JPH0660377B2 - 加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

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Ａｌ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
合金化亜鉛めっき鋼板が求められている。このため、冷
延鋼板が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、冷
延鋼板を原板とする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(４６０℃)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７００〜８５０℃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℃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、第１図に一般的な熱サイクルを示す
ように、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、上述の如く鋼帯を５００〜６５０℃に加熱してめ
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
ｌ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、Ａｌキル
ド鋼を高温巻取りし、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、Ａｌ／Ｎ(重量比)が１０以上を
有する通常のＡｌ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−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２．０mm)を確保することが困難となる。

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Ｔ
iＣ、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Ａｌ
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、かゝ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Ａｌ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Ａｌ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、１０ppm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
熱時の温度が従来よりも高い場合、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％、soｌＡｌ：０．００５〜
０．１０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％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、加熱
均熱し、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、鋼帯を６５０〜７５０℃に加熱均熱し、溶融
亜鉛めっきを行った後、５００〜６５０℃で合金化処理
を行う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Ａｌ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、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℃×
１５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。

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ＩとII及びIIIでは明らかに傾向が異な
っている。鋼II、III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を添加した鋼Ｉ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℃〜
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、ほ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No.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／mm²であり、鋼No.IIの
５．２kgf／mm²(同７２０℃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℃で巻取った鋼No.Ｉ及び
鋼No.II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を添加した鋼No.Ｉ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５
５０℃材に比べて粒界での炭化物が大きくなっている
が、鋼No.II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招じることが
あり、好ましくない。したがって、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No.III
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われない。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。

Ａｌ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％を超えるとスリバ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、soｌＡｌ量は０．０
０５〜０．１００％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。

すなわち、亜鉛めっき前均熱温度が６５０℃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
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、めっき前均熱温度を６５０〜
７５０℃とするものである。なお、合金化処理温度は従
来と同様でよく、５００〜６５０℃とする。５００℃よ
り低いと、亜鉛中の鉄の拡散速度が遅くなるため、所望
の合金化率を得るための合金化時間が長くかかり、本連
続製造ラインにおいては実用的でなく、また６５０℃よ
り高いと、逆に合金化速度が速くなり、所望の合金化率
を得るための制御が困難であると共に、合金化率が高く
なり易く、この場合、プレス加工時にめっき剥離が生じ
易くなるので、望ましくない。

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２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３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３表を
併記する。同表中、引張特性は該鋼板から圧延方向にＪ
ＩＳ５号試験片を採取し、引張試験を行った結果であ
る。

第３表から明らかなとおり、本発明例である鋼No.Ａ−
１及びNo.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No.Ａ−２は亜鉛めっき前
の均熱温度が高すぎるため、また鋼No.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No.Ｃ及びNo.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No.Ｅ及びNo.ＦではそれぞれＣ及びＭn
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。

（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Ｂを添加したＡｌ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、Ｎb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図は熱延鋼板を原板とする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No.Ｉの
場合、第４図は鋼No.IIの場合を示す図である。

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 Ｃ２３Ｃ 2/28

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で(以下、同じ)、Ｃ：０．０２０〜
   ０．０８０％、Ｍn：０．０５〜０．４５％、soｌＡ
   ｌ：０．００５〜０．１００％及びＢ：０．００１０〜
   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、加熱均熱し、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、鋼帯を６５０〜７５０℃
   に加熱均熱し、溶融亜鉛めっきを行った後、５００〜６
   ５０℃で合金化処理を行う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。