JP2002160044A - プレス加工性の良い高強度複層鋼板およびその製造方法 - Google Patents
プレス加工性の良い高強度複層鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 めっき濡れ性が良好でプレス加工性の良い高
強度複層鋼板、高強度溶融亜鉛系めっき複層鋼板及び、
高強度合金化溶融亜鉛めっき複層鋼板とその製造方法を
提供する。 【解決手段】 （１）内層部が質量％で、Ｃ：０．０５
〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．５
〜２．８％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％
Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時
に（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１５かつ（％Ｓｉ）／（％
Ｃ）≧４が満たされる鋼を母材とし、該母材の表層部が
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜
２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．８％、Ａｌ：０．００５
〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０
１〜５．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる層であることを特徴とするめっき濡れ性が良好
でプレス加工性の良い高強度複層鋼板。
強度複層鋼板、高強度溶融亜鉛系めっき複層鋼板及び、
高強度合金化溶融亜鉛めっき複層鋼板とその製造方法を
提供する。 【解決手段】 （１）内層部が質量％で、Ｃ：０．０５
〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．５
〜２．８％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％
Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時
に（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１５かつ（％Ｓｉ）／（％
Ｃ）≧４が満たされる鋼を母材とし、該母材の表層部が
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜
２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．８％、Ａｌ：０．００５
〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０
１〜５．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる層であることを特徴とするめっき濡れ性が良好
でプレス加工性の良い高強度複層鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、加工性の良い高強
度複層鋼板とその製造方法に係わり、さらに詳しくは優
れた加工性を有し、種々の用途、例えば建材用や自動車
用鋼板として適用できる高強度複層鋼板に関するもので
ある。
度複層鋼板とその製造方法に係わり、さらに詳しくは優
れた加工性を有し、種々の用途、例えば建材用や自動車
用鋼板として適用できる高強度複層鋼板に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】自動車車体の防錆強化に対応し、プレス
加工してフレーム、メンバーやフロア等の車体部品に用
いられる鋼板も裸鋼板から亜鉛めっき鋼板に置換されて
きた。一般に亜鉛めっき鋼板はその製造方法により電気
亜鉛めっき鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板に大別されるが、
防錆性を重んじる立場から目付け量を増やそうとする
と、電気亜鉛めっき鋼板では製造コストが著しく上昇す
るため、溶融亜鉛めっき鋼板の使用が一般的である。一
方、自動車車体には衝突時に乗員を保護するような機能
の確保と、燃費向上を目的とした軽量化が同時に要求さ
れており、そのためには鋼板の高強度化が必須である。
加工してフレーム、メンバーやフロア等の車体部品に用
いられる鋼板も裸鋼板から亜鉛めっき鋼板に置換されて
きた。一般に亜鉛めっき鋼板はその製造方法により電気
亜鉛めっき鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板に大別されるが、
防錆性を重んじる立場から目付け量を増やそうとする
と、電気亜鉛めっき鋼板では製造コストが著しく上昇す
るため、溶融亜鉛めっき鋼板の使用が一般的である。一
方、自動車車体には衝突時に乗員を保護するような機能
の確保と、燃費向上を目的とした軽量化が同時に要求さ
れており、そのためには鋼板の高強度化が必須である。
【０００３】しかしながら、加工性を悪化させずに鋼板
を高強度化する強化機構として一般に考えられている固
溶強化や複合組織強化では、ＳｉやＭｎ、Ｐといった鋼
板表面のめっき濡れ性を悪くする元素を添加する必要が
ある。特に、裸鋼板で一般に行われている気水混合した
ミストや噴流水を冷却媒体とし、焼鈍温度から高速冷却
を行うことが困難な溶融亜鉛めっきラインでは、不必要
なパーライトやベイナイト変態を避けるために、Ｓｉや
Ｍｎの添加量を一層増すことが必要となる。
を高強度化する強化機構として一般に考えられている固
溶強化や複合組織強化では、ＳｉやＭｎ、Ｐといった鋼
板表面のめっき濡れ性を悪くする元素を添加する必要が
ある。特に、裸鋼板で一般に行われている気水混合した
ミストや噴流水を冷却媒体とし、焼鈍温度から高速冷却
を行うことが困難な溶融亜鉛めっきラインでは、不必要
なパーライトやベイナイト変態を避けるために、Ｓｉや
Ｍｎの添加量を一層増すことが必要となる。
【０００４】このようなＳｉやＭｎ、Ｐが多く添加され
た鋼板の溶融亜鉛めっきにおける密着性を改善する手法
としては、溶融亜鉛めっきに先立って鋼板表面に特開昭
５７−７９１６０号公報や特開平５−６５６１２号公報
にあるように少量のＦｅや、特許第２５２６３２０号公
報にあるように少量のＮｉをプレめっきする方法があ
り、さらにその添加量が多い場合にはＮｉプレめっきの
前に鋼板表面層を除去する方法が特許第２５２６３２２
号公報に開示されている。また特許第１９２４５８５号
公報にあるように内部と比べてＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量
が少ない表層を有するスラブから製造された鋼板を溶融
亜鉛めっきする方法も開示されているが、製造コストの
増加が著しく、工業的な生産には適さない。
た鋼板の溶融亜鉛めっきにおける密着性を改善する手法
としては、溶融亜鉛めっきに先立って鋼板表面に特開昭
５７−７９１６０号公報や特開平５−６５６１２号公報
にあるように少量のＦｅや、特許第２５２６３２０号公
報にあるように少量のＮｉをプレめっきする方法があ
り、さらにその添加量が多い場合にはＮｉプレめっきの
前に鋼板表面層を除去する方法が特許第２５２６３２２
号公報に開示されている。また特許第１９２４５８５号
公報にあるように内部と比べてＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量
が少ない表層を有するスラブから製造された鋼板を溶融
亜鉛めっきする方法も開示されているが、製造コストの
増加が著しく、工業的な生産には適さない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、上
記問題点を解決して、めっき濡れ性が良好でプレス加工
性の良い高強度複層鋼板、高強度溶融亜鉛系めっき複層
鋼板及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき複層鋼板とその
製造方法を提供するものである。
記問題点を解決して、めっき濡れ性が良好でプレス加工
性の良い高強度複層鋼板、高強度溶融亜鉛系めっき複層
鋼板及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき複層鋼板とその
製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、特開平１
１−２７９６９１号公報において加工性の良い高強度合
金化溶融亜鉛系めっき複層鋼板とその製造方法を提案し
ている。さらに本発明者らは、低コストでめっき濡れ性
に優れる鋼板の開発について鋭意研究を重ねた結果、高
強度鋼板の表層部にＮｉを添加した複層鋼板を作製する
ことにより、めっき濡れ性が良好でプレス加工性の良い
高強度複層鋼板を得られることを見いだして本発明をな
した。
１−２７９６９１号公報において加工性の良い高強度合
金化溶融亜鉛系めっき複層鋼板とその製造方法を提案し
ている。さらに本発明者らは、低コストでめっき濡れ性
に優れる鋼板の開発について鋭意研究を重ねた結果、高
強度鋼板の表層部にＮｉを添加した複層鋼板を作製する
ことにより、めっき濡れ性が良好でプレス加工性の良い
高強度複層鋼板を得られることを見いだして本発明をな
した。
【０００７】すなわち、本発明の要旨とするところは、
以下の通りである。
以下の通りである。
【０００８】（１）内層部が質量％で、Ｃ：０．０５〜
０．１５％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜
２．８％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％Ｓ
ｉ，％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量としたとき
に（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１５かつ（％Ｓｉ）／（％
Ｃ）≧４が満たされる鋼を母材とし、該母材の表層部が
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜
２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．８％、Ａｌ：０．００５
〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０
１〜５．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる合わせ材で被覆することを特徴とするめっき濡
れ性が良好でプレス加工性の良い高強度複層鋼板。
０．１５％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜
２．８％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％Ｓ
ｉ，％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量としたとき
に（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１５かつ（％Ｓｉ）／（％
Ｃ）≧４が満たされる鋼を母材とし、該母材の表層部が
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜
２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．８％、Ａｌ：０．００５
〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０
１〜５．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる合わせ材で被覆することを特徴とするめっき濡
れ性が良好でプレス加工性の良い高強度複層鋼板。
【０００９】（２）表層部の厚さの鋼板全厚さに対する
比が０．０５〜０．３０であることを特徴とする前記
（１）記載のめっき濡れ性が良好でプレス加工性の良い
高強度複層鋼板。
比が０．０５〜０．３０であることを特徴とする前記
（１）記載のめっき濡れ性が良好でプレス加工性の良い
高強度複層鋼板。
【００１０】（３）前記（１）または（２）に記載の鋼
板の表面に溶融亜鉛系めっき層を有することを特徴とす
るプレス加工性の良い高強度溶融亜鉛系めっき複層鋼
板。
板の表面に溶融亜鉛系めっき層を有することを特徴とす
るプレス加工性の良い高強度溶融亜鉛系めっき複層鋼
板。
【００１１】（４）前記（１）または（２）に記載の鋼
板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴
とするプレス加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき
複層鋼板。
板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴
とするプレス加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき
複層鋼板。
【００１２】（５）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５
％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．８
％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる鋼を出鋼し、ついで連続鋳
造鋳型内に鋳片の厚さ方向を横切る直流磁場を印可して
直流磁場帯を形成し、その直流磁場帯で区分された上側
の溶鋼プールと下側の溶鋼プールに長さの異なる２本の
ノズルによって溶鋼を供給して凝固、引き抜きを行う連
続鋳造を行うにあたり、上側の溶鋼プールにＮｉ、Ｃｕ
を添加することで表層部にＮｉ：０．０１〜５．０％、
Ｃｕ：０．０１〜５．０％を含有させ鋳造してスラブと
し、ついで通常の熱延を行うことを特徴とする前記
（１）または（２）に記載のめっき濡れ性が良好でプレ
ス加工性の良い高強度複層鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．８
％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる鋼を出鋼し、ついで連続鋳
造鋳型内に鋳片の厚さ方向を横切る直流磁場を印可して
直流磁場帯を形成し、その直流磁場帯で区分された上側
の溶鋼プールと下側の溶鋼プールに長さの異なる２本の
ノズルによって溶鋼を供給して凝固、引き抜きを行う連
続鋳造を行うにあたり、上側の溶鋼プールにＮｉ、Ｃｕ
を添加することで表層部にＮｉ：０．０１〜５．０％、
Ｃｕ：０．０１〜５．０％を含有させ鋳造してスラブと
し、ついで通常の熱延を行うことを特徴とする前記
（１）または（２）に記載のめっき濡れ性が良好でプレ
ス加工性の良い高強度複層鋼板の製造方法。
【００１３】（６）前記（５）に記載の製造方法で作成
したスラブに５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続
溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェ
ライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、そ
の最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５
〜１０℃／秒で冷却し、引き続いて６５０℃からめっき
浴までを平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜
鉛めっき処理を行うことを特徴とする請求項３に記載の
プレス加工性の良い高強度溶融亜鉛系めっき複層鋼板の
製造方法。
したスラブに５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続
溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェ
ライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、そ
の最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５
〜１０℃／秒で冷却し、引き続いて６５０℃からめっき
浴までを平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜
鉛めっき処理を行うことを特徴とする請求項３に記載の
プレス加工性の良い高強度溶融亜鉛系めっき複層鋼板の
製造方法。
【００１４】（７）前記（５）に記載の製造方法で作成
したスラブに５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続
溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェ
ライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、そ
の最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５
〜１０℃／秒で冷却し、引き続いて６５０℃からめっき
浴までを平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜
鉛めっき処理を行い、さらに合金化処理を行うことを特
徴とする請求項４に記載のプレス加工性の良い高強度合
金化溶融亜鉛めっき複層鋼板の製造方法。
したスラブに５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続
溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェ
ライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、そ
の最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５
〜１０℃／秒で冷却し、引き続いて６５０℃からめっき
浴までを平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜
鉛めっき処理を行い、さらに合金化処理を行うことを特
徴とする請求項４に記載のプレス加工性の良い高強度合
金化溶融亜鉛めっき複層鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
【００１６】まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの数値限定理
由について述べる。Ｃはマルテンサイトや残留オーステ
ナイトによる組織強化で鋼板を高強度化しようとする場
合に必須の元素である。Ｃの含有量を０．０５％以上と
する理由は、Ｃが０．０５％未満ではミストや噴流水を
冷却媒体として焼鈍温度から急速冷却することが困難な
溶融亜鉛めっきラインにおいてセメンタイトやパーライ
トが生成しやすく、必要とする引張強さの確保が困難で
あるためである。一方、Ｃの含有量を０．１５％以下と
する理由は、Ｃが０．１５％を超えると、スポット溶接
で健全な溶接部を形成することが困難となると同時にＣ
の偏析が顕著となり加工性が劣化するためである。
由について述べる。Ｃはマルテンサイトや残留オーステ
ナイトによる組織強化で鋼板を高強度化しようとする場
合に必須の元素である。Ｃの含有量を０．０５％以上と
する理由は、Ｃが０．０５％未満ではミストや噴流水を
冷却媒体として焼鈍温度から急速冷却することが困難な
溶融亜鉛めっきラインにおいてセメンタイトやパーライ
トが生成しやすく、必要とする引張強さの確保が困難で
あるためである。一方、Ｃの含有量を０．１５％以下と
する理由は、Ｃが０．１５％を超えると、スポット溶接
で健全な溶接部を形成することが困難となると同時にＣ
の偏析が顕著となり加工性が劣化するためである。
【００１７】Ｓｉは鋼板の加工性、特に伸びを大きく損
なうことなく強度を増す元素として０．４〜２．０％添
加しかつＣ含有量の４倍以上の質量％とする。Ｓｉの含
有量を０．４％以上とする理由は、Ｓｉが０．４％未満
では必要とする引張強さの確保が困難であるためであ
り、Ｓｉの含有量を２．０％以下とする理由は、Ｓｉが
２．０％を超えると強度を増す効果が飽和すると共に延
性の低下が起こるためである。またＣ含有量の４倍以上
の質量％とすることで、めっき直後に行う合金化処理の
ための再加熱でパーライトおよびベイナイト変態の進行
を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも体積率で３〜２
０％のマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェ
ライト中に混在する金属組織とできる。ＭｎはＣと共に
オーステナイトの自由エネルギーを下げるため、めっき
浴に鋼帯を浸漬するまでの間にオーステナイトを安定化
する目的で１．５％以上添加する。またＣ含有量の１５
倍以上の質量％を添加することにより、めっき直後に行
う合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナ
イト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも
体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オース
テナイトがフェライト中に混在する金属組織とできる。
しかし添加量が過大になるとスラブに割れが生じやす
く、またスポット溶接性も劣化するため、２．８％を上
限とする。
なうことなく強度を増す元素として０．４〜２．０％添
加しかつＣ含有量の４倍以上の質量％とする。Ｓｉの含
有量を０．４％以上とする理由は、Ｓｉが０．４％未満
では必要とする引張強さの確保が困難であるためであ
り、Ｓｉの含有量を２．０％以下とする理由は、Ｓｉが
２．０％を超えると強度を増す効果が飽和すると共に延
性の低下が起こるためである。またＣ含有量の４倍以上
の質量％とすることで、めっき直後に行う合金化処理の
ための再加熱でパーライトおよびベイナイト変態の進行
を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも体積率で３〜２
０％のマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェ
ライト中に混在する金属組織とできる。ＭｎはＣと共に
オーステナイトの自由エネルギーを下げるため、めっき
浴に鋼帯を浸漬するまでの間にオーステナイトを安定化
する目的で１．５％以上添加する。またＣ含有量の１５
倍以上の質量％を添加することにより、めっき直後に行
う合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナ
イト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも
体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オース
テナイトがフェライト中に混在する金属組織とできる。
しかし添加量が過大になるとスラブに割れが生じやす
く、またスポット溶接性も劣化するため、２．８％を上
限とする。
【００１８】Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮに
よる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程におけ
る結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．０
０５％以上添加する必要がある。ただし、０．５％を超
えるとコスト高となるばかりか、表面性状を劣化させる
ため、その含有量は０．５％以下とする。Ｎもまた一般
に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．
０６％を超えると、伸びと共に脆性も劣化するため、そ
の含有量は０．０６％以下とする。
よる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程におけ
る結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．０
０５％以上添加する必要がある。ただし、０．５％を超
えるとコスト高となるばかりか、表面性状を劣化させる
ため、その含有量は０．５％以下とする。Ｎもまた一般
に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．
０６％を超えると、伸びと共に脆性も劣化するため、そ
の含有量は０．０６％以下とする。
【００１９】表層部に添加するＮｉはめっき濡れ性を向
上させる上で有効な元素である。Ｎｉを添加することに
よってめっき濡れ性が向上する理由は明確ではないが、
連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍を行う際、表面に濃化
し、ＳｉやＭｎ、Ｐといっためっき濡れ性を悪くする元
素の表面濃化を抑制する効果があると考えられる。この
効果は０．０１％以上添加すると明確になる。ただし、
添加量が５．０％を超えると加工性の劣化を招くと共に
コストアップの原因にもなるので、５．０％を上限とし
た。
上させる上で有効な元素である。Ｎｉを添加することに
よってめっき濡れ性が向上する理由は明確ではないが、
連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍を行う際、表面に濃化
し、ＳｉやＭｎ、Ｐといっためっき濡れ性を悪くする元
素の表面濃化を抑制する効果があると考えられる。この
効果は０．０１％以上添加すると明確になる。ただし、
添加量が５．０％を超えると加工性の劣化を招くと共に
コストアップの原因にもなるので、５．０％を上限とし
た。
【００２０】表層部に添加するＣｕはめっき濡れ性を向
上させると共にめっき密着性を向上させる上で有効な元
素である。Ｃｕを添加することによってめっき濡れ性、
密着性が向上する理由もまた明確ではないが、連続溶融
亜鉛めっき設備で焼鈍を行う際、表面に濃化し、Ｓｉや
Ｍｎ、Ｐといっためっき濡れ性を悪くする元素の表面濃
化を抑制するＮｉの効果を補助する効果があると考えら
れる。この効果は０．０１％以上添加すると明確にな
る。ただし、添加量が５．０％を超えると加工性の劣化
を招くと共にコストアップの原因にもなるので、５．０
％を上限とした。
上させると共にめっき密着性を向上させる上で有効な元
素である。Ｃｕを添加することによってめっき濡れ性、
密着性が向上する理由もまた明確ではないが、連続溶融
亜鉛めっき設備で焼鈍を行う際、表面に濃化し、Ｓｉや
Ｍｎ、Ｐといっためっき濡れ性を悪くする元素の表面濃
化を抑制するＮｉの効果を補助する効果があると考えら
れる。この効果は０．０１％以上添加すると明確にな
る。ただし、添加量が５．０％を超えると加工性の劣化
を招くと共にコストアップの原因にもなるので、５．０
％を上限とした。
【００２１】ＮｉとＣｕは同時に添加することで相乗効
果を発揮し、より少量の添加でめっき濡れ性を向上させ
ることができる。従って、同時に添加する場合、Ｎｉ添
加量は０．０１％以上１．０％未満、Ｃｕ添加量は０．
０１％以上０．５％未満が好ましい。
果を発揮し、より少量の添加でめっき濡れ性を向上させ
ることができる。従って、同時に添加する場合、Ｎｉ添
加量は０．０１％以上１．０％未満、Ｃｕ添加量は０．
０１％以上０．５％未満が好ましい。
【００２２】また、これらを主成分とする鋼にＰ、Ｓ、
Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｒ
ＥＭ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｔａを合計で１％以下含有しても本
発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が改善
される等好ましい場合もある。
Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｒ
ＥＭ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｔａを合計で１％以下含有しても本
発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が改善
される等好ましい場合もある。
【００２３】本発明において、表層部の厚さの鋼板全厚
さに対する比を０．０５〜０．３０とする理由は、表層
部の厚さの鋼板全厚さに対する比が０．０５未満では表
層部の効果が現れにくく、０．３０を超えると内層部の
高加工性に影響するためである。
さに対する比を０．０５〜０．３０とする理由は、表層
部の厚さの鋼板全厚さに対する比が０．０５未満では表
層部の効果が現れにくく、０．３０を超えると内層部の
高加工性に影響するためである。
【００２４】次に、溶融亜鉛めっき層について述べる。
【００２５】本発明において溶融亜鉛系めっき層とは、
Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｃｒ、Ｍｎ等の１種または２種以上の合金元素を含
有する溶融亜鉛めっきを指すものであり、合金元素含有
率は０．０１〜６０％である。また、めっき層中には、
これ以外にＳｂ、Ｐｂ、Ｆｅなどを単独あるいは複合で
０．５質量％以内含有しても良い。
Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｃｒ、Ｍｎ等の１種または２種以上の合金元素を含
有する溶融亜鉛めっきを指すものであり、合金元素含有
率は０．０１〜６０％である。また、めっき層中には、
これ以外にＳｂ、Ｐｂ、Ｆｅなどを単独あるいは複合で
０．５質量％以内含有しても良い。
【００２６】また、合金化溶融亜鉛めっき層とは、Ａ
ｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｃｒ、Ｍｎ等の１種または２種以上の合金元素を含
有する溶融亜鉛めっきを付着させた後に鋼板を加熱し
て、めっき中へＦｅを５〜１５重量％拡散させた溶融亜
鉛めっきを指すものであり、Ｆｅ以外の合金元素含有率
は０．０１〜１０％である。また、めっき層中には、こ
れ以外にＳｂ、Ｐｂなどを単独あるいは複合で０．５質
量％以内含有しても良い。
ｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｃｒ、Ｍｎ等の１種または２種以上の合金元素を含
有する溶融亜鉛めっきを付着させた後に鋼板を加熱し
て、めっき中へＦｅを５〜１５重量％拡散させた溶融亜
鉛めっきを指すものであり、Ｆｅ以外の合金元素含有率
は０．０１〜１０％である。また、めっき層中には、こ
れ以外にＳｂ、Ｐｂなどを単独あるいは複合で０．５質
量％以内含有しても良い。
【００２７】本発明における高強度複層鋼板の製造方法
について図１に基いて説明する。本発明の高強度複層鋼
板の製造方法には、圧延、爆着、肉盛り、鋳ぐるみ等種
々の方法が使用できるが、最も安価な方法は、連続鋳造
するにあたり表面のみＮｉ、Ｃｕを添加する方法であ
る。図１は連続鋳造鋳型内に注入された溶鋼の状態を示
す図であるが、そのメニスカス６よりも鋳造方向下方の
位置に、鋳片の厚みを横切る直流磁場を印可して直流磁
場帯（静磁場帯）３を形成し、その直流磁場帯で区分さ
れた上側の溶鋼プールと下側の溶鋼プールに長さの異な
る２本の表層用浸漬ノズル４、内層用浸漬ノズル４′に
よって溶鋼を供給して表層用凝固シェル５および内層用
凝固シェル５′として示すように凝固、引き抜きを行う
鋳片２の連続鋳造を行うにあたり、上側の溶鋼プールに
Ｎｉ、Ｃｕワイヤー等によりＮｉ、Ｃｕを添加すること
で表層部のみにＮｉ、Ｃｕを添加する。Ｎｉ、Ｃｕを添
加する方法としては、モールド上面にＮｉ、Ｃｕを含む
パウダーを使用する方法や、ワイヤー状のＮｉ、Ｃｕま
たはＮｉ−Ｃｕ合金を連続的に供給する方法、ワイヤー
状のＮｉ合金、Ｃｕ合金またはＮｉ−Ｃｕを主体とした
合金を連続的に供給する方法等が使用できる。
について図１に基いて説明する。本発明の高強度複層鋼
板の製造方法には、圧延、爆着、肉盛り、鋳ぐるみ等種
々の方法が使用できるが、最も安価な方法は、連続鋳造
するにあたり表面のみＮｉ、Ｃｕを添加する方法であ
る。図１は連続鋳造鋳型内に注入された溶鋼の状態を示
す図であるが、そのメニスカス６よりも鋳造方向下方の
位置に、鋳片の厚みを横切る直流磁場を印可して直流磁
場帯（静磁場帯）３を形成し、その直流磁場帯で区分さ
れた上側の溶鋼プールと下側の溶鋼プールに長さの異な
る２本の表層用浸漬ノズル４、内層用浸漬ノズル４′に
よって溶鋼を供給して表層用凝固シェル５および内層用
凝固シェル５′として示すように凝固、引き抜きを行う
鋳片２の連続鋳造を行うにあたり、上側の溶鋼プールに
Ｎｉ、Ｃｕワイヤー等によりＮｉ、Ｃｕを添加すること
で表層部のみにＮｉ、Ｃｕを添加する。Ｎｉ、Ｃｕを添
加する方法としては、モールド上面にＮｉ、Ｃｕを含む
パウダーを使用する方法や、ワイヤー状のＮｉ、Ｃｕま
たはＮｉ−Ｃｕ合金を連続的に供給する方法、ワイヤー
状のＮｉ合金、Ｃｕ合金またはＮｉ−Ｃｕを主体とした
合金を連続的に供給する方法等が使用できる。
【００２８】このような連続鋳造方法により鋳造された
複層鋼板のスラブは、通常の熱延・冷延方法により薄板
に加工された後、連続溶融めっき設備にてめっきを行
う。
複層鋼板のスラブは、通常の熱延・冷延方法により薄板
に加工された後、連続溶融めっき設備にてめっきを行
う。
【００２９】熱間圧延の仕上げ温度は特に限定しない
が、鋼板のプレス成形性を確保するという観点からＡｒ
3点以上とすることが望ましい。熱延後の冷却条件や巻
取温度は特に限定しないが、巻取温度はコイル両端部で
の材質ばらつきが大ききなることを避け、またスケール
厚の増加による酸洗性の劣化を避けるためには７５０℃
以下とし、また部分的にベイナイトやマルテンサイトが
生成すると冷間圧延時に耳割れを生じやすく、極端な場
合には板破断することもあるため５５０℃以上とするこ
とが望ましい。冷間圧延は通常の条件で良く、フェライ
トが加工硬化しやすいようにマルテンサイトおよび残留
オーステナイトを微細に分散させ、加工性の向上を最大
限に得る目的からその圧延率は５０％以上とする。一
方、８５％を超す圧延率で冷間圧延を行うことは多大の
冷延負荷が必要となるため現実的ではない。
が、鋼板のプレス成形性を確保するという観点からＡｒ
3点以上とすることが望ましい。熱延後の冷却条件や巻
取温度は特に限定しないが、巻取温度はコイル両端部で
の材質ばらつきが大ききなることを避け、またスケール
厚の増加による酸洗性の劣化を避けるためには７５０℃
以下とし、また部分的にベイナイトやマルテンサイトが
生成すると冷間圧延時に耳割れを生じやすく、極端な場
合には板破断することもあるため５５０℃以上とするこ
とが望ましい。冷間圧延は通常の条件で良く、フェライ
トが加工硬化しやすいようにマルテンサイトおよび残留
オーステナイトを微細に分散させ、加工性の向上を最大
限に得る目的からその圧延率は５０％以上とする。一
方、８５％を超す圧延率で冷間圧延を行うことは多大の
冷延負荷が必要となるため現実的ではない。
【００３０】次にライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっ
き設備で焼鈍する際、その焼鈍温度は７００℃以上８５
０℃以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とす
る。焼鈍温度が７００℃未満では再結晶が不十分であ
り、鋼板に必要なプレス加工性を具備できない。８５０
℃を超すような温度で焼鈍すると鋼帯表面にＳｉやＭｎ
の酸化物層の成長が著しくなるため好ましくない。ま
た、冷却過程で６５０℃までを緩冷却しても、十分な体
積率のフェライトが成長せず、６５０℃からめっき浴ま
での冷却途上でオーステナイトがマルテンサイトに変態
し、その後合金化処理のための再加熱でマルテンサイト
が焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度とプ
レス加工性の良いことの両立が困難となる。
き設備で焼鈍する際、その焼鈍温度は７００℃以上８５
０℃以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とす
る。焼鈍温度が７００℃未満では再結晶が不十分であ
り、鋼板に必要なプレス加工性を具備できない。８５０
℃を超すような温度で焼鈍すると鋼帯表面にＳｉやＭｎ
の酸化物層の成長が著しくなるため好ましくない。ま
た、冷却過程で６５０℃までを緩冷却しても、十分な体
積率のフェライトが成長せず、６５０℃からめっき浴ま
での冷却途上でオーステナイトがマルテンサイトに変態
し、その後合金化処理のための再加熱でマルテンサイト
が焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度とプ
レス加工性の良いことの両立が困難となる。
【００３１】鋼帯は焼鈍後、引き続きめっき浴へ浸漬す
る過程で冷却されるが、この場合の冷却速度はその最高
到達温度から６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒と
し、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均１〜２
０℃／秒とする。６５０℃までを平均０．５〜１０℃／
秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積
率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すこと
により、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイ
ト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを
目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／
秒未満とするには焼鈍時の最高到達温度を低下するので
なければ、連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くす
る必要があり、コスト高となる。
る過程で冷却されるが、この場合の冷却速度はその最高
到達温度から６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒と
し、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均１〜２
０℃／秒とする。６５０℃までを平均０．５〜１０℃／
秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積
率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すこと
により、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイ
ト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを
目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／
秒未満とするには焼鈍時の最高到達温度を低下するので
なければ、連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くす
る必要があり、コスト高となる。
【００３２】また、最高到達温度を下げ、オーステナイ
トの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられる
が。その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比
べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いと
オーステナイトが形成されず目的を達しない。一方、６
５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるように
すると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかり
か、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないために鋼帯
がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト
変態し、その後合金化処理のための再加熱でマルテンサ
イトが焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度
とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
トの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられる
が。その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比
べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いと
オーステナイトが形成されず目的を達しない。一方、６
５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるように
すると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかり
か、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないために鋼帯
がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト
変態し、その後合金化処理のための再加熱でマルテンサ
イトが焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度
とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
【００３３】６５０℃からめっき浴までの平均冷却速度
を１〜２０℃／秒とするのは、その冷却途上でオーステ
ナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、
その冷却速度が１℃／秒未満では本発明で規定する温度
で焼鈍し、また６５０℃からめっき浴まで冷却したとし
てもパーライトの生成を避けられない。一方、６５０℃
からめっき浴までを平均冷却速度２０℃／秒を超えるよ
うに鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難であ
る。
を１〜２０℃／秒とするのは、その冷却途上でオーステ
ナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、
その冷却速度が１℃／秒未満では本発明で規定する温度
で焼鈍し、また６５０℃からめっき浴まで冷却したとし
てもパーライトの生成を避けられない。一方、６５０℃
からめっき浴までを平均冷却速度２０℃／秒を超えるよ
うに鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難であ
る。
【００３４】溶融亜鉛系めっきのめっき浴温度は従来か
ら適用されている条件で良く、例えば、４４０℃〜６５
０℃といった条件が適用できる。また溶融金属として
は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎ
ｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ等の１種または２種以上の合金元
素を含有するものであり、合金元素含有率は０．０１〜
６０％である。また、めっき浴中には、これ以外にＳ
ｂ、Ｐｂ、Ｆｅなどを単独あるいは複合で０．５質量％
以内含有しても良い。
ら適用されている条件で良く、例えば、４４０℃〜６５
０℃といった条件が適用できる。また溶融金属として
は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎ
ｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ等の１種または２種以上の合金元
素を含有するものであり、合金元素含有率は０．０１〜
６０％である。また、めっき浴中には、これ以外にＳ
ｂ、Ｐｂ、Ｆｅなどを単独あるいは複合で０．５質量％
以内含有しても良い。
【００３５】溶融亜鉛系めっきの付着量については特に
制約は設けないが、耐食性の観点から２０ｇ／ｍ2以
上、加工性の観点から３５０ｇ／ｍ2以下であることが
望ましい。
制約は設けないが、耐食性の観点から２０ｇ／ｍ2以
上、加工性の観点から３５０ｇ／ｍ2以下であることが
望ましい。
【００３６】また、溶融亜鉛めっきを施した後、加熱合
金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製する場合
の合金化の加熱温度としては従来から適用されている条
件で良く、例えば、４６０℃〜５５０℃といった条件が
適用できる。合金化の加熱方式は特に限定されるもので
はなく、燃焼ガスによる直接加熱や、誘導加熱、直接通
電加熱等、従来からの溶融めっき設備に応じた加熱方式
を用いることができる。
金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製する場合
の合金化の加熱温度としては従来から適用されている条
件で良く、例えば、４６０℃〜５５０℃といった条件が
適用できる。合金化の加熱方式は特に限定されるもので
はなく、燃焼ガスによる直接加熱や、誘導加熱、直接通
電加熱等、従来からの溶融めっき設備に応じた加熱方式
を用いることができる。
【００３７】
【実施例】以下、実施例により本発明をより詳細に説明
する。
する。
【００３８】（実施例１）表１に示す組成の鋼を、モー
ルド部に電磁ブレーキと合金添加用のワイヤー供給装置
が設けられた連続鋳造設備にて連続鋳造を行った。電磁
ブレーキの電磁力は０．１〜１．０Ｔとし、ワイヤーに
はＮｉ−Ｃｕ合金を使用した。Ｎｉ−Ｃｕ合金ワイヤー
はその太さと供給速度で添加量を調節した。
ルド部に電磁ブレーキと合金添加用のワイヤー供給装置
が設けられた連続鋳造設備にて連続鋳造を行った。電磁
ブレーキの電磁力は０．１〜１．０Ｔとし、ワイヤーに
はＮｉ−Ｃｕ合金を使用した。Ｎｉ−Ｃｕ合金ワイヤー
はその太さと供給速度で添加量を調節した。
【００３９】次に、このようにして作製した表層部にＮ
ｉを濃化させたスラブを、加熱温度１０８０〜１１５０
℃、仕上げ終了温度９１０〜９３０℃、巻取温度５８０
〜６９０℃で熱延し、板厚４．０ｍｍとした。さらに酸
洗後、０．８ｍｍまで冷延し、連続溶融亜鉛めっき設備
にて溶融亜鉛めっきを行った。連続溶融亜鉛めっき設備
での最高到達点温度は７６０〜８３０℃、最高到達点温
度から６５０℃までの平均冷速は１〜５℃／秒、６５０
℃からめっき浴までの平均冷速は３〜１２℃／秒であっ
た。溶融亜鉛めっきは、めっき浴温４６０℃、Ａｌを
０．０２％含有する溶融亜鉛めっき浴でめっきし、窒素
ガスワイピングによりめっき付着量を６０ｇ／ｍ2に調
整した。
ｉを濃化させたスラブを、加熱温度１０８０〜１１５０
℃、仕上げ終了温度９１０〜９３０℃、巻取温度５８０
〜６９０℃で熱延し、板厚４．０ｍｍとした。さらに酸
洗後、０．８ｍｍまで冷延し、連続溶融亜鉛めっき設備
にて溶融亜鉛めっきを行った。連続溶融亜鉛めっき設備
での最高到達点温度は７６０〜８３０℃、最高到達点温
度から６５０℃までの平均冷速は１〜５℃／秒、６５０
℃からめっき浴までの平均冷速は３〜１２℃／秒であっ
た。溶融亜鉛めっきは、めっき浴温４６０℃、Ａｌを
０．０２％含有する溶融亜鉛めっき浴でめっきし、窒素
ガスワイピングによりめっき付着量を６０ｇ／ｍ2に調
整した。
【００４０】引張強さと伸びは、このようにして作製し
ためっき鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温で
の引張試験を行うことにより求めた。引張強さは５３０
ＭＰ以下を不合格とし、プレス加工性は、伸びをＥ、引
張り強さをＴとしたときにＥ＜５１−０．０３５Ｔを不
合格とした。めっき濡れ性は、幅１．２×長さ１０ｍの
範囲での不めっきの量を以下に示す評点づけで判定し
た。評点は４以上を合格とした。 ５：不めっき無し ４：５％未満 ３：５％以上２０％未満 ２：２０％以上５０％未満 １：５０％以上
ためっき鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温で
の引張試験を行うことにより求めた。引張強さは５３０
ＭＰ以下を不合格とし、プレス加工性は、伸びをＥ、引
張り強さをＴとしたときにＥ＜５１−０．０３５Ｔを不
合格とした。めっき濡れ性は、幅１．２×長さ１０ｍの
範囲での不めっきの量を以下に示す評点づけで判定し
た。評点は４以上を合格とした。 ５：不めっき無し ４：５％未満 ３：５％以上２０％未満 ２：２０％以上５０％未満 １：５０％以上
【００４１】めっき密着性は、デュポン衝撃試験後の溶
融めっき鋼板に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、
めっきが剥離した場合を不合格とした。デュポン試験は
先端に１／２インチの丸みを持つ撃ち型を使用し、１ｋ
ｇの重りを１ｍの高さから落下させて行った。
融めっき鋼板に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、
めっきが剥離した場合を不合格とした。デュポン試験は
先端に１／２インチの丸みを持つ撃ち型を使用し、１ｋ
ｇの重りを１ｍの高さから落下させて行った。
【００４２】結果を表２に示す。
【００４３】番号１は鋼板ＡのＣ含有量が本発明の範囲
外であるため強度が不合格となった。番号２は鋼板Ｂの
Ｓｉ含有量が本発明の範囲外であるため強度が不合格と
なった。番号５、２１、４２は表層部のＮｉ％が本発明
の範囲外であるためめっき濡れ性が不合格となった。番
号９、２５、４６は表層部のＣｕ％が本発明の範囲外で
あるためめっき密着性が不合格となった。番号１４、３
０、５１は表層部の厚さ／鋼板全厚さが本発明の範囲外
であるためめっき濡れ性が不合格となった。番号１７、
３３、５４は表層部の厚さ／鋼板全厚さが本発明の範囲
外であるためプレス加工性が不合格となった。番号１８
は鋼板ＥのＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため強度
が不合格となった。番号４０は鋼板ＫのＭｎ含有量とＣ
含有量の比が範囲外であるためプレス成形性が不合格と
なった。番号４１は鋼板ＬのＭｎ含有量とＳｉ含有量の
比が範囲外であるためプレス成形性が不合格となった。
番号５５は鋼板ＮのＭｎ含有量が本発明の範囲外である
ためプレス成形性が不合格となった。番号５６は鋼板Ｏ
のＣ含有量が本発明の範囲外であるためプレス成形性が
不合格となった。これら以外はいずれも、プレス加工
性、強度、めっき濡れ性共に良好な結果となった。
外であるため強度が不合格となった。番号２は鋼板Ｂの
Ｓｉ含有量が本発明の範囲外であるため強度が不合格と
なった。番号５、２１、４２は表層部のＮｉ％が本発明
の範囲外であるためめっき濡れ性が不合格となった。番
号９、２５、４６は表層部のＣｕ％が本発明の範囲外で
あるためめっき密着性が不合格となった。番号１４、３
０、５１は表層部の厚さ／鋼板全厚さが本発明の範囲外
であるためめっき濡れ性が不合格となった。番号１７、
３３、５４は表層部の厚さ／鋼板全厚さが本発明の範囲
外であるためプレス加工性が不合格となった。番号１８
は鋼板ＥのＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため強度
が不合格となった。番号４０は鋼板ＫのＭｎ含有量とＣ
含有量の比が範囲外であるためプレス成形性が不合格と
なった。番号４１は鋼板ＬのＭｎ含有量とＳｉ含有量の
比が範囲外であるためプレス成形性が不合格となった。
番号５５は鋼板ＮのＭｎ含有量が本発明の範囲外である
ためプレス成形性が不合格となった。番号５６は鋼板Ｏ
のＣ含有量が本発明の範囲外であるためプレス成形性が
不合格となった。これら以外はいずれも、プレス加工
性、強度、めっき濡れ性共に良好な結果となった。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】（実施例２）表１に示す組成の鋼を、モー
ルド部に電磁ブレーキと合金添加用のワイヤー供給装置
が設けられた連続鋳造設備にて連続鋳造を行った。電磁
ブレーキの電磁力は０．１〜１．０Ｔとし、ワイヤーに
はＮｉ−Ｃｕ合金を使用した。Ｎｉ−Ｃｕ合金ワイヤー
はその太さと供給速度で添加量を調節した。
ルド部に電磁ブレーキと合金添加用のワイヤー供給装置
が設けられた連続鋳造設備にて連続鋳造を行った。電磁
ブレーキの電磁力は０．１〜１．０Ｔとし、ワイヤーに
はＮｉ−Ｃｕ合金を使用した。Ｎｉ−Ｃｕ合金ワイヤー
はその太さと供給速度で添加量を調節した。
【００４７】次に、このようにして作製した表層部にＮ
ｉを濃化させたスラブを、加熱温度１０８０〜１１５０
℃、仕上げ終了温度９１０〜９３０℃、巻取温度５８０
〜６９０℃で熱延し、板厚４．０ｍｍとした。さらに酸
洗後、０．８ｍｍまで冷延し、連続溶融亜鉛めっき設備
にて溶融亜鉛めっきを行った。連続溶融亜鉛めっき設備
での最高到達点温度は７６０〜８３０℃、最高到達点温
度から６５０℃までの平均冷速は１〜５℃／秒、６５０
℃からめっき浴までの平均冷速は３〜１２℃／秒であっ
た。溶融亜鉛めっきは、めっき浴温４６０℃〜６００
℃、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉを１種以上含有する溶融亜鉛めっ
き浴でめっきし、窒素ガスワイピングによりめっき付着
量を６０ｇ／ｍ2に調整した。
ｉを濃化させたスラブを、加熱温度１０８０〜１１５０
℃、仕上げ終了温度９１０〜９３０℃、巻取温度５８０
〜６９０℃で熱延し、板厚４．０ｍｍとした。さらに酸
洗後、０．８ｍｍまで冷延し、連続溶融亜鉛めっき設備
にて溶融亜鉛めっきを行った。連続溶融亜鉛めっき設備
での最高到達点温度は７６０〜８３０℃、最高到達点温
度から６５０℃までの平均冷速は１〜５℃／秒、６５０
℃からめっき浴までの平均冷速は３〜１２℃／秒であっ
た。溶融亜鉛めっきは、めっき浴温４６０℃〜６００
℃、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉを１種以上含有する溶融亜鉛めっ
き浴でめっきし、窒素ガスワイピングによりめっき付着
量を６０ｇ／ｍ2に調整した。
【００４８】引張強さと伸びは、このようにして作製し
ためっき鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温で
の引張試験を行うことにより求めた。引張強さは５３０
ＭＰ以下を不合格とし、プレス加工性は、伸びをＥ、引
張強さをＴとしたときにＥ＜５１−０．０３５Ｔを不合
格とした。めっき濡れ性は、幅１．２×長さ１０ｍの範
囲での不めっきの量を以下に示す評点づけで判定した。
評点は４以上を合格とした。 ５：不めっき無し ４：５％未満 ３：５％以上２０％未満 ２：２０％以上５０％未満 １：５０％以上
ためっき鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温で
の引張試験を行うことにより求めた。引張強さは５３０
ＭＰ以下を不合格とし、プレス加工性は、伸びをＥ、引
張強さをＴとしたときにＥ＜５１−０．０３５Ｔを不合
格とした。めっき濡れ性は、幅１．２×長さ１０ｍの範
囲での不めっきの量を以下に示す評点づけで判定した。
評点は４以上を合格とした。 ５：不めっき無し ４：５％未満 ３：５％以上２０％未満 ２：２０％以上５０％未満 １：５０％以上
【００４９】めっき密着性は、デュポン衝撃試験後の溶
融めっき鋼板に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、
めっきが剥離した場合を不合格とした。デュポン試験は
先端に１／２インチの丸みを持つ撃ち型を使用し、１ｋ
ｇの重りを１ｍの高さから落下させて行った。
融めっき鋼板に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、
めっきが剥離した場合を不合格とした。デュポン試験は
先端に１／２インチの丸みを持つ撃ち型を使用し、１ｋ
ｇの重りを１ｍの高さから落下させて行った。
【００５０】結果を表３に示す。
【００５１】いずれも、プレス加工性、強度、めっき濡
れ性共に良好な結果となった。
れ性共に良好な結果となった。
【００５２】
【表３】
【００５３】（実施例３）表１に示す組成の鋼を、モー
ルド部に電磁ブレーキと合金添加用のワイヤー供給装置
が設けられた連続鋳造設備にて連続鋳造を行った。電磁
ブレーキの電磁力は０．１〜１．０Ｔとし、ワイヤーに
はＮｉ−Ｃｕ合金を使用した。Ｎｉ−Ｃｕ合金ワイヤー
はその太さと供給速度で添加量を調節した。次に、この
ようにして作製した表層部にＮｉを濃化させたスラブ
を、加熱温度１０８０〜１１５０℃、仕上げ終了温度９
１０〜９３０℃、巻取温度５８０〜６９０℃で熱延し、
板厚４．０ｍｍとした。さらに酸洗後，０．８ｍｍまで
冷延し、連続溶融亜鉛めっき設備にて溶融亜鉛めっきを
行った。連続溶融亜鉛めっき設備での最高到達点温度は
７６０〜８３０℃、最高到達点温度から６５０℃までの
平均冷速は１〜５℃／秒、６５０℃からめっき浴までの
平均冷速は３〜１２℃／秒であった。溶融亜鉛めっき
は、めっき浴温４６０℃、Ａｌを含有する溶融亜鉛めっ
き浴でめっきし、窒素ガスワイピングによりめっき付着
量を片面４０ｇ／ｍ2に調整した。その後、合金化炉で
２０秒間、合金化処理を行った。
ルド部に電磁ブレーキと合金添加用のワイヤー供給装置
が設けられた連続鋳造設備にて連続鋳造を行った。電磁
ブレーキの電磁力は０．１〜１．０Ｔとし、ワイヤーに
はＮｉ−Ｃｕ合金を使用した。Ｎｉ−Ｃｕ合金ワイヤー
はその太さと供給速度で添加量を調節した。次に、この
ようにして作製した表層部にＮｉを濃化させたスラブ
を、加熱温度１０８０〜１１５０℃、仕上げ終了温度９
１０〜９３０℃、巻取温度５８０〜６９０℃で熱延し、
板厚４．０ｍｍとした。さらに酸洗後，０．８ｍｍまで
冷延し、連続溶融亜鉛めっき設備にて溶融亜鉛めっきを
行った。連続溶融亜鉛めっき設備での最高到達点温度は
７６０〜８３０℃、最高到達点温度から６５０℃までの
平均冷速は１〜５℃／秒、６５０℃からめっき浴までの
平均冷速は３〜１２℃／秒であった。溶融亜鉛めっき
は、めっき浴温４６０℃、Ａｌを含有する溶融亜鉛めっ
き浴でめっきし、窒素ガスワイピングによりめっき付着
量を片面４０ｇ／ｍ2に調整した。その後、合金化炉で
２０秒間、合金化処理を行った。
【００５４】引張強さと伸びは、このようにして作製し
ためっき鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温で
の引張試験を行うことにより求めた。引張強さは５３０
ＭＰ以下を不合格とし、プレス加工性は、伸びをＥ、引
張強さをＴとしたときにＥ＜５１−０．０３５Ｔを不合
格とした。めっき濡れ性は、幅１．２×長さ１０ｍの範
囲での不めっきの量を以下に示す評点づけで判定した。 ５：不めっき無し ４：５％未満 ３：５％以上２０％未満 ２：２０％以上５０％未満 １：５０％以上
ためっき鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温で
の引張試験を行うことにより求めた。引張強さは５３０
ＭＰ以下を不合格とし、プレス加工性は、伸びをＥ、引
張強さをＴとしたときにＥ＜５１−０．０３５Ｔを不合
格とした。めっき濡れ性は、幅１．２×長さ１０ｍの範
囲での不めっきの量を以下に示す評点づけで判定した。 ５：不めっき無し ４：５％未満 ３：５％以上２０％未満 ２：２０％以上５０％未満 １：５０％以上
【００５５】めっき密着性は、１８０度曲げ後、曲げ部
の外側に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、めっき
の剥離巾が３ｍｍ超となった場合を不合格とした。
の外側に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、めっき
の剥離巾が３ｍｍ超となった場合を不合格とした。
【００５６】結果を表４に示す。
【００５７】いずれも、プレス加工性、強度、めっき濡
れ性共に良好な結果となった。
れ性共に良好な結果となった。
【００５８】
【表４】
【００５９】
【発明の効果】以上述べてきたように、本発明の複層鋼
板は、表層部にＮｉ、Ｃｕを濃化させた、従来材にない
優れた強度、プレス加工性、めっき濡れ性を有する鋼板
であり、工業的に極めて大きな効果を有するものであ
る。
板は、表層部にＮｉ、Ｃｕを濃化させた、従来材にない
優れた強度、プレス加工性、めっき濡れ性を有する鋼板
であり、工業的に極めて大きな効果を有するものであ
る。
【図１】高強度復層鋼板とする鋳片を製造するための連
続鋳造鋳型内に注入された溶鋼の状態を示す図である。
続鋳造鋳型内に注入された溶鋼の状態を示す図である。
１ 連続鋳造鋳型 ２ 鋳片 ３ 直流磁場帯 ４ 表層用浸漬ノズル ４’ 内層用浸漬ノズル ５ 表層凝固シェル ５’ 内層凝固シェル ６ メニスカス ７ Ｎｉワイヤー
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｇ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｓ 38/16 38/16 Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28 2/40 2/40 (72)発明者 佐久間 康治 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 高田 良久 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4E004 AA09 FB01 MB11 MB14 NC04 4K027 AA02 AA23 AB02 AB07 AB28 AB42 AC12 AC18 AC73 AE12 AE18 4K037 EA01 EA05 EA06 EA13 EA15 EA16 EA20 EA27 EA28 FH01 FJ05 FK02 FK03 GA05
Claims (7)
- 【請求項１】 内層部が質量％で、Ｃ：０．０５〜０．
１５％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．
８％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％Ｓｉ、
％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量としたときに
（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１５かつ（％Ｓｉ）／（％Ｃ）
≧４が満たされる鋼を母材とし、該母材の表層部が質量
％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜２．
０％、Ｍｎ：１．５〜２．８％、Ａｌ：０．００５〜
０．５％、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１
〜５．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる層であることを特徴とするめっき濡れ性が良好で
プレス加工性の良い高強度複層鋼板。 - 【請求項２】 表層部の厚さの鋼板全厚さに対する比が
０．０５〜０．３０であることを特徴とする請求項１記
載のめっき濡れ性が良好でプレス加工性の良い高強度複
層鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２に記載の鋼板の
表面に溶融亜鉛系めっき層を有することを特徴とするプ
レス加工性の良い高強度溶融亜鉛系めっき複層鋼板。 - 【請求項４】 請求項１または請求項２に記載の鋼板の
表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とす
るプレス加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき複層
鋼板。 - 【請求項５】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．８％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を出鋼し、ついで連続鋳造鋳型
内に鋳片の厚さ方向を横切る直流磁場を印可して直流磁
場帯を形成し、その直流磁場帯で区分された上側の溶鋼
プールと下側の溶鋼プールに長さの異なる２本のノズル
によって溶鋼を供給して凝固、引き抜きを行う連続鋳造
を行うにあたり、上側の溶鋼プールにＮｉ、Ｃｕを添加
することで表層部にＮｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：
０．０１〜５．０％を含有させ鋳造してスラブとし、つ
いで通常の熱延を行うことを特徴とする請求項１または
請求項２に記載のめっき濡れ性が良好でプレス加工性の
良い高強度複層鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項５記載の製造方法で作成したスラ
ブに５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛
めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェライト、
オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その最高到
達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃
／秒で冷却し、引き続いて６５０℃からめっき浴までを
平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜鉛めっき
処理を行うことを特徴とする請求項３に記載のプレス加
工性の良い高強度溶融亜鉛系めっき複層鋼板の製造方
法。 - 【請求項７】 請求項５記載の製造方法で作成したスラ
ブに５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛
めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェライト、
オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その最高到
達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃
／秒で冷却し、引き続いて６５０℃からめっき浴までを
平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜鉛めっき
処理を行い、さらに合金化処理を行うことを特徴とする
請求項４に記載のプレス加工性の良い高強度合金化溶融
亜鉛めっき複層鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000364179A JP2002160044A (ja) | 2000-11-30 | 2000-11-30 | プレス加工性の良い高強度複層鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000364179A JP2002160044A (ja) | 2000-11-30 | 2000-11-30 | プレス加工性の良い高強度複層鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002160044A true JP2002160044A (ja) | 2002-06-04 |
Family
ID=18835166
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000364179A Withdrawn JP2002160044A (ja) | 2000-11-30 | 2000-11-30 | プレス加工性の良い高強度複層鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002160044A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100427229C (zh) * | 2005-07-26 | 2008-10-22 | 北京交通大学 | 一种钢背铝基复合板液液相复合方法及装置 |
| WO2012048844A1 (en) * | 2010-10-11 | 2012-04-19 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | A steel strip composite and a method for making the same |
| CN111118402A (zh) * | 2020-02-29 | 2020-05-08 | 上海材料研究所 | 一种低强度弹塑性阻尼钢板及其制造方法与应用 |
| JP2021000652A (ja) * | 2019-06-21 | 2021-01-07 | 日本製鉄株式会社 | 連続鋳造方法 |
| CN115298356A (zh) * | 2020-05-13 | 2022-11-04 | 日本制铁株式会社 | 热压构件 |
-
2000
- 2000-11-30 JP JP2000364179A patent/JP2002160044A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2021000652A (ja) * | 2019-06-21 | 2021-01-07 | 日本製鉄株式会社 | 連続鋳造方法 |
| JP7256386B2 (ja) | 2019-06-21 | 2023-04-12 | 日本製鉄株式会社 | 連続鋳造方法 |
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| CN115298356A (zh) * | 2020-05-13 | 2022-11-04 | 日本制铁株式会社 | 热压构件 |
| CN115298356B (zh) * | 2020-05-13 | 2023-10-13 | 日本制铁株式会社 | 热压构件 |
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