JPH06330181A - 表面性状に優れた深絞り用高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状に優れた深絞り用高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH06330181A JPH06330181A JP11464493A JP11464493A JPH06330181A JP H06330181 A JPH06330181 A JP H06330181A JP 11464493 A JP11464493 A JP 11464493A JP 11464493 A JP11464493 A JP 11464493A JP H06330181 A JPH06330181 A JP H06330181A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 加工性及び表面品質に優れ、高度の加工を施
してもめっき層に欠陥を生じない高強度溶融亜鉛めっき
鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：０．００１〜０．０１０％，Ｓｉ：２．
０％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０％，Ｐ：０．０３〜
０．３０％，Ｓ：０．０１５％以下，酸可溶Ａｌ：０．
００５〜０．１００％，Ｎ：０．００７％以下，Ｂ：
０．０００２〜０．００１０％，Ｔｉ：０．１０％以下
及びＮｂ：０．０１〜０．１０％を含有し、且つＴｉ％
／４８≧Ｃ％／１２＋Ｎ％／１４＋Ｓ％／３２を満足す
るＴｉ−Ｎｂ複合含有極低炭素鋼スラブを１１５０〜１
２８０℃に加熱した後、Ａｒ3 変態点以上１０００℃以
下の温度で熱間圧延を終了し、４００〜６００℃で巻き
取る。冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっきラインに通板
し、Ｈ2 濃度３０体積％以上の雰囲気において８００〜
９００℃の温度範囲で還元加熱し、その後の冷却過程で
亜鉛めっき浴に浸漬する板温を５００〜６５０℃の温度
範囲に制御し、次いで溶融亜鉛めっきする。
してもめっき層に欠陥を生じない高強度溶融亜鉛めっき
鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：０．００１〜０．０１０％，Ｓｉ：２．
０％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０％，Ｐ：０．０３〜
０．３０％，Ｓ：０．０１５％以下，酸可溶Ａｌ：０．
００５〜０．１００％，Ｎ：０．００７％以下，Ｂ：
０．０００２〜０．００１０％，Ｔｉ：０．１０％以下
及びＮｂ：０．０１〜０．１０％を含有し、且つＴｉ％
／４８≧Ｃ％／１２＋Ｎ％／１４＋Ｓ％／３２を満足す
るＴｉ−Ｎｂ複合含有極低炭素鋼スラブを１１５０〜１
２８０℃に加熱した後、Ａｒ3 変態点以上１０００℃以
下の温度で熱間圧延を終了し、４００〜６００℃で巻き
取る。冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっきラインに通板
し、Ｈ2 濃度３０体積％以上の雰囲気において８００〜
９００℃の温度範囲で還元加熱し、その後の冷却過程で
亜鉛めっき浴に浸漬する板温を５００〜６５０℃の温度
範囲に制御し、次いで溶融亜鉛めっきする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車内板等に使用さ
れ、表面性状及び深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造する方法に関する。
れ、表面性状及び深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板として、安全性の向上，車
体重量の軽減，素材使用量の節減等から高強度鋼板が広
く使用されるようになってきている。自動車用高強度鋼
板のなかでも、たとえば寒冷期に道路の融雪剤に含まれ
る塩類による腐食を防止するため、耐食性を一層向上さ
せることが要求される。鋼板の耐食性は、Ｃｕ，Ｃｒ等
の合金元素を鋼中に添加する方法，鋼板表面に金属めっ
きを施す方法等で向上する。しかし、合金元素を添加す
る方法では、塩害等の過酷な腐食雰囲気に曝される使用
環境では所与の効果を期待できない。したがって、この
ような過酷な腐食環境に耐える耐食性を付与するため、
金属めっき、特に厚目付けが容易に且つ安価に行われる
溶融亜鉛めっきが通常採用されている。
体重量の軽減，素材使用量の節減等から高強度鋼板が広
く使用されるようになってきている。自動車用高強度鋼
板のなかでも、たとえば寒冷期に道路の融雪剤に含まれ
る塩類による腐食を防止するため、耐食性を一層向上さ
せることが要求される。鋼板の耐食性は、Ｃｕ，Ｃｒ等
の合金元素を鋼中に添加する方法，鋼板表面に金属めっ
きを施す方法等で向上する。しかし、合金元素を添加す
る方法では、塩害等の過酷な腐食雰囲気に曝される使用
環境では所与の効果を期待できない。したがって、この
ような過酷な腐食環境に耐える耐食性を付与するため、
金属めっき、特に厚目付けが容易に且つ安価に行われる
溶融亜鉛めっきが通常採用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】塗膜密着性及び溶接性
が要求される用途では、溶融亜鉛めっき後に合金化処理
を施すことが一般的に採用されている。しかし、合金化
溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス加工性、特に深絞り加工
性が劣っており、高度の成形加工を施すことができな
い。この点、耐食性に加えて加工性も優れためっき鋼板
を大量生産できる方法の確立が望まれている。また、高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、軟質鋼板に比較して
高強度を確保するため、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の強化元素を
多量に含有している。強化元素の増量は、強度の向上に
有効であるが、溶融亜鉛めっき性に悪影響を与える。特
に、Ｓｉ，Ｍｎ等の固溶強化元素を含有している鋼板で
は、ピンホール，不めっき等のめっき欠陥やスケール模
様の表面肌荒れ等の欠陥が製品表面に発生し、表面品質
を劣化させ易い。その結果、外観不良及び耐食性不良を
原因として不合格になる割合が多く、製品の歩留りが高
い水準にあるものとはいえない現状である。
が要求される用途では、溶融亜鉛めっき後に合金化処理
を施すことが一般的に採用されている。しかし、合金化
溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス加工性、特に深絞り加工
性が劣っており、高度の成形加工を施すことができな
い。この点、耐食性に加えて加工性も優れためっき鋼板
を大量生産できる方法の確立が望まれている。また、高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、軟質鋼板に比較して
高強度を確保するため、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の強化元素を
多量に含有している。強化元素の増量は、強度の向上に
有効であるが、溶融亜鉛めっき性に悪影響を与える。特
に、Ｓｉ，Ｍｎ等の固溶強化元素を含有している鋼板で
は、ピンホール，不めっき等のめっき欠陥やスケール模
様の表面肌荒れ等の欠陥が製品表面に発生し、表面品質
を劣化させ易い。その結果、外観不良及び耐食性不良を
原因として不合格になる割合が多く、製品の歩留りが高
い水準にあるものとはいえない現状である。
【０００４】本発明者等は、高強度合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の各種表面性状を改善するため、合金成分，熱延
条件，めっき条件等を種々調査・研究した。その過程
で、極低炭素Ｔｉ，Ｎｂ複合添加鋼にＭｎ，Ｐ，Ｂ等の
固溶強化元素を複合添加し、制御された条件下での熱間
圧延及び焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきし、４５０〜
６００℃の温度域に１秒以上保持するとき、欠陥の少な
い合金化溶融亜鉛めっき層が形成されることを見い出
し、特開平２−１６３３４６号公報として紹介した。得
られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性にも
優れ、プレス加工時に二次加工割れを発生することもな
い。
き鋼板の各種表面性状を改善するため、合金成分，熱延
条件，めっき条件等を種々調査・研究した。その過程
で、極低炭素Ｔｉ，Ｎｂ複合添加鋼にＭｎ，Ｐ，Ｂ等の
固溶強化元素を複合添加し、制御された条件下での熱間
圧延及び焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきし、４５０〜
６００℃の温度域に１秒以上保持するとき、欠陥の少な
い合金化溶融亜鉛めっき層が形成されることを見い出
し、特開平２−１６３３４６号公報として紹介した。得
られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性にも
優れ、プレス加工時に二次加工割れを発生することもな
い。
【０００５】更に、特開平４−６６６５３号公報では、
同様な組成をもつ鋼板を高めの仕上げ温度及び低めの巻
取り温度で熱間圧延した後、７０％以上の高圧延率で冷
間加工し、次いで溶融めっき槽内で高温還元焼鈍すると
き、更に加工性の向上が図られることを紹介した。本発
明は、このような高強度溶融亜鉛めっき鋼板の加工性及
び耐食性に関する継続した調査・研究の過程で案出され
たものであり、溶融亜鉛めっき設備での温度管理及び雰
囲気制御によって、密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を
鋼板表面に形成し、加工性及び耐食性が一層優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
同様な組成をもつ鋼板を高めの仕上げ温度及び低めの巻
取り温度で熱間圧延した後、７０％以上の高圧延率で冷
間加工し、次いで溶融めっき槽内で高温還元焼鈍すると
き、更に加工性の向上が図られることを紹介した。本発
明は、このような高強度溶融亜鉛めっき鋼板の加工性及
び耐食性に関する継続した調査・研究の過程で案出され
たものであり、溶融亜鉛めっき設備での温度管理及び雰
囲気制御によって、密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を
鋼板表面に形成し、加工性及び耐食性が一層優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、Ｃ：０．００１〜０．０１０重
量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０
重量％，Ｐ：０．０３〜０．３０重量％，Ｓ：０．０１
５重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１００重
量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｂ：０．０００２〜
０．００１０重量％，Ｔｉ：０．１０重量％以下及びＮ
ｂ：０．０１〜０．１０重量％を含有し、且つＴｉ％／
４８≧Ｃ％／１２＋Ｎ％／１４＋Ｓ％／３２を満足する
Ｔｉ−Ｎｂ複合含有極低炭素鋼スラブを１１５０〜１２
８０℃に加熱した後、Ａｒ3 変態点以上１０００℃以下
の温度で熱間圧延を終了し、４００〜６００℃で巻き取
り、冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、
Ｈ2 濃度３０体積％以上の雰囲気において８００〜９０
０℃の温度範囲で還元加熱し、その後の冷却過程で亜鉛
めっき浴に浸漬する板温を５００〜６５０℃の温度範囲
に制御し、次いで溶融亜鉛めっきすることを特徴とす
る。
の目的を達成するため、Ｃ：０．００１〜０．０１０重
量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０
重量％，Ｐ：０．０３〜０．３０重量％，Ｓ：０．０１
５重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１００重
量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｂ：０．０００２〜
０．００１０重量％，Ｔｉ：０．１０重量％以下及びＮ
ｂ：０．０１〜０．１０重量％を含有し、且つＴｉ％／
４８≧Ｃ％／１２＋Ｎ％／１４＋Ｓ％／３２を満足する
Ｔｉ−Ｎｂ複合含有極低炭素鋼スラブを１１５０〜１２
８０℃に加熱した後、Ａｒ3 変態点以上１０００℃以下
の温度で熱間圧延を終了し、４００〜６００℃で巻き取
り、冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、
Ｈ2 濃度３０体積％以上の雰囲気において８００〜９０
０℃の温度範囲で還元加熱し、その後の冷却過程で亜鉛
めっき浴に浸漬する板温を５００〜６５０℃の温度範囲
に制御し、次いで溶融亜鉛めっきすることを特徴とす
る。
【０００７】次いで、本発明で規定した各種条件を説明
する。 ［素材鋼の成分］ Ｃ： 本発明で使用される鋼材に含まれているＣは、Ｔ
ｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物として固定される。Ｃ含有量
が低いほど、深絞り性や延性に有利に働き、固定化元素
として使用するＴｉやＮｂ等の含有量も下げることがで
きる。この点で、Ｃ含有量の上限を０．０１０重量％に
設定し、Ｃ含有量に応じたＴｉ，Ｎｂ等の消費量増加を
抑え、鋼材コストの上昇を回避する。しかし、０．００
１重量％未満のＣ含有量は、製鋼工程において過度の脱
炭精練を必要とし、製造コストを上昇させる原因とな
る。したがって、本発明においては、０．００１〜０．
０１０重量％の範囲にＣ含有量を定めた。
する。 ［素材鋼の成分］ Ｃ： 本発明で使用される鋼材に含まれているＣは、Ｔ
ｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物として固定される。Ｃ含有量
が低いほど、深絞り性や延性に有利に働き、固定化元素
として使用するＴｉやＮｂ等の含有量も下げることがで
きる。この点で、Ｃ含有量の上限を０．０１０重量％に
設定し、Ｃ含有量に応じたＴｉ，Ｎｂ等の消費量増加を
抑え、鋼材コストの上昇を回避する。しかし、０．００
１重量％未満のＣ含有量は、製鋼工程において過度の脱
炭精練を必要とし、製造コストを上昇させる原因とな
る。したがって、本発明においては、０．００１〜０．
０１０重量％の範囲にＣ含有量を定めた。
【０００８】Ｓｉ： 鋼板の強度を向上させる上で有効
な合金元素である。しかし、含有量が２．０重量％を超
えると極端にめっき層の密着性が低下することから、Ｓ
ｉ含有量の上限を２．０重量％に規定した。 Ｍｎ： Ｓｉと同様に鋼板の強度を向上させる有効な合
金元素であり、含有量０．５重量％以上でＭｎの効果が
顕著になる。しかし、３．０重量％を超える多量のＭｎ
が含まれると、Ａ3 変態点が大きく低下し、焼鈍時に金
属組織のα→γ変態が促進される。その結果、再結晶過
程で形成された｛１１１｝方位の集合組織が損なわれ、
ランクフォード値（以下、ｒ値という）を低下させる。
したがって、必要とする加工性を確保するため、Ｍｎ含
有量の上限を３．０重量％に規定した。
な合金元素である。しかし、含有量が２．０重量％を超
えると極端にめっき層の密着性が低下することから、Ｓ
ｉ含有量の上限を２．０重量％に規定した。 Ｍｎ： Ｓｉと同様に鋼板の強度を向上させる有効な合
金元素であり、含有量０．５重量％以上でＭｎの効果が
顕著になる。しかし、３．０重量％を超える多量のＭｎ
が含まれると、Ａ3 変態点が大きく低下し、焼鈍時に金
属組織のα→γ変態が促進される。その結果、再結晶過
程で形成された｛１１１｝方位の集合組織が損なわれ、
ランクフォード値（以下、ｒ値という）を低下させる。
したがって、必要とする加工性を確保するため、Ｍｎ含
有量の上限を３．０重量％に規定した。
【０００９】Ｐ： 鋼板の強度向上に有効に働く合金元
素であり、０．０３重量％以上でＰの効果が顕著にな
る。しかし、０．３０重量％を超える多量のＰが含有さ
れると、プレス加工時に二次加工割れが著しく発生する
と共に、連続式溶融亜鉛めっき装置内における合金化も
困難になる。 Ｓ： Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加
工時に加工割れ等の欠陥を発生させる有害元素である。
また、ＴｉＳを形成することから、Ｃの固定に必要なＴ
ｉの含有量を増大させ、鋼材コストを上昇させる原因に
もなる。したがって、本発明においては、Ｓ含有量の上
限を０．０１５重量％に規定した。 Ａｌ： 脱酸剤として添加される元素であり、０．００
５重量％以上の添加が必要とされる。しかし、０．１０
重量％を超える多量のＡｌを含有させると、Ａｌ2 Ｏ3
等の介在物が増加し、加工性及び表面品質を劣化させ
る。
素であり、０．０３重量％以上でＰの効果が顕著にな
る。しかし、０．３０重量％を超える多量のＰが含有さ
れると、プレス加工時に二次加工割れが著しく発生する
と共に、連続式溶融亜鉛めっき装置内における合金化も
困難になる。 Ｓ： Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加
工時に加工割れ等の欠陥を発生させる有害元素である。
また、ＴｉＳを形成することから、Ｃの固定に必要なＴ
ｉの含有量を増大させ、鋼材コストを上昇させる原因に
もなる。したがって、本発明においては、Ｓ含有量の上
限を０．０１５重量％に規定した。 Ａｌ： 脱酸剤として添加される元素であり、０．００
５重量％以上の添加が必要とされる。しかし、０．１０
重量％を超える多量のＡｌを含有させると、Ａｌ2 Ｏ3
等の介在物が増加し、加工性及び表面品質を劣化させ
る。
【００１０】Ｎ： 鋼中に不可避的に含まれる不純物元
素であり、ＴｉＮとして固定されることによりｒ値が向
上する。Ｎ含有量が０．００７重量％を超えるようにな
ると、Ｎの安定化に必要なＴｉ量が増大し、鋼材コスト
の上昇を招く。したがって、本発明では、Ｎ含有量の上
限を０．００７重量％に規定した。 Ｂ： Ｐよりも優先的に結晶粒界に偏析し、Ｐ起因の粒
界脆化によってプレス成形性が劣化することを防止す
る。Ｐの粒界偏析を抑制し、良好なプレス成形性を確保
するためには、０．０００２重量％以上のＢを含むこと
が必要である。しかし、０．００１０重量％を超えて多
量のＢが含まれると、結晶粒の成長性が阻害され、鋼板
のｒ値及び延性が低下する。
素であり、ＴｉＮとして固定されることによりｒ値が向
上する。Ｎ含有量が０．００７重量％を超えるようにな
ると、Ｎの安定化に必要なＴｉ量が増大し、鋼材コスト
の上昇を招く。したがって、本発明では、Ｎ含有量の上
限を０．００７重量％に規定した。 Ｂ： Ｐよりも優先的に結晶粒界に偏析し、Ｐ起因の粒
界脆化によってプレス成形性が劣化することを防止す
る。Ｐの粒界偏析を抑制し、良好なプレス成形性を確保
するためには、０．０００２重量％以上のＢを含むこと
が必要である。しかし、０．００１０重量％を超えて多
量のＢが含まれると、結晶粒の成長性が阻害され、鋼板
のｒ値及び延性が低下する。
【００１１】Ｔｉ： Ｓ，Ｎ及びＣを固定すると共に、
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる上で、有
効な合金元素である。この作用を得るために、鋼材に含
まれているＳ，Ｎ及びＣの当量、すなわち（４８／１
２）×Ｃ％＋（４８／１４）×Ｎ％＋（４８／３２）×
Ｓ％以上の量でＴｉを含有させることが必要である。し
かし、０．１０重量％以上では、Ｔｉの増量に見合った
効果が得られず、却って鋼材コストを上昇させる原因と
なる。 Ｎｂ： 安定なＴｉの炭窒化物を核とし、熱間圧延時に
粗大なＴｉ，Ｎｂの複合炭化物を生成する。複合炭化物
の生成により、｛１１１｝方位の再結晶集合組織が一層
発達し易くなり、絞り性やｒ値の面内異方性が改善され
る。このようなＮｂの作用は、含有量が０．０１重量％
以上で顕著となり、０．１０重量％で飽和する。
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる上で、有
効な合金元素である。この作用を得るために、鋼材に含
まれているＳ，Ｎ及びＣの当量、すなわち（４８／１
２）×Ｃ％＋（４８／１４）×Ｎ％＋（４８／３２）×
Ｓ％以上の量でＴｉを含有させることが必要である。し
かし、０．１０重量％以上では、Ｔｉの増量に見合った
効果が得られず、却って鋼材コストを上昇させる原因と
なる。 Ｎｂ： 安定なＴｉの炭窒化物を核とし、熱間圧延時に
粗大なＴｉ，Ｎｂの複合炭化物を生成する。複合炭化物
の生成により、｛１１１｝方位の再結晶集合組織が一層
発達し易くなり、絞り性やｒ値の面内異方性が改善され
る。このようなＮｂの作用は、含有量が０．０１重量％
以上で顕著となり、０．１０重量％で飽和する。
【００１２】［製造条件］転炉，電気炉等において各合
金元素の含有量が調整された鋼材は、スラブに連続鋳造
される。スラブは、そのまま冷却されることなく直送さ
れ、或いは一旦冷却した鋳片を再加熱した後で、熱間圧
延に供される。熱延材は、冷間圧延工程を経て薄鋼板と
なる。 熱延条件：本発明で規定した組成をもつ鋼材は、熱延工
程におけるスラブ加熱条件を制御することによって、非
常に優れた深絞り性を呈する鋼板になる。すなわち、１
２８０℃未満の温度まで再加熱して熱間圧延するとき、
熱延材中の析出物及びその後の冷延焼鈍時における析出
物が調整され、深絞り性に有利な集合組織の形成が促さ
れる。熱延開始温度は、必要とする熱延仕上げ温度を確
保するために、下限が１１５０℃に設定される。
金元素の含有量が調整された鋼材は、スラブに連続鋳造
される。スラブは、そのまま冷却されることなく直送さ
れ、或いは一旦冷却した鋳片を再加熱した後で、熱間圧
延に供される。熱延材は、冷間圧延工程を経て薄鋼板と
なる。 熱延条件：本発明で規定した組成をもつ鋼材は、熱延工
程におけるスラブ加熱条件を制御することによって、非
常に優れた深絞り性を呈する鋼板になる。すなわち、１
２８０℃未満の温度まで再加熱して熱間圧延するとき、
熱延材中の析出物及びその後の冷延焼鈍時における析出
物が調整され、深絞り性に有利な集合組織の形成が促さ
れる。熱延開始温度は、必要とする熱延仕上げ温度を確
保するために、下限が１１５０℃に設定される。
【００１３】熱間圧延は、｛１１１｝方位の再結晶集合
組織を成長させるために、Ａｒ3 変態点以上に熱延仕上
げ温度を設定する。熱延仕上げ温度がＡｒ3 変態点未満
になると、｛１１１｝方位の再結晶集合組織に悪影響を
与える熱延集合組織が生成し易くなる。熱延仕上げ温度
の上限は、１０００℃に設定される。熱延仕上げ温度が
１０００℃を超えると、熱延材の結晶粒径が大きくな
り、｛１１１｝方位をもった再結晶集合組織の核発生率
が冷間圧延時に減少する。その結果、焼鈍後のｒ値が低
下する。熱間圧延された板材は、４００〜６００℃の温
度範囲で巻き取られる。巻取り温度が６００℃よりも高
いと、熱延材の表面に生成したスケールの酸洗性が低下
する。逆に４００℃を下回る巻取り温度では、巻き取ら
れた鋼板に形状不良等の欠陥が発生し易くなる。
組織を成長させるために、Ａｒ3 変態点以上に熱延仕上
げ温度を設定する。熱延仕上げ温度がＡｒ3 変態点未満
になると、｛１１１｝方位の再結晶集合組織に悪影響を
与える熱延集合組織が生成し易くなる。熱延仕上げ温度
の上限は、１０００℃に設定される。熱延仕上げ温度が
１０００℃を超えると、熱延材の結晶粒径が大きくな
り、｛１１１｝方位をもった再結晶集合組織の核発生率
が冷間圧延時に減少する。その結果、焼鈍後のｒ値が低
下する。熱間圧延された板材は、４００〜６００℃の温
度範囲で巻き取られる。巻取り温度が６００℃よりも高
いと、熱延材の表面に生成したスケールの酸洗性が低下
する。逆に４００℃を下回る巻取り温度では、巻き取ら
れた鋼板に形状不良等の欠陥が発生し易くなる。
【００１４】溶融亜鉛めっき条件：熱延材は、通常の酸
洗で鋼板表面を清浄にした後、冷間圧延される。得られ
た冷延板は、インライン焼鈍型連続式溶融亜鉛めっき装
置に導入される。ライン内の雰囲気は、Ｈ2 濃度３０体
積％以上の還元性雰囲気に維持される。この還元性雰囲
気のＨ2 濃度３０体積％以上は、鋼板表面に形成される
溶融亜鉛めっき層にピンホール，不めっき等の表面性状
欠陥を発生させない上で重要な因子である。Ｈ2 濃度が
３０体積％未満では、図１に示しているように還元加熱
温度及び亜鉛めっき浴への鋼板浸漬温度（以下、これを
インレット温度という）等の条件を変化させても、ピン
ホール，不めっき等の欠陥発生が避けられない。
洗で鋼板表面を清浄にした後、冷間圧延される。得られ
た冷延板は、インライン焼鈍型連続式溶融亜鉛めっき装
置に導入される。ライン内の雰囲気は、Ｈ2 濃度３０体
積％以上の還元性雰囲気に維持される。この還元性雰囲
気のＨ2 濃度３０体積％以上は、鋼板表面に形成される
溶融亜鉛めっき層にピンホール，不めっき等の表面性状
欠陥を発生させない上で重要な因子である。Ｈ2 濃度が
３０体積％未満では、図１に示しているように還元加熱
温度及び亜鉛めっき浴への鋼板浸漬温度（以下、これを
インレット温度という）等の条件を変化させても、ピン
ホール，不めっき等の欠陥発生が避けられない。
【００１５】導入された冷延板は、還元性雰囲気中で８
００〜９００℃の温度範囲で加熱焼鈍される。還元加熱
温度が８００℃を下回ると、冷延板を溶融亜鉛めっき浴
に導入したときに鋼板表面に対する溶融亜鉛の濡れ付着
性が低下し、ピンホール，不めっき等の欠陥が解消され
ない。溶融亜鉛の濡れ付着性低下は、固溶強化元素Ｓ
ｉ，Ｍｎの酸化皮膜が鋼板表面に厚く生成し、溶融亜鉛
めっき処理時に厚い酸化皮膜が残存していることに由来
するものと推察される。他方、９００℃を超える還元加
熱温度では、｛１１１｝方位の再結晶集合組織がα→γ
変態に伴って消失し、ｒ値が劣化する。このようなこと
から、還元加熱焼鈍は、８００〜９００℃の温度範囲で
行うことが必要である。冷延板は、溶融亜鉛めっき浴に
導入される直前で、５００〜６５０℃のインレット温度
に維持することが必要である。５００℃未満のインレッ
ト温度では、図２に示すように還元加熱温度を変化させ
ても溶融亜鉛濡れ付着力が低下し、ピンホール，不めっ
き等の欠陥が鋼板表面に形成されることが避けられな
い。６５０℃を超えるインレット温度では、連続式溶融
亜鉛めっきラインにおいて表面傷が発生し易くなり、亜
鉛めっき浴の温度上昇に伴った亜鉛ヒューム等の放散が
活発化し操業上困難になる。
００〜９００℃の温度範囲で加熱焼鈍される。還元加熱
温度が８００℃を下回ると、冷延板を溶融亜鉛めっき浴
に導入したときに鋼板表面に対する溶融亜鉛の濡れ付着
性が低下し、ピンホール，不めっき等の欠陥が解消され
ない。溶融亜鉛の濡れ付着性低下は、固溶強化元素Ｓ
ｉ，Ｍｎの酸化皮膜が鋼板表面に厚く生成し、溶融亜鉛
めっき処理時に厚い酸化皮膜が残存していることに由来
するものと推察される。他方、９００℃を超える還元加
熱温度では、｛１１１｝方位の再結晶集合組織がα→γ
変態に伴って消失し、ｒ値が劣化する。このようなこと
から、還元加熱焼鈍は、８００〜９００℃の温度範囲で
行うことが必要である。冷延板は、溶融亜鉛めっき浴に
導入される直前で、５００〜６５０℃のインレット温度
に維持することが必要である。５００℃未満のインレッ
ト温度では、図２に示すように還元加熱温度を変化させ
ても溶融亜鉛濡れ付着力が低下し、ピンホール，不めっ
き等の欠陥が鋼板表面に形成されることが避けられな
い。６５０℃を超えるインレット温度では、連続式溶融
亜鉛めっきラインにおいて表面傷が発生し易くなり、亜
鉛めっき浴の温度上昇に伴った亜鉛ヒューム等の放散が
活発化し操業上困難になる。
【００１６】
【実施例】所定の組成に調整した溶鋼を連続鋳造し、ス
ラブを得た。表１は本発明に従った組成をもつ鋼材であ
り、表２は比較用の鋼材である。各種鋼材に対し、それ
ぞれ表３及び表４に示した条件下の熱間圧延を施し、板
厚３．２ｍｍの熱延板を製造した。熱延板は、酸洗工程
及び冷間圧延工程を経て板厚０．８ｍｍの冷延鋼板とし
た後、表３及び表４に示した条件下で連続式溶融亜鉛め
っきラインで還元焼鈍し、片面当り６０ｇ／ｍ2 の目付
け量で溶融亜鉛めっきを施した。
ラブを得た。表１は本発明に従った組成をもつ鋼材であ
り、表２は比較用の鋼材である。各種鋼材に対し、それ
ぞれ表３及び表４に示した条件下の熱間圧延を施し、板
厚３．２ｍｍの熱延板を製造した。熱延板は、酸洗工程
及び冷間圧延工程を経て板厚０．８ｍｍの冷延鋼板とし
た後、表３及び表４に示した条件下で連続式溶融亜鉛め
っきラインで還元焼鈍し、片面当り６０ｇ／ｍ2 の目付
け量で溶融亜鉛めっきを施した。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】溶融亜鉛めっきされた鋼板に対し、インラ
インでめっき層を合金化処理した後、伸び率０．８％の
スキンパス圧延を行った。得られた溶融亜鉛めっき鋼板
は、表５及び表６に示す引張り特性，耐二次加工脆性及
び表面性状をもっていた。引張り特性の調査には、ＪＩ
Ｓ Ｚ２２０１に規定されている５号試験片を使用し
た。耐二次加工脆性は、図３に示す手順で調査した。す
なわち、直径９０ｍｍに打ち抜いた素材を使用し、絞り
比２．７３の三段絞りで直径３３ｍｍの平底円筒カップ
に成形した。カップ底部から３５ｍｍの位置で平底円筒
カップを切断し、円筒成形されたカップ上部から先端角
６０度のポンチを徐々に押し込み、カップを圧潰した。
そして、脆性割れが発生しない最低温度を縦割れ限界温
度として測定し、この温度に基づいて耐二次加工脆性を
評価した。めっき鋼板の表面性状は、肌荒れ，欠陥発生
等に関して鋼板表面を観察し、観察結果を相対評価し
た。
インでめっき層を合金化処理した後、伸び率０．８％の
スキンパス圧延を行った。得られた溶融亜鉛めっき鋼板
は、表５及び表６に示す引張り特性，耐二次加工脆性及
び表面性状をもっていた。引張り特性の調査には、ＪＩ
Ｓ Ｚ２２０１に規定されている５号試験片を使用し
た。耐二次加工脆性は、図３に示す手順で調査した。す
なわち、直径９０ｍｍに打ち抜いた素材を使用し、絞り
比２．７３の三段絞りで直径３３ｍｍの平底円筒カップ
に成形した。カップ底部から３５ｍｍの位置で平底円筒
カップを切断し、円筒成形されたカップ上部から先端角
６０度のポンチを徐々に押し込み、カップを圧潰した。
そして、脆性割れが発生しない最低温度を縦割れ限界温
度として測定し、この温度に基づいて耐二次加工脆性を
評価した。めっき鋼板の表面性状は、肌荒れ，欠陥発生
等に関して鋼板表面を観察し、観察結果を相対評価し
た。
【００２２】
【表５】
【００２３】
【表６】
【００２４】表６にみられるように、試験番号Ｂ１〜Ｂ
４の溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明で規定した素材の成
分に関する要件を満足し、３９０Ｎ／ｍｍ2 級以上の高
強度を示し、ｒ値も１．３以上と高くなっている。しか
し、溶融亜鉛めっき条件が本発明で規定した範囲を外れ
ることから、表面肌荒れやピンホール，不めっき等の欠
陥が発生し、表面性状に劣るものであった。試験番号Ｂ
５〜Ｂ７の溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｓｉ，Ｃ及びＭｎ含
有量の何れかが本発明で規定した範囲を外れ、溶融亜鉛
めっき条件も本発明で規定した範囲を外れることから、
ｒ値や靭性に劣り、表面肌荒れやピンホール，不めっき
等の表面性状に問題があった。
４の溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明で規定した素材の成
分に関する要件を満足し、３９０Ｎ／ｍｍ2 級以上の高
強度を示し、ｒ値も１．３以上と高くなっている。しか
し、溶融亜鉛めっき条件が本発明で規定した範囲を外れ
ることから、表面肌荒れやピンホール，不めっき等の欠
陥が発生し、表面性状に劣るものであった。試験番号Ｂ
５〜Ｂ７の溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｓｉ，Ｃ及びＭｎ含
有量の何れかが本発明で規定した範囲を外れ、溶融亜鉛
めっき条件も本発明で規定した範囲を外れることから、
ｒ値や靭性に劣り、表面肌荒れやピンホール，不めっき
等の表面性状に問題があった。
【００２５】Ｐ含有量が過剰な試験番号８及びＢ含有量
が過剰な試験番号Ｂ９溶融亜鉛めっき鋼板は、３９０Ｎ
／ｍｍ2 以上の高強度及び１．３以上のｒ値を示してい
るものの、耐二次加工脆性に劣っていた。また、試験番
号１０の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延条件及びめっき条
件共に本発明で規定した要件を満足するものの、Ｂを含
んでいないことから縦割れ限界温度が大幅に高くなって
おり、耐二次加工脆性に劣っていた。同様な傾向は、Ｐ
を過剰に含む試験番号８でもみられた。これに対し、本
発明に従ったＡグループの溶融亜鉛めっき鋼板は、表５
に示されているように大きな延性の低下もなく、３９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度及び１．３以上のｒ値を示して
いる。また、耐二次加工脆性も、縦割れ限界温度で−４
０℃以下と良好であり、しかも表面肌荒れやピンホー
ル，不めっき等の欠陥がない良好な表面品質をもってい
た。
が過剰な試験番号Ｂ９溶融亜鉛めっき鋼板は、３９０Ｎ
／ｍｍ2 以上の高強度及び１．３以上のｒ値を示してい
るものの、耐二次加工脆性に劣っていた。また、試験番
号１０の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延条件及びめっき条
件共に本発明で規定した要件を満足するものの、Ｂを含
んでいないことから縦割れ限界温度が大幅に高くなって
おり、耐二次加工脆性に劣っていた。同様な傾向は、Ｐ
を過剰に含む試験番号８でもみられた。これに対し、本
発明に従ったＡグループの溶融亜鉛めっき鋼板は、表５
に示されているように大きな延性の低下もなく、３９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度及び１．３以上のｒ値を示して
いる。また、耐二次加工脆性も、縦割れ限界温度で−４
０℃以下と良好であり、しかも表面肌荒れやピンホー
ル，不めっき等の欠陥がない良好な表面品質をもってい
た。
【００２６】表５と表６との対比から明らかなように、
優れた加工性及び表面品質の双方を兼ね備えさせるため
には、素材の成分，製造条件及び溶融亜鉛めっき条件を
本発明で規定した範囲に維持することが必要である。そ
して、素材成分及び溶融亜鉛めっき条件の何れかが条件
を満足されないと、加工性及び／又は表面品質に劣った
めっき鋼板となる。また、表面性状が良好な領域を、還
元性雰囲気中のＨ2 濃度及び還元加熱温度との関係で調
べたところ図１に示す関係、インレット温度と還元加熱
温度との関係で調べたところ図２に示す関係がそれぞれ
成立していた。図１及び図２から、良好な表面品質をも
つ溶融亜鉛めっき層を鋼板表面に形成するためには、Ｈ
2 濃度，還元加熱温度及びインレット温度との間に特定
の関係があることが判る。
優れた加工性及び表面品質の双方を兼ね備えさせるため
には、素材の成分，製造条件及び溶融亜鉛めっき条件を
本発明で規定した範囲に維持することが必要である。そ
して、素材成分及び溶融亜鉛めっき条件の何れかが条件
を満足されないと、加工性及び／又は表面品質に劣った
めっき鋼板となる。また、表面性状が良好な領域を、還
元性雰囲気中のＨ2 濃度及び還元加熱温度との関係で調
べたところ図１に示す関係、インレット温度と還元加熱
温度との関係で調べたところ図２に示す関係がそれぞれ
成立していた。図１及び図２から、良好な表面品質をも
つ溶融亜鉛めっき層を鋼板表面に形成するためには、Ｈ
2 濃度，還元加熱温度及びインレット温度との間に特定
の関係があることが判る。
【００２７】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、素材の組成，製造条件及び溶融亜鉛めっき条件を特
定された条件下で組み合わせることにより、表面品質が
良好な溶融亜鉛めっき層をもち、加工性及び耐食性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造している。得られ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、その優れた性質を活か
し、安全性，軽量化等を図った自動車用鋼板を始めとし
て広範な分野で使用される。
は、素材の組成，製造条件及び溶融亜鉛めっき条件を特
定された条件下で組み合わせることにより、表面品質が
良好な溶融亜鉛めっき層をもち、加工性及び耐食性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造している。得られ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、その優れた性質を活か
し、安全性，軽量化等を図った自動車用鋼板を始めとし
て広範な分野で使用される。
【図１】 還元性雰囲気中のＨ2 濃度及び還元加熱温度
が溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状に及ぼす影響を表した
グラフ
が溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状に及ぼす影響を表した
グラフ
【図２】 インレット温度及び還元加熱温度が溶融亜鉛
めっき鋼板の表面性状に及ぼす影響を表したグラフ
めっき鋼板の表面性状に及ぼす影響を表したグラフ
【図３】 耐二次加工脆性の試験方法を示した図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 (72)発明者 田中 照夫 広島県呉市昭和町11番１号 日新製鋼株式 会社鉄鋼研究所内
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１〜０．０１０重量％，Ｓ
ｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０重量％，
Ｐ：０．０３〜０．３０重量％，Ｓ：０．０１５重量％
以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１００重量％，
Ｎ：０．００７重量％以下，Ｂ：０．０００２〜０．０
０１０重量％，Ｔｉ：０．１０重量％以下及びＮｂ：
０．０１〜０．１０重量％を含有し、且つＴｉ％／４８
≧Ｃ％／１２＋Ｎ％／１４＋Ｓ％／３２を満足するＴｉ
−Ｎｂ複合含有極低炭素鋼スラブを１１５０〜１２８０
℃に加熱した後、Ａｒ3 変態点以上１０００℃以下の温
度で熱間圧延を終了し、４００〜６００℃で巻き取り、
冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、Ｈ2
濃度３０体積％以上の雰囲気において８００〜９００℃
の温度範囲で還元加熱し、その後の冷却過程で亜鉛めっ
き浴に浸漬する板温を５００〜６５０℃の温度範囲に制
御し、次いで溶融亜鉛めっきすることを特徴とする表面
性状に優れた深絞り用高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11464493A JP3497201B2 (ja) | 1993-05-17 | 1993-05-17 | 表面性状に優れた深絞り用高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11464493A JP3497201B2 (ja) | 1993-05-17 | 1993-05-17 | 表面性状に優れた深絞り用高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06330181A true JPH06330181A (ja) | 1994-11-29 |
| JP3497201B2 JP3497201B2 (ja) | 2004-02-16 |
Family
ID=14642967
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11464493A Expired - Fee Related JP3497201B2 (ja) | 1993-05-17 | 1993-05-17 | 表面性状に優れた深絞り用高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3497201B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001034862A1 (fr) * | 1999-11-08 | 2001-05-17 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier galvanise trempe presentant un equilibre excellent entre resistance, ductilite et adherence entre acier et couche de placage |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110408876B (zh) * | 2019-09-03 | 2020-06-26 | 南通鑫祥锌业有限公司 | 一种热镀锌挂具 |
-
1993
- 1993-05-17 JP JP11464493A patent/JP3497201B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001034862A1 (fr) * | 1999-11-08 | 2001-05-17 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier galvanise trempe presentant un equilibre excellent entre resistance, ductilite et adherence entre acier et couche de placage |
| US6558815B1 (en) * | 1999-11-08 | 2003-05-06 | Kawasaki Steel Corporation | Hot dip Galvanized steel plate excellent in balance of strength and ductility and in adhesiveness between steel and plating layer |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3497201B2 (ja) | 2004-02-16 |
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|---|---|---|---|
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