JPH01152252A - 加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は、加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造に係
り、より詳しくは、特にＴｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元
素を添加しない通常のＡＱキルド熱間圧延鋼板を原板と
し、冷間圧延を行うことなく、プレス加工性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に関するもので
ある。 （従来の技術） 近年、自動車等の車体或いはその構造部材には溶融亜鉛
めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く使用され
るようになってきた。これらの用途では、形状が複雑で
あるため、プレス加工時に鋼板が厳しい加工を受けるこ
とから、成形性の優れた溶融亜鉛めっき鋼板或いは合金
化溶融亜鉛めっき鋼板が要求されることになる。 従来、このような用途に供される合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造法としては、熱延鋼帯を冷間圧延に付した後
、そのまま或いは再結晶焼鈍を施した後、連続合金化溶
融亜鉛めっきライン（以下、「亜鉛めっきライン」と称
す）に通板して浸漬めっき及び合金化処理を行う、いわ
ゆる冷延鋼板を原板とした鋼板の製造法が通常の方法で
ある。 しかし、最近では、需要家側からコストダウンの要請が
強まり、加工性に優れ且つ安価な溶融亜鉛めっき鋼板や
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。このため
、冷延鋼板を原板とすることに代えて、熱延後酸洗する
が、冷間圧延やこれに続く再結晶焼鈍を施すことなく、
直接亜鉛めっきラインへ通板する方法、すなわち、製造
工程の一部を省略して製造コストを低減する方法が検討
され、一部で実用化されている。 しかし、従来、熱延鋼板を冷間圧延することなく直接亜
鉛めっきラインへ通板して得られる熱延原板溶融亜鉛め
っき鋼板は、板厚が３．２ｍｍ以上の比較的板厚の厚い
鋼とか、或いは加工性がそれ程厳しくない用途に限られ
て使用されているにすぎず、板厚が薄く且つ加工性の優
れた熱延原板溶融亜鉛めっき鋼板はこれまであまり製造
されていない。 そこで、このように板厚が薄く且つ加工性の優れた熱延
原板溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造法については種々改善が試みられているが、未だ
有効な方法が見い出されていない。以下に合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造の従来法の一例を説明する。 （発明が解決しようとする問題点） 一般に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、第
１図に一般的な熱サイクルを示すように、亜鉛めっきラ
インにおいて、まず酸化性雰囲気中で加熱均熱され、次
いでめっき層の密着性を高めるために溶融亜鉛温度（４
６０℃）程度に還元性雰囲気中で保持した後、溶融亜鉛
めっき浴中に浸漬される。この場合、加熱均熱過程では
、再結晶焼鈍或いは軟質化を目的として、約７００〜８
５０℃に保持されるのが通例である。また、浸漬めっき
後の合金化処理のために５００〜６５０　’Ｃに鋼帯が
再加熱される。 一方、熱延鋼板の場合には、通常、熱延後には再結晶化
が完了しており、したがって、再結晶焼鈍域まで加熱す
る必要がないため、加熱均熱過程では冷延鋼板に比べて
やや低温の５５０〜６５０℃程度に加熱均熱された後、
浸漬めっきされ、上述の如くめっき層の合金化処理がな
される。 ところが、Ｃを０．０３〜０．０５％程度含む通常のＡ
Ｑキルド熱延鋼板の場合に上記の如く溶融亜鉛めっき処
理前に５５０〜６５０℃程度の温度で均熱を行うと、こ
の均熱処理により引張特性が低下してしまい、所望とす
る特性が得られないという問題がある。 また、熱延鋼板の加工性を改善するためには、ＡＱキル
ド鋼を高温巻取すし、亜鉛めっきラインでの加熱均熱温
度を高温にする方法が一般的であり、例えば、特開昭５
４−７１７１７号には、ＡＱ／Ｎ（重量比）が１０以上
を有する通常のＡαキルド鋼を６００℃以上の温度で巻
取る方法が提案されている。しかるに、この製造法によ
って得られた熱延鋼板を上記の如く亜鉛めっきラインに
て通常の均熱−亜鉛めっき一合金化処理を施した場合、
後記するように、降伏点が上昇し、伸びが低下してしま
う。このため、いわゆる高い伸び（例えば、４３％以上
、板厚２　、０　ｍｍ）を確保することが困雅となる。 このように、上記のような熱延鋼板の亜鉛めっき処理時
の再加熱処理による降伏点の上昇、伸びの低下というプ
レス加工性の劣化は、主に該再加熱〜冷却過程を通じて
Ｃが再固溶し、そのまま固溶状態で残存することに起因
するためである。これを防止するためには、例えば、特
公昭５４−２６９７４号に示されているように、脱ガス
処理等によりＣを低減し、原子当量論的にＣ量以上のＴ
ｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加したような鋼を熱
延後高温で巻取れば、熱延〜巻取過程において析出した
ＴｉＣ，ＮｂＣは溶融亜鉛めっき前後の再加熱過程にお
いても再固溶することがなく、上記プレス加工性の劣化
を抑制することが可能ではある。しかし、脱ガス処理を
要し或いはＴｉ、Ｎｂ等の添加を要することは製造コス
トの上昇を招くので、経済的に好ましくない。 以上のように、特にＴｉ、Ｎｂ等の高価な炭化物形成元
素を含まず、長時間の脱ガス処理を施さずに、通常のＡ
Ｑキルド鋼を熱延後、冷間圧延することなく、合金化溶
融亜鉛めっきを施す場合、亜鉛めっきラインでの再加熱
処理による材質劣化を積極的に抑制し得る方法は、未だ
見い出されていないのが現状である。 本発明は、か＼る事情に鑑みてなされたものであって、
長時間の脱ガス処理を施さずに、Ｔｉ、Ｎｂ等の高価な
炭化物形成元素を含まない通常のＡＱキルド鋼を熱延、
巻取り後、冷間圧延を施すことなく直接連続合金化溶融
亜鉛めっき処理に付した場合であっても、従来の絞り用
熱延鋼板並の低い降伏点及び高い伸びを呈するプレス加
工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し得る方
法を提供することを目的とするものである。 （問題点を解決するための手段） 上記目的を達成するため、本発明者らは、通常のＡＱキ
ルド鋼に、Ｔｉ、Ｎｂ等よりも微量で効果があり且つ添
加コストがはるかに安いＢを微量添加した鋼を用いて、
熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性と亜鉛めっ
きラインでの鋼帯の加熱均熱時或いは合金化処理時の温
度の関係について実験研究を重ねたところ、ｌ０ＰＰＩ
Ｉ＋以上のＢを添加すると共に亜鉛めっきラインにおけ
る加熱均熱時或いは合金化処理時の温度が従来よりも高
い場合１合金化亜鉛めっき後のセメンタイトの析出状態
が変わり、得られる製品の加工性が向上することを見い
出し、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、
Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、５ｏｆｌＡｆｉ：０．０
０５〜０．１０％、Ｂ：Ｏ，ＯＯ１０〜０．００５０％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を熱
間圧延後コイル状に巻取り、次いで冷間圧延をせずに、
溶融亜鉛めっき及びめっき層の合金化処理を行うに際し
、溶融亜鉛めっき前の加熱均熱時の鋼帯温度或いは合金
化処理時の鋼帯温度の少なくとも一方を６５０℃以上７
５０　’Ｃ以下とすることを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 本発明は、熱延鋼板を原板とする合金化溶融亜鉛めっき
鋼板において、通常のＡＱキルド鋼にＢを添加し、更に
亜鉛めっきラインで適正な条件で加熱均熱及び合金化処
理することにより、プレス加工性に優れ、特に低降伏点
で高延性の鋼板を得ることにある。 まず１本発明を見い出すに至った基礎実験の詳細につい
て説明する。 第１表に示す化学成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳
造によりスラブとし、これに熱間圧延を施し、同表に示
す熱延後の巻取り温度でコイル状に巻取った。得られた
熱延鋼板のコイル長手方向中央部よりサンプルを採取し
、実験室的にめっき前の加熱、均熱温度を変え、浸漬め
っき及びめっき層の合金化処理を行った。なお、めっき
前の均熱時間は２０秒とし、合金化処理は６００℃×１
５秒とした。 得られた鋼板の圧延方向よりＪＩＳ５号引張試験片を採
取し、引張試験を行った。

【以下余白】

各試験片のめっき前均熱温度と降伏点及び伸びとの関係
を第２図に示す。 第２図より、鋼ＴとＨ及び■では明らかに傾向が異なっ
ている。鋼■、■では前述したようにめっき熱サイクル
を施すことにより、伸びが大きく低下し降伏点が上昇す
る。またその変化量はめっき前均熱温度によらず大きい
。しかしＢを添加したｆｉＩでは、めっき前均熱温度が
５００〜６００℃では熱延ままに比べて降伏点は高く、
伸びは低下するが、めっき前均熱温度が ６５０　’Ｃ〜７５０℃ではめっき熱サイクルによる降
伏点の上昇量や伸びの劣化量は小さく、はぼ熱延ままに
近い値が得られている。またこの傾向は巻取り温度によ
らずほぼ同じである。 このようにＢを添加した場合のめっき熱サイクルによる
引張特性の変化は、詳細な機構は明らかではないが、以
下のように考えられる。 まず、めっき熱サイクルによる引張特性の劣化（降伏点
の上昇、伸びの低下）の原因としては、前述したように
、めっき熱サイクルの再加熱〜冷却過程を通じてＣが再
固溶し、そのまま固溶状態で残存していることによると
考えられる。 しかし乍ら、第２図におけるめっき前均熱温度が７００
℃の鋼板において、時効指数（８％の予歪を加え、次い
で１００℃で１時間の時効処理を行った後、再引張りを
行ったときの降伏点の上昇量）は、鋼Ｎａ　Ｉでそれぞ
れ５．２（巻取り温度７２０℃材）、４．９（同６５０
℃材）、４．６（同５２０℃材）ｋｇｆ／ｍｎ”であり
、鋼ＮαＩＩの５　、２　ｋｇｆ　／　ｍｍ２（同７２
０℃材）とほぼ同等であることから、Ｂを添加すること
による効果がセメンタイトの再固溶を抑えることに起因
するものではないと考えられる。 第３図及び第４図に、７２０℃で巻取った１１Ｎα■及
び鋼Ｎα■の熱延まま材及びめっき前均熱温度が５５０
℃及び７００℃の材料のセメンタイト析出状態を圧延方
向断面について光学顕微鏡にて観察した結果を示す。各
図より、熱延ままでのセメンタイトの析出状態がＢの添
加の有無により大きく異なり、これらにめっき熱サイク
ルを施した場合、Ｂを添加した′ａＮα■では、めっき
前均熱温度が７００℃の材料において、めっき前均熱加
熱５５０℃材に比べて粒界での炭化物が大きくなってい
るが、鋼Ｎα■ではこのような傾向が見られない。 すなわち、Ｂを添加することにより熱延ままでのセメン
タイトが細かくなり、これを鋼のＡ１変態点近傍である
７００℃付近までめっき熱サイクルで加熱均熱すること
により、セメンタイトが凝集、粗大化することで伸びが
向上するものと考えられる。 以上の基礎実験の結果に基づいて更に詳細に研究を重ね
、本発明に至ったのである。 本発明における化学成分の限定理由は以下のとおりであ
る。 Ｂの上記のような効果は、０．００１０％以上のＢの添
加により発揮されるが、０．００５０％を超える多量の
Ｂを添加した場合にはスラブ表面に割れが生じることが
あり、好ましくない。したがッテ、Ｂ量は０．００１０
−０．００５０％の範囲とする。 また、他の鋼組成成分については、特にＣが重要である
。第２図に示す如くＣが０．０１０％と低い鋼Ｎα■の
場合には、めっき前均熱温度が７００℃近傍であっても
伸びのピークがあられれない。 これはセメンタイトのサイズが小さいことにより均熱ま
でにセメンタイトが殆ど再固溶し、凝集化なし得ないた
めと考えられる。伸びのピークを得るために、Ｃは０．
０２％以上が必要である。しかし、Ｃが多すぎる場合に
は鋼が硬質化し、本発明法をもってしても加工用途とし
て必要な優れた引張特性が得られないため、０．０８％
以下が好ましい。したがって、Ｃ量は０．０２０〜０．
８０％の範囲とする。 Ｍｎは鋼中の遊離硫黄を固定し、鋼の強度を向上させる
効果がある。しかし、Ｍｎ量が０．０５％未満では熱間
脆性を生じる恐れがあり、一方、０゜４５％を超えると
延性が劣化し、目標とする伸びを確保することが困難と
なる。したがって、Ｍｎ量は０．０５〜０．４５％の範
囲とする。 ＡＱは鋼の製錬時に脱酸剤として作用し、そのためには
少なくとも０．００５％以上が必要である。しかし、０
．１０％を超えるとスリパー疵と称される鋼板の表面疵
が発生し易くなる。したがって、５ｏＱＡｆｌ量は０．
００５〜０．１００％の範囲とする。 次に、本発明の製造条件について説明する。 合金化溶融亜鉛めっき処理は、本発明ではＢを添加し、
熱延巻取り後、微細化したセメンタイトを凝集化し、引
張り特性を向上させることが狙いであり、特にこの場合
、めっき前均熱条件及び合金化処理条件を適正な範囲と
することが重要である。 第２図において、めっき前均熱温度が６５０℃以上７５
０’Ｃ以下（均熱時間２０秒）の範囲で伸び特性が向上
することが示されたが、合金化処理条件の影響について
も調査するため、第２図の６５０℃巻取り材を用いて第
２表に示す均熱合金化条件にて合金化溶融亜鉛めっき処
理を施した。

【以下余白】

第２表 得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりＪＩ３５号試験
片を採集し、引張り試験を行った。各鋼板の合金化処理
条件と降伏点及び伸びとの関係を第５図に示す。 同図より、合金化処理温度が６５０℃以上である条件り
、Ｅ、’Ｆの場合及び条件Ａ（合金化処理温度６００℃
）の場合に引張特性が向上してν）るが、第６図のよう
にめっき熱サイクルでの最高力ロ熱温度との関係をみた
場合には、良し）相関関係力１ある。 すなわち、亜鉛めっき前均熱温度或いは合金化処理温度
のいずれか一方或いは両方が６５０　’Ｃ以上の場合に
優れた引張特性が得られるのである。 但し、均熱温度及び合金化処理温度が７５０℃を超える
場合には、均熱時のＣの再固溶量が多くなりすぎ、更に
再固溶したＣの粒内への拡散も進むため、パーライト組
織や粒内のセメンタイトが多くなり、本発明の目的とす
る伸び特性が得られない。したがって、本発明において
は、めっき前均熱温度及び合金化処理温度の少なくとも
一方を６５ｏ〜７５０℃とするものである。なお１合金
化処理部度はあまり高いと、めっき層中の鉄濃度が高く
なりすぎ、めっき層の加工性（パウダリング性）が劣化
する恐れがあるため、７００℃以下が好ましい。 また、熱延条件については特に規制するものではないが
、仕上温度はＡｒ３変態点以上であればよく、たとえ仕
上温度が多少Ａｒ３変態点を下廻ったときでも巻取時或
いはめっき再加熱処理時に再結晶化すればよい。したが
って、仕上温度は現行の熱間圧延機で圧延可能な６５０
℃以上であればよい。巻取温度についても、第１図に示
した如く本発明の効果を特に左右するものではないが、
より軟質な特性を得たい場合には６００℃以上が好まし
い。 また、熱延後、亜鉛めっき前の酸洗処理については、本
発明により得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械的
性質に対して特に作用乃至影響を及ぼさないので、特に
条件は限定されない。 なお、亜鉛めっきラインの再加熱時の均熱時間（合金化
処理の加熱時間も含む）は、第５図に示したように、本
発明による再加熱温度範囲では降伏点及び伸びに殆ど影
響を及ぼさないので、特に限定しない。 更に、亜鉛めっきライン内又はオフラインにてストレッ
チャーストレインの防止或いは形状修正を目的として調
質圧延を施すかどうかは任意であり、実施する場合には
、伸び率０．５〜２．０％の範囲で行うのが好ましい。 次に本発明の一実施例を示す。なお、本発明はこの実施
例のみに限定されるものでないことは云うまでもなく、
既述の各種基礎実験のほか他の態様も可能である。 （実施例） 第３表に示す化学成分（ｗｔ％）を有する鋼を常法によ
り溶製し、転炉出鋼後、連続鋳造によりスラブとした。 次いで板厚２ｍｍまで熱間圧延を施し、コイル状に巻取
った。なお、仕上温度は８８５〜９１０℃、巻取温度は
６５０〜７００℃とした。 次いで熱延コイルを酸洗した後、亜鉛めっきラインにて
第４表に示す条件で合金化溶融亜鉛めっきを施し、伸び
率１．０％の調質圧延を施した。 得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の諸特性を第４表に
併記する。同表中、引張特性は該鋼板から圧延方向にＪ
ＩＳＳ号試験片を採取し、引張試験を行った結果である
。 第４表から明らかなとおり、本発明例である鋼Ｎａ　Ａ
−１及び＆　Ｂ　−１はいずれも軟質で延性に優れてい
る。 これに対し、比較例である鋼Ｈａ　Ａ　−２は亜鉛めっ
き前の均熱温度が高すぎるため、またｔｌＷ　Ｈａ　Ｂ
　−２は同均熱温度が低すぎるため、いずれも所望の高
い伸びが得られていない。 更に比較例の鋼ＮαＣ及び＆ＤではそれぞれＢ及びＣの
含有量が少なすぎるため、前述したような適正均熱或い
は合金化条件であっても高い伸びが得られない。 また比較例の鋼＆Ｅ及びＮａ　ＦではそれぞれＣ及びＭ
ｎ含有量が多すぎるため、いずれも強度が高く、これに
伴い降伏点も高く、伸びが低い。

【以下余白】

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、Ｔｉ、Ｎｂ等の
高価な炭窒化物形成元素を添加することなく、微量で安
価なりを添加したＡＱキルド鋼を熱延後、冷延を施すこ
となく合金化溶融亜鉛めっきを施すに際し、溶融亜鉛め
っき前或いは合金化処理時に従来よりやや高い温度に鋼
板を再加熱するので、再加熱処理による材質劣化を有効
に抑制でき、従来の絞り用熱延鋼板並の低い降伏点及び
高い伸びを呈するプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板を製造することができる。しかも、Ｔｉ、Ｎ
ｂ等の炭窒化物形成元素の添加或いは溶製時の長時間の
脱ガス処理等を要せず、更に冷間圧延を要せずに製造で
きるので、経済的で生産性向上の効果が大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は亜鉛めっきラインにおける一般的な熱サイクル
を示す図、 第２図は合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき前均熱温度
と降伏点及び伸びとの関係を示す図、第３図（ａ）、（
ｂ）、（Ｃ）及び第４図（ａ）、（ｂ）は熱延のままの
鋼板及びめっき鋼板の炭化物状態に及ぼすＢの影響を示
す金属組織の顕微鏡写真であり、第３図は鋼Ｎα■の場
合、第４図は鋼Ｎα■の場合を示し、 第５図は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理温度と
降伏点及び伸びの関係を示す図、第６図は合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の亜鉛めっきサイクルでの最高到達温度と
降伏点及び伸びの関係を示す図である。 特許出願人　　　　株式会社神戸製鋼所代理人弁理士　
　　中　　村　　　尚 第１図 灼熱 第２図 めりさ　ｆ、　ｓη筑Δシ五ノ字−（’Ｃ）１Ｑ− 第５図 合ｉ４し×生理温度（ＯＣ） 第６図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０２０〜０．０８０
   ％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、ｓｏｌＡｌ：０．０
   ０５〜０．１００％及びＢ：０．００１０〜０．００５
   ０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼
   を熱間圧延後コイル状に巻取り、次いで冷間圧延をせず
   に溶融亜鉛めっき及びめっき層の合金化処理を行うに際
   し、溶融亜鉛めっき前の加熱及び均熱時の鋼帯温度或い
   は合金化処理時の鋼帯温度の少なくとも一方を６５０℃
   以上７５０℃以下とすることを特徴とする加工用合金化
   溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。