JP2002069533A - 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JP2002069533A JP2002069533A JP2000262204A JP2000262204A JP2002069533A JP 2002069533 A JP2002069533 A JP 2002069533A JP 2000262204 A JP2000262204 A JP 2000262204A JP 2000262204 A JP2000262204 A JP 2000262204A JP 2002069533 A JP2002069533 A JP 2002069533A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】連続溶融亜鉛めっきラインにおいても安定して
複合組織のめっき鋼板が得られ、成形時は軟質でプレス
成形後の塗装焼付工程にて高い焼付硬化性能を示す溶融
亜鉛めっき鋼板の提供。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．０１２
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０１％以下、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：
０．０１％以下、Ｍｎ：１．５〜３％、必要によりＢ、
Ｔｉ、Ｎｂを含み、さらにＣｒ：０．０１〜０．５％お
よびＭｏ：０．０１〜０．５％のうちの１方または双方
を、Ｍｎとの合計で１．８〜３．５％の範囲内で含有
し、残部成分がＦｅおよび不純物からなる熱間圧延鋼板
を、０．１〜２゜のクロス角でペアクロス冷間圧延をお
こない冷間圧延鋼板とした後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンで前酸化処理をおこない、再結晶焼鈍して溶融亜鉛め
っき処理をする。
複合組織のめっき鋼板が得られ、成形時は軟質でプレス
成形後の塗装焼付工程にて高い焼付硬化性能を示す溶融
亜鉛めっき鋼板の提供。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．０１２
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０１％以下、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：
０．０１％以下、Ｍｎ：１．５〜３％、必要によりＢ、
Ｔｉ、Ｎｂを含み、さらにＣｒ：０．０１〜０．５％お
よびＭｏ：０．０１〜０．５％のうちの１方または双方
を、Ｍｎとの合計で１．８〜３．５％の範囲内で含有
し、残部成分がＦｅおよび不純物からなる熱間圧延鋼板
を、０．１〜２゜のクロス角でペアクロス冷間圧延をお
こない冷間圧延鋼板とした後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンで前酸化処理をおこない、再結晶焼鈍して溶融亜鉛め
っき処理をする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、焼付硬化性ならび
に成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に係わ
り、特に自動車の外板等の用途に適し、鋼板の薄肉化に
よる車体軽量化の要望に応えることができる。
に成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に係わ
り、特に自動車の外板等の用途に適し、鋼板の薄肉化に
よる車体軽量化の要望に応えることができる。
【０００２】
【従来の技術】精錬技術の発達により、製鋼での脱炭能
力が向上して良好な加工性を有する極低炭素鋼板が製造
されるようになり、その需要は益々増加しつつある。低
炭素鋼板を自動車の外板等自動車部材のような用途に使
用する場合は、深絞り性に優れ、かつ車体軽量化や安全
性の観点から高強度であることが要求される。このよう
な要求を満たす鋼板として、常温で時効による硬化がな
く、プレス成形時は良好な加工性を有し、成形後の塗装
焼付け後に降伏強度、引張強さが上昇する焼付硬化（以
下、ＢＨと記す場合がある）性鋼板がある。
力が向上して良好な加工性を有する極低炭素鋼板が製造
されるようになり、その需要は益々増加しつつある。低
炭素鋼板を自動車の外板等自動車部材のような用途に使
用する場合は、深絞り性に優れ、かつ車体軽量化や安全
性の観点から高強度であることが要求される。このよう
な要求を満たす鋼板として、常温で時効による硬化がな
く、プレス成形時は良好な加工性を有し、成形後の塗装
焼付け後に降伏強度、引張強さが上昇する焼付硬化（以
下、ＢＨと記す場合がある）性鋼板がある。
【０００３】特公平３−２２２４号公報および特公平３
−２１６１１号公報には、多量のＮｂとＢ、さらにはＴ
ｉを複合添加した極低炭素鋼を素材とした、高ｒ値、高
ＢＨ、高延性および常温非時効性等の特性を兼ね備えた
複合組織鋼板の製造方法が開示されている。これらの製
造方法は、極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉ
を複合添加して連続焼鈍ラインで焼鈍後急冷を施すこと
により、金属組織を転位密度の極めて低いフェライト相
と転位が局在した低温変態生成相からなる複合組織とす
ることにより、上記の諸特性を付与したことを特徴とし
ている。
−２１６１１号公報には、多量のＮｂとＢ、さらにはＴ
ｉを複合添加した極低炭素鋼を素材とした、高ｒ値、高
ＢＨ、高延性および常温非時効性等の特性を兼ね備えた
複合組織鋼板の製造方法が開示されている。これらの製
造方法は、極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉ
を複合添加して連続焼鈍ラインで焼鈍後急冷を施すこと
により、金属組織を転位密度の極めて低いフェライト相
と転位が局在した低温変態生成相からなる複合組織とす
ることにより、上記の諸特性を付与したことを特徴とし
ている。
【０００４】これらの製造方法により優れた成形性と高
ＢＨ性を備えた鋼板が得られるが、以下の問題がある。
ＢＨ性を備えた鋼板が得られるが、以下の問題がある。
【０００５】前記公報に開示されている製造方法では、
複合組織にするため連続焼鈍ラインにより焼鈍して急冷
しなければならない。自動車用鋼板は、耐食性も必要で
あるため冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理が施されるが、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を連続的に製造するＣＧＬラ
インでは焼鈍後の冷却速度が４〜５℃／ｓ程度と遅く、
急冷処理をおこなうことができない。したがって、上記
公報に開示されている化学組成の冷延鋼帯を連続溶融亜
鉛めっきラインによりめっき処理を施した場合は、複合
組織を得ることができず、上記の優れた諸特性を付与す
ることができない。
複合組織にするため連続焼鈍ラインにより焼鈍して急冷
しなければならない。自動車用鋼板は、耐食性も必要で
あるため冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理が施されるが、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を連続的に製造するＣＧＬラ
インでは焼鈍後の冷却速度が４〜５℃／ｓ程度と遅く、
急冷処理をおこなうことができない。したがって、上記
公報に開示されている化学組成の冷延鋼帯を連続溶融亜
鉛めっきラインによりめっき処理を施した場合は、複合
組織を得ることができず、上記の優れた諸特性を付与す
ることができない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、焼鈍
後の冷却速度が遅い連続溶融亜鉛めっきラインにおいて
も安定して複合組織のめっき鋼板が得られ、成形時は軟
質でプレス成形後の塗装焼付工程にて高い焼付硬化性能
を示す溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法を提供することにある。なお、以下溶融
亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板とを、溶融
亜鉛めっき鋼板と総称する。
後の冷却速度が遅い連続溶融亜鉛めっきラインにおいて
も安定して複合組織のめっき鋼板が得られ、成形時は軟
質でプレス成形後の塗装焼付工程にて高い焼付硬化性能
を示す溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法を提供することにある。なお、以下溶融
亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板とを、溶融
亜鉛めっき鋼板と総称する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、フェライ
トと低温変態生成相からなる複合組織を備えた溶融亜鉛
めっき鋼板を得るため、鋭意研究した結果下記の知見を
得た。
トと低温変態生成相からなる複合組織を備えた溶融亜鉛
めっき鋼板を得るため、鋭意研究した結果下記の知見を
得た。
【０００８】ａ）焼鈍後の冷却速度の遅い連続溶融亜鉛
めっきラインにおいて、低温変態相を生成させて複合組
織にするためには、低炭素量にすると共に低温変態相を
生成させる冷却速度とＭｓ点に影響を及ぼすＭｎとＣｒ
およびＭｏの少なくとも１種を含有させる必要がある。
めっきラインにおいて、低温変態相を生成させて複合組
織にするためには、低炭素量にすると共に低温変態相を
生成させる冷却速度とＭｓ点に影響を及ぼすＭｎとＣｒ
およびＭｏの少なくとも１種を含有させる必要がある。
【０００９】ｂ）Ｍｎを含有させるとＭｎＯ等の酸化物
が生成し、またＣｒを含有させると鋼板表面に濃化して
めっき濡れ性が低下するが、めっき品質を向上させるた
めには、冷間圧延の際にペアクロス圧延をおこなうと共
に、連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍の前に高温で前
酸化処理を施すのがよい。
が生成し、またＣｒを含有させると鋼板表面に濃化して
めっき濡れ性が低下するが、めっき品質を向上させるた
めには、冷間圧延の際にペアクロス圧延をおこなうと共
に、連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍の前に高温で前
酸化処理を施すのがよい。
【００１０】本発明は、このような知見に基づきなされ
たもので、その要旨は以下の通りである。
たもので、その要旨は以下の通りである。
【００１１】（１）質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．
０１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、Ｍｎ：１．５〜３％を含み、さら
にＣｒ：０．０１〜０．５％およびＭｏ：０．０１〜
０．５％の１方または双方を含有し、Ｍｎ、Ｃｒおよび
Ｍｏの合計が１．８〜３．５％で、残部がＦｅおよび不
純物からなる熱間圧延鋼板を、０．１〜２゜のクロス角
でペアクロス冷間圧延をおこない冷間圧延鋼板とした
後、連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍工程にて、５００
℃〜７５０℃の温度範囲内での前酸化処理と、８２０〜
９００℃の温度範囲で５秒以上保持する再結晶焼鈍とを
おこない、次いで３℃／ｓ以上の冷却速度で４２０〜６
００℃の温度域まで冷却してから溶融亜鉛めっき浴に侵
入させてめっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
０１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、Ｍｎ：１．５〜３％を含み、さら
にＣｒ：０．０１〜０．５％およびＭｏ：０．０１〜
０．５％の１方または双方を含有し、Ｍｎ、Ｃｒおよび
Ｍｏの合計が１．８〜３．５％で、残部がＦｅおよび不
純物からなる熱間圧延鋼板を、０．１〜２゜のクロス角
でペアクロス冷間圧延をおこない冷間圧延鋼板とした
後、連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍工程にて、５００
℃〜７５０℃の温度範囲内での前酸化処理と、８２０〜
９００℃の温度範囲で５秒以上保持する再結晶焼鈍とを
おこない、次いで３℃／ｓ以上の冷却速度で４２０〜６
００℃の温度域まで冷却してから溶融亜鉛めっき浴に侵
入させてめっき処理する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
【００１２】（２）熱間圧延鋼板が、さらに、Ｂを０．
０００３〜０．００３質量％を含有している上記（１）
に記載の冷延高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
０００３〜０．００３質量％を含有している上記（１）
に記載の冷延高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】（３）熱間圧延鋼板が、さらに、質量％で
Ｔｉ：０．００３〜０．１５％とＮｂ：０．００３〜
０．１５％の１方または双方を含有している上記（１）
に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｔｉ：０．００３〜０．１５％とＮｂ：０．００３〜
０．１５％の１方または双方を含有している上記（１）
に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】（４）熱間圧延鋼板が、さらに、Ｂを０．
０００３〜０．００３質量％とＴｉ：０．００３〜０．
１５質量％とＮｂ：０．００３〜０．１５質量％の１方
または双方を含有している上記（１）に記載の溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
０００３〜０．００３質量％とＴｉ：０．００３〜０．
１５質量％とＮｂ：０．００３〜０．１５質量％の１方
または双方を含有している上記（１）に記載の溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
【００１５】ここで、溶融亜鉛めっき鋼板とは、溶融亜
鉛めっきしたままのめっき鋼板と溶融亜鉛めっき後合金
化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板とを示すもの
とする。
鉛めっきしたままのめっき鋼板と溶融亜鉛めっき後合金
化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板とを示すもの
とする。
【００１６】
【発明の実施の形態】先ず、本発明において用いる熱延
鋼板の化学組成を限定した理由について説明する。な
お、以下の％表示は全て質量％である。
鋼板の化学組成を限定した理由について説明する。な
お、以下の％表示は全て質量％である。
【００１７】Ｃ：Ｃは、マルテンサイト、下部ベイナイ
ト等の低温変態相の体積率に大きく影響を及ぼし、材質
特性を決定する重要な元素である。Ｃ量が０．００１５
％未満では粒界強度が低下することと、脱炭コストが上
昇するため下限を０．００１５％とした。一方、Ｃ量が
０．０１２％を超えると強度が高くなり延性が低下す
る。したがって、Ｃの含有量は０．００１５〜０．０１
２％とした。
ト等の低温変態相の体積率に大きく影響を及ぼし、材質
特性を決定する重要な元素である。Ｃ量が０．００１５
％未満では粒界強度が低下することと、脱炭コストが上
昇するため下限を０．００１５％とした。一方、Ｃ量が
０．０１２％を超えると強度が高くなり延性が低下す
る。したがって、Ｃの含有量は０．００１５〜０．０１
２％とした。
【００１８】Ｓｉ：Ｓｉは、フェライト変態を促進さ
せ、未変態オーステナイト中のＣ濃度を上昇させ、複合
組織を形成しやすくさせる元素である。しかしながら、
溶融亜鉛めっきを施す際は、めっきの濡れ性を劣化させ
るために多量に含有させるとめっきむらの発生を招き、
めっき品質が劣化する恐れがある。したがって、Ｓｉの
含有量は０．５％以下とした。好ましくは、０．３％以
下である。
せ、未変態オーステナイト中のＣ濃度を上昇させ、複合
組織を形成しやすくさせる元素である。しかしながら、
溶融亜鉛めっきを施す際は、めっきの濡れ性を劣化させ
るために多量に含有させるとめっきむらの発生を招き、
めっき品質が劣化する恐れがある。したがって、Ｓｉの
含有量は０．５％以下とした。好ましくは、０．３％以
下である。
【００１９】Ｐ：Ｐは、固溶強化元素として有効な元素
であり、強度を高める場合には積極的に含有させる。含
有させる場合、０．０５％を超えると溶融亜鉛めっきの
合金化処理時の鉄界面からの鉄の拡散を抑制し、合金化
処理性を劣化させる。これにより高温での合金化処理が
必要となり、パウダリング、チッピング等のめっき剥離
を誘発させる恐れがある。また、粒界に偏析し耐２時加
工脆性ならびに溶接性を劣化させる。したがって、Ｐを
含有させる場合は０．０５％以下とした。また、含有さ
せる場合下限は特に限定しないが０．００８％以上とす
るのが好ましい。
であり、強度を高める場合には積極的に含有させる。含
有させる場合、０．０５％を超えると溶融亜鉛めっきの
合金化処理時の鉄界面からの鉄の拡散を抑制し、合金化
処理性を劣化させる。これにより高温での合金化処理が
必要となり、パウダリング、チッピング等のめっき剥離
を誘発させる恐れがある。また、粒界に偏析し耐２時加
工脆性ならびに溶接性を劣化させる。したがって、Ｐを
含有させる場合は０．０５％以下とした。また、含有さ
せる場合下限は特に限定しないが０．００８％以上とす
るのが好ましい。
【００２０】Ｓ：Ｓは、不純物で０．０１％を超えると
鋼板の穴拡げ性を損ねるため０．０１％以下とした。低
いほど好ましい。
鋼板の穴拡げ性を損ねるため０．０１％以下とした。低
いほど好ましい。
【００２１】sol.Ａｌ：Ａｌは、鋼を脱酸する作用を有
し、また鋼中のＮと結合し、ＡｌＮの微細析出物を形成
し，オーステナイト結晶粒の粗大化を抑止する効果があ
る。これらの効果を得るめにはＡｌをsol.Ａｌ０．０１
％以上含有させる必要がある。一方、０．１％以上含有
させると、コストアップを招くので上限は０．１％とし
た。
し、また鋼中のＮと結合し、ＡｌＮの微細析出物を形成
し，オーステナイト結晶粒の粗大化を抑止する効果があ
る。これらの効果を得るめにはＡｌをsol.Ａｌ０．０１
％以上含有させる必要がある。一方、０．１％以上含有
させると、コストアップを招くので上限は０．１％とし
た。
【００２２】Ｎ：Ｎは、常温時効性を悪化させるため低
い方が好ましく、０．０１％を超えると前記Ｎの悪影響
を除くため窒化物形成元素を多量に添加する必要がある
ため上限を０．０１％とした。
い方が好ましく、０．０１％を超えると前記Ｎの悪影響
を除くため窒化物形成元素を多量に添加する必要がある
ため上限を０．０１％とした。
【００２３】以下に説明するＭｎ、ＣｒおよびＭｏは本
発明において重要な元素である。再結晶焼鈍後の冷却速
度が遅いと、未変態のオーステナイトがパーライト変
態、ベイナイト変態してしまい、低温変態相が得られな
い。そこで、冷却速度が遅くてもパーライト、ベイナイ
ト変態を起こさないようにするため、ＭｎとＣｒ、Ｍｏ
の１種または２種を含有させ臨界冷却速度を低下させ
る。
発明において重要な元素である。再結晶焼鈍後の冷却速
度が遅いと、未変態のオーステナイトがパーライト変
態、ベイナイト変態してしまい、低温変態相が得られな
い。そこで、冷却速度が遅くてもパーライト、ベイナイ
ト変態を起こさないようにするため、ＭｎとＣｒ、Ｍｏ
の１種または２種を含有させ臨界冷却速度を低下させ
る。
【００２４】Ｍｎ：Ｍｎは、低温変態相を生成させるこ
とのできる再結晶焼鈍後の冷却速度およびＭｓ点を変え
る効果があり、本発明における重要な元素である。Ｍｎ
量が１．５％未満であると、連続溶融亜鉛めっきライン
における焼鈍後の冷却速度で複合組織にするためには、
後述のＣｒおよびＭｏを多量に含有させなければならず
スト高となる。また、Ｍｎを３％を超えて含有させる
と、過度な強度上昇を招き成形性の悪化を招くとともに
コスト高となり、さらに圧延加工性の低下をもたらす。
したがって、Ｍｎの含有量は１．５〜３％とした。
とのできる再結晶焼鈍後の冷却速度およびＭｓ点を変え
る効果があり、本発明における重要な元素である。Ｍｎ
量が１．５％未満であると、連続溶融亜鉛めっきライン
における焼鈍後の冷却速度で複合組織にするためには、
後述のＣｒおよびＭｏを多量に含有させなければならず
スト高となる。また、Ｍｎを３％を超えて含有させる
と、過度な強度上昇を招き成形性の悪化を招くとともに
コスト高となり、さらに圧延加工性の低下をもたらす。
したがって、Ｍｎの含有量は１．５〜３％とした。
【００２５】ＣｒおよびＭｏ：ＣｒおよびＭｏは、Ｍｎ
と同様に低温変態相を生成させることのできる再結晶焼
鈍後の冷却速度およびＭｓ点を変える効果のある元素で
ある。これらの元素を含有させることにより、連続溶融
亜鉛めっきラインでの再結晶焼鈍後の冷却速度が４〜５
℃／ｓと遅くても低温変態相が生成する。
と同様に低温変態相を生成させることのできる再結晶焼
鈍後の冷却速度およびＭｓ点を変える効果のある元素で
ある。これらの元素を含有させることにより、連続溶融
亜鉛めっきラインでの再結晶焼鈍後の冷却速度が４〜５
℃／ｓと遅くても低温変態相が生成する。
【００２６】Ｃｒは、Ｍｎよりも高価でありコスト高と
ならないように上限を０．５％とした。好ましい上限は
０．４％である。
ならないように上限を０．５％とした。好ましい上限は
０．４％である。
【００２７】Ｍｏは、ＭｎおよびＣｒに比べて低温変態
相を生成させることのできる冷却速度およびＭｓ点を変
える効果が大きい。しかし、０．５％を超えて多量に含
有させると製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ
は０．０１〜０．５％とした。好ましい上限は、０．４
％である。Ｍｎを１．５％以上含有させておけば、０．
０１％以上のＣｒおよび０．０１％以上のＭｏの一方ま
たは双方を含有させると上記の効果が得られる。
相を生成させることのできる冷却速度およびＭｓ点を変
える効果が大きい。しかし、０．５％を超えて多量に含
有させると製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ
は０．０１〜０．５％とした。好ましい上限は、０．４
％である。Ｍｎを１．５％以上含有させておけば、０．
０１％以上のＣｒおよび０．０１％以上のＭｏの一方ま
たは双方を含有させると上記の効果が得られる。
【００２８】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計が、１．
８％未満の場合は、再結晶焼鈍後の冷却速度が遅い連続
溶融亜鉛めっきの製造工程においては、未変態オーステ
ナイトは低温変態相が生成できずにパーライト変態して
しまい低温変態相が得られず、複合組織の鋼にならな
い。また３．５％を超えて含有させると過度な強度上昇
を招き、加工性が劣化すると共に寸法精度、形状性がわ
るくなる。したがって、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの含有量
の合計は１．８〜３．５％とした。
８％未満の場合は、再結晶焼鈍後の冷却速度が遅い連続
溶融亜鉛めっきの製造工程においては、未変態オーステ
ナイトは低温変態相が生成できずにパーライト変態して
しまい低温変態相が得られず、複合組織の鋼にならな
い。また３．５％を超えて含有させると過度な強度上昇
を招き、加工性が劣化すると共に寸法精度、形状性がわ
るくなる。したがって、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの含有量
の合計は１．８〜３．５％とした。
【００２９】Ｂ：Ｂは、焼き入れ性をあげる元素であ
り、含有させると複合組織鋼が得られやすくなり、必要
により含有させる。含有させる場合は、０．０００３％
に満たない場合は、上記効果を得ることができない。ま
た、０．００３％以上含有させると過度の強度上昇を招
き、成形性が劣化する。したがって、含有させる場合は
０．０００３〜０．００３０％とした。
り、含有させると複合組織鋼が得られやすくなり、必要
により含有させる。含有させる場合は、０．０００３％
に満たない場合は、上記効果を得ることができない。ま
た、０．００３％以上含有させると過度の強度上昇を招
き、成形性が劣化する。したがって、含有させる場合は
０．０００３〜０．００３０％とした。
【００３０】Ｔｉ、Ｎｂ：ＴｉおよびＮｂは、Ｃ、Ｓお
よびＮの全部または一部を固定し、極低炭素鋼の加工性
と非時効性を確保する効果がある。さらに熱延鋼板の結
晶粒を微細化し、製品の加工性を良好にする。Ｔｉおよ
びＮｂがそれぞれ０．００３％未満では、その効果が現
れなく、０．１５％を超えると著しい合金コストの上昇
を招くのでその上限値を０．１５％とした。
よびＮの全部または一部を固定し、極低炭素鋼の加工性
と非時効性を確保する効果がある。さらに熱延鋼板の結
晶粒を微細化し、製品の加工性を良好にする。Ｔｉおよ
びＮｂがそれぞれ０．００３％未満では、その効果が現
れなく、０．１５％を超えると著しい合金コストの上昇
を招くのでその上限値を０．１５％とした。
【００３１】次に、製造条件を限定した理由について説
明する。
明する。
【００３２】ペアクロス冷間圧延：通常の方法で製造し
た上記化学組成を有する熱延鋼板に、まず上下のワーク
ロールを水平方向にクロスさせて圧延する、いわゆるペ
アクロス圧延を施す。
た上記化学組成を有する熱延鋼板に、まず上下のワーク
ロールを水平方向にクロスさせて圧延する、いわゆるペ
アクロス圧延を施す。
【００３３】本発明の製造方法が対象とする鋼板は、上
記のようにＭｎ、ＣｒやＭｏを多量に含有しているた
め、溶融亜鉛めっきする際の濡れ性や、合金化処理性が
劣化する。この劣化を防止するためには、連続溶融亜鉛
めっきラインにおける酸化−還元処理を促進させ還元鉄
を増加させる必要がある。この酸化−還元処理を促進さ
せるためにペアクロス圧延をおこない、鋼板の表層に剪
断応力からなる塑性ひずみを効果的に蓄積する。
記のようにＭｎ、ＣｒやＭｏを多量に含有しているた
め、溶融亜鉛めっきする際の濡れ性や、合金化処理性が
劣化する。この劣化を防止するためには、連続溶融亜鉛
めっきラインにおける酸化−還元処理を促進させ還元鉄
を増加させる必要がある。この酸化−還元処理を促進さ
せるためにペアクロス圧延をおこない、鋼板の表層に剪
断応力からなる塑性ひずみを効果的に蓄積する。
【００３４】冷間圧延での圧下率は、通板性の観点から
４５％以上であればよいがその圧延の際に、第１〜第３
スタンド間でペアクロス圧延をおこなうのが好ましい。
４５％以上であればよいがその圧延の際に、第１〜第３
スタンド間でペアクロス圧延をおこなうのが好ましい。
【００３５】ペアクロス角度が０．１゜未満では、酸化
−還元を促進させる効果が得られなく、また２゜を超え
ると板幅方向の板厚精度を低下させるため上限を２゜と
した。ペアクロス冷間圧延して製造した冷延鋼板を、連
続溶融亜鉛めっきラインに通して亜鉛めきを施す。以
下、連続溶融亜鉛めっきラインについて説明する。
−還元を促進させる効果が得られなく、また２゜を超え
ると板幅方向の板厚精度を低下させるため上限を２゜と
した。ペアクロス冷間圧延して製造した冷延鋼板を、連
続溶融亜鉛めっきラインに通して亜鉛めきを施す。以
下、連続溶融亜鉛めっきラインについて説明する。
【００３６】図１は、ゼンジミア法（または無酸化炉
法）の縦型めっきラインの側面図である。
法）の縦型めっきラインの側面図である。
【００３７】鋼板をめっきライン内で焼鈍するゼンジミ
ア法では、図１に示すように、ペイオフリール２から供
給された鋼帯１は、酸化帯３を経て、加熱および均熱帯
等の再結晶還元帯４に入り、次いで冷却帯５、低温保持
帯６、スナウト７を通ってめっき浴８に入り、ガスワイ
ピング等のめっき付着量制御装置９を通過後、冷却装置
１０又は合金化処理炉１０を通過する。このめっき付着
量制御装置を通過後に冷却装置１０で冷却すると、いわ
ゆる溶融亜鉛めっき鋼板となり、めっき後合金化処理炉
で加熱処理をすると合金化溶融亜鉛めっき鋼板となる。
ア法では、図１に示すように、ペイオフリール２から供
給された鋼帯１は、酸化帯３を経て、加熱および均熱帯
等の再結晶還元帯４に入り、次いで冷却帯５、低温保持
帯６、スナウト７を通ってめっき浴８に入り、ガスワイ
ピング等のめっき付着量制御装置９を通過後、冷却装置
１０又は合金化処理炉１０を通過する。このめっき付着
量制御装置を通過後に冷却装置１０で冷却すると、いわ
ゆる溶融亜鉛めっき鋼板となり、めっき後合金化処理炉
で加熱処理をすると合金化溶融亜鉛めっき鋼板となる。
【００３８】このような連続溶融亜鉛めっきラインによ
る熱処理条件を規定した理由を以下に説明する。
る熱処理条件を規定した理由を以下に説明する。
【００３９】前酸化処理：この処理により、冷延鋼板の
表面に付着している油脂類が焼却除去され、薄い酸化被
膜が形成される。本発明の製造方法の対象とする鋼板に
は、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏを多量含有しているので、め
っき時の濡れ性および合金化処理性が好ましくないの
で、酸化を促進する必要がある。酸化を促進することに
より Ｆｅ3Ｏ4 やＦｅＯが多量生成し、後の再結晶焼
鈍、還元処理により還元鉄が多量に鋼板表面に生成し、
めっきの濡れ性や合金化処理の促進が図れる。
表面に付着している油脂類が焼却除去され、薄い酸化被
膜が形成される。本発明の製造方法の対象とする鋼板に
は、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏを多量含有しているので、め
っき時の濡れ性および合金化処理性が好ましくないの
で、酸化を促進する必要がある。酸化を促進することに
より Ｆｅ3Ｏ4 やＦｅＯが多量生成し、後の再結晶焼
鈍、還元処理により還元鉄が多量に鋼板表面に生成し、
めっきの濡れ性や合金化処理の促進が図れる。
【００４０】酸化を促進するためには、５００℃以上の
高い温度で処理する必要があり、また７５０℃を超える
と酸化膜が厚くなり、還元鉄が多くなり過ぎ合金化処理
において、硬くて脆いＦｅ−Ｚｎの合金層が生成してめ
っき密着性が劣化しパウダリング性がわるくなる。した
がって、前酸化処理温度は５００〜７５０℃とした。 再結晶焼鈍：図１に示した還元帯で加熱、還元および再
結晶焼鈍がなされる。本発明においては変態強化を利用
し、高速度化による生産効率を上げるため、通常よりも
高い温度で焼鈍する。焼鈍温度が８２０℃未満の温度で
は、生成する変態相分率が低くなるため所望の特性が得
られず、一方９００℃を超えるとフェライトの転位密度
および降伏応力が上昇すると共に、コスト高となる。し
たがって、再結晶温度は８２０〜９００℃とした。この
温度域で５秒以上保持しなければ、充分再結晶しなく、
またγ中へのＣ、Ｍｎ等の濃化が充分図れないので保持
時間の下限を５秒とした。上限は特に問題にならないの
で規定しないが、あまり長くすると生産効率がわるくな
る。
高い温度で処理する必要があり、また７５０℃を超える
と酸化膜が厚くなり、還元鉄が多くなり過ぎ合金化処理
において、硬くて脆いＦｅ−Ｚｎの合金層が生成してめ
っき密着性が劣化しパウダリング性がわるくなる。した
がって、前酸化処理温度は５００〜７５０℃とした。 再結晶焼鈍：図１に示した還元帯で加熱、還元および再
結晶焼鈍がなされる。本発明においては変態強化を利用
し、高速度化による生産効率を上げるため、通常よりも
高い温度で焼鈍する。焼鈍温度が８２０℃未満の温度で
は、生成する変態相分率が低くなるため所望の特性が得
られず、一方９００℃を超えるとフェライトの転位密度
および降伏応力が上昇すると共に、コスト高となる。し
たがって、再結晶温度は８２０〜９００℃とした。この
温度域で５秒以上保持しなければ、充分再結晶しなく、
またγ中へのＣ、Ｍｎ等の濃化が充分図れないので保持
時間の下限を５秒とした。上限は特に問題にならないの
で規定しないが、あまり長くすると生産効率がわるくな
る。
【００４１】再結晶焼鈍後の冷却速度：再結晶焼鈍後の
冷却速度は、連続溶融亜鉛めっきラインでの通常の冷却
速度４〜５℃／ｓ程度でよい。このような遅い速度であ
っても、再結晶焼鈍後に４２０〜６００℃の温度域まで
冷却すると、本発明で規定する化学組成の鋼板は複合組
織となる。複合組織が得られる限界の冷却速度は３℃／
ｓであるので、下限を３℃／ｓとした。上限は特に限定
しないが、連続溶融亜鉛めっきラインでの可能な冷却速
度は１０℃／ｓ程度であり、それが上限となる。
冷却速度は、連続溶融亜鉛めっきラインでの通常の冷却
速度４〜５℃／ｓ程度でよい。このような遅い速度であ
っても、再結晶焼鈍後に４２０〜６００℃の温度域まで
冷却すると、本発明で規定する化学組成の鋼板は複合組
織となる。複合組織が得られる限界の冷却速度は３℃／
ｓであるので、下限を３℃／ｓとした。上限は特に限定
しないが、連続溶融亜鉛めっきラインでの可能な冷却速
度は１０℃／ｓ程度であり、それが上限となる。
【００４２】なお、４２０〜６００℃の温度域まで冷却
した後、未変態オーステナイト中へのＣの濃化をさらに
図るために、前記温度範囲内で２０秒以上保持する低温
保持処理を施してもよい。冷却後または低温保持後に亜
鉛ポットに浸漬させ、目付を制御し、そのまま冷却する
か、また浸漬した後、合金化炉にて板温５７０℃以下の
温度域にて合金化処理をおこない溶融亜鉛めっき鋼板が
得られる。
した後、未変態オーステナイト中へのＣの濃化をさらに
図るために、前記温度範囲内で２０秒以上保持する低温
保持処理を施してもよい。冷却後または低温保持後に亜
鉛ポットに浸漬させ、目付を制御し、そのまま冷却する
か、また浸漬した後、合金化炉にて板温５７０℃以下の
温度域にて合金化処理をおこない溶融亜鉛めっき鋼板が
得られる。
【００４３】
【実施例】転炉により、表１に示す１６種の化学組成の
鋼を溶製し、連続鋳造にてスラブとした後、一旦室温ま
で冷却して、再度加熱し熱間圧延して厚さ４ｍｍの熱延
鋼板を得た。熱間圧延条件を表２に示す。
鋼を溶製し、連続鋳造にてスラブとした後、一旦室温ま
で冷却して、再度加熱し熱間圧延して厚さ４ｍｍの熱延
鋼板を得た。熱間圧延条件を表２に示す。
【００４４】
【表１】
【表２】 次に、得られた熱延鋼板を酸洗して酸化スケールを除去
した後、ワークロールのクロス角度を種々変えて冷間圧
延を施し、０．７５ｍｍ厚の冷延鋼板とした。冷間圧延
条件は表２に示した通りであった。
した後、ワークロールのクロス角度を種々変えて冷間圧
延を施し、０．７５ｍｍ厚の冷延鋼板とした。冷間圧延
条件は表２に示した通りであった。
【００４５】この冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン
に通板し、前酸化処理、再結晶焼鈍めっき処理および合
金化処理を施した。めっきの目付量は全て両面とも４５
ｇ／ｍ2とした。連続溶融亜鉛めっきラインにおける製
造条件は表２に示す通りであった。
に通板し、前酸化処理、再結晶焼鈍めっき処理および合
金化処理を施した。めっきの目付量は全て両面とも４５
ｇ／ｍ2とした。連続溶融亜鉛めっきラインにおける製
造条件は表２に示す通りであった。
【００４６】このようにして得られた各合金化溶融亜鉛
めっき鋼板について、引張特性、ＢＨ引張特性を調査し
た。さらに時効性を調査するために５０℃×３日間の熱
処理をおこない加速時効条件での時効性を調査した。
めっき鋼板について、引張特性、ＢＨ引張特性を調査し
た。さらに時効性を調査するために５０℃×３日間の熱
処理をおこない加速時効条件での時効性を調査した。
【００４７】また、穴拡げ性を調査するために、穴拡げ
試験を実施した。さらに、めっき性能を調査するために
パウダリング試験を実施した。
試験を実施した。さらに、めっき性能を調査するために
パウダリング試験を実施した。
【００４８】引張特性については、各鋼板からＪＩＳ５
号試験片を採取して、引張試験をおこない降伏強度（Ｙ
Ｓ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）、伸び
（Ｅｌ）さらに１５％でのｒ値を測定した。
号試験片を採取して、引張試験をおこない降伏強度（Ｙ
Ｓ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）、伸び
（Ｅｌ）さらに１５％でのｒ値を測定した。
【００４９】ＢＨ引張特性については、２％引張予歪み
を与えた後１７０゜C×２０分の熱処理をおこなって、加
工後の焼付塗装処理に相当する処理を施した後、引張試
験をおこない熱処理前後での降伏強度の変化量（ＢＨ）
を測定した。
を与えた後１７０゜C×２０分の熱処理をおこなって、加
工後の焼付塗装処理に相当する処理を施した後、引張試
験をおこない熱処理前後での降伏強度の変化量（ＢＨ）
を測定した。
【００５０】時効性は、加速時効前後でのＹＳ、ＹＰ
Ｅ、Ｅｌの変化量（ΔＹＳ、ΔＹＰＥ、ΔＥｌ）を調査
した。
Ｅ、Ｅｌの変化量（ΔＹＳ、ΔＹＰＥ、ΔＥｌ）を調査
した。
【００５１】穴拡げ試験は、打ち抜きクリアランス１２
％で１０ｍｍの打ち抜き穴を作成し、６０度円錐ポンチ
にて成形をおこない板厚方向の貫通割れが発生するまで
の限界穴拡げ率を評価した。
％で１０ｍｍの打ち抜き穴を作成し、６０度円錐ポンチ
にて成形をおこない板厚方向の貫通割れが発生するまで
の限界穴拡げ率を評価した。
【００５２】パウダリング試験は、絞り比１．８で５０
ｍｍ円筒深絞り成形をおこなった後、重量法によるめっ
き剥離量を測定した。これらの測定結果を表３に示す。
ｍｍ円筒深絞り成形をおこなった後、重量法によるめっ
き剥離量を測定した。これらの測定結果を表３に示す。
【００５３】
【表３】 なお、表３中のパウダリング性および濡れ性の評価は表
面の評価結果である。表３から明らかなように、本発明
例である鋼板は、すべて良好な引張特性および、高い焼
付硬化性を示しており、また時効性能についても良好で
ある。
面の評価結果である。表３から明らかなように、本発明
例である鋼板は、すべて良好な引張特性および、高い焼
付硬化性を示しており、また時効性能についても良好で
ある。
【００５４】比較例であるＢ１、Ｂ２鋼は、Ｃの含有量
が本発明範囲から外れているため深絞り性を示すｒ値が
１．３以下であり不芳である。
が本発明範囲から外れているため深絞り性を示すｒ値が
１．３以下であり不芳である。
【００５５】比較鋼のＢ３はＭｎ量が、本発明で規定す
る範囲から外れており、低温変態相組織が得られておら
ず、高い降伏強度を示し、時効性能も悪い。
る範囲から外れており、低温変態相組織が得られておら
ず、高い降伏強度を示し、時効性能も悪い。
【００５６】比較鋼のＢ４〜Ｂ９の鋼は、化学組成が本
発明範囲から外れているために強度が過度に高く加工性
が劣る。また、Ｂ５、Ｂ６についてはＳｉまたはＰが本
発明で規定する範囲から外れているあためにパウダリン
グ性が不芳である。Ｂ７については、Ｓが本発明範囲か
ら外れているため穴拡げ性が不芳である。
発明範囲から外れているために強度が過度に高く加工性
が劣る。また、Ｂ５、Ｂ６についてはＳｉまたはＰが本
発明で規定する範囲から外れているあためにパウダリン
グ性が不芳である。Ｂ７については、Ｓが本発明範囲か
ら外れているため穴拡げ性が不芳である。
【００５７】
【発明の効果】本発明によれば、成形性が良好であるば
かりではなく、高い焼付硬化性と優れた耐食性を備えた
溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車等の車体軽量化の
要望に十分に応えることができ、産業上有効である。
かりではなく、高い焼付硬化性と優れた耐食性を備えた
溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車等の車体軽量化の
要望に十分に応えることができ、産業上有効である。
【図１】連続溶融亜鉛めきラインの縦断面図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大野 剛 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 植松 一夫 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA05 EA11 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EB02 EB03 EB05 EB06 EB08 EB11 FA02 FA03 FC04 FE01 FE02 FG10 FH01 FJ05 FJ06 FK02 FL02 GA05 HA01 JA02
Claims (4)
- 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．０１２
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０１％以下、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：
０．０１％以下、Ｍｎ：１．５〜３％を含み、さらにＣ
ｒ：０．０１〜０．５％およびＭｏ：０．０１〜０．５
％の１方または双方を含有し、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの
合計が１．８〜３．５％で、残部がＦｅおよび不純物か
らなる熱間圧延鋼板を、０．１〜２゜のクロス角でペア
クロス冷間圧延をおこない冷間圧延鋼板とした後、連続
溶融亜鉛めっきラインの焼鈍工程にて、５００℃〜７５
０℃の温度範囲内での前酸化処理と、８２０〜９００℃
の温度範囲で５秒以上保持する再結晶焼鈍とをおこな
い、次いで３℃／ｓ以上の冷却速度で４２０〜６００℃
の温度域まで冷却してから溶融亜鉛めっき浴に侵入させ
てめっき処理することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。 - 【請求項２】熱間圧延鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００
１５〜０．０１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０
５％以下、Ｓ：０．０１％以下、sol.Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３〜
０．００３％、Ｍｎ：１．５〜３％を含み、さらにＣ
ｒ：０．０１〜０．５％およびＭｏ：０．０１〜０．５
％の１方または双方を含有し、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの
合計が１．８〜３．５％で、残部がＦｅおよび不純物か
らなる請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。 - 【請求項３】熱間圧延鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００
１５〜０．０１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０
５％以下、Ｓ：０．０１％以下、sol.Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｎ：１．５〜３％
と、Ｃｒ：０．０１〜０．５％およびＭｏ：０．０１〜
０．５％の１方または双方とを含み、Ｍｎ、Ｃｒおよび
Ｍｏの合計が１．８〜３．５％で、さらにＴｉ：０．０
０３〜０．１５％とＮｂ：０．００３〜０．１５％の１
方または双方を含有し、残部がＦｅおよび不純物からな
る請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項４】熱間圧延鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００
１５〜０．０１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０
５％以下、Ｓ：０．０１％以下、sol.Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３〜
０．００３％、Ｍｎ：１．５〜３％と、Ｃｒ：０．０１
〜０．５％およびＭｏ：０．０１〜０．５％の１方また
は双方とを含有し、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの合計が１．
８〜３．５％で、さらにＴｉ：０．００３〜０．１５％
とＮｂ：０．００３〜０．１５％の１方または双方を含
有し、残部成分がＦｅおよび不純物からなる請求項１に
記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000262204A JP2002069533A (ja) | 2000-08-31 | 2000-08-31 | 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000262204A JP2002069533A (ja) | 2000-08-31 | 2000-08-31 | 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002069533A true JP2002069533A (ja) | 2002-03-08 |
Family
ID=18749921
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000262204A Pending JP2002069533A (ja) | 2000-08-31 | 2000-08-31 | 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002069533A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007043168A1 (ja) * | 2005-10-05 | 2007-04-19 | Nippon Steel Corporation | 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN103849825A (zh) * | 2014-03-05 | 2014-06-11 | 首钢总公司 | 一种连续热镀锌线柔性预氧化装置及方法 |
| CN112538593A (zh) * | 2020-11-09 | 2021-03-23 | 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 | 一种控制表面波纹度的热镀锌if钢板生产方法 |
-
2000
- 2000-08-31 JP JP2000262204A patent/JP2002069533A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US9290835B2 (en) | 2005-10-05 | 2016-03-22 | Nippon Steel & Summitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet excellent in paint bake hardenability and ordinary-temperature non-aging property and method of producing the same |
| CN103849825A (zh) * | 2014-03-05 | 2014-06-11 | 首钢总公司 | 一种连续热镀锌线柔性预氧化装置及方法 |
| CN103849825B (zh) * | 2014-03-05 | 2016-03-02 | 首钢总公司 | 一种连续热镀锌线柔性预氧化装置及方法 |
| CN112538593A (zh) * | 2020-11-09 | 2021-03-23 | 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 | 一种控制表面波纹度的热镀锌if钢板生产方法 |
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| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040928 |