JP2002161317A - 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】自動車用鋼板等として好適な高強度（引張り強
さ≧540N/mm２）、高延性（伸び値≧25%）、高伸びフラ
ンジ成形性（穴拡げ率λ≧100%）を備えた溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造する。 【解決手段】母材鋼は、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．２５％以上、Ｍｎ：１．３％以上、但し、０．
２１Ｓｉ％＋０．４８Ｍｎ％≦１．０％、Ｐ：０．０４
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０２〜０．１
％、残部は実質的にＦｅからなる。熱間圧延をＡ３変態
点以上で行い、板温４００〜７００℃で熱延鋼板を巻取
る。脱スケール処理後、Ｆｅ系プレめっきを施したう
え、連続めっきラインに導入し、焼鈍処理につづいて溶
融亜鉛めっきを行なう。焼鈍処理は、加熱温度５５０℃
以上とし、焼鈍温度から冷却速度は１〜５℃／秒とす
る。
さ≧540N/mm２）、高延性（伸び値≧25%）、高伸びフラ
ンジ成形性（穴拡げ率λ≧100%）を備えた溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造する。 【解決手段】母材鋼は、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．２５％以上、Ｍｎ：１．３％以上、但し、０．
２１Ｓｉ％＋０．４８Ｍｎ％≦１．０％、Ｐ：０．０４
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０２〜０．１
％、残部は実質的にＦｅからなる。熱間圧延をＡ３変態
点以上で行い、板温４００〜７００℃で熱延鋼板を巻取
る。脱スケール処理後、Ｆｅ系プレめっきを施したう
え、連続めっきラインに導入し、焼鈍処理につづいて溶
融亜鉛めっきを行なう。焼鈍処理は、加熱温度５５０℃
以上とし、焼鈍温度から冷却速度は１〜５℃／秒とす
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車ボディー・
足廻り部品等のように高強度、および高成形性、特に高
伸びフランジ成形性を要求される部材料として好適に使
用される溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法に関する。
足廻り部品等のように高強度、および高成形性、特に高
伸びフランジ成形性を要求される部材料として好適に使
用される溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板の分野では、車体の軽量
化、衝突安全性向上等の観点から高強度鋼板の需要が高
まっている。この用途に供される鋼板は高強度と併せ
て、所要形状に成形するための加工性に優れていること
を要し、また防錆性の点から一般に溶融亜鉛めっき鋼板
として使用されるので溶融亜鉛めっき性に優れているこ
と等が要求される。
化、衝突安全性向上等の観点から高強度鋼板の需要が高
まっている。この用途に供される鋼板は高強度と併せ
て、所要形状に成形するための加工性に優れていること
を要し、また防錆性の点から一般に溶融亜鉛めっき鋼板
として使用されるので溶融亜鉛めっき性に優れているこ
と等が要求される。
【０００３】一般に鋼板の強化法として、Ｐ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ等の置換型固溶元素や、Ｎ，Ｃ等の侵入型固溶元素を
添加して結晶格子のひずみを導入する固溶強化法、Ｔ
ｉ，Ｖ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加して微細な炭
窒化物をマトリックス中に豊富に分散析出させる析出強
化法、および固溶強化と析出強化との併用などの方法が
実用されている。最近は、フェライト相とマルテンサイ
ト相とが微細に分散した二相組織を有する複合組織強化
鋼（デューアル・フェーズ鋼）も使用されている。
ｎ等の置換型固溶元素や、Ｎ，Ｃ等の侵入型固溶元素を
添加して結晶格子のひずみを導入する固溶強化法、Ｔ
ｉ，Ｖ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加して微細な炭
窒化物をマトリックス中に豊富に分散析出させる析出強
化法、および固溶強化と析出強化との併用などの方法が
実用されている。最近は、フェライト相とマルテンサイ
ト相とが微細に分散した二相組織を有する複合組織強化
鋼（デューアル・フェーズ鋼）も使用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】自動車用鋼板に対する
材料特性の向上の要請はますます高まっている。その第
一は更なる高強度化であり、500N/mm2を越える高い引張
り強さ（ＴＳ）をも要求されるようになっている。第二
は成形加工性の向上であり、とりわけ足廻りメンバー類
等の伸びフランジ成形を必要とする部材への適用から高
い穴拡げ性が要求されてきたことである。
材料特性の向上の要請はますます高まっている。その第
一は更なる高強度化であり、500N/mm2を越える高い引張
り強さ（ＴＳ）をも要求されるようになっている。第二
は成形加工性の向上であり、とりわけ足廻りメンバー類
等の伸びフランジ成形を必要とする部材への適用から高
い穴拡げ性が要求されてきたことである。
【０００５】従来の高強度鋼板ではこのような要請に応
えることは困難である。固溶強化型鋼では固溶強化元素
の増量により、析出強化型鋼では炭窒化物形成元素の増
量により、高強度化の要請に応えることは可能である
が、延性の低下を付随し、強度・延性バランスが損なわ
れる。また、これらは中炭素系鋼種であり、フェライト
地にパーライトが縞状に析出した組織（バンド状組織）
を呈するため、成形加工時にフェライトとパーライトの
縞状部との境界に応力が集中し、亀裂・破断などを生じ
易く、伸びフランジ成形性に乏しい。
えることは困難である。固溶強化型鋼では固溶強化元素
の増量により、析出強化型鋼では炭窒化物形成元素の増
量により、高強度化の要請に応えることは可能である
が、延性の低下を付随し、強度・延性バランスが損なわ
れる。また、これらは中炭素系鋼種であり、フェライト
地にパーライトが縞状に析出した組織（バンド状組織）
を呈するため、成形加工時にフェライトとパーライトの
縞状部との境界に応力が集中し、亀裂・破断などを生じ
易く、伸びフランジ成形性に乏しい。
【０００６】複合組織強化鋼板（デューアル・フェーズ
鋼板）は、固溶強化型および析出強化型の鋼板に比べて
強度・延性バランスは良好であるが、軟質のフェライト
相と硬質のマルテンサイト相とが混在した組織であるた
め、成形加工時に相界面に応力集中による欠陥を生じ易
く、伸びフランジ成形性に乏しい。しかもこの鋼板は、
焼鈍温度および焼鈍後の冷却速度の変動による材質変化
が大きいため、焼鈍温度および冷却速度の厳密な制御管
理を要し、設備・操業面での負担が大きい。
鋼板）は、固溶強化型および析出強化型の鋼板に比べて
強度・延性バランスは良好であるが、軟質のフェライト
相と硬質のマルテンサイト相とが混在した組織であるた
め、成形加工時に相界面に応力集中による欠陥を生じ易
く、伸びフランジ成形性に乏しい。しかもこの鋼板は、
焼鈍温度および焼鈍後の冷却速度の変動による材質変化
が大きいため、焼鈍温度および冷却速度の厳密な制御管
理を要し、設備・操業面での負担が大きい。
【０００７】本発明は、上記に鑑み、自動車ボディー・
足廻り部材等として有用な高強度および高延性・成形加
工性を有し、防錆のためのめっき品質等にも優れた溶融
亜鉛めつき鋼板の製造方法を提供するものである。
足廻り部材等として有用な高強度および高延性・成形加
工性を有し、防錆のためのめっき品質等にも優れた溶融
亜鉛めつき鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法は、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：
０．２５％以上、Ｍｎ：１．３％以上、但し、０．２１
Ｓｉ（％）＋０．４８Ｍｎ（％）≦１．０（％） Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０
１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０
２〜０．１％、残部は実質的にＦｅからなる鋼スラブ
を、Ａ３変態点以上の温度域で熱間圧延すると共に、板
温４００〜７００℃で熱延鋼板の巻取りを行い、脱スケ
ール処理してＦｅ系プレめっきを施した後、連続焼鈍炉
で５５０℃以上に加熱し、焼鈍温度から冷却速度１〜５
℃／秒で５００℃以下の温度域まで冷却し、ついで溶融
亜鉛めっきを施すことを特徴としている。
鋼板の製造方法は、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：
０．２５％以上、Ｍｎ：１．３％以上、但し、０．２１
Ｓｉ（％）＋０．４８Ｍｎ（％）≦１．０（％） Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０
１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０
２〜０．１％、残部は実質的にＦｅからなる鋼スラブ
を、Ａ３変態点以上の温度域で熱間圧延すると共に、板
温４００〜７００℃で熱延鋼板の巻取りを行い、脱スケ
ール処理してＦｅ系プレめっきを施した後、連続焼鈍炉
で５５０℃以上に加熱し、焼鈍温度から冷却速度１〜５
℃／秒で５００℃以下の温度域まで冷却し、ついで溶融
亜鉛めっきを施すことを特徴としている。
【０００９】本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延鋼板
（めっき母材鋼板）の化学組成と熱間圧延および溶融亜
鉛めっき前の焼鈍処理条件の制御効果として、引張り強
さ（ＴＳ）５４０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度を有している
と同時に、金属組織がフェライト単一相からなる微細組
織であることにより、伸び値（Ｅｌ）２５%以上および
穴拡げ率（λ）１００%以上の高延性・高加工性を具備
している。また、めっき性もよく、健全な溶融亜鉛めっ
き品質により良好な防錆性が確保される。微細均質なフ
ェライト単相組織であることにより溶接性も良好であ
る。
（めっき母材鋼板）の化学組成と熱間圧延および溶融亜
鉛めっき前の焼鈍処理条件の制御効果として、引張り強
さ（ＴＳ）５４０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度を有している
と同時に、金属組織がフェライト単一相からなる微細組
織であることにより、伸び値（Ｅｌ）２５%以上および
穴拡げ率（λ）１００%以上の高延性・高加工性を具備
している。また、めっき性もよく、健全な溶融亜鉛めっ
き品質により良好な防錆性が確保される。微細均質なフ
ェライト単相組織であることにより溶接性も良好であ
る。
【００１０】まず、母材鋼板の組成限定理由について説
明する。元素含有量（％）は特記なき限り重量基準で示
している。 Ｃ：０．０３〜０．０７％ Ｃは、鋼板の強化に有効な元素であるが、増量に伴っ
て、延性・加工性が低下する。Ｃ量が０．０７％を越え
ると、バンド状組織（パーライトの縞状組織）が現れ、
鋼板の伸びフランジ成形性が損なわれる。良好な伸びフ
ランジ性を得るには均一なフェライト単相組織を形成す
ることが必要である。このため０．０７％を上限とす
る。０．０３％を下限量としているのは、Ｎｂと結合し
て微細なＮｂＣ炭化物を形成することにより鋼板の強度
を高め、残余のＣは固溶強化元素として強化に寄与させ
るためである。
明する。元素含有量（％）は特記なき限り重量基準で示
している。 Ｃ：０．０３〜０．０７％ Ｃは、鋼板の強化に有効な元素であるが、増量に伴っ
て、延性・加工性が低下する。Ｃ量が０．０７％を越え
ると、バンド状組織（パーライトの縞状組織）が現れ、
鋼板の伸びフランジ成形性が損なわれる。良好な伸びフ
ランジ性を得るには均一なフェライト単相組織を形成す
ることが必要である。このため０．０７％を上限とす
る。０．０３％を下限量としているのは、Ｎｂと結合し
て微細なＮｂＣ炭化物を形成することにより鋼板の強度
を高め、残余のＣは固溶強化元素として強化に寄与させ
るためである。
【００１１】Ｓｉ：０．２５％以上 Ｍｎ：１．３％以上 ＳｉおよびＭｎは、本発明において鋼板の高強度化のた
めの基本的な元素である。引張り強さ５４０Ｎ／ｍｍ２
の強度を得るためには、０．２５％以上のＳｉおよび
１．３％以上のＭｎを必要とする。
めの基本的な元素である。引張り強さ５４０Ｎ／ｍｍ２
の強度を得るためには、０．２５％以上のＳｉおよび
１．３％以上のＭｎを必要とする。
【００１２】Ｚ＝０．２１Ｓｉ（％）＋０．４８Ｍｎ
（％）：１．０（％）以下 鋼板の強度はＳｉおよびＭｎの増量に伴って高められる
が、過度に増量すると延性が低下し・成形性が損なわれ
る。溶融亜鉛めっき前の焼鈍処理における焼鈍温度から
の冷却時（冷却速度：１〜５℃／秒）に、オーステナイ
ト→ベイナイトの相変態が生起し、フェライト単相組織
が得られなくなるからである。この不具合を防止し強度
・延性バランスを安定化すると共に、良好な伸びフラン
ジ成形性を得るために、Ｚ≦１．０を満たすことを要す
る。なお、ＳｉおよびＭｎは溶融亜鉛めっきの濡れ性を
低下させる元素であるが、上記Ｚ値を満たす範囲内に制
限されていれば、後述する鉄系プレめっきの実施により
良好なめっき濡れ性を回復することができる。
（％）：１．０（％）以下 鋼板の強度はＳｉおよびＭｎの増量に伴って高められる
が、過度に増量すると延性が低下し・成形性が損なわれ
る。溶融亜鉛めっき前の焼鈍処理における焼鈍温度から
の冷却時（冷却速度：１〜５℃／秒）に、オーステナイ
ト→ベイナイトの相変態が生起し、フェライト単相組織
が得られなくなるからである。この不具合を防止し強度
・延性バランスを安定化すると共に、良好な伸びフラン
ジ成形性を得るために、Ｚ≦１．０を満たすことを要す
る。なお、ＳｉおよびＭｎは溶融亜鉛めっきの濡れ性を
低下させる元素であるが、上記Ｚ値を満たす範囲内に制
限されていれば、後述する鉄系プレめっきの実施により
良好なめっき濡れ性を回復することができる。
【００１３】Ｐ：０．０４％以下 Ｐは、固溶強化元素として鋼の高強化に著効を奏する元
素ではあるが、自動車用鋼板等に必要なスポット溶接性
を悪くする。また溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う場
合の合金化反応性を悪くし、連続めっきラインの操業性
を低下させる原因となる。本発明はこの弊害を避けるた
めにＰを不純分とし、０．０４％以下に制限する。
素ではあるが、自動車用鋼板等に必要なスポット溶接性
を悪くする。また溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う場
合の合金化反応性を悪くし、連続めっきラインの操業性
を低下させる原因となる。本発明はこの弊害を避けるた
めにＰを不純分とし、０．０４％以下に制限する。
【００１４】Ｓ：０．０１％以下 ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼板の延性・加工
性を低下させる有害元素である。０．０１％以下であれ
ば、実質的な弊害を回避することができるので、これを
上限とする。
性を低下させる有害元素である。０．０１％以下であれ
ば、実質的な弊害を回避することができるので、これを
上限とする。
【００１５】Ｎｂ：０．０１〜０．０４％ ＮｂはＣと結合しＮｂＣ炭化物として析出する。Ａ３変
態点以下の温度域で生成するＮｂＣは微細であり、鋼の
強化に効果的に寄与する。また、ＮｂＣの微細析出は組
織（フェライト組織）の微細化にも寄与する。この効果
を十分ならしめるために０．０１％以上を必要とする。
増量と共に効果を増すが、延性・加工性の低下を付随す
る。０．０４％を越えると、Ａ３変態点を越える高温域
で析出し易くなる。この温度域で析出するＮｂＣ粒子は
粗大であり、鋼の強化に寄与しないばかりか、伸びフラ
ンジ成形性に悪影響を及ぼす。このため０．０４％を上
限とする。
態点以下の温度域で生成するＮｂＣは微細であり、鋼の
強化に効果的に寄与する。また、ＮｂＣの微細析出は組
織（フェライト組織）の微細化にも寄与する。この効果
を十分ならしめるために０．０１％以上を必要とする。
増量と共に効果を増すが、延性・加工性の低下を付随す
る。０．０４％を越えると、Ａ３変態点を越える高温域
で析出し易くなる。この温度域で析出するＮｂＣ粒子は
粗大であり、鋼の強化に寄与しないばかりか、伸びフラ
ンジ成形性に悪影響を及ぼす。このため０．０４％を上
限とする。
【００１６】Ａｌ：０．０２〜０．１％ Ａｌは鋼の溶製工程における脱酸剤として、少なくとも
０．０２％の添加を要する。０．１％を越える多量の添
加は不要であるばかりか、鋼板の延性・加工性を悪くす
るので、これを上限とする。
０．０２％の添加を要する。０．１％を越える多量の添
加は不要であるばかりか、鋼板の延性・加工性を悪くす
るので、これを上限とする。
【００１７】Ｎ：０．０１％以下 Ｎは、鋼板を脆くし加工性を損なう有害元素である。
０．０１％以下であれば実質的な弊害を回避できるの
で、これを上限とする。
０．０１％以下であれば実質的な弊害を回避できるの
で、これを上限とする。
【００１８】本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記組成
を有する鋼スラブを素材とし、熱間圧延、酸洗による熱
延鋼板の脱スケール処理、プレめっき、ついで連続溶融
亜鉛めっきラインにおける焼鈍処理、溶融亜鉛めっき
（溶融亜鉛めっき後、合金化処理が行なわれる場合も有
る）の工程を経て製造される。
を有する鋼スラブを素材とし、熱間圧延、酸洗による熱
延鋼板の脱スケール処理、プレめっき、ついで連続溶融
亜鉛めっきラインにおける焼鈍処理、溶融亜鉛めっき
（溶融亜鉛めっき後、合金化処理が行なわれる場合も有
る）の工程を経て製造される。
【００１９】［熱間圧延］熱間圧延は、Ａ３変態点以上
の温度域（オーステナイト単相域）で行なうことを要す
る。Ａ３変態点より低い温度域（フェライト＋オーステ
ナイト混相域）で熱間圧延を行なうと、製品鋼板に混粒
組織が生じ、製品鋼板の均質性が損なわれ、結果として
伸びフランジ成形性等の成形加工性の低下をきたすこと
になる。Ａ ３変態点は鋼組成により異なるが、本発明の
鋼組成におけるそれは約８２０〜８９０℃である。
の温度域（オーステナイト単相域）で行なうことを要す
る。Ａ３変態点より低い温度域（フェライト＋オーステ
ナイト混相域）で熱間圧延を行なうと、製品鋼板に混粒
組織が生じ、製品鋼板の均質性が損なわれ、結果として
伸びフランジ成形性等の成形加工性の低下をきたすこと
になる。Ａ ３変態点は鋼組成により異なるが、本発明の
鋼組成におけるそれは約８２０〜８９０℃である。
【００２０】熱延鋼板の巻取りは４００〜７００℃（板
温）の温度域で行なうことを要する。４００℃に満たな
い低温巻取りでは、鋼組織が過度に微細化し、また一部
にベイナイト変態が生起し易くなる。組織の過度の微細
化およびベイナイト相の生成は、鋼板の延性を低下さ
せ、強度・延性バランスを損ない、また伸びフランジ成
形性等の加工性を悪くすることになる。他方、７００℃
を超えると、鋼板表面のスケール生成が顕著化し、脱ス
ケール性の悪化により、めっき品質が損なわれる原因と
なる。このため７００℃を上限とする。
温）の温度域で行なうことを要する。４００℃に満たな
い低温巻取りでは、鋼組織が過度に微細化し、また一部
にベイナイト変態が生起し易くなる。組織の過度の微細
化およびベイナイト相の生成は、鋼板の延性を低下さ
せ、強度・延性バランスを損ない、また伸びフランジ成
形性等の加工性を悪くすることになる。他方、７００℃
を超えると、鋼板表面のスケール生成が顕著化し、脱ス
ケール性の悪化により、めっき品質が損なわれる原因と
なる。このため７００℃を上限とする。
【００２１】［鉄系プレめっき］熱延鋼板を、脱スケー
ル処理（酸洗処理等）を施して、鋼板表面を清浄化した
したうえ、鉄系プレめっきを施す。熱延鋼板は比較的多
量のＳｉおよびＭｎを含有しているので、そのままでは
鋼板表面に生成したＳｉやＭｎの酸化物皮膜のために、
めっき濡れ性が低く、溶融めっき後に合金化処理を行な
う場合に必要な合金化反応性も低い。鉄系プレめっき
は、このような不具合を解消し、めっき品質の健全性を
確保するために行なうのである。
ル処理（酸洗処理等）を施して、鋼板表面を清浄化した
したうえ、鉄系プレめっきを施す。熱延鋼板は比較的多
量のＳｉおよびＭｎを含有しているので、そのままでは
鋼板表面に生成したＳｉやＭｎの酸化物皮膜のために、
めっき濡れ性が低く、溶融めっき後に合金化処理を行な
う場合に必要な合金化反応性も低い。鉄系プレめっき
は、このような不具合を解消し、めっき品質の健全性を
確保するために行なうのである。
【００２２】鉄系プレめっきの材種として、Ｆｅめっ
き、Ｆｅ−Ｂ合金めっき、Ｆｅ−Ｐ合金めっき等が挙げ
られる。殊に、Ｂ約２〜３０ｐｐｍを含有するＦｅ−Ｂ
合金めっきは、溶融亜鉛との表面凹凸へのつきまわり性
が良く、めっき濡れ性、合金化処理性の改善効果に優れ
ている。プレめっきは電気めっき等により行なわれる。
めっき付着量は、約２ｇ／ｍ２（片面当り）以上である
のが好ましい。しかし約５ｇ／ｍ２を越える厚めっきと
する必要はなく、効果と経済性の面からこれを上限とす
るのがよい。
き、Ｆｅ−Ｂ合金めっき、Ｆｅ−Ｐ合金めっき等が挙げ
られる。殊に、Ｂ約２〜３０ｐｐｍを含有するＦｅ−Ｂ
合金めっきは、溶融亜鉛との表面凹凸へのつきまわり性
が良く、めっき濡れ性、合金化処理性の改善効果に優れ
ている。プレめっきは電気めっき等により行なわれる。
めっき付着量は、約２ｇ／ｍ２（片面当り）以上である
のが好ましい。しかし約５ｇ／ｍ２を越える厚めっきと
する必要はなく、効果と経済性の面からこれを上限とす
るのがよい。
【００２３】［焼鈍処理］プレめっきを施された鋼板
は、連続溶融亜鉛めっきラインに導入され、めっき前焼
鈍処理を施される。この処理は、後につづく溶融亜鉛め
っきと鋼板表面との濡れ性の改善を目的とするものであ
り、５５０℃以上の温度域で行なわれる。なお、焼鈍温
度がこれより低いと、めっき浴での浸漬温度の確保も困
難となる。焼鈍温度からの冷却速度は１〜５℃／秒とす
る。冷却速度を５℃／秒以下に制限しているのは、これ
を越えると鋼板表面の冷却が不均一となり、結果として
めっき濡れ性の均一性が損なわれるからである。１℃／
秒より緩慢な冷却とする必要はなく、生産性を損ない経
済的に非効率であるので、これを下限とする。
は、連続溶融亜鉛めっきラインに導入され、めっき前焼
鈍処理を施される。この処理は、後につづく溶融亜鉛め
っきと鋼板表面との濡れ性の改善を目的とするものであ
り、５５０℃以上の温度域で行なわれる。なお、焼鈍温
度がこれより低いと、めっき浴での浸漬温度の確保も困
難となる。焼鈍温度からの冷却速度は１〜５℃／秒とす
る。冷却速度を５℃／秒以下に制限しているのは、これ
を越えると鋼板表面の冷却が不均一となり、結果として
めっき濡れ性の均一性が損なわれるからである。１℃／
秒より緩慢な冷却とする必要はなく、生産性を損ない経
済的に非効率であるので、これを下限とする。
【００２４】［溶融亜鉛めつき処理および合金化処理］
焼鈍炉から導出された鋼板は、溶融亜鉛めつき浴に通板
されてめっきを施される。めっき浴は、亜鉛、亜鉛−ア
ルミニウム合金、亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合
金、亜鉛−アルミニウム−シリコン合金等、各種亜鉛系
めっき金属（合金）組成が適用される。合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造では、溶融亜鉛めっきにつづいて、合
金化処理に導入し所定の合金化反応（処理温度：約４５
０〜６００℃）を行なわせる。溶融亜鉛めっきおよび合
金化処理は、常法に従って行なわれ、特別の条件や制限
は付加されない。上記工程（溶融めっき、合金化処理）
を経た溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼
板）は、ついで形状修正のためのスキンパスを施されて
巻取られる。
焼鈍炉から導出された鋼板は、溶融亜鉛めつき浴に通板
されてめっきを施される。めっき浴は、亜鉛、亜鉛−ア
ルミニウム合金、亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合
金、亜鉛−アルミニウム−シリコン合金等、各種亜鉛系
めっき金属（合金）組成が適用される。合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造では、溶融亜鉛めっきにつづいて、合
金化処理に導入し所定の合金化反応（処理温度：約４５
０〜６００℃）を行なわせる。溶融亜鉛めっきおよび合
金化処理は、常法に従って行なわれ、特別の条件や制限
は付加されない。上記工程（溶融めっき、合金化処理）
を経た溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼
板）は、ついで形状修正のためのスキンパスを施されて
巻取られる。
【００２５】
【実施例】鋼スラブを素材とし、熱間圧延後、脱スケー
ル処理し鉄系プレめっきを施したうえ、連続溶融亜鉛め
っきラインに導入する。ライン内で連続焼鈍炉による焼
鈍処理の後、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行な
う。めっき工程通過後、形状強制のためのスキンパス
（伸び率：０．５％）を施す。母材鋼板の板厚はいずれ
も2.62ｍｍである。
ル処理し鉄系プレめっきを施したうえ、連続溶融亜鉛め
っきラインに導入する。ライン内で連続焼鈍炉による焼
鈍処理の後、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行な
う。めっき工程通過後、形状強制のためのスキンパス
（伸び率：０．５％）を施す。母材鋼板の板厚はいずれ
も2.62ｍｍである。
【００２６】（プレめっき） めっき材種：Ｆｅ−0.0002％Ｂ合金めっき 目付け量 ：２ｇ/ｍ２（片面当たり） （溶融亜鉛めっき） めっき浴組成：Ｚｎ−０．１４％Ａｌ 目付け量 ：４５ｇ／ｍ２（片面当たり） （合金化処理） 処理温度：５００℃ 処理時間：約３０秒
【００２７】表１に供試鋼板の鋼組成、表２に熱間圧
延、焼鈍処理条件と併せて得られた製品鋼板の諸特性を
示す。表２中の「めっき品質」は、めっき表面の目視観
察による評価であり、「×」は鋼板の濡れ性が低く不め
っき（ピンホール）を生じたこと、「〇」は健全なめっ
き品質を有していることを表している。「穴拡げ率」
は、下記の穴拡げ試験（JFST 1001）により測定された
伸びフランジ成形性を示す指標である。
延、焼鈍処理条件と併せて得られた製品鋼板の諸特性を
示す。表２中の「めっき品質」は、めっき表面の目視観
察による評価であり、「×」は鋼板の濡れ性が低く不め
っき（ピンホール）を生じたこと、「〇」は健全なめっ
き品質を有していることを表している。「穴拡げ率」
は、下記の穴拡げ試験（JFST 1001）により測定された
伸びフランジ成形性を示す指標である。
【００２８】（穴拡げ試験）供試鋼板から切出した円板
の中心に円孔を形成したブランクをダイスの天面にあて
がい、板抑えで固定したうえ、円筒ポンチで張り出し加
工を行い、下式で算出される穴拡げ率λを求める。 穴拡げ率λ％＝（Ｄ−ｄ）／ｄ ×１００ ［ｄ：張り出し加工前の円孔の孔径、 Ｄ：張り出し加工で円孔周縁に割れが発生した時点の孔
径 ］
の中心に円孔を形成したブランクをダイスの天面にあて
がい、板抑えで固定したうえ、円筒ポンチで張り出し加
工を行い、下式で算出される穴拡げ率λを求める。 穴拡げ率λ％＝（Ｄ−ｄ）／ｄ ×１００ ［ｄ：張り出し加工前の円孔の孔径、 Ｄ：張り出し加工で円孔周縁に割れが発生した時点の孔
径 ］
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】表１中、Ａ１およびＡ２は、鋼材は本発明
の組成規定を満足している鋼材、Ｂ〜Ｅは比較鋼材（下
線を付した数値が本発明の規定から逸脱している）であ
る。表２中、比較例のうち、No.11〜17は比較鋼材Ｂ〜
Ｅを使用した例、No.18，19は熱間圧延条件（下線付
記）が本発明の規定から外れている例である。
の組成規定を満足している鋼材、Ｂ〜Ｅは比較鋼材（下
線を付した数値が本発明の規定から逸脱している）であ
る。表２中、比較例のうち、No.11〜17は比較鋼材Ｂ〜
Ｅを使用した例、No.18，19は熱間圧延条件（下線付
記）が本発明の規定から外れている例である。
【００３２】発明例は、引張り強さ（ＴＳ）５４０Ｎ／
ｍｍ２以上の高強度を有し、しかも伸び値（Ｅｌ）２５
%以上、穴拡げ率（λ）１００%以上の高延性・高加工性
を有し、伸びフランジ成形の用途に供し得る十分な成形
性を有している。また健全なめっき品質を備えているの
で防錆性も十分に保証される。
ｍｍ２以上の高強度を有し、しかも伸び値（Ｅｌ）２５
%以上、穴拡げ率（λ）１００%以上の高延性・高加工性
を有し、伸びフランジ成形の用途に供し得る十分な成形
性を有している。また健全なめっき品質を備えているの
で防錆性も十分に保証される。
【００３３】なお、比較例No.11〜17（鋼材Ｂ〜Ｅ使
用）は、ライン処理条件は本発明の規定を満たしている
が、No.11及び12は伸び（Ｅｌ）が低く、No.13〜17は孔
拡げ率の不足をきたしている。またNo.18及びNo.19は、
本発明の規定を満たす鋼材（鋼材Ａ１,Ａ２）を使用し
ているが、熱延巻取り温度の不足のため、伸び値（Ｅ
ｌ）が低いレベルに留まっている。
用）は、ライン処理条件は本発明の規定を満たしている
が、No.11及び12は伸び（Ｅｌ）が低く、No.13〜17は孔
拡げ率の不足をきたしている。またNo.18及びNo.19は、
本発明の規定を満たす鋼材（鋼材Ａ１,Ａ２）を使用し
ているが、熱延巻取り温度の不足のため、伸び値（Ｅ
ｌ）が低いレベルに留まっている。
【００３４】
【発明の効果】本発明による溶融亜鉛めっき鋼板は、高
強度（引張り強さ≧５４０Ｎ／ｍｍ2 ）及び高延性（伸
び値≧２５％）を有し、強度・延性バランスに優れ、ま
た高伸びフランジ成形性（穴拡げ率≧１００％）を備え
ており、自動車用鋼板として車体軽量化、衝突安全性の
向上等の要請に対処することができ、また足廻りメンバ
ー類等の伸びフランジ成形を必要とする部材への適用拡
大を可能とするものである。本発明の溶融亜鉛めっき鋼
板は自動車用途に限定されず、高強度・高加工性および
防錆性等の諸特性を要求される各種用途に供し得るもの
である。
強度（引張り強さ≧５４０Ｎ／ｍｍ2 ）及び高延性（伸
び値≧２５％）を有し、強度・延性バランスに優れ、ま
た高伸びフランジ成形性（穴拡げ率≧１００％）を備え
ており、自動車用鋼板として車体軽量化、衝突安全性の
向上等の要請に対処することができ、また足廻りメンバ
ー類等の伸びフランジ成形を必要とする部材への適用拡
大を可能とするものである。本発明の溶融亜鉛めっき鋼
板は自動車用途に限定されず、高強度・高加工性および
防錆性等の諸特性を要求される各種用途に供し得るもの
である。
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２２Ｃ 38/12 Ｃ２２Ｃ 38/12 (72)発明者 金澤 宏樹 広島県呉市昭和町11番１号 日新製鋼株式 会社呉製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB26 AB42 AC02 AC15 AC18 AE12 AE18 4K037 EA01 EA05 EA15 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 FC07 FE01 FE02 FE03 FF01 FF02 FF03 GA05
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．２５％以上、Ｍｎ：１．３％以上、但し、０．
２１Ｓｉ（％）＋０．４８Ｍｎ（％）≦１．０（％） Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０
１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０
２〜０．１％、残部は実質的にＦｅからなる鋼スラブ
を、Ａ３変態点以上の温度域で熱間圧延すると共に、板
温４００〜７００℃で熱延鋼板の巻取りを行い、脱スケ
ール処理してＦｅ系プレめっきを施した後、連続焼鈍炉
で５５０℃以上に加熱し、焼鈍温度から冷却速度１〜５
℃／秒で５００℃以下の温度域まで冷却し、ついで溶融
亜鉛めっきを施すことを特徴とする伸びフランジ成形性
に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 引張り強度（ＴＳ）５４０Ｎ／ｍｍ２以
上、伸び値（Ｅｌ）２５％以上および穴拡げ率（λ）１
００％以上であることを特徴とする請求項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 |
|---|---|---|---|
| JP2000352650A JP2002161317A (ja) | 2000-11-20 | 2000-11-20 | 伸びフランジ成形性に優れた高強度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 |
|---|---|---|---|
| JP2000352650A JP2002161317A (ja) | 2000-11-20 | 2000-11-20 | 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002161317A true JP2002161317A (ja) | 2002-06-04 |
Family
ID=18825516
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000352650A Withdrawn JP2002161317A (ja) | 2000-11-20 | 2000-11-20 | 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002161317A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011214102A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Kobe Steel Ltd | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| WO2012008597A1 (ja) * | 2010-07-15 | 2012-01-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2022244772A1 (ja) * | 2021-05-17 | 2022-11-24 |
-
2000
- 2000-11-20 JP JP2000352650A patent/JP2002161317A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011214102A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Kobe Steel Ltd | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| WO2012008597A1 (ja) * | 2010-07-15 | 2012-01-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2012036497A (ja) * | 2010-07-15 | 2012-02-23 | Jfe Steel Corp | 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| KR101485271B1 (ko) | 2010-07-15 | 2015-01-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 연성과 구멍 확장성이 우수한 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
| US9765413B2 (en) | 2010-07-15 | 2017-09-19 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvanized steel sheet with high yield ratio having excellent ductility and stretch flange formability and method for manufacturing the same |
| JPWO2022244772A1 (ja) * | 2021-05-17 | 2022-11-24 | ||
| WO2022244772A1 (ja) * | 2021-05-17 | 2022-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｆｅ系電気めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| JP7444283B2 (ja) | 2021-05-17 | 2024-03-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｆｅ系電気めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 |
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