JP3598086B2 - 加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に係り、更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めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
耐食性の良好なめっき鋼板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板がある。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、鋼板を脱脂後、無酸化炉にて予熱し、表面の清浄化および材質確保のために還元炉にて還元焼鈍を行い、溶融亜鉛浴に浸漬し、付着量制御した後合金化を行うことによって製造される。その特徴として、耐食性およびめっき密着性等に優れることから、自動車、建材用途等を中心として広く使用されている。
【0003】
特に近年、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保と共に燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、めっき鋼板の高強度化が必要とされてきている。
【0004】
加工性を悪化させずに鋼板を高強度化するためには、SiやMn、Pといった元素を添加することが有効であるが、これらの元素の添加は合金化を遅延させるため、軟鋼に比べて高温長時間の合金化を必要とする。この高温長時間の合金化は、鋼板中に残存していたオーステナイトをパーライトに変態させ、加工性を低下させるため、結果として添加元素の効果を相殺することになる。
【0005】
Si添加高強度鋼板の合金化に関しては、特開平5−279829号公報において、連続溶融亜鉛めっきラインでも実現可能な製造方法が開示されているが、その製造条件の範囲が極めて広く記述されており、実際の生産における有用性に乏しい。また、特開平11−131145号公報に開示されている製造方法は、残留オーステナイトを生成させるためにめっき後低温保持を行っているが、これは設備の増大を招くため生産性を悪化させる。
【0006】
【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、新たな設備を設置することなく、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案するものである。
【0007】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高強度鋼板のめっき処理について鋭意研究を重ねた結果、C、Si、Mnが一定量以上添加された鋼を、熱処理条件及びめっき条件を最適化した連続溶融亜鉛めっき設備でめっき処理することにより、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できることを見いだして本発明をなした。
【0008】
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
【0009】
(1) 質量%で、
C:0.05〜0.15%、
Si:0.3〜2.0%、
Mn:1.0〜2.8%、
P:0.03%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.005〜0.5%、
N:0.0060%以下を含有し,
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)≧12かつ(%Si)/(%C)≧4が満たされる化学成分からなる組成のスラブをAr3 点以上の温度で仕上圧延を行い、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,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によって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に、Al:0.05〜0.5質量%、Fe:5〜15質量%を含有し、残部がZnおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、引張強さF(MPa)と伸びL(%)の関係が
L≧51−0.035×F
を満足する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、前記溶融亜鉛めっき処理を、浴中有効Al濃度:0.07〜0.105mass%、残部がZnおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、そして、前記合金化処理を、
225+2500×〔Al%〕≦T≦295+2500×〔Al%〕
但し,〔Al%〕:亜鉛めっき浴中の浴中有効Al濃度(mass% )
を満足する温度T(℃)において行うことを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(2) 前記(1)記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中有効Al濃度を、
〔Al%〕≦0.103−0.008×〔Si%〕
但し、〔Si%〕:鋼板中のSi含有量(mass%)
を満足する浴中有効Al濃度(mass%)において行うことを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(3) 前記(1)又は(2)記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後400℃以下の温度に冷却されるまでの時間を10秒以上100秒以下とすることを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(4) 前記(1)乃至(3)のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき浴の温度を460℃未満とすることを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0010】
(2) 前記(1)記載の化学成分からなる組成のスラブをAr3点以上の温度で仕上圧延を行い、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、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によって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記溶融亜鉛めっき処理を、浴中有効Al濃度:0.07〜0.105mass%、残部がZnおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、そして、前記合金化処理を、
225+2500×〔Al%〕≦T≦295+2500×〔Al%〕
但し、〔Al%〕:亜鉛めっき浴中の浴中有効Al濃度(mass%)
を満足する温度T(℃)において行うことを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0011】
(3) 前記(2)記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中有効Al濃度を、
〔Al%〕≦0.103−0.008×〔Si%〕
但し、〔Si%〕:鋼板中のSi含有量(mass%)
を満足する浴中有効Al濃度(mass%)において行うことを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0012】
(4) 前記(2)又は(3)記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後400℃以下の温度に冷却されるまでの時間を10秒以上100秒以下とすることを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0013】
(5) 前記(2)乃至(4)のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき浴の温度を460℃未満とすることを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0014】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
【0015】
まず、C、Si、Mn、P、S、Al、Nの数値限定理由について述べる。
【0016】
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0.3〜2.0%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0.3%以上とする理由は、Siが0.3%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3〜20%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。
【0018】
MnはCととも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1.0%以上添加する。またC含有量の12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。
【0019】
Pは一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が0.03%を超えるとスポット溶接性の劣化が著しいうえ、本発明におけるような引張強さが490MPaを超すような高強度鋼板では靭性とともに冷間圧延性も著しく劣化するため、その含有量は0.03%以下とする。Sも一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が0.02%を超えると、圧延方向に伸張したMnSの存在が顕著となり、鋼板の曲げ性に悪影響をおよぼすため、その含有量は0.02%以下とする。
【0020】
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0.005%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0.006%を超えると、伸びとともに脆性も劣化するため、その含有量は0.006%以下とする。
【0021】
また、これらを主成分とする鋼にNb、Ti、B、Mo、Cu、Sn、Zn、Zr、W、Cr、Ni、Co、Ca、希土類元素(Yを含む)、V、Ta、Hf、Pb、Mg、As、Sb、Bi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や加工性が改善される等好ましい場合もある。
【0022】
次に、合金化溶融亜鉛めっき層について述べる。
【0023】
本発明において合金化溶融亜鉛めっき層のAl組成を0.05〜0.5質量%に限定した理由は、0.05質量%未満では合金化処理時においてZn―Fe合金化が進みすぎ、地鉄界面に脆い合金層が発達しすぎてめっき密着性が劣化するためであり、0.5質量%を超えるとFe−Al−Zn系バリア層が厚く形成され過ぎ合金化処理時において合金化が進まないため目的とする鉄含有量のめっきが得られないためである。
【0024】
また、Fe組成を5〜15質量%に限定した理由は、5質量%未満だとめっき表面に柔らかいZn−Fe合金が形成されプレス成形性を劣化させるためであり、15質量%を超えると地鉄界面に脆い合金層が発達し過ぎてめっき密着性が劣化するためである。好ましくは7〜13質量%である。
【0025】
本発明鋼板は、溶融亜鉛めっき浴中あるいは亜鉛めっき中にPb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、希土類元素の1種または2種以上を含有、あるいは混入してあっても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。合金化溶融亜鉛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、経済性の観点から150g/m2以下で有ることが望ましい。
【0026】
本発明において加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、引張強さTSが490MPa以上で、引張強さF(MPa)と伸びL(%)の関係が、L≧51−0.035×F
を満足する性能を持つ鋼板である。
【0027】
伸びLを[51−0.035×F]%以上と限定した理由は、Lが[51−0.035×F]より低い場合、深絞り等の厳しい加工のときに破断する等加工性が不十分であるためである。
【0028】
次に、製造条件の限定理由について述べる。その目的はマルテンサイトおよび残留オーステナイトを3〜20%含む金属組織とし、高強度とプレス加工性が良いことが両立させることにある。マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が3%未満の場合には高強度とならない。一方、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が20%を超えると、高強度ではあるものの鋼板の加工性が劣化し、本発明の目的が達成されない。
【0029】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではなく、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延(CC−DR)のようなプロセスにも適合する。
【0030】
熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性を確保するという観点からAr3点以上とする必要がある。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よく、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。
【0031】
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850℃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ことは鋼帯表面にSiやMnの酸化物層の成長が著しく、めっき不良が起こりやすくなるため好ましくない。また引き続きめっき浴へ浸漬し、冷却する過程で、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。
【0032】
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℃/秒で、引き続いて650℃からめっき浴までを平均1〜20℃/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℃/秒未満とするためには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ため、650℃までの平均冷却速度は0.5℃/秒以上とする。
【0033】
650℃までの平均冷却速度を0.5℃/秒未満とするためには、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。
【0034】
一方、650℃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、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加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトとして析出するため高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【0035】
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℃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。
【0036】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、用いる溶融亜鉛めっき浴はAl濃度が浴中有効Al濃度Cで0.07〜0.105mass%に調整する。ここでめっき浴中の有効Al濃度とは、浴中Al濃度から浴中Fe濃度を差し引いた値である。
【0037】
有効Al濃度を0.07〜0.105mass%に限定する理由は、有効Al濃度が0.07%よりも低い場合には、めっき初期の合金化バリアとなるFe−Al−Zn相の形成が不十分であってめっき処理時にめっき鋼板界面に脆いΓ相が厚くできるため、加工時のめっき皮膜密着力が劣る合金化溶融亜鉛めっき鋼板しか得られないためである。一方、有効Al濃度が0.105%よりも高い場合には、高温長時間の合金化が必要となり、鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態するため、高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【0038】
更に、本発明において合金化処理時の合金化温度を
225+2500×〔Al%〕≦T≦295+2500×〔Al%〕
但し、〔Al%〕:亜鉛めっき浴中の浴中有効Al濃度(mass%)
を満足する温度T(℃)において行う。
【0039】
合金化温度Tを〔225+2500×〔Al%〕〕℃以上、〔295+2500×〔Al%〕〕℃以下に限定した理由は、合金化温度Tが〔225+2500×〔Al%〕〕℃よりも低いと合金化が進行しないか、或いは合金化の進行が不十分で合金化未処理となりめっき表層が加工性の劣るη相やζ相に覆われるためである。また、Tが〔295+2500×〔Al%〕〕℃よりも高いと、合金化が進み過ぎて本発明のめっき中Fe%を超え、加工時にめっき密着力が低下することが増えるためである。
【0040】
本発明において合金化温度が高すぎると鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態し、目的の高強度と加工性を両立した鋼板を得ることができない。従って、Siの添加量が大きくなり難合金化するほど、加工性を向上させるためには、浴中有効Al濃度を低下させ合金化温度を下げることが有効となる。
【0041】
具体的には、
〔Al%〕≦0.103−0.008×〔Si%〕
但し、〔Si%〕:鋼板中のSi含有量(mass%)
を満足する浴中有効Al濃度(mass%)においてめっきを行う。
【0042】
有効Al濃度を〔0.103−0.008×〔Si%〕〕%以下に限定する理由は、有効Al濃度が〔0.103−0.008×〔Si%〕〕%より高い場合には、高温長時間の合金化が必要となり、鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態し、加工性が劣化するためである。
【0043】
溶融めっき後400℃以下の温度に冷却されるまでの時間を10秒以上100秒以下に限定する理由は、10秒未満ではオーステナイト中へのCの濃化が不十分となり、オーステナイト中のC濃度が、室温でのオーステナイトの残留を可能とする水準まで到達しないためであり、100秒を超えると、ベイナイト変態が進行し過ぎて、オーステナイト量が少なくなり、十分な量の残留オーステナイトを生成できないためである。好ましくは10秒以上80秒以下である。
【0044】
本発明において合金化炉加熱方式については特に限定するものではなく、本発明の温度が確保できれば、通常のガス炉による輻射加熱でも、高周波誘導加熱でもかまわない。また、合金化加熱後の最高到達板温度から冷却する方法も、問うものではなく、合金化後、エアーシール等により、熱を遮断すれば、開放放置でも十分であり、より急速に冷却するガスクーリング等でも問題ない。
【0045】
溶融亜鉛めっき浴の温度を460℃未満に限定する理由は、460℃以上ではめっき初期の合金化バリアとなるFe−Al−Zn相の形成が進み過ぎ合金化温度を上昇させるため、特にSi添加量の高い鋼種で加工性を低下させる原因となり易いためである。浴温の下限は特に限定しないが、亜鉛の融点が419.47℃であることから、物理的にそれ以上の浴温でしか溶融めっきできない。
【0046】
【実施例】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
【0047】
(実施例1)
表1に示す組成からなるスラブを1150℃に加熱し、仕上温度910〜930℃で4.5mmの熱間圧延鋼帯とし、580〜680℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して1.6mmの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表2に示すような条件の熱処理とめっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【0048】
各鋼板から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、引張強さ(TS)、伸び(El)を求めた。引張強さは490MPa以上を合格とし、伸びは〔51−0.035×引張強さ〕%以上を合格とした。めっき被膜の付着量及びFe、Al濃度は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、ICPにより測定した。めっき中のFe濃度は5〜15%を合格とした。
【0049】
評価結果は表2に示す通りである。番号1は鋼中のC含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さが不足した。番号2は鋼中のSi含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さ、伸び共に不合格であった。番号3は鋼中のP含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号7、8、17は焼鈍時の最高到達温度が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号9は鋼中のMn含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さ、伸び共に不合格であった。番号12、27は合金化温度が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号15は合金化温度が本発明の範囲外であるためめっき中のFe%が不合格であった。番号20、28は最高到達温度から650℃までの平均冷速が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号24は鋼中のMn含有量/C含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号25は鋼中のSi含有量/C含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号29は650℃からめっき浴までの平均冷速が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号30は鋼中のMn含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号31は鋼中のC含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。これら以外の本発明品は、高強度で加工性が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【0050】
また、めっき浴温460℃未満では、鋼中Si含有量に関係なく高強度で加工性が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能であった。一方、470℃では、番号5の低Si含有量の場合や、番号33の高Si含有量で低Fe%の場合は製造可能であるが、番号34の高Si含有量でFe%を上げようとすると、合金化温度を上げる必要があり、結果として伸びが不合格になる。
【0051】
【表1】
【0052】
【表2】
【0053】
(実施例2)
表1のHに示す組成からなるスラブを1150℃に加熱し、仕上温度910〜930℃で4.5mmの熱間圧延鋼帯とし、580〜680℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して1.6mmの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表3に示すような条件の熱処理とめっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。引張強さ(TS)、伸び(El)は、各鋼板から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490MPa以上を合格とし、伸びは〔51−0.035×引張強さ〕%以上を合格とした。めっき被膜の付着量及びFe、Al濃度は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、ICPにより測定した。めっき中のFe濃度は5〜15%を合格とした。
【0054】
めっき密着性は、あらかじめ圧縮側に密着テープ(セロハンテープ)を貼った試験片を曲げ角度が60゜となるようにV字状に試験片を曲げ、曲げ戻し後に密着テープをはがして、めっきの剥離の程度を目視で観察して、以下の分類で評価し、△以上を合格とした。
◎:めっき層の剥離幅が1mm未満のもの
○:めっき層の剥離幅が1mm以上6mm未満のもの
△:めっき層の剥離幅が6mm以上12mm未満のもの
×:めっき層の剥離幅が12m以上のもの
【0055】
評価結果は表3に示す通りである。番号4はめっき浴中の有効Al濃度が本発明の範囲外であるためめっき密着性が不合格であった。番号7はめっき浴中の有効Al濃度が本発明の範囲外であるため伸びが不合格になった。番号8はめっき浴中の有効Al濃度が本発明の範囲外であるためめっき中のFe%が不合格であった。これら以外の本発明品は、高強度で加工性が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【0056】
【表3】
【0057】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は加工性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを可能としたものであり、産業の発展に貢献するところが極めて大である。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.05〜0.15%、
Si:0.3〜2.0%、
Mn:1.0〜2.8%、
P:0.03%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.005〜0.5%、
N:0.0060%以下を含有し,
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)≧12かつ(%Si)/(%C)≧4が満たされる化学成分からなる組成のスラブをAr3 点以上の温度で仕上圧延を行い、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,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によって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に、Al:0.05〜0.5質量%、Fe:5〜15質量%を含有し、残部がZnおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、引張強さF(MPa)と伸びL(%)の関係が
L≧51−0.035×F
を満足する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、前記溶融亜鉛めっき処理を、浴中有効Al濃度:0.07〜0.105mass%、残部がZnおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、そして、前記合金化処理を、
225+2500×〔Al%〕≦T≦295+2500×〔Al%〕
但し,〔Al%〕:亜鉛めっき浴中の浴中有効Al濃度(mass% )
を満足する温度T(℃)において行うことを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項1に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中有効Al濃度を、
〔Al%〕≦0.103−0.008×〔Si%〕
但し、〔Si%〕:鋼板中のSi含有量(mass%)
を満足する浴中有効Al濃度(mass%)において行うことを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項1又は請求項2記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後400℃以下の温度に冷却されるまでの時間を10秒以上100秒以下とすることを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項1乃至請求項3のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき浴の温度を460℃未満とすることを特徴とする、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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