JPH05106008A - 皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れたＳｉ含有高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 優れた強度−延性バランスを有し、表面外観
および耐パウダリング性にも優れた高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を既存のＣＧＬ設備で製造することを可能
ならしめる方法を提供することにある。 【構成】 Ｓｉを０．１０〜０．６０ｗｔ％含有する鋼
スラブを、そのＳｉ含有量との関係で規定される所定の
スラブ加熱温度に加熱し、熱延後６００℃以下で巻き取
り、酸洗後必要に応じて冷延した後、ＣＧＬにおいて所
定の浴中Ａｌ量の亜鉛浴でめっきを施した後、誘導加熱
方式の合金化炉において炉出側板温が４５０〜５５０℃
となるよう合金化処理を行い、合金化完了後、３００℃
以下の温度まで１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却す
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、主として自動車や建
材用素材として用いられるＳｉ含有高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法に係り、特に、めっき皮膜の均
一性に優れた鋼板を一般的な製造ラインで製造可能とす
る方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球温暖化防止等の観点から自動
車の燃費向上が叫ばれ、車体軽量化と安全性確保の観点
から素材の高強度・薄物化が強く求められている。一
方、車体寿命延長の観点から、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が車体用素材として使用され始めて久しい。したがっ
て、これら両特性を満足させるために高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の開発が行われている。

【０００３】一般的に、鋼板の強度上昇にはＳｉ，Ｐ等
の固溶強化型元素の添加、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ等の析出型元
素の添加、或いはそれら両者の複合添加等が行われてい
る。しかし、前者のみで強化する場合には各強化元素の
添加量を多くする必要があり、また、特にＳｉは連続溶
融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬという）での焼鈍時
に鋼板表面で選択的に酸化し、皮膜特性を低下させる
（不めっき、合金化不良、耐パウダリング性不良等）と
いう難点がある。一方、後者は鋼中に多量の析出物が存
在することになるため、再結晶温度が上昇し、さらに強
度−延性バランスや穴拡げ性が劣る等の材質上の難点が
ある。

【０００４】また、このような強化機構とは別に、マル
テンサイト等の硬質第２相を軟質フェライト中に分散さ
せる複合組織化によって鋼を強化することも知られてい
る。この方法では、強度−延性バランスに優れ、その
上、降伏比が低下するため形状凍結性が改善される等、
プレス成形性が向上するという利点があるが、ＣＧＬ熱
サイクルにおいてオーステナイト相を安定化するため
に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ等を多量に添加する必要があり、
上述した固溶強化型と同様の問題を生じる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】このように優れた強度
−延性バランスを有する高強度合金化溶融めっき鋼板を
製造するためには、強化元素としてＳｉ等を鋼中に添加
することが望ましいが、選択酸化による皮膜特性の劣化
等の観点から、これら元素の多量の添加は困難であっ
た。

【０００６】上記のようなＳｉの選択酸化の問題を解決
するため、従来、以下のような提案がなされている 特開昭６０−２６２９５０号：Ｎｉプレめっきにより
Ｓｉ含有鋼の鋼板表面でのＳｉ濃化を抑制する技術 特開平２−１９４１５６号：Ｆｅ−Ｂプレめっきによ
りＳｉ含有鋼の鋼板表面でのＳｉ濃化を抑制する技術 特開平３−６１３５２号：Ｓｉ含有熱延鋼板をＣＧＬ
前に表面研削することにより外観均一性を向上させる技
術

【０００７】しかし、これらのうちの方法は電気めっ
き設備が必要であり、また、Ｎｉめっき自体も高価であ
るという難点がある。また、の方法はの方法と比較
すれば安価であるものの、いずれにしても電気めっき設
備が必要となる。さらに、の方法は、合金化ムラは軽
減されるものの依然としてＣＧＬ焼鈍時の表面酸化とい
う問題があり、加えて、研削キズが残るため表面外観が
重視される用途には好ましくないという難点がある。

【０００８】本発明は以上のような従来の問題に鑑み、
優れた強度−延性バランスを有し、表面外観および耐パ
ウダリング性にも優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を既存のＣＧＬ設備で製造することを可能ならしめる
方法を提供しようとするものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ｓｉを含
有する鋼板をめっき原板として使用することを前提に、
そのめっき皮膜上の問題点について検討を行った結果、
Ｓｉ含有鋼板の合金化異常の形態および要因等を以下の
ように整理できることが判明した。

【００１０】（ィ）スケール性合金化ムラ：幅１ｃｍ程
度の合金化異常（ムラ）であり、塗装後にも痕跡を残す
ことがあり外観上好ましくない。この合金化異常は、熱
延スラブ加熱時にＦｅ・Ｓｉ系の低融点複合酸化物がス
ラブ表面に部分的に形成され、それらが熱間圧延、酸洗
後も残留し易いため、その部分で異常合金化反応が起こ
ることによるものであることが判った。 （ロ）選択酸化性合金化ムラ：数百μｍ程度の合金化異
常（ムラ）であり、局部的に皮膜の付着量が増加（異常
合金化）し、耐パウダリング性を劣化させる。この合金
化異常は、めっき直前の原板表面に選択酸化により形成
されたＳｉ系酸化物の粗密が存在することが原因である
ことが判明した。 （ハ）不めっき：溶融亜鉛と濡れ性が悪く、皮膜が欠落
した部分であり、スケール性或いは選択酸化性の原板表
面酸化物が特に厚く残留し、亜鉛と鉄とが全く反応しな
い（濡れない）場合に発生することが判明した。 （ニ）下地フェライト結晶粒界における局部的なＦｅ−
Ｚｎ反応の発生：Ｓｉ含有鋼板を熱間圧延時高温巻取し
た場合に発生することが判明した。これは熱延高温巻取
時のフェライト粒界選択酸化に起因するものと推定され
る。

【００１１】本発明者らは、以上のようなめっき皮膜合
金化異常の諸形態およびその要因の解明に基づき、これ
らを解決するための手段を検討した結果、以下のような
知見を得た。 （ａ）熱間圧延条件の最適化によって、素材鋼板表面に
Ｓｉ系スケール（酸化物）の生成およびフェライト粒界
部における選択酸化が防止でき、表面の均質性に優れた
めっき原板を製造することができる。 （ｂ）Ｓｉを０．１０ｗｔ％以上含有する鋼板をＣＧＬ
内で焼鈍する場合、焼鈍時の選択酸化によるＳｉ系酸化
物の形成を防止することは工業的に困難であるが、めっ
きおよび合金化処理条件の最適化により、めっき直前の
原板表面に少量存在するＳｉ系酸化物の影響を取り除く
ことができる。 （ｃ）ＣＧＬでの合金化条件およびこれに続く冷却条件
を最適化することにより、皮膜の耐パウダリング性が改
善できる。

【００１２】本発明はこのような知見に基づき、上述し
たようなＳｉ含有鋼の皮膜特性に関する諸問題を解決
し、優れた皮膜品質と強度−延性バランスを兼ね備えた
Ｓｉ含有高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の開発に成功
したものであり、その特徴とするところは、Ｓｉを０．
１０〜０．６０ｗｔ％含有する鋼スラブを、 Ｔｓ（℃）≦１１９０−６７［％Ｓｉ］ 但し ［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） を満足する熱延スラブ加熱温度Ｔｓ、熱延巻取温度６０
０℃以下の条件で熱間圧延し、該熱延鋼板を酸洗後、必
要に応じて冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン
において、浴中Ａｌ量が０．１５ｗｔ％以下の亜鉛浴で
めっきを施した後、誘導加熱方式の合金化炉において炉
出側板温が４５０〜５５０℃となるよう合金化加熱処理
を行い、表層の溶融亜鉛層が消滅後３００℃以下の温度
まで１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することにあ
る。

【００１３】

【作用】本発明の製造法では、強度−延性バランス改善
という観点からＳｉを０．１０〜０．６０ｗｔ％含有す
る鋼板をめっき原板とすることを前提としている。Ｓｉ
が０．１０ｗｔ％未満では、目的とする強化および延性
改善効果が得られず、また、上述したような皮膜特性に
関する問題も生じない。一方、Ｓｉが０．６０ｗｔ％を
超えると、スケール性或いは選択酸化性の原板表面酸化
物が特に厚く残留するため、本発明で規定する製造条件
を適用しても、不めっきや各種合金化異常を防止できな
い。

【００１４】本発明では、このようにＳｉを０．１０〜
０．６０ｗｔ％の範囲で含有する鋼スラブを、 Ｔｓ（℃）≦１１９０−６７［％Ｓｉ］ 但し、［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量 を満足する熱延スラブ加熱温度Ｔｓ、熱延巻取温度：６
００℃以下で熱間圧延する。

【００１５】図１は、Ｓｉ含有鋼の熱延スラブ加熱温度
とスケール性合金化ムラの発生傾向との関係を調べた結
果を示したものである。この試験では、表１に示すａ鋼
〜ｄ鋼のスラブを熱延スラブ加熱温度を種々変化させて
熱間圧延し、５５０〜５９５℃で巻き取った後、冷間圧
延した。この圧延工程では、ａ鋼およびｂ鋼については
３．２ｍｍまで熱間圧延した後、０．７ｍｍまで冷間圧
延し、またｃ鋼およびｄ鋼については３．６ｍｍまで熱
間圧延した後、１．８ｍｍまで冷間圧延した。これらの
鋼板をＣＧＬにおいて、浴中Ａｌ量：０．１１５ｗｔ％
のめっき浴中で溶融亜鉛めっきし、次いで誘導加熱方式
の合金化炉において炉出側板温が４８０〜５２２℃とな
るよう合金化加熱処理を行い、めっき皮膜表層の溶融亜
鉛層消滅後直ちに冷却速度：２７℃／ｓｅｃで冷却し
た。

【００１６】図１によれば、熱延スラブ加熱温度Ｔｓが
Ｔｓ（℃）≦１１９０−６７［％Ｓｉ］を満足する場合
にのみ、スケール性合金化ムラの発生が抑えられること
が判る。以上の理由から、本発明では熱延スラブ加熱温
度Ｔｓ（℃）を上記のように限定した。

【００１７】図２は熱延巻取温度と下地フェライト結晶
粒界における局部的なＦｅ−Ｚｎ反応の発生との関係を
調べた結果を示したものである。この試験では、表１に
示すａ鋼〜ｄ鋼のスラブを熱延スラブ加熱温度：１１４
０〜１１５６℃とし、熱延巻取温度を種々変化させて熱
間圧延し、次いでこれを冷間圧延した。この圧延工程で
は、ａ鋼およびｂ鋼については３．２ｍｍまで熱間圧延
した後、０．７ｍｍまで冷間圧延し、またｃ鋼およびｄ
鋼については３．６ｍｍに熱間圧延した後、１．８ｍｍ
まで冷間圧延した。このようにして得られた鋼板をＣＧ
Ｌに通板し、浴中Ａｌ量：０．１３ｗｔ％のめっき浴で
溶融亜鉛めっきした後、誘導加熱方式の合金化炉におい
て炉出側板温が５００〜５２５℃となるよう合金化加熱
処理を行い、めっき皮膜表層の溶融亜鉛層が消滅後直ち
に冷却速度：２５℃／ｓｅｃで冷却した。

【００１８】図２によれば、熱延巻取温度を６００℃以
下とすることにより局部的なＦｅ−Ｚｎ反応による合金
化異常が適切に防止されることが判る。以上の理由か
ら、本発明では熱延巻取温度を６００℃以下と規定し
た。

【００１９】上記の熱延後の鋼板は、酸洗後、必要に応
じて冷間圧延した後、ＣＧＬに通板される。このＣＧＬ
での焼鈍温度は、所定の材質を得るために必要な一般的
な焼鈍温度である７００℃以上Ａc₃変態点以下でよい。

【００２０】鋼板は上記焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴中で
めっきされるが、本発明ではこの亜鉛めっき浴中のＡｌ
量を０．１５ｗｔ％以下と規定する。この浴中Ａｌ量
は、後述する誘導加熱方式による合金化処理とともに、
Ｓｉを０．１０〜０．６０％含有させた鋼板に不めっき
や選択酸化性合金化異常を生じさせないための重要な要
件である。

【００２１】図３は、浴中Ａｌ量と皮膜特性との関係を
調べた結果を示したものである。この試験では、表１の
ａ鋼およびｂ鋼を熱延スラブ加熱温度：１１５０℃、熱
延巻取温度：５８５℃で熱間圧延した後、浴中Ａｌ量を
種々変化させたＣＧＬ内に通板してめっきし、引き続き
誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が５２０℃
となるよう合金化加熱処理をした後、冷却速度：２５℃
／ｓｅｃで冷却したものである。図３によれば、浴中Ａ
ｌ量が０．１５％を超えると不めっきや合金化ムラが発
生し易くなることが判る。以上のような理由から、本発
明では溶融亜鉛めっき浴中に含まれるＡｌ量を０．１５
％以下と限定する。

【００２２】溶融亜鉛めっきされた鋼板は引き続き合金
化処理されるが、この合金化処理を誘導加熱（高周波誘
導加熱）方式の合金化炉で行うことが本発明の特徴の１
つであり、このような加熱方式で合金化加熱処理を行う
ことにより、合金化異常を適切に防止することができ
る。

【００２３】上述したようにＳｉ：０．１０〜０．６０
％の鋼を所定の条件で熱間圧延することにより、スラブ
加熱工程を含めた熱間圧延工程で生ずる原板表面の不均
一性による合金化ムラは改善することができる。しかし
ながら、ＣＧＬの焼鈍時にも添加元素の量に応じて選択
酸化が起こるため、めっき浴浸入直前の鋼板表面にはＳ
ｉ・Ｍｎ系等の複合酸化物が島状に存在している。そし
て、このような酸化物も合金化異常や、著しい場合には
不めっき等を引き起こすことになる。合金化処理に誘導
加熱方式の加熱炉を使用した場合には、通常用いられる
ガス加熱方式と異なり鋼板表層が優先的に加熱されるた
め、鋼板表面の不均一性に拘らず強制的に表層の鉄と溶
融亜鉛との反応を起こすことができ、これによって合金
化異常が抑制されるものと考えられる。

【００２４】このような誘導加熱方式による合金化処理
による利点を具体的に挙げると以下の通りである。ま
ず、第１に、合金化処理において誘導加熱方式を用いる
ことにより、めっき皮膜に接する鋼板表層が直接加熱さ
れるため、ガス加熱等の雰囲気加熱方式に較べ、鋼板と
めっき皮膜との界面におけるＦｅ−Ｚｎ反応が短時間
で、しかも鋼板上の位置に無関係に均一に起き、このた
め、鋼板上での部分的な過合金や合金相の残留がなく、
均一な皮膜特性が得られる。

【００２５】第２に、誘導加熱は上記のように鋼板表層
を直接加熱するため、微視的にも均一な合金化反応が生
じる。すなわち、従来一般に行われているガス加熱によ
る合金化処理では、皮膜の外側から熱が加えられるため
加熱が不均一となり易く、このため合金化反応が微視的
に不均一に生じ易い。特に結晶粒界は反応性に富むた
め、所謂アウトバースト反応が生じ易く、このようにア
ウトバースト組織が発生すると、この部分からΓ相が成
長し始め、このΓ相の形成により耐パウダリング性が劣
化する。これに対し、誘導加熱では鋼板表層が直接加熱
されるため、上記のような合金化の局部なバラツキが少
なく、また、鋼板面の酸化物や浴中で生じた合金化抑制
物質（Ｆｅ₂Ａｌ₅）も容易に拡散するため、ミクロ的に
も均一な合金化皮膜が得られる。

【００２６】第３に、誘導加熱はめっきを短時間で合金
化できることからΓ相の成長時間が短く、このため最終
的なΓ相の形成量が少なく、このことも耐パウダリング
性の向上に大きく寄与しているものと考えられる。

【００２７】第４に、誘導加熱の利点として、鋼板幅方
向、長さ方向で均一な加熱が可能であるため、加熱炉出
側での厳密な板温管理が可能であり、また、ガス炉等の
雰囲気加熱方式とは異なり、加熱された雰囲気ガスの上
昇（ドラフト効果）がないため、過合金が起り難いこと
によるものと考えられる。

【００２８】以上のような合金化処理において、鋼板の
炉出側板温は４５０〜５５０℃の範囲に規定される。炉
出側板温が４５０℃未満では合金化に時間を要し、一
方、５５０℃を超えると耐パウダリング性が劣化する。
なお、本発明において誘導加熱炉出側の板温を管理する
理由は、その部分が合金化熱サイクルでの最高板温とな
るためである。また、合金相の成長速度はこの付近で最
大となるため、出側板温を管理することにより、その温
度での合金化反応を起こすことが可能となる。

【００２９】上記合金化処理において表層の溶融亜鉛層
が消滅後、３００℃以下の温度までを１０℃／ｓｅｃ以
上の冷却速度で冷却する。耐パウダリング性改善には、
特に合金化処理後の過合金化の防止が重要であり、この
ためには合金化加熱によって表層の溶融亜鉛層が消滅し
た後、合金化が進行しない温度領域（３００℃以下）ま
でを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、過合金化
を防止する必要がある。

【００３０】

【実施例】表２に示す成分組成の鋼を５０トン転炉で溶
製し、表３ないし表５に示す各製造条件により合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られためっき鋼板の皮
膜品質特性を表６ないし表８に示す。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】

【表３】

【００３４】

【表４】

【００３５】

【表５】

【００３６】

【表６】

【００３７】

【表７】

【００３８】

【表８】

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｓｉ含有鋼の熱延スラブ加熱温度が、合金化め
っき皮膜のスケール性合金化ムラの発生に及ぼす影響を
示すグラフ

【図２】Ｓｉ含有鋼の熱延巻取温度が、合金化めっき皮
膜の下地フェライト結晶粒界における局部的なＦｅ−Ｚ
ｎ反応の発生に及ぼす影響を示すグラフ

【図３】Ｓｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっきにおけるめっき
浴中Ａｌ量が合金化異常の発生に及ぼす影響を示すグラ
フ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鷺山 勝 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉを０．１０〜０．６０ｗｔ％含有す
   る鋼スラブを、 Ｔｓ（℃）≦１１９０−６７［％Ｓｉ］ 但し ［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） を満足する熱延スラブ加熱温度Ｔｓ、熱延巻取温度６０
   ０℃以下の条件で熱間圧延し、該熱延鋼板を酸洗後、必
   要に応じて冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン
   において、浴中Ａｌ量が０．１５ｗｔ％以下の亜鉛浴で
   めっきを施した後、誘導加熱方式の合金化炉において炉
   出側板温が４５０〜５５０℃となるよう合金化加熱処理
   を行い、表層の溶融亜鉛層が消滅後３００℃以下の温度
   まで１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特
   徴とする皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた
   Ｓｉ含有高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。