JP2003073772A - めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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- JP2003073772A JP2003073772A JP2001263800A JP2001263800A JP2003073772A JP 2003073772 A JP2003073772 A JP 2003073772A JP 2001263800 A JP2001263800 A JP 2001263800A JP 2001263800 A JP2001263800 A JP 2001263800A JP 2003073772 A JP2003073772 A JP 2003073772A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 不めっきの発生の無い高張力溶融亜鉛めっき
鋼板を提供する。 【解決手段】 下地鋼板としてＣ：0.1mass％以下、S
i：0.3〜2.0mass％およびMn：1.0〜3.0mass％を含有
し、さらにNb,Ti,Ｖ,およびZrのうちから選んだ１種ま
たは２種以上:0.01〜0.5mass％を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物の組成からなり、さらに板厚中央部の
組織を、フェライト相と、マルテンサイト相、ベイナイ
ト相および残留オーステナイト相の少なくともいずれか
１相との複合組織とする一方、下地鋼板の板厚表層部の
組織が鋼板表面から30μm以下の範囲につき、面積率で9
0％以上をフェライト相とし、かつ上記フェライト相の
平均結晶粒径を3.5μm以下とする。
鋼板を提供する。 【解決手段】 下地鋼板としてＣ：0.1mass％以下、S
i：0.3〜2.0mass％およびMn：1.0〜3.0mass％を含有
し、さらにNb,Ti,Ｖ,およびZrのうちから選んだ１種ま
たは２種以上:0.01〜0.5mass％を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物の組成からなり、さらに板厚中央部の
組織を、フェライト相と、マルテンサイト相、ベイナイ
ト相および残留オーステナイト相の少なくともいずれか
１相との複合組織とする一方、下地鋼板の板厚表層部の
組織が鋼板表面から30μm以下の範囲につき、面積率で9
0％以上をフェライト相とし、かつ上記フェライト相の
平均結晶粒径を3.5μm以下とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車車体など
に用いて好適な高張力溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を含む。以下同じ。）およびその製造方
法に関するものである。
に用いて好適な高張力溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を含む。以下同じ。）およびその製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の衝突安全性の向上、なら
びに地球環境保全に鑑みた燃費改善のための軽量化の観
点から、自動車用鋼板として、高張力溶融亜鉛めっき鋼
板の適用が増加している。
びに地球環境保全に鑑みた燃費改善のための軽量化の観
点から、自動車用鋼板として、高張力溶融亜鉛めっき鋼
板の適用が増加している。
【０００３】この高張力溶融めっき鋼板を得るには、め
っき性に優れ、かつ溶融めっき浴を通過した後あるいは
さらに合金化処理が施された後に所望の強度および加工
性が得られる鋼板を下地鋼板に用いることが肝要であ
る。
っき性に優れ、かつ溶融めっき浴を通過した後あるいは
さらに合金化処理が施された後に所望の強度および加工
性が得られる鋼板を下地鋼板に用いることが肝要であ
る。
【０００４】一般に、鋼板の強度を増加させるには、Si
やMnなどの添加が有効であるが、これらの元素を添加し
た下地鋼板を、例えば連続溶融亜鉛めっきライン（CGL:
Continuous Galvanizing Line）にてめっき処理する
と、めっき前の焼鈍工程で、下地鋼板表面にSi，Mnなど
の濃化相が形成され、めっき性が低下することが知られ
ている。
やMnなどの添加が有効であるが、これらの元素を添加し
た下地鋼板を、例えば連続溶融亜鉛めっきライン（CGL:
Continuous Galvanizing Line）にてめっき処理する
と、めっき前の焼鈍工程で、下地鋼板表面にSi，Mnなど
の濃化相が形成され、めっき性が低下することが知られ
ている。
【０００５】この現象は、めっき前に還元性雰囲気で焼
鈍する際に、該雰囲気はFeにとっては還元性雰囲気であ
っても、鋼中のSi，Mn等には酸化性雰囲気となるため、
下地鋼板表面でSiやMnが選択酸化されて酸化物相が形成
される結果、表面にこれらの元素の濃化が生じたもので
ある。このような表面酸化物は、溶融亜鉛の鋼板に対す
る濡れ性を著しく低下させるため、高張力鋼板をめっき
原板とする溶融亜鉛めっき鋼板ではめっき性が低下し、
とりわけSiやMn等の含有量が高い場合には、部分的にめ
っきがなされない、いわゆる不めっきが生じるという問
題があった。
鈍する際に、該雰囲気はFeにとっては還元性雰囲気であ
っても、鋼中のSi，Mn等には酸化性雰囲気となるため、
下地鋼板表面でSiやMnが選択酸化されて酸化物相が形成
される結果、表面にこれらの元素の濃化が生じたもので
ある。このような表面酸化物は、溶融亜鉛の鋼板に対す
る濡れ性を著しく低下させるため、高張力鋼板をめっき
原板とする溶融亜鉛めっき鋼板ではめっき性が低下し、
とりわけSiやMn等の含有量が高い場合には、部分的にめ
っきがなされない、いわゆる不めっきが生じるという問
題があった。
【０００６】このような高張力鋼板におけるめっき性の
低下を改善するものとして、例えば特開昭55-122865号
公報には、めっき時の加熱に先立って高酸素分圧下で下
地鋼板を強制的に酸化した後に還元する方法が、また特
開昭58-104163号公報には、溶融めっきを施す前にプレめ
っきを行う方法が、それぞれ提案されている。
低下を改善するものとして、例えば特開昭55-122865号
公報には、めっき時の加熱に先立って高酸素分圧下で下
地鋼板を強制的に酸化した後に還元する方法が、また特
開昭58-104163号公報には、溶融めっきを施す前にプレめ
っきを行う方法が、それぞれ提案されている。
【０００７】しかし、前者の方法には、強制酸化での過
程において、表面酸化物の制御が十分行われないこと、
ならびに下地鋼板の組成およびめっき条件によっては必
ずしも安定なめっきが保証されないところに問題があっ
た。一方、後者の方法では、余分なプロセスを付与しな
くてはならないため、製造コストの上昇を招くところに
問題があった。
程において、表面酸化物の制御が十分行われないこと、
ならびに下地鋼板の組成およびめっき条件によっては必
ずしも安定なめっきが保証されないところに問題があっ
た。一方、後者の方法では、余分なプロセスを付与しな
くてはならないため、製造コストの上昇を招くところに
問題があった。
【０００８】また、特開平6-287684号公報には、Ｐ，Si
およびMnの添加量を最適化することにより、めっき性を
改善した高強度鋼板が開示されている。さらに、特開平
7-70723号公報および特開平8-85858号公報には、めっき
前に予め再結晶焼鈍を施して表面酸化物を生成させ、こ
の酸化物を酸洗除去した後、溶融亜鉛めっきを行う方法
が提案されている。しかしながら、これらの方法によっ
ても、Si含有量が高い鋼種では不めっきを完全に防止で
きないところに問題を残していた。
およびMnの添加量を最適化することにより、めっき性を
改善した高強度鋼板が開示されている。さらに、特開平
7-70723号公報および特開平8-85858号公報には、めっき
前に予め再結晶焼鈍を施して表面酸化物を生成させ、こ
の酸化物を酸洗除去した後、溶融亜鉛めっきを行う方法
が提案されている。しかしながら、これらの方法によっ
ても、Si含有量が高い鋼種では不めっきを完全に防止で
きないところに問題を残していた。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、従来技術
が抱える上記の問題を解決すべく開発されたもので、特
にSi，Mnの含有量が多い高張力鋼板を下地鋼板とする場
合であっても、不めっきの発生の無い高張力溶融亜鉛め
っき鋼板を提案することを目的とする。
が抱える上記の問題を解決すべく開発されたもので、特
にSi，Mnの含有量が多い高張力鋼板を下地鋼板とする場
合であっても、不めっきの発生の無い高張力溶融亜鉛め
っき鋼板を提案することを目的とする。
【００１０】
【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研究を重ねた結果、以下に述べ
る知見を得た。すなわち、下地鋼板の表層部の組織が、
鋼板の表面から30μm以下の範囲のフェライト相の割合
が面積率で90％以上となる組織とし、かつこの範囲のフ
ェライト相の平均結晶粒径を3.5μm以下とすることによ
って、表面直下の地鉄内部に生成する粒界酸化物（内部
酸化物）の生成を促進させる、換言すれば、下地鋼板最
表層に生成する酸化物（表面酸化物）を低下させ、さら
に酸洗をすることにより、めっき前熱処理でのSi，Mnの
表面酸化が効果的に抑制され、めっき性が飛躍的に改善
される（不めっきの発生が無い）ことの知見を得た。ま
た、合金化処理が引き続き行われる場合には、下地鋼板
表面から30μm以下の範囲にわたって上記したように実
質的なフェライト単相とすることにより、溶融めっき層
と下地鋼板との合金化が促進されることも併せて見出し
た。この発明は、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研究を重ねた結果、以下に述べ
る知見を得た。すなわち、下地鋼板の表層部の組織が、
鋼板の表面から30μm以下の範囲のフェライト相の割合
が面積率で90％以上となる組織とし、かつこの範囲のフ
ェライト相の平均結晶粒径を3.5μm以下とすることによ
って、表面直下の地鉄内部に生成する粒界酸化物（内部
酸化物）の生成を促進させる、換言すれば、下地鋼板最
表層に生成する酸化物（表面酸化物）を低下させ、さら
に酸洗をすることにより、めっき前熱処理でのSi，Mnの
表面酸化が効果的に抑制され、めっき性が飛躍的に改善
される（不めっきの発生が無い）ことの知見を得た。ま
た、合金化処理が引き続き行われる場合には、下地鋼板
表面から30μm以下の範囲にわたって上記したように実
質的なフェライト単相とすることにより、溶融めっき層
と下地鋼板との合金化が促進されることも併せて見出し
た。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１１】この発明の要旨構成は次の通りである。
１．下地鋼板に溶融亜鉛めっきを施してなる溶融亜鉛め
っき鋼板であって、前記下地鋼板の組成は、Ｃ：0.1mas
s％以下、Si：0.3〜2.0mass％およびMn：1.0〜3.0mass
％を含有し、さらにNb、Ti、ＶおよびZrのうちから選ん
だ１種または２種以上：0.01〜0.5mass％を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる組成であり、前記下
地鋼板の板厚中央部の組織はフェライト相と、マルテン
サイト相、ベイナイト相および残留オーステナイト相の
少なくともいずれか１相との複合組織であり、前記下地
鋼板の板厚表層部の組織は鋼板表面から１μm 以上30μ
m 以下の範囲につき面積率で90％以上のフェライト相で
あり、かつ前記板厚表層部のフェライト相の平均結晶粒
径が3.5μm 以下であることを特徴とする、高張力溶融
亜鉛めっき鋼板。
っき鋼板であって、前記下地鋼板の組成は、Ｃ：0.1mas
s％以下、Si：0.3〜2.0mass％およびMn：1.0〜3.0mass
％を含有し、さらにNb、Ti、ＶおよびZrのうちから選ん
だ１種または２種以上：0.01〜0.5mass％を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる組成であり、前記下
地鋼板の板厚中央部の組織はフェライト相と、マルテン
サイト相、ベイナイト相および残留オーステナイト相の
少なくともいずれか１相との複合組織であり、前記下地
鋼板の板厚表層部の組織は鋼板表面から１μm 以上30μ
m 以下の範囲につき面積率で90％以上のフェライト相で
あり、かつ前記板厚表層部のフェライト相の平均結晶粒
径が3.5μm 以下であることを特徴とする、高張力溶融
亜鉛めっき鋼板。
【００１２】２．上記１において、前記下地鋼板の組成
が、さらに、Mo：0.01〜0.5mass％、Ni：0.05〜0.5mass
％およびCu：0.05〜0.5mass％のうちから選んだ少なく
とも１種を含有する組成になることを特徴とする、上記
１．に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
が、さらに、Mo：0.01〜0.5mass％、Ni：0.05〜0.5mass
％およびCu：0.05〜0.5mass％のうちから選んだ少なく
とも１種を含有する組成になることを特徴とする、上記
１．に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】３．下地鋼板に溶融亜鉛めっきを施してな
る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、Ｃ：0.1mas
s％以下、Si：0.3〜2.0mass％およびMn：1.0〜3.0mass
％を含有し、さらにNbも、Ti、ＶおよびZrのうちから選
んだ１種または２種以上：0.01〜0.5mass％を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを、加熱温
度1050〜1280℃で、かつ、スラブ表面にFeOを生成させ
る炉内雰囲気で加熱し、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延
し、再結晶焼鈍し、酸洗し、めっき前熱処理して下地鋼
板とし、さらに前記下地鋼板をめっき処理することを特
徴とする、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、Ｃ：0.1mas
s％以下、Si：0.3〜2.0mass％およびMn：1.0〜3.0mass
％を含有し、さらにNbも、Ti、ＶおよびZrのうちから選
んだ１種または２種以上：0.01〜0.5mass％を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを、加熱温
度1050〜1280℃で、かつ、スラブ表面にFeOを生成させ
る炉内雰囲気で加熱し、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延
し、再結晶焼鈍し、酸洗し、めっき前熱処理して下地鋼
板とし、さらに前記下地鋼板をめっき処理することを特
徴とする、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。まず、この発明において、下地鋼板の組成を上記の
範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.1mass％以下 Ｃは、マルテンサイト相や低温ベイナイト相などの生成
を通じて強度の上昇に寄与し、またTi，Nb，Ｖ，Zr等の
炭化物の析出により強度の上昇に寄与する元素である。
しかし、0.1mass％を超える添加はスポット溶接性の劣
化を招くので、Ｃは0.1mass％以下に限定した。
る。まず、この発明において、下地鋼板の組成を上記の
範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.1mass％以下 Ｃは、マルテンサイト相や低温ベイナイト相などの生成
を通じて強度の上昇に寄与し、またTi，Nb，Ｖ，Zr等の
炭化物の析出により強度の上昇に寄与する元素である。
しかし、0.1mass％を超える添加はスポット溶接性の劣
化を招くので、Ｃは0.1mass％以下に限定した。
【００１５】Si：0.3〜2.0mass％
Siは、固溶強化元素であるだけでなく、フェライト相中
の固溶Ｃ量を減少させることにより、加工性を向上させ
る作用があるため、高強度、高加工性の高張力冷延鋼板
には必須の元素である。しかしながら、含有量が0.3mas
s％に満たないと、上記の効果が得られず、一方2.0mass
％を超えると、加工性が阻害され、まためっき前の酸洗
でSi酸化物が多量に残り、不めっきが発生するため、Si
は0.3〜2.0mass％の範囲に限定した。
の固溶Ｃ量を減少させることにより、加工性を向上させ
る作用があるため、高強度、高加工性の高張力冷延鋼板
には必須の元素である。しかしながら、含有量が0.3mas
s％に満たないと、上記の効果が得られず、一方2.0mass
％を超えると、加工性が阻害され、まためっき前の酸洗
でSi酸化物が多量に残り、不めっきが発生するため、Si
は0.3〜2.0mass％の範囲に限定した。
【００１６】Mn：1.0〜3.0mass％
Mnは、焼き入れ性に寄与し、マルテンサイト相を生成し
て強度の高い冷延鋼板とするために不可欠な元素であ
る。しかし1.0mass％未満では、その添加効果に乏し
く、一方3.0mass％を超えると、過度に硬化して延性の
劣化を招くだけでなく、スポット溶接性およびめっき性
を著しく損なうので、Mnは1.0〜3.0mass％の範囲に限定
した。
て強度の高い冷延鋼板とするために不可欠な元素であ
る。しかし1.0mass％未満では、その添加効果に乏し
く、一方3.0mass％を超えると、過度に硬化して延性の
劣化を招くだけでなく、スポット溶接性およびめっき性
を著しく損なうので、Mnは1.0〜3.0mass％の範囲に限定
した。
【００１７】Nb，Ti，ＶおよびZr：0.01〜0.5mass％
Nb，Ti，ＶおよびZrはいずれも、微細な炭化物を生成
し、再結晶時に結晶粒の粗大化を防いで、微細な結晶組
織とし、しかも表面の微細結晶組織は表面直下の粒界酸
化物の生成を促進して、めっき性の向上に寄与する。こ
のような効果を得るには、いずれの元素も0.01mass％以
上の添加が必要であるが、0.5mass％を超えて多量に添
加すると加工性やスポット溶接性が低下するので、これ
らの元素は単独添加または複合添加いずれの場合も0.01
〜0.5mass％の範囲で含有させるものとした。
し、再結晶時に結晶粒の粗大化を防いで、微細な結晶組
織とし、しかも表面の微細結晶組織は表面直下の粒界酸
化物の生成を促進して、めっき性の向上に寄与する。こ
のような効果を得るには、いずれの元素も0.01mass％以
上の添加が必要であるが、0.5mass％を超えて多量に添
加すると加工性やスポット溶接性が低下するので、これ
らの元素は単独添加または複合添加いずれの場合も0.01
〜0.5mass％の範囲で含有させるものとした。
【００１８】以上、必須成分について説明したが、この
発明では、上記成分に加えて、さらに以下の成分を適宜
含有させることができる。 Mo：0.01〜0.5mass％ Moは、Si，Mnの拡散を抑制して表面酸化物の生成を抑制
する一方、内部酸化物の生成を促進して、めっき性を改
善する。しかしながら、含有量が0.01mass％未満ではそ
の添加効果に乏しく、一方、0.5mass％を超えると、熱
延板の表面性状が悪くなるため、Moは0.01〜0.5mass％
の範囲に限定した。
発明では、上記成分に加えて、さらに以下の成分を適宜
含有させることができる。 Mo：0.01〜0.5mass％ Moは、Si，Mnの拡散を抑制して表面酸化物の生成を抑制
する一方、内部酸化物の生成を促進して、めっき性を改
善する。しかしながら、含有量が0.01mass％未満ではそ
の添加効果に乏しく、一方、0.5mass％を超えると、熱
延板の表面性状が悪くなるため、Moは0.01〜0.5mass％
の範囲に限定した。
【００１９】Ni：0.05〜0.5mass％、Cu：0.05〜0.5mass
％ Ni，Cuはいずれも、再結晶焼鈍時およびめっき前熱処理
時に、下地鋼板表面にSiO2が生成するのを阻害し、めっ
き性を改善する作用がある。しかしながら、含有量が0.
05mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.5mass
％を超えると、熱延板の表面性状が悪化するため、それ
ぞれ0.05〜0.5mass％の範囲に限定した。
％ Ni，Cuはいずれも、再結晶焼鈍時およびめっき前熱処理
時に、下地鋼板表面にSiO2が生成するのを阻害し、めっ
き性を改善する作用がある。しかしながら、含有量が0.
05mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.5mass
％を超えると、熱延板の表面性状が悪化するため、それ
ぞれ0.05〜0.5mass％の範囲に限定した。
【００２０】以上、この発明に従う成分組成範囲につい
て説明したが、この発明では成分組成範囲を上記の範囲
に限定するだけでは不充分で、以下に述べるとおり、鋼
組成も併せて特定することが重要である。すなわち、下
地鋼板の板厚表層部である鋼板表面から板の厚さ方向に
30μm以下の範囲について、フェライト相の占める割合
を面積率で90％とし、かつこのフェライト相の平均結晶
粒径を3.5μm以下にする必要がある。というのは、不め
っき発生を抑制するには、表層をできるだけフェライト
相とするのが有効であり、そのためには、下地鋼板表面
から深さ方向に30μm以下の範囲にわたって面積率で90
％以上がフェライト相となるような組成にすることが不
可欠だからである。ここで、面積率を測定するには、圧
延方向に垂直な板厚方向断面(Ｌ断面)における面積率を
測定する。
て説明したが、この発明では成分組成範囲を上記の範囲
に限定するだけでは不充分で、以下に述べるとおり、鋼
組成も併せて特定することが重要である。すなわち、下
地鋼板の板厚表層部である鋼板表面から板の厚さ方向に
30μm以下の範囲について、フェライト相の占める割合
を面積率で90％とし、かつこのフェライト相の平均結晶
粒径を3.5μm以下にする必要がある。というのは、不め
っき発生を抑制するには、表層をできるだけフェライト
相とするのが有効であり、そのためには、下地鋼板表面
から深さ方向に30μm以下の範囲にわたって面積率で90
％以上がフェライト相となるような組成にすることが不
可欠だからである。ここで、面積率を測定するには、圧
延方向に垂直な板厚方向断面(Ｌ断面)における面積率を
測定する。
【００２１】すなわち、下地鋼板の板厚表層部が表面か
ら深さ方向に１μm 以上30μm以下の範囲について、フ
ェライト相の面積率で90％以上とすることによって、不
めっきの発生が著しく抑制され、加工後の肌荒れも著し
く改善される。さらに、合金化処理を施す場合、合金化
が促進され、めっきムラが改善される。なお、不めっき
の発生を抑制するには、下地鋼板の板厚表層部が表面か
ら深さ方向に１μm 以上の範囲がフェライト相の面積率
で90％以上である実質的なフェライト単相組織である必
要がある。しかしながら、かような実質的なフェライト
単相組織の範囲が表面から深さ方向に30μmを超える
と、強度および延性が低下して、加工後の肌荒れが顕著
となるため、実質的なフェライト単相組織の厚みの上限
値は30μmとした。
ら深さ方向に１μm 以上30μm以下の範囲について、フ
ェライト相の面積率で90％以上とすることによって、不
めっきの発生が著しく抑制され、加工後の肌荒れも著し
く改善される。さらに、合金化処理を施す場合、合金化
が促進され、めっきムラが改善される。なお、不めっき
の発生を抑制するには、下地鋼板の板厚表層部が表面か
ら深さ方向に１μm 以上の範囲がフェライト相の面積率
で90％以上である実質的なフェライト単相組織である必
要がある。しかしながら、かような実質的なフェライト
単相組織の範囲が表面から深さ方向に30μmを超える
と、強度および延性が低下して、加工後の肌荒れが顕著
となるため、実質的なフェライト単相組織の厚みの上限
値は30μmとした。
【００２２】また、前記板厚表層部のフェライト相の平
均結晶粒径が3.5μmを超えると、十分な粒界面積が得ら
れず、酸素が粒界拡散により鋼板内部に侵入して内部酸
化物を形成する効果が薄れ、その結果、めっき性の大幅
な向上が望めなくなるので、前記のフェライト相の平均
結晶粒径は3.5μm以下とした。
均結晶粒径が3.5μmを超えると、十分な粒界面積が得ら
れず、酸素が粒界拡散により鋼板内部に侵入して内部酸
化物を形成する効果が薄れ、その結果、めっき性の大幅
な向上が望めなくなるので、前記のフェライト相の平均
結晶粒径は3.5μm以下とした。
【００２３】一方、板厚中央部の組織は、強度確保の観
点から、フェライト相と、マルテンサイト相、ベイナイ
ト相および残留オーステナイト相の少なくともいずれか
１相との複合組織とする必要がある。ここで、板厚中央
部とは、鋼板の厚さ方向において、表面からの距離が30
μmよりも大きい中央領域を意味する。
点から、フェライト相と、マルテンサイト相、ベイナイ
ト相および残留オーステナイト相の少なくともいずれか
１相との複合組織とする必要がある。ここで、板厚中央
部とは、鋼板の厚さ方向において、表面からの距離が30
μmよりも大きい中央領域を意味する。
【００２４】次に、この発明の製造条件について説明す
る。前記の好適成分組成に調整した溶鋼を、常法に従っ
てスラブとした後、熱延に先立って加熱を施すが、この
発明では、この加熱工程が重要である。すなわち、この
加熱により表面から100μm〜２mm程度の脱炭層を形成さ
せることで、最終工程の焼鈍後の、冷延鋼板（下地鋼
板）の板厚表層部に脱炭層（実質的フェライト層）が形
成され、その結果、めっき性に優れる鋼板を得られるか
らである。ここに、加熱温度は1050〜1280℃とする。ま
た炉内雰囲気は、スラブ表面にポーラスなFeOが生成す
る雰囲気とする。たとえば露点:＋30〜＋50℃、O2：1〜
10vol％、CO2：5〜15vol％、残部Ｎ2またはArの混合ガ
ス組成、あるいは大気雰囲気が有利に適合する。
る。前記の好適成分組成に調整した溶鋼を、常法に従っ
てスラブとした後、熱延に先立って加熱を施すが、この
発明では、この加熱工程が重要である。すなわち、この
加熱により表面から100μm〜２mm程度の脱炭層を形成さ
せることで、最終工程の焼鈍後の、冷延鋼板（下地鋼
板）の板厚表層部に脱炭層（実質的フェライト層）が形
成され、その結果、めっき性に優れる鋼板を得られるか
らである。ここに、加熱温度は1050〜1280℃とする。ま
た炉内雰囲気は、スラブ表面にポーラスなFeOが生成す
る雰囲気とする。たとえば露点:＋30〜＋50℃、O2：1〜
10vol％、CO2：5〜15vol％、残部Ｎ2またはArの混合ガ
ス組成、あるいは大気雰囲気が有利に適合する。
【００２５】ついで、常法に従う熱間圧延後、酸洗を施
す。この酸洗は、塩酸、硫酸およびリン酸のうちから選
んだいずれを使用してもでもよいが、表層のスケールの
みを酸洗することが肝要であり、過度の酸洗は脱炭層を
消失させてしまうので、酸濃度は３〜10mass％とし、40
〜90℃で10〜30秒の酸洗を施すことが好ましい。
す。この酸洗は、塩酸、硫酸およびリン酸のうちから選
んだいずれを使用してもでもよいが、表層のスケールの
みを酸洗することが肝要であり、過度の酸洗は脱炭層を
消失させてしまうので、酸濃度は３〜10mass％とし、40
〜90℃で10〜30秒の酸洗を施すことが好ましい。
【００２６】その後、常法に従って冷間圧延を施した
後、再結晶焼鈍を施す。この再結晶焼鈍は、オーステナ
イト粒を粗大化させない条件で行うことが必要である。
例えば、焼鈍温度はAc3変態点温度〜Ac3変態点温度＋50
℃、露点は−45℃〜０℃、また雰囲気ガスとしてはAr,N
2,H2の単独または混合ガスを用いることが好ましい。そ
して、かような条件下で再結晶温度以上の温度に１〜12
0秒間保持した後、１〜100℃／ｓの速度で急冷して、マ
ルテンサイト組織を生成することが好ましい。
後、再結晶焼鈍を施す。この再結晶焼鈍は、オーステナ
イト粒を粗大化させない条件で行うことが必要である。
例えば、焼鈍温度はAc3変態点温度〜Ac3変態点温度＋50
℃、露点は−45℃〜０℃、また雰囲気ガスとしてはAr,N
2,H2の単独または混合ガスを用いることが好ましい。そ
して、かような条件下で再結晶温度以上の温度に１〜12
0秒間保持した後、１〜100℃／ｓの速度で急冷して、マ
ルテンサイト組織を生成することが好ましい。
【００２７】さらに、焼鈍後の酸洗は、主に焼鈍で生成
された表面のSi，Mnの酸化物（表層酸化物）の除去を目
的として行う。ここに、酸洗液としては３〜20mass％の
塩酸を用いるのが好ましい。また、酸洗時間は３〜60秒
とするのが好適である。
された表面のSi，Mnの酸化物（表層酸化物）の除去を目
的として行う。ここに、酸洗液としては３〜20mass％の
塩酸を用いるのが好ましい。また、酸洗時間は３〜60秒
とするのが好適である。
【００２８】その後、めっき前熱処理およびめっき処理
を施すための下地鋼板とするには、次のようなめっき前
熱処理を行う。まず、めっき前熱処理については、Acl
変態点温度以上、Ac3変態点温度以下のフェライト相と
オーステナイト相との２相領域の加熱とすることで、フ
ェライト相からＣを排出させることにより、フェライト
相自身の延性の改善が達成され、またオーステナイト相
中のＣ量の濃縮により、Ms変態点温度が低下して、残留
オーステナイト相が生成することによって加工性を向上
させる効果を奏する。そして、上記２相領域の熱処理
後、さらにArl変態点温度以下で保持して、一部をベイ
ナイトに変態させる、結晶粒微細化のための熱処理を施
してもよい。この結晶粒微細化工程では、温度が650℃
未満では下地鋼板表面が活性化せずにめっき性が低下す
るので650℃以上とすることが望ましい。また、いずれ
の熱処理も下地鋼板表面が酸化されるとめっき性が損わ
れるので、露点:−20℃以下で、Ar,N2,H2またはこれら
の混合ガス中で熱処理することが肝要である。
を施すための下地鋼板とするには、次のようなめっき前
熱処理を行う。まず、めっき前熱処理については、Acl
変態点温度以上、Ac3変態点温度以下のフェライト相と
オーステナイト相との２相領域の加熱とすることで、フ
ェライト相からＣを排出させることにより、フェライト
相自身の延性の改善が達成され、またオーステナイト相
中のＣ量の濃縮により、Ms変態点温度が低下して、残留
オーステナイト相が生成することによって加工性を向上
させる効果を奏する。そして、上記２相領域の熱処理
後、さらにArl変態点温度以下で保持して、一部をベイ
ナイトに変態させる、結晶粒微細化のための熱処理を施
してもよい。この結晶粒微細化工程では、温度が650℃
未満では下地鋼板表面が活性化せずにめっき性が低下す
るので650℃以上とすることが望ましい。また、いずれ
の熱処理も下地鋼板表面が酸化されるとめっき性が損わ
れるので、露点:−20℃以下で、Ar,N2,H2またはこれら
の混合ガス中で熱処理することが肝要である。
【００２９】
【実施例】表１に示す種々の成分組成からなるスラブ
を、表２に示す条件で加熱した後、仕上げ圧延温度:850
〜900℃で熱間圧延を施して厚み:4.5mmの熱延板とし
た。ついでこの熱延板を、酸洗（５mass％HCl、10秒×5
0℃）した後、冷延し、しかる後に0.8mm厚まで冷間圧延
した。その後、露点:−30℃、５vol％H2、残り:N2の雰
囲気中にて、900℃、60秒の再結晶焼鈍を施した後、５m
ass％ HClの溶液(60℃)中に５秒間浸漬する酸洗処理を
行った。
を、表２に示す条件で加熱した後、仕上げ圧延温度:850
〜900℃で熱間圧延を施して厚み:4.5mmの熱延板とし
た。ついでこの熱延板を、酸洗（５mass％HCl、10秒×5
0℃）した後、冷延し、しかる後に0.8mm厚まで冷間圧延
した。その後、露点:−30℃、５vol％H2、残り:N2の雰
囲気中にて、900℃、60秒の再結晶焼鈍を施した後、５m
ass％ HClの溶液(60℃)中に５秒間浸漬する酸洗処理を
行った。
【００３０】ついで、溶融亜鉛めっき設備において、露
点:−40℃、7vol％H2、残り:N２の雰囲気中にて、750
℃、40秒のめっき前熱処理を施して下地鋼板とした後、
浴温:470℃、浸入板温:470℃、めっき浴のAl含有率:0.1
4mass％、めっき付着量:50ｇ／m2（片面あたり）、めっ
き時間１秒の条件で、溶融亜鉛めっき処理を施した。な
お、一部については、その後490℃、60秒の合金化処理
を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
点:−40℃、7vol％H2、残り:N２の雰囲気中にて、750
℃、40秒のめっき前熱処理を施して下地鋼板とした後、
浴温:470℃、浸入板温:470℃、めっき浴のAl含有率:0.1
4mass％、めっき付着量:50ｇ／m2（片面あたり）、めっ
き時間１秒の条件で、溶融亜鉛めっき処理を施した。な
お、一部については、その後490℃、60秒の合金化処理
を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
【００３１】かくして得られた各種めっき鋼板の板厚表
層および板厚中央部の組織ならびに板厚表層部のフェラ
イト相の結晶粒径について調査した。また併せて引張特
性、めっき性および合金化ムラの有無について調査を行
った。得られた結果を表３に示す。なお、表３の全No.
で表層にフェライト相が認められた。
層および板厚中央部の組織ならびに板厚表層部のフェラ
イト相の結晶粒径について調査した。また併せて引張特
性、めっき性および合金化ムラの有無について調査を行
った。得られた結果を表３に示す。なお、表３の全No.
で表層にフェライト相が認められた。
【００３２】まず、下地鋼板の板厚表層部に存在する、
面積率で90％以上のフェライト相となる実質的なフェラ
イト単相組織の厚さを測定した。そのために、表層のフ
ェライト相（α相）の面積率は、めっき鋼板をそのＬ断
面が観察面となるよう樹脂に埋め込み、ナイタールでエ
ッチングした後、走査電子顕微鏡で撮影した写真に対し
て画像処理（二値化）を施し、10視野評価による平均値
を求めて算出した。
面積率で90％以上のフェライト相となる実質的なフェラ
イト単相組織の厚さを測定した。そのために、表層のフ
ェライト相（α相）の面積率は、めっき鋼板をそのＬ断
面が観察面となるよう樹脂に埋め込み、ナイタールでエ
ッチングした後、走査電子顕微鏡で撮影した写真に対し
て画像処理（二値化）を施し、10視野評価による平均値
を求めて算出した。
【００３３】また、下地鋼板の板厚表層部のフェライト
相の平均結晶粒径は、めっき鋼板をそのＬ断面が観察面
となるよう樹脂に埋め込み、ナイタールでエッチングし
た後、走査電子顕微鏡による倍率1000倍での観察を行な
い、その10視野のフェライト単相領域内について、切断
法（縦３本×横３本）により、結晶粒径の平均値を求め
て算出した。なお、実質的なフェライト単相組織の厚さ
が５μm を超える場合は下地鋼板の表層から５μm の範
囲のみを測定した。
相の平均結晶粒径は、めっき鋼板をそのＬ断面が観察面
となるよう樹脂に埋め込み、ナイタールでエッチングし
た後、走査電子顕微鏡による倍率1000倍での観察を行な
い、その10視野のフェライト単相領域内について、切断
法（縦３本×横３本）により、結晶粒径の平均値を求め
て算出した。なお、実質的なフェライト単相組織の厚さ
が５μm を超える場合は下地鋼板の表層から５μm の範
囲のみを測定した。
【００３４】さらに、めっき性の評価は、上記のように
して得られた各溶融亜鉛めっき鋼板について、40×80mm
の試験片を10枚採取して0.5mm以上の不めっきが１枚で
も観察された場合は不合格とした。また、さらに合金化
処理を施した場合については、合金化ムラの有無で判断
した。
して得られた各溶融亜鉛めっき鋼板について、40×80mm
の試験片を10枚採取して0.5mm以上の不めっきが１枚で
も観察された場合は不合格とした。また、さらに合金化
処理を施した場合については、合金化ムラの有無で判断
した。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】表３に示したとおり、高張力溶融亜鉛めっ
き鋼板（No.1,4,6〜9,12および14）はいずれも、下地鋼
板の板厚表層部のフェライト（α）相の面積率、下地鋼
板の板厚表層部の実質的なフェライト単相組織のフェラ
イト相の平均結晶粒径、および板厚中央部の組織要件を
満足しているので、引張特性に優れるのはいうまでもな
く、優れた溶融亜鉛めっき性および合金化溶融亜鉛めっ
き性を得ることができる。
き鋼板（No.1,4,6〜9,12および14）はいずれも、下地鋼
板の板厚表層部のフェライト（α）相の面積率、下地鋼
板の板厚表層部の実質的なフェライト単相組織のフェラ
イト相の平均結晶粒径、および板厚中央部の組織要件を
満足しているので、引張特性に優れるのはいうまでもな
く、優れた溶融亜鉛めっき性および合金化溶融亜鉛めっ
き性を得ることができる。
【００３９】これに対し、比較鋼No.2、3、5、10、11、13
は、下地鋼板の表面から深さ方向に十分な脱炭がなされ
ておらず、板厚表層部のフェライト相がＬ断面面積率で
90％に満たないため、めっき性に劣っていた。また、比
較鋼No.15の、下地鋼板の板厚表層部はフェライト単相
を示したが、粒径が大きすぎたため、内部酸化物の量が
不十分で、表面から深さ方向に酸化されてしまい、不め
っきの発生が避けられなかった。さらに、比較鋼No.16
は、Si，Mn濃度が低く、めっき性には優れていたが、下
地鋼板の組織が全板厚にわたりフェライト単相であるの
で強度が劣っていた。
は、下地鋼板の表面から深さ方向に十分な脱炭がなされ
ておらず、板厚表層部のフェライト相がＬ断面面積率で
90％に満たないため、めっき性に劣っていた。また、比
較鋼No.15の、下地鋼板の板厚表層部はフェライト単相
を示したが、粒径が大きすぎたため、内部酸化物の量が
不十分で、表面から深さ方向に酸化されてしまい、不め
っきの発生が避けられなかった。さらに、比較鋼No.16
は、Si，Mn濃度が低く、めっき性には優れていたが、下
地鋼板の組織が全板厚にわたりフェライト単相であるの
で強度が劣っていた。
【００４０】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、高張力を
満足した上で、不めっき欠陥の発生がない、高張力溶融
亜鉛めっき鋼板を得ることができる。したがって、この
発明鋼板を自動車用鋼板に供することによって、自動車
の衝突安全性の向上、ならびに地球環境保全に鑑みた燃
費改善のための軽量化を達成することができ、その工学
的価値は極めて大きいといえる。
満足した上で、不めっき欠陥の発生がない、高張力溶融
亜鉛めっき鋼板を得ることができる。したがって、この
発明鋼板を自動車用鋼板に供することによって、自動車
の衝突安全性の向上、ならびに地球環境保全に鑑みた燃
費改善のための軽量化を達成することができ、その工学
的価値は極めて大きいといえる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 佐藤 進
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製
鉄株式会社技術研究所内
(72)発明者 石井 和秀
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製
鉄株式会社技術研究所内
(72)発明者 中垣内 達也
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製
鉄株式会社技術研究所内
Ｆターム(参考） 4K027 AA05 AA23 AC12 AC18
Claims (3)
- 【請求項１】 下地鋼板に溶融亜鉛めっきを施してなる
溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記下地鋼板の組成は、
Ｃ：0.1mass％以下、Si：0.3〜2.Omass％およびMn：1.0
〜3.0mass％を含有し、さらにNb、Ti、ＶおよびZrのう
ちから選んだ１種または２種以上：0.01〜0.5mass％を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成であ
り、前記下地鋼板の板厚中央部の組織はフェライト相
と、マルテンサイト相、ベイナイト相および残留オース
テナイト相の少なくともいずれか１相との複合組織であ
り、前記下地鋼板の板厚表層部の組織は鋼板表面から１
μm 以上30μm 以下の範囲につき面積率で90％以上のフ
ェライト相であり、かつ前記板厚表層部のフェライト相
の平均結晶粒径が3.5μm 以下であることを特徴とす
る、高張力溶融亜鉛めっき銅板。 - 【請求項２】 請求項１において、前記鋼板の組成が、
さらに、 Mo：0.01〜0.5mass％、 Ni：0.05〜0.5mass％および Cu：0.05〜0.5mass％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる
ことを特徴とする、高張力溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 下地鋼板に溶融亜鉛めっきを施してなる
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、Ｃ：0.1mass
％以下、Si：0.3〜2.0mass％およびMn：1.0〜3.0mass％
を含有し、さらにＮｂ、Ti、ＶおよびZrのうちから選ん
だ１種または２種以上：0.01〜0.5mass％を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを、加熱温度
1050〜1280℃で、かつ、スラブ表面にFeOを生成させる
炉内雰囲気で加熱し、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延
し、再結晶焼鈍し、酸洗し、めっき前熱処理して下地鋼
板とし、さらに前記下地鋼板をめっき処理することを特
徴とする、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001263800A JP5087813B2 (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001263800A JP5087813B2 (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003073772A true JP2003073772A (ja) | 2003-03-12 |
| JP2003073772A5 JP2003073772A5 (ja) | 2008-02-07 |
| JP5087813B2 JP5087813B2 (ja) | 2012-12-05 |
Family
ID=19090501
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001263800A Expired - Fee Related JP5087813B2 (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP5087813B2 (ja) |
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| KR101570629B1 (ko) * | 2011-09-30 | 2015-11-19 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
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-
2001
- 2001-08-31 JP JP2001263800A patent/JP5087813B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| US9109275B2 (en) | 2009-08-31 | 2015-08-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
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| JP5087813B2 (ja) | 2012-12-05 |
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