JPH0441620A - 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - 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、主に建材用の構造物（屋根板、側壁、梁等）
として使用するのに適した、加工性の優れた高強度熔融
亜鉛メッキｔＩＡ板の製造方法に間する。

（従来の技術） 従来、高強度を要求される構造物の分野では、ＡＳＴＭ
−Ａ４４６の中で、特にグレードＤ、グレードＥおよび
グレードＦの鋼板が使用される。これらの各グレードの
鋼板の組成および機械的特性を第１表および第２表にそ
れぞれ示す。

すなわち、グレードＤおよびグレードＦの鋼板は、［Ｃ
Ｉ　、［Ｓｉｌ、［Ｍｎ１等を添加し、通常の熱延条件
および冷延条件で原板を製造し、その後に溶融亜鉛メッ
キラインで再結晶焼鈍を行うことにより製造されていた
。

一方、グレードＥの鋼板は、通常の熱間圧延および冷間
圧延を行ってから連続焼鈍条件を再結晶温度未満として
強度を確保して回復焼鈍を行った後、溶融亜鉛メッキを
行って製造されるフルハードメッキ鋼板（冷間圧延後に
再結晶焼鈍を行わない鋼板）であって、略言すれば、通
常の熱間圧延条件および冷間圧延条件で原板を製造し、
その後に溶融亜鉛メッキラインで、回復焼鈍を行うこと
により製造されていた。すなわち、熱間圧延は、従来γ
領域（８６０℃以上）で完了し、さらに６００〜６５０
℃の高温での巻取りを行うことにより、ＮをＭＮとして
析出させることにより、所望の機械的特性を得ていた。

（発明が解決しようとする課題） しかし、前述したグレードＤおよびグレードＦの鋼板は
、再結晶焼鈍を行うために、降伏点が低下してしまう。

したがって、降伏点の低下を補って、所望の強度を得る
ためには、板厚を増加させざるを得す、コストアップを
避けられないという問題があった。

また、グレードＥの綱板には、回復焼鈍を行うため、伸
びが小さく、成形時には、スプリット等の成形不良が発
生し易くなるという問題があった。

また、前述のように、熱間圧延は通常ｒ　ＶＡ域で行わ
れ、この場合に得られる熱延鋼板の板幅方向の両端部は
、圧延中に冷却され易いため、変態域（α＋γ領域）で
の圧延となる。

その結果、板幅方向での引張強さは、熱延綱板の板幅方
向の各位置における引張強さを示すグラフである第１図
の破線で示すように、板幅方向の両端部は軟らかくなり
、また中央部はや＼硬くなる。従って、グレードＥのこ
の熱延綱板に冷間圧延を行うと、耳波が発生し易いとい
う問題があった。

ここに、本発明の目的は、グレードＥの鋼板よりも伸び
が大きく、かつグレードＤおよびグレードＦの鋼板より
も降伏点の高い、優れた強度特性（特ムこ、加工性）を
有する、高強度溶融亜鉛メンキ綱板の製造方法を提供す
ることにある。

さらに具体的には、本発明は、ＡＳＴ？Ｉ　−Ａ４４６
グレドＥの鋼板の加工性をさらに改善した高強度熔融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法を提供することにある。

（課題を解決するための手段） 本発明者は、上記課題を解決するため種々検討を重ねた
結果、極低炭素鋼を用いて、熱間圧延条件時の板幅方向
の両端部は、熱間圧延が終了する時点で、加工紡織のま
まで、Ｔ→α変態を生しない温度で圧延を完了すること
により、前述した第１図に示すような板幅方向の両端部
における強度の低下を防止することができ、その後の冷
間圧延時の耳波の発生を防止することができるとともに
、全体として軟質となるために伸びを改善することもで
きることを知見した。

このような知見に基づいて、本発明者はさらに検討を重
ねた結果、本発明を完成した。

かくして、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：０．０４％以下、　　Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ
：Ｏ，ＯＩ〜１．２０％、　　Ｐ　：０．０４０％以下
、Ｓ：０．０４０％以下、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 からなるｍｕ成を有する鋼片を加熱した後、７５０〜７
８０℃の仕上げ温度で熱間圧延を行い、５００〜５８０
℃の巻取り温度で巻取り、酸洗および冷間圧延を行った
後、４８０〜６６０℃の温度域で連続焼鈍を行い、さら
に溶融亜鉛メッキを行うことを特徴とする、加工性の優
れた高強度熔融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。

（作用） 以下、本発明を作用効果とともに詳述する。なお、本明
細書においては、「％」は特にことわりがない限り「重
！％Ｊを意味するものとする。

まず、本発明において用いる鋼片の組成を限定する理由
を説明する。

Ｃ：強度を確保するために必要な元素であるが、０．０
４％超添加すると、加工性が劣化する。そこで、Ｃ含有
量は０．０４％以下と限定する。下限は特に設ける必要
はないが、前記の強度を確保するという観点からは、０
．０００５％とすることが望ましい。

Ｓｉ二強度を確保するために必要な元素であるが、０．
０４％超添加すると、メッキ密着性が劣化する。

そこで、Ｓｉ含有量は、０．０４％以下と限定する。

Ｍｎ：強度を確保するために必要な元素である。

さらに、Ｍｎ含有量が０．０１％未満では、Ｍｎ／Ｓの
比が小さくなり過ぎ、Ｓによる熱間脆性が生じ、圧延材
の表面に疵が発生する。一方、Ｍｎ含有量が１．２０％
を超えると、ロールフォーミング時の加工性が劣化する
。そこで、Ｍｎ含有量は０．０１％以上１．２０％以下
と限定する。

Ｐ、Ｓ：　Ｐ、Ｓともに成品の加工性に悪影響を及ぼす
元素であり、鋼中にあっては少ないほうが望ましい元素
であるが、著しい含有量の低下は、製造コストの増加を
もたらす。そこで、それぞれの含有量の上限は、ともに
０．０４０％と限定する。

さらに、必要に応じて、Ｃｕを０．２０％以上含んでも
よい。Ｃｕは耐食性の向上のために添加されるものであ
り、このような効果を奏するためには、０゜２０％以上
含有することが望ましい。上限を特に設ける必要はない
が熱間加工時の表面疵の防止の観点から０．８０％とす
ることが望ましい。

上記以外の組成は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

本発明においては、このような組成を有する鋼片を加熱
した後、７５０〜７８０℃の仕上温度で熱間圧延を行い
、５００〜５８０℃の巻取り温度でコイルに巻取る。

熱間圧延の際の仕上温度を７５０〜７８０℃と限定する
理由を、熱延鋼板の板幅方向の各位置における引張強さ
を示すグラフである第１図を参照しながら、説明する。

すなわち、前述のような冷間圧延時の耳波の発生を防止
するために、板幅方向の両端部は熱間圧延が終了する時
点では、加工組織のままでＴ→α変態が生じない温度で
の圧延を行う。すなわち、熱間圧延の仕上げ温度を７８
０℃以下とする。なお、この時の板幅方向の中央部は、
変態域圧延となる場合もある。その結果、板幅方向の各
位置における引張強さは、第１図の実線に示すように、
板幅方向の両端部が硬くなる。このような熱延綱板に冷
間圧延を行うと、耳波が発生し難いに共に、全体として
軟質となり、加工性の向上を図ることができる。

以上の理由により、熱間圧延の際の仕上温度は、仕上圧
延完了直後で７８０℃以下とする。一方、前記仕上げ温
度が７５０℃未満であると、板幅方向両端部において、
所望の結晶組織が得られない。そこで、仕上圧延温度は
、７５０℃以上７８０℃以下と限定する。

また、このような温度域で熱間圧延を終了した熱延鋼板
の巻取り温度が５８０℃超であると板幅方向の中央部の
変態域圧延された部分が急激な結晶粒成長を生しること
と同時に、冷間圧延前酸洗処理時の脱スケール性を低下
させる。一方、巻取り温度が５００　’Ｃ未満であると
、加工硬化により所望の加工性が得られない。そこで、
巻取り温度は、５００℃以上５８０℃以下と限定する。

この温度域で熱延鋼板を巻き取ることにより、熱延鋼板
の端部における結晶粒の粗大化を確実に防止することが
できる。

このようにして、コイルに巻取り、酸洗を行って脱スケ
ールした後、冷間圧延を行う。冷間圧延の条件は特に限
定を要するものではないが、好適な条件があるため、以
下に列記する。

■冷圧率；６０％以下 冷圧率が引張強さおよび伸びに及ぼす影響を第２図ムこ
グラフで示す。第２図は、重量％で、Ｃ・０．００２〜
０．０１０％、Ｓｉ：Ｏ，］Ｏ〜０．４０％、Ｍｎ：　
０．２０〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０，０３％、Ｓ
　：Ｑ、００１〜０．００３％、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼組成を有する鋼片を加熱した後、７
８０　’Ｃの仕上げ温度で熱間圧延を行い、５６０℃の
巻取り温度で巻取り、酸洗および冷間圧延を行った後、
５３０℃で連続焼鈍を行い、さらに溶融亜鉛メッキを行
って得た試料Ｎα１ないしＮＣＬ４　　（本発明例：試
料階２およびＮα３、比較例：試料閲１および距３）に
ついて、前記冷間圧延時の冷圧率を４１〜７８％の範囲
で種々変化させて得た試料のＴＳおよびＥｌを測定して
示すグラフである。第２図からも明らかなように、冷圧
率を低めに設定することにより、引張強さの上昇および
伸びの低下を抑えることができる。つまり、冷圧率が６
０％を越えると、加工硬化により、優れた加工性が得ら
れにくい。よって、冷圧率は６０％以下とすることが望
ましい。なお、冷圧率は、冷間圧延の前後における断面
減少率を用いればよい。

い、さらに溶融亜鉛メッキを行って得た試料について、
冷圧率を低めに設定した時（冷圧率：５６．５％）の炭
素等量が、引張強さの上昇および伸びに及ぼす影響を示
すグラフである。

第３図から明らかなように、炭素当量が変化しても伸び
は、略一定である。一方、引張強さは炭素当量の増加と
共に上昇する。したがって、引張強さは炭素当量で調整
することができる。具体的には、炭素当量は０．１以上
とすることが望ましい。

なお、炭素当量は下式により求めた値とすればよい。

■炭素当量：０．１以上 第３図は、重量％で、Ｃ：（１，０００５〜０．２００
％、Ｓｉ　：０．００１０〜０．０４０％、Ｍｎ：０．
０１０〜１．２０％、Ｐ：０．００１０〜０．０４０％
、Ｓ　：Ｏ，０Ｏ１０〜０．０４０％、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片を加熱した
後、７８０℃の仕上げ温度で熱間圧延を行い、５６０℃
の巻取り温度で巻取り、酸洗および冷間圧延を行った後
、５３０℃で連続焼鈍を行こうして、冷間圧延を終えて
得た冷延鋼板に、本発明においては、４８０〜６６０℃
の連続焼鈍および溶融亜鉛メンキを行う。

一般的に、冷間圧延を終えた鋼板を焼鈍すると、焼鈍温
度の上昇と共に機械的性質は第４図に示すように変化す
る。第４図は、重量％で、Ｃ：０．００２％、５首０．
０１％、Ｍｎ：０．６０％、Ｐ　：０．０３％、Ｓ：０
．００４％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
組成を有する鋼片を加熱した後、７８０℃の仕上げ温度
で熱間圧延を行い、５８０℃の巻取り温度で巻取り、酸
洗および冷間圧延を行った後、連続焼鈍を行い、さらに
溶融亜鉛メッキを行って得た試料について、前記連続焼
鈍温度を５００〜８２５　’Ｃの範囲で変化させた場合
の陳伏点を示すグラフである。

第４図より、本発明の実施に当たっては、再結晶直前の
、すなわち回復焼鈍末期の温度をコントロールする。こ
の温度は、鋼板の組成により変化するが、伸びの確保の
ため再結晶直前の極力高い温度を正確に狙う必要がある
。

すなわち、焼鈍温度が６６０℃超では再結晶が生し、所
望の強度が得られない。一方、４８０℃未満ではストリ
ップの表面の清浄化ができず、メッキ密着性が低下し、
また伸びも不足してしまう。そこで、焼鈍温度は４８０
℃以上６６０℃以下と限定する。なお、焼鈍時間は特に
限定を要するものではないが、メッキ密着性を確実に確
保するとともに、焼鈍時間増加、すなわち加熱炉長の増
加に伴う設備コストおよび住産能率の低下を防止するた
めに、焼鈍時間は８秒以上２０秒以下とすることが望ま
しい。

焼鈍後に熔融亜鉛メッキを行うが、これは慣用のもので
あってよく、特に制限はなく、また当業者にはすでによ
く理解されていることであり、これ以上の言及は省略す
る。

このようにして、本発明により、ＴＳが５７．６ｋｇｆ
／ａｍ’以上、ｙｐが５６．２ｋｇｆ／ｍｍ’以上であ
って、ＥＡが５％以上の、優れた加工性を有する高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板を得ることができる。

さらに、本発明を実施例とともに詳述するが、これはあ
くまでも本発明の例示であり、本発明はこれにより限定
されるものではない。

（実施例） Ｃ：０．９３４％、Ｓｉ：０．０１％以下、Ｍｎ：０．
６０％、Ｐ　：０．０３％、Ｓ：０．０１％、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなる鋼片に、７８０℃の仕上
げ温度で熱間圧延を行って、板厚が２１１１ｍの熱延鋼
板とし、該熱延鋼板を５８０℃で巻き取った。

そして、酸洗および冷間圧延を行った後、６００℃の焼
鈍温度で連続焼鈍を行い、４７０℃のメッキ浴温度で慣
用の溶融亜鉛メッキを行って、板厚が０．５０ｍ＋＋で
板幅が９１４ｍｌ１１の本発明にかかる溶融亜鉛メンキ
鋼板を得た。

また、比較例として、上記の本発明にかかる溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造条件と、母材組成についてはＣ量（Ｃ：
０．０８％）、熱延温度については、仕上温度（８９０
℃）および巻取温度（６３０℃）がそれぞれ異なる条件
で、板厚が０．５０ｍ＋＊で、板幅が９１４　＋＋ｎの
比較例の溶融亜鉛メッキ鋼板を得た。

このようにして得た試料について、ＹＰ、　ＴＳおよび
Ｅｌ７を測定し、結果を第５図にグラフで示す。

第５図から明らかなように、本発明にかかる試料の機械
特性は、従来材との比較では、ＹＰでｌＯｋｇｆ／ｍ＋
＊”　、Ｔ　Ｓで７〜８　ｋｇｆ／關２　　Ｅｌで２％
程度各々軟化の傾向を顕著に表わしている。

同時に、前述の本発明と全く同一の工程で得た板厚が０
．３（１ｗｍ以上０．５０ｍｍ以下の本発明にかかる試
料の試験結果の分布を第６図（ａ）ないし第６図（Ｃ）
にヒストグラムとして示す。

従来、このような薄物材において、伸びを測定すると［
Ｊ＜５％のものがかなり分布したが、本発明にかかる試
料はＥｆが著しく上昇し、優れた加工性を示した。

なお、当然のことながら、本発明によりＹＰの低下を防
止することができるため、成形加工時の負荷を小さくす
ることができる。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明により、グレードＥの鋼板
よりも伸びが大きく、かつグレードＤおよびグレードＦ
の鋼板よりも降伏点の高い強度特性を有する、高強度溶
融亜鉛メッキ鋼板を提供することが可能となった。

かかる効果を有する本発明の意義は極めて著しい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、熱延鋼板の板幅方向の各位置における引張強
さを示すグラフ； 第２図は、本発明において、引張強さまたは伸びに及ぼ
す冷圧率の影響を示すグラフ；第３図は、本発明におい
て、引張強さまたは伸びに及ぼす炭素当量の影響を示す
グラフ；第４図は、本発明において、ｙｐに及ぼす焼鈍
温度の影響を示すグラフ；および 第５図および第６図（ａ）ないし第６図（Ｃ）は、本発
明の実施例の結果を示すグラフである。 −ｙ７４　凹

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０
   ．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．
   ０４０％以下、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 からなる鋼組成を有する鋼片を加熱した後、７５０〜７
   ８０℃の仕上げ温度で熱間圧延を行い、５００〜５８０
   ℃の巻取り温度で巻取り、酸洗および冷間圧延を行った
   後、４８０〜６６０℃の温度域で連続焼鈍を行い、さら
   に溶融亜鉛メッキを行うことを特徴とする、加工性の優
   れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。