酸化層を確保でき
る利点がある。この場合には、直火式の加熱方式を用い
る場合に比べて、熱延板熱処理時における内部酸化層の
形成量を幾分多めにしておけば良い。引き続く溶融めっ
き以降の工程は、熱延溶融めっき鋼板の場合と同様であ
る。なお、溶融めっき処理後の鋼板に対し、形状矯正や
表面粗度調整等のために、10％以下の調質圧延を加える
こともできる。
説明する。熱間圧延後の酸洗までの工程は、熱延溶融め
っき鋼板の場合と同様である。酸洗後、冷間圧延を施
す。冷間圧延条件についても特に限定されることはな
く、常法に従って行えば良い。その後、再結晶焼鈍を施
すが、この再結晶焼鈍条件は 700〜850 ℃で 0.5〜10mi
n 程度で行えば良い。また、本発明では、溶融めっき処
理前の再結晶焼鈍にラジアントチューブ等の輻射式加熱
を用いた場合であっても、所望の内部酸化層を確保でき
る利点がある。この場合には、直火式の加熱方式を用い
る場合に比べて、熱延板熱処理時における内部酸化層の
形成量を幾分多めにしておけば良い。引き続く溶融めっ
き以降の工程は、熱延溶融めっき鋼板の場合と同様であ
る。なお、溶融めっき処理後の鋼板に対し、形状矯正や
表面粗度調整等のために、10％以下の調質圧延を加える
こともできる。
【００３０】
【実施例】熱延板の作製に当たっては、表１に示す成分
組成に調整した鋼スラブ（鋼Ａ〜Ｈ）を、1200〜1250℃
に加熱後、熱間圧延により3.5mm 厚の熱延板としたの
ち、表２および表３に示す条件で熱延板熱処理を施し、
ついで酸洗を施して 1.6mm厚の熱延板とした。また、冷
延板の作製に当たっては、上記のようにして製造した熱
延板に、さらに冷間圧延を施して 1.0mm厚の冷延板とし
た。かくして得られた熱延板および冷延板に、熱延板の
場合には 830℃、１min の再結晶焼鈍を、また冷延板の
場合には 800℃、１min の再結晶焼鈍をそれぞれ施した
のち、 ・浴温：470 ℃ ・浸入板温：470 ℃ ・Al含有率：0.14mass％ ・めっき付着量：60 g/m2(片面) ・めっき時間：１秒 の条件で溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき
鋼板を製造した。また、一部については、その後に加熱
合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし
た。さらに、一部については、上記の再結晶焼鈍後、溶
融アルミニウムめっき処理および溶融亜鉛−アルミニウ
ムめっき処理を施した。
組成に調整した鋼スラブ（鋼Ａ〜Ｈ）を、1200〜1250℃
に加熱後、熱間圧延により3.5mm 厚の熱延板としたの
ち、表２および表３に示す条件で熱延板熱処理を施し、
ついで酸洗を施して 1.6mm厚の熱延板とした。また、冷
延板の作製に当たっては、上記のようにして製造した熱
延板に、さらに冷間圧延を施して 1.0mm厚の冷延板とし
た。かくして得られた熱延板および冷延板に、熱延板の
場合には 830℃、１min の再結晶焼鈍を、また冷延板の
場合には 800℃、１min の再結晶焼鈍をそれぞれ施した
のち、 ・浴温：470 ℃ ・浸入板温：470 ℃ ・Al含有率：0.14mass％ ・めっき付着量：60 g/m2(片面) ・めっき時間：１秒 の条件で溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき
鋼板を製造した。また、一部については、その後に加熱
合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし
た。さらに、一部については、上記の再結晶焼鈍後、溶
融アルミニウムめっき処理および溶融亜鉛−アルミニウ
ムめっき処理を施した。
【００３１】熱延板熱処理後の内部酸化層の厚みについ
て調べた結果を、表２，３に併記する。また、得られた
各種溶融めっき鋼板の溶融めっき性およびめっき密着性
ならびに合金化溶融めっき鋼板の合金化速度および合金
化ムラについて調べた結果を、溶融めっき熱延鋼板およ
び合金化溶融めっき熱延鋼板の場合は表４，５に、また
溶融めっき冷延鋼板および合金化溶融めっき冷延鋼板の
場合は、表６，７にそれぞれ示す。
て調べた結果を、表２，３に併記する。また、得られた
各種溶融めっき鋼板の溶融めっき性およびめっき密着性
ならびに合金化溶融めっき鋼板の合金化速度および合金
化ムラについて調べた結果を、溶融めっき熱延鋼板およ
び合金化溶融めっき熱延鋼板の場合は表４，５に、また
溶融めっき冷延鋼板および合金化溶融めっき冷延鋼板の
場合は、表６，７にそれぞれ示す。
【００３２】各特性の評価方法は次のとおりである。 ＜溶融めっき性＞溶融めっき後の外観を画像処理して、
不めっき面積率を求め、以下の基準に従い評価した。 ５：不めっき面積率 0％ ４：不めっき面積率 0.1％以下 ３：不めっき面積率 0.1％超、0.3 ％以下 ２：不めっき面積率 0.3％超、0.5 ％以下 １：不めっき面積率 0.5％超
不めっき面積率を求め、以下の基準に従い評価した。 ５：不めっき面積率 0％ ４：不めっき面積率 0.1％以下 ３：不めっき面積率 0.1％超、0.3 ％以下 ２：不めっき面積率 0.3％超、0.5 ％以下 １：不めっき面積率 0.5％超
【００３３】＜めっき密着性＞デュポン衝撃試験（直
径：0.64cm、質量：１kgの重りを50cmの高さから鋼板上
に落下）により、めっき密着性を評価した。判定基準は
次のとおりである。 ○：めっき剥離なし ×：めっき剥離有り
径：0.64cm、質量：１kgの重りを50cmの高さから鋼板上
に落下）により、めっき密着性を評価した。判定基準は
次のとおりである。 ○：めっき剥離なし ×：めっき剥離有り
【００３４】＜合金化速度＞ ・合金化条件 昇温速度：20℃/s 降温速度：15℃/s 合金化温度：490 ℃ 合金化時間：20秒 上記条件下で処理した合金化材の表面に亜鉛η相が残存
しているか否かで合金化速度を評価した。 ○：亜鉛η相なし ×：亜鉛η相有り
しているか否かで合金化速度を評価した。 ○：亜鉛η相なし ×：亜鉛η相有り
【００３５】＜合金化ムラ＞ソルトバスを用いて、10×
20cmの溶融めっき板を 490℃、30秒で合金化を行い合金
化ムラがあるかについて合金化後のめっき外観を観察し
て評価した。 ○：焼けムラなし（均一） ×：焼けムラあり
20cmの溶融めっき板を 490℃、30秒で合金化を行い合金
化ムラがあるかについて合金化後のめっき外観を観察し
て評価した。 ○：焼けムラなし（均一） ×：焼けムラあり
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】
【００４２】
【表７】
【００４３】表４〜７から明らかなように、この発明に
従い得られた溶融めっき高張力鋼板はいずれも、比較例
に比べて、優れた溶融めっき性および合金化溶融めっき
性を呈している。
従い得られた溶融めっき高張力鋼板はいずれも、比較例
に比べて、優れた溶融めっき性および合金化溶融めっき
性を呈している。
【００４４】
【発明の効果】かくして、本発明は、鋼の成分組成や製
造履歴を問わず、また溶融めっき処理前の再結晶焼鈍に
ラジアントチューブ等の輻射式加熱を用いた場合であっ
ても、十分な内部酸化層を確保して、優れた溶融めっき
性および合金化溶融めっき性を有する溶融めっき高張力
鋼板を安定して製造することができる。
造履歴を問わず、また溶融めっき処理前の再結晶焼鈍に
ラジアントチューブ等の輻射式加熱を用いた場合であっ
ても、十分な内部酸化層を確保して、優れた溶融めっき
性および合金化溶融めっき性を有する溶融めっき高張力
鋼板を安定して製造することができる。
【図１】 白皮熱延板（同図(a))および黒皮熱延板（同
図(b), (c)) の熱延板熱処理後の断面を示す光学顕微鏡
組織写真である。
図(b), (c)) の熱延板熱処理後の断面を示す光学顕微鏡
組織写真である。
【図２】 内部酸化層の形成に及ぼす黒皮熱延板熱処理
雰囲気の影響を示した図である。
雰囲気の影響を示した図である。
【図３】 熱延板熱処理後におけるSi, Mnの表面濃化状
況を示した図である。
況を示した図である。
【図４】 溶融めっき時の不めっきの発生状況を示した
図である。
図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：0.03〜0.2 mass％およびMn：1.0 〜
3.0 mass％を含有する組成になる素材鋼片を、熱間圧延
後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的に還元が起
きない雰囲気中にて 650〜950 ℃の温度範囲で熱処理を
施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成させたの
ち、酸洗し、ついで再加熱後、溶融めっきを施すことを
特徴とする溶融めっき高張力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１において、溶融めっきを施した
のち、加熱合金化処理を施すことを特徴とする合金化溶
融めっき高張力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｃ：0.03〜0.2 mass％およびMn：1.0 〜
3.0 mass％を含有する組成になる素材鋼片を、熱間圧延
後、黒皮スケールを付着させたまま、実質的に還元が起
きない雰囲気中にて 650〜950 ℃の温度範囲で熱処理を
施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成させたの
ち、酸洗し、ついで冷間圧延後、再加熱してから、溶融
めっきを施すことを特徴とする溶融めっき高張力冷延鋼
板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３において、溶融めっきを施した
のち、加熱合金化処理を施すことを特徴とする合金化溶
融めっき高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000227348A JP3494133B2 (ja) | 2000-07-27 | 2000-07-27 | 溶融めっき高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000227348A JP3494133B2 (ja) | 2000-07-27 | 2000-07-27 | 溶融めっき高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002047547A true JP2002047547A (ja) | 2002-02-15 |
| JP3494133B2 JP3494133B2 (ja) | 2004-02-03 |
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ID=18720816
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000227348A Expired - Fee Related JP3494133B2 (ja) | 2000-07-27 | 2000-07-27 | 溶融めっき高張力鋼板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3494133B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005061750A1 (ja) * | 2003-12-19 | 2005-07-07 | Jfe Steel Corporation | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2005187883A (ja) * | 2003-12-25 | 2005-07-14 | Kobe Steel Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2007211303A (ja) * | 2006-02-10 | 2007-08-23 | Nippon Steel Corp | 表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板 |
| US7736449B2 (en) | 2003-01-15 | 2010-06-15 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same |
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|---|---|---|---|---|
| CN101956126A (zh) * | 2010-09-30 | 2011-01-26 | 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 | 一种冷基高强度镀锌板及生产方法 |
-
2000
- 2000-07-27 JP JP2000227348A patent/JP3494133B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
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| WO2005061750A1 (ja) * | 2003-12-19 | 2005-07-07 | Jfe Steel Corporation | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| KR100860172B1 (ko) * | 2003-12-19 | 2008-09-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 합금화 용융아연도금강판의 제조방법 |
| JP2005187883A (ja) * | 2003-12-25 | 2005-07-14 | Kobe Steel Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2007211303A (ja) * | 2006-02-10 | 2007-08-23 | Nippon Steel Corp | 表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板 |
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| JP3494133B2 (ja) | 2004-02-03 |
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