JPH11350099A - 耐黒変性及び加工性に優れたアルミニウムめっき鋼板の製造方法 - Google Patents
耐黒変性及び加工性に優れたアルミニウムめっき鋼板の製造方法Info
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- JPH11350099A JPH11350099A JP16534998A JP16534998A JPH11350099A JP H11350099 A JPH11350099 A JP H11350099A JP 16534998 A JP16534998 A JP 16534998A JP 16534998 A JP16534998 A JP 16534998A JP H11350099 A JPH11350099 A JP H11350099A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 連続鋳造を可能とし、高温加熱されてもめっ
き層表面が黒変化せず、加工性にも優れたアルミニウム
めっき鋼板を製造する。 【構成】 このアルミニウムめっき鋼板は、脱酸剤とし
てＭｇを用いて溶鋼を脱酸した後、Ｃ：０．０８％以
下，Ｓｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．１０〜０．４０
％，Ｐ：０．０３０％以下，Ｓ：０．０１５％以下，固
溶Ｎ：０．００２〜０．０２０％，Ａｌ：０．００５％
以下，Ｍｇ：０．０００５〜０．０３％，Ｏ：０．０１
％以下を含む組成に成分調整し、該溶鋼をスラブに連続
鋳造し、得られたスラブを巻取り温度５５０〜７２０℃
で熱間圧延し、酸洗前又は酸洗後に合計５０％以上の圧
下率で冷間圧延し、次いで連続式溶融アルミニウムめっ
きラインにおいて再結晶温度以上８５０℃以下の温度で
焼鈍した後、１．０〜１５％のＳｉを含む溶融アルミニ
ウムめっき浴に導入することにより製造される。
き層表面が黒変化せず、加工性にも優れたアルミニウム
めっき鋼板を製造する。 【構成】 このアルミニウムめっき鋼板は、脱酸剤とし
てＭｇを用いて溶鋼を脱酸した後、Ｃ：０．０８％以
下，Ｓｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．１０〜０．４０
％，Ｐ：０．０３０％以下，Ｓ：０．０１５％以下，固
溶Ｎ：０．００２〜０．０２０％，Ａｌ：０．００５％
以下，Ｍｇ：０．０００５〜０．０３％，Ｏ：０．０１
％以下を含む組成に成分調整し、該溶鋼をスラブに連続
鋳造し、得られたスラブを巻取り温度５５０〜７２０℃
で熱間圧延し、酸洗前又は酸洗後に合計５０％以上の圧
下率で冷間圧延し、次いで連続式溶融アルミニウムめっ
きラインにおいて再結晶温度以上８５０℃以下の温度で
焼鈍した後、１．０〜１５％のＳｉを含む溶融アルミニ
ウムめっき浴に導入することにより製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、めっき層表面の光沢保
持性が良好で、加工性にも優れたアルミニウムめっき鋼
板を製造する方法に関する。
持性が良好で、加工性にも優れたアルミニウムめっき鋼
板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】溶融アルミニウムめっき鋼板は、優れた
耐熱性，耐食性，耐酸化性等の特性を活用し、自動車の
排気系部材や石油ストーブの遮熱板，熱反射板を始めと
して各種の耐熱用途で使用されている。従来の耐熱性や
高温での光沢保持性が要求される用途で使用される溶融
アルミニウムめっき鋼板は、造塊法によるリムド鋼の冷
延鋼板をめっき母材として製造されている。しかし、ス
ラブ連続鋳造化の進展に伴って、リムド鋼に替えて連続
鋳造で得られたＡｌキルド鋼の冷延鋼板を使用した溶融
アルミニウムめっき鋼板の製造が製造コストの低減や生
産効率の向上の観点から注目されている。
耐熱性，耐食性，耐酸化性等の特性を活用し、自動車の
排気系部材や石油ストーブの遮熱板，熱反射板を始めと
して各種の耐熱用途で使用されている。従来の耐熱性や
高温での光沢保持性が要求される用途で使用される溶融
アルミニウムめっき鋼板は、造塊法によるリムド鋼の冷
延鋼板をめっき母材として製造されている。しかし、ス
ラブ連続鋳造化の進展に伴って、リムド鋼に替えて連続
鋳造で得られたＡｌキルド鋼の冷延鋼板を使用した溶融
アルミニウムめっき鋼板の製造が製造コストの低減や生
産効率の向上の観点から注目されている。
【０００３】Ａｌキルド鋼の冷延鋼板をめっき原板に使
用する場合、めっき層表面の変色が問題となる。すなわ
ち、リムド鋼をめっき原板とする溶融アルミニウムめっ
き鋼板では５５０℃付近の温度域に加熱されても銀白色
の美麗な表面光沢が維持されるのに対し、Ａｌキルド鋼
をめっき原板とする場合、約４５０℃の温度域に加熱さ
れると短時間で銀白色の表面光沢が失われ、めっき層表
面が灰黒色に変化し易い（以下、これを黒変化とい
う）。めっき層表面の黒変化は、溶融アルミニウムめっ
き層と下地鋼との界面に生じるＦｅ−Ａｌ相互拡散反応
（めっき層の合金化）に由来する現象である。リムド鋼
をめっき原板とする場合、めっき層中のＡｌが母材鋼板
中に固溶しているＮと反応し、Ｆｅ−Ａｌ相互拡散反応
を阻止するバリアー層として働くＡｌＮがめっき層の界
面に生成する。たとえば、特公平２−６１５４４号公報
では、固溶Ｎ量が多いほどＡｌＮ層の生成が促進され、
固溶Ｎ量が０．００２重量％以上であると溶融めっき後
の冷却過程でＡｌＮ層が生成されると報告されている。
用する場合、めっき層表面の変色が問題となる。すなわ
ち、リムド鋼をめっき原板とする溶融アルミニウムめっ
き鋼板では５５０℃付近の温度域に加熱されても銀白色
の美麗な表面光沢が維持されるのに対し、Ａｌキルド鋼
をめっき原板とする場合、約４５０℃の温度域に加熱さ
れると短時間で銀白色の表面光沢が失われ、めっき層表
面が灰黒色に変化し易い（以下、これを黒変化とい
う）。めっき層表面の黒変化は、溶融アルミニウムめっ
き層と下地鋼との界面に生じるＦｅ−Ａｌ相互拡散反応
（めっき層の合金化）に由来する現象である。リムド鋼
をめっき原板とする場合、めっき層中のＡｌが母材鋼板
中に固溶しているＮと反応し、Ｆｅ−Ａｌ相互拡散反応
を阻止するバリアー層として働くＡｌＮがめっき層の界
面に生成する。たとえば、特公平２−６１５４４号公報
では、固溶Ｎ量が多いほどＡｌＮ層の生成が促進され、
固溶Ｎ量が０．００２重量％以上であると溶融めっき後
の冷却過程でＡｌＮ層が生成されると報告されている。
【０００４】他方、Ａｌキルド鋼をめっき原板とする溶
融アルミニウムめっき鋼板では、Ａｌを脱酸剤として添
加するため鋼中のＡｌ量が０．０１重量％以上と多くな
る。鋼中のＡｌが固溶ＮをＡｌＮとして消費するため、
めっき層界面にＡｌＮのバリアー層が形成されず、結果
として比較的低温域で急速に黒変化が進行し、銀白色の
光沢が損なわれる。そのため、０．００２重量％程度の
固溶Ｎを確保するにしても高Ｎ材の溶製が必要になる。
この点、リムド鋼では、鋼中Ａｌ量が低いため豊富な固
溶Ｎを確保し易いものの、連続鋳造が困難な鋼種であ
る。そこで、Ａｌキルド鋼をアルミニウムめっき用の原
板とする場合、溶融めっき後に昇温速度３００℃／時以
下で３５０〜５００℃に加熱し、３０分以上保持する熱
処理により耐黒変性を改善することが特公平５−２６８
６４号公報に紹介されている。また、特開平８−１００
２１７号公報では、巻取り温度５００〜６００℃の熱延
工程を経た冷延鋼帯を溶融アルミニウムめっきした後、
２５０〜５００℃×均熱１分以上の熱処理を施すことを
紹介している。
融アルミニウムめっき鋼板では、Ａｌを脱酸剤として添
加するため鋼中のＡｌ量が０．０１重量％以上と多くな
る。鋼中のＡｌが固溶ＮをＡｌＮとして消費するため、
めっき層界面にＡｌＮのバリアー層が形成されず、結果
として比較的低温域で急速に黒変化が進行し、銀白色の
光沢が損なわれる。そのため、０．００２重量％程度の
固溶Ｎを確保するにしても高Ｎ材の溶製が必要になる。
この点、リムド鋼では、鋼中Ａｌ量が低いため豊富な固
溶Ｎを確保し易いものの、連続鋳造が困難な鋼種であ
る。そこで、Ａｌキルド鋼をアルミニウムめっき用の原
板とする場合、溶融めっき後に昇温速度３００℃／時以
下で３５０〜５００℃に加熱し、３０分以上保持する熱
処理により耐黒変性を改善することが特公平５−２６８
６４号公報に紹介されている。また、特開平８−１００
２１７号公報では、巻取り温度５００〜６００℃の熱延
工程を経た冷延鋼帯を溶融アルミニウムめっきした後、
２５０〜５００℃×均熱１分以上の熱処理を施すことを
紹介している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】熱延鋼帯を比較的低温
で巻き取ると、ＡｌＮの析出が抑制され、固溶Ｎ量が確
保される。しかし、低温巻取りは、炭化物の微細析出や
固溶Ｃ量の増加を伴い、鋼板の加工性を低下させ易い。
また、溶融アルミニウムめっき後の熱処理は、生産工程
数が増加することから生産コストを上昇させ、生産計画
の柔軟性に欠けるため、工業的規模での実施に多くの制
約を受ける。本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、Ｍｇ脱酸を施して固溶Ｎを消費す
るＡｌ含有量を下げることにより、連続鋳造を可能と
し、溶融アルミニウムめっき後に熱処理する必要なく、
高温巻取りによっても耐黒変性が劣化せず、しかも加工
性に優れた溶融アルミニウムめっき鋼板を提供すること
を目的とする。
で巻き取ると、ＡｌＮの析出が抑制され、固溶Ｎ量が確
保される。しかし、低温巻取りは、炭化物の微細析出や
固溶Ｃ量の増加を伴い、鋼板の加工性を低下させ易い。
また、溶融アルミニウムめっき後の熱処理は、生産工程
数が増加することから生産コストを上昇させ、生産計画
の柔軟性に欠けるため、工業的規模での実施に多くの制
約を受ける。本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、Ｍｇ脱酸を施して固溶Ｎを消費す
るＡｌ含有量を下げることにより、連続鋳造を可能と
し、溶融アルミニウムめっき後に熱処理する必要なく、
高温巻取りによっても耐黒変性が劣化せず、しかも加工
性に優れた溶融アルミニウムめっき鋼板を提供すること
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、脱酸剤としてＭｇを用いて溶鋼
を脱酸した後、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．０
５重量％以下，Ｍｎ：０．１０〜０．４０重量％，Ｐ：
０．０３０重量％以下，Ｓ：０．０１５重量％以下，固
溶Ｎ：０．００２〜０．０２０重量％，Ａｌ：０．００
５重量％以下，Ｍｇ：０．０００５〜０．０３重量％，
Ｏ：０．０１重量％以下を含む組成に成分調整し、該溶
鋼をスラブに連続鋳造し、得られたスラブを巻取り温度
５５０〜７２０℃で熱間圧延し、酸洗前又は酸洗後に合
計５０％以上の圧下率で冷間圧延し、次いで連続式溶融
アルミニウムめっきラインにおいて再結晶温度以上８５
０℃以下の温度で焼鈍した後、１．０〜１５重量％のＳ
ｉを含む溶融アルミニウムめっき浴に導入することを特
徴とする。
の目的を達成するため、脱酸剤としてＭｇを用いて溶鋼
を脱酸した後、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．０
５重量％以下，Ｍｎ：０．１０〜０．４０重量％，Ｐ：
０．０３０重量％以下，Ｓ：０．０１５重量％以下，固
溶Ｎ：０．００２〜０．０２０重量％，Ａｌ：０．００
５重量％以下，Ｍｇ：０．０００５〜０．０３重量％，
Ｏ：０．０１重量％以下を含む組成に成分調整し、該溶
鋼をスラブに連続鋳造し、得られたスラブを巻取り温度
５５０〜７２０℃で熱間圧延し、酸洗前又は酸洗後に合
計５０％以上の圧下率で冷間圧延し、次いで連続式溶融
アルミニウムめっきラインにおいて再結晶温度以上８５
０℃以下の温度で焼鈍した後、１．０〜１５重量％のＳ
ｉを含む溶融アルミニウムめっき浴に導入することを特
徴とする。
【０００７】
【作用】Ａｌキルド鋼では、鋼中のＮがＡｌＮとして消
費されるため固溶Ｎ量が低下する。そこで、本発明にお
いては、溶鋼をＭｇで脱酸することにより、Ａｌ脱酸を
軽減又は省略する方法を検討した。Ｍｇは、鋼中のＮに
対する反応性がＡｌに比較して小さいため、窒化物とし
て消費される量が少なく、黒変化防止に有効な固溶Ｎ量
が確保される。また、Ｍｇ脱酸によりＡｌ添加量が少な
くなり、Ａｌ脱酸が軽減又は省略される。更に、鋼材に
含まれる各種合金成分の含有量を規制することにより、
溶融アルミニウムめっき鋼板の耐黒変性，めっき密着
性，加工性等が改善される。
費されるため固溶Ｎ量が低下する。そこで、本発明にお
いては、溶鋼をＭｇで脱酸することにより、Ａｌ脱酸を
軽減又は省略する方法を検討した。Ｍｇは、鋼中のＮに
対する反応性がＡｌに比較して小さいため、窒化物とし
て消費される量が少なく、黒変化防止に有効な固溶Ｎ量
が確保される。また、Ｍｇ脱酸によりＡｌ添加量が少な
くなり、Ａｌ脱酸が軽減又は省略される。更に、鋼材に
含まれる各種合金成分の含有量を規制することにより、
溶融アルミニウムめっき鋼板の耐黒変性，めっき密着
性，加工性等が改善される。
【０００８】以下、本発明で規定した合金成分，含有
量，製造条件等を説明する。 Ｃ：０．０８重量％以下 Ｃ含有量の増加に応じ鋼板の延性が低下し、良好な加工
性が確保できない。加工性に必要な延性を維持する上で
は、Ｃ含有量が低いほど好ましく、本発明ではＣ含有量
の上限を０．０８重量％に設定した。 Ｓｉ：０．０５重量％以下 鋼中でＮと反応してＳｉ3 Ｎ4 ，ＳｉＮを生成し、固溶
Ｎを減少させる成分である。また、Ｓｉ含有量が増加す
ると、溶融めっき段階での加熱時に酸化物として鋼帯表
面に濃化し、不めっきを発生させる原因となる。したが
って、本発明においては、Ｓｉ含有量を０．０５重量％
以下（好ましくは０．０３重量％以下）と規定した。
量，製造条件等を説明する。 Ｃ：０．０８重量％以下 Ｃ含有量の増加に応じ鋼板の延性が低下し、良好な加工
性が確保できない。加工性に必要な延性を維持する上で
は、Ｃ含有量が低いほど好ましく、本発明ではＣ含有量
の上限を０．０８重量％に設定した。 Ｓｉ：０．０５重量％以下 鋼中でＮと反応してＳｉ3 Ｎ4 ，ＳｉＮを生成し、固溶
Ｎを減少させる成分である。また、Ｓｉ含有量が増加す
ると、溶融めっき段階での加熱時に酸化物として鋼帯表
面に濃化し、不めっきを発生させる原因となる。したが
って、本発明においては、Ｓｉ含有量を０．０５重量％
以下（好ましくは０．０３重量％以下）と規定した。
【０００９】Ｍｎ：０．１０〜０．４０重量％ 鋼中のＳをＭｎＳとして固定無害化し、赤熱脆性を抑
え、熱間加工性の改善に有効な合金成分である。このよ
うな効果は、０．１０重量％以上のＭｎ含有で顕著にな
る。しかし、０．４０重量％を超える多量のＭｎが含ま
れると、鋼材の加工性が劣化する。 Ｐ：０．０３０重量％以下 Ｐ含有量が増加すると低温靭性が劣化し、加工性が低下
するので、低いほど好ましい。そこで、本発明では、Ｐ
含有量の上限を０．０３０重量％に設定した。 Ｓ：０．０１５重量％以下 赤熱脆性を引き起こす有害な成分であり、常温での加工
性にも悪影響を及ぼす。そのため、Ｓ含有量が低いほど
好ましく、本発明ではＳ含有量の上限を０．０１５重量
％に規定した。
え、熱間加工性の改善に有効な合金成分である。このよ
うな効果は、０．１０重量％以上のＭｎ含有で顕著にな
る。しかし、０．４０重量％を超える多量のＭｎが含ま
れると、鋼材の加工性が劣化する。 Ｐ：０．０３０重量％以下 Ｐ含有量が増加すると低温靭性が劣化し、加工性が低下
するので、低いほど好ましい。そこで、本発明では、Ｐ
含有量の上限を０．０３０重量％に設定した。 Ｓ：０．０１５重量％以下 赤熱脆性を引き起こす有害な成分であり、常温での加工
性にも悪影響を及ぼす。そのため、Ｓ含有量が低いほど
好ましく、本発明ではＳ含有量の上限を０．０１５重量
％に規定した。
【００１０】Ｎ：０．００２〜０．０２０重量％ 溶融アルミニウムめっき鋼板の耐黒変性を改善する上で
重要な合金成分であり、鋼中に含まれる固溶Ｎは下地鋼
とめっき層との界面にバリアーとして働くＡｌＮ層を形
成する。ＡｌＮ層の形成による耐黒変性の改善効果を有
効に発揮させるためには、少なくとも０．００２重量％
以上の固溶Ｎが必要である。しかし、０．０２０重量％
を超える多量のＮが含まれると、鋼板が硬質化して強度
が大幅に上昇し、延性、ひいては加工性が低下する。 Ａｌ：０．００５重量％以下 鋼中の固溶Ｎと反応してＡｌＮを生成する成分であり、
下地鋼とめっき層との界面にＡｌＮのバリアー層を形成
させるために必要な固溶Ｎ量を消費する。そのため、Ａ
ｌ含有量が高いと固溶Ｎ量が少なくなり、耐黒変性の改
善効果が乏しくなり、０．００５重量％を超えるＡｌ含
有量でその傾向が顕著に現れる。しかし、耐火物等から
不可避的に混入してくる成分でもあることから、本発明
においては耐黒変性の改善に悪影響を及ぼさない限度と
して、Ａｌ含有量の上限を０．００５重量％に定めた。
重要な合金成分であり、鋼中に含まれる固溶Ｎは下地鋼
とめっき層との界面にバリアーとして働くＡｌＮ層を形
成する。ＡｌＮ層の形成による耐黒変性の改善効果を有
効に発揮させるためには、少なくとも０．００２重量％
以上の固溶Ｎが必要である。しかし、０．０２０重量％
を超える多量のＮが含まれると、鋼板が硬質化して強度
が大幅に上昇し、延性、ひいては加工性が低下する。 Ａｌ：０．００５重量％以下 鋼中の固溶Ｎと反応してＡｌＮを生成する成分であり、
下地鋼とめっき層との界面にＡｌＮのバリアー層を形成
させるために必要な固溶Ｎ量を消費する。そのため、Ａ
ｌ含有量が高いと固溶Ｎ量が少なくなり、耐黒変性の改
善効果が乏しくなり、０．００５重量％を超えるＡｌ含
有量でその傾向が顕著に現れる。しかし、耐火物等から
不可避的に混入してくる成分でもあることから、本発明
においては耐黒変性の改善に悪影響を及ぼさない限度と
して、Ａｌ含有量の上限を０．００５重量％に定めた。
【００１１】Ｍｇ：０．０００５〜０．０３重量％ 製鋼段階で脱酸剤として添加される成分であり、０．０
００５重量％に満たない添加量では安定した脱酸効果が
得られない。しかし、過剰量のＭｇが鋼中に存在する
と、鋼材の延性が低下し、加工性が劣化する。また、過
剰なＭｇ投入は、添加原料の多量消費により生産コスト
を上昇させるため、本発明ではＭｇ含有量の上限を０．
０３重量％に設定した。なお、Ｍｇは、単体金属又は合
金として溶鋼に添加される。 Ｏ：０．０１重量％以下 Ｏ含有量が多すぎると、鋼中に多量の介在物が生成さ
れ、加工性を劣化させる。また、連続鋳造も困難にな
る。そこで、本発明においては、Ｏ含有量を０．０１重
量％以下に規制した。
００５重量％に満たない添加量では安定した脱酸効果が
得られない。しかし、過剰量のＭｇが鋼中に存在する
と、鋼材の延性が低下し、加工性が劣化する。また、過
剰なＭｇ投入は、添加原料の多量消費により生産コスト
を上昇させるため、本発明ではＭｇ含有量の上限を０．
０３重量％に設定した。なお、Ｍｇは、単体金属又は合
金として溶鋼に添加される。 Ｏ：０．０１重量％以下 Ｏ含有量が多すぎると、鋼中に多量の介在物が生成さ
れ、加工性を劣化させる。また、連続鋳造も困難にな
る。そこで、本発明においては、Ｏ含有量を０．０１重
量％以下に規制した。
【００１２】連続鋳造では、投入したＭｇの大気による
再酸化を防止するため、Ａｒ，Ｎ等の不活性ガスでシー
ルして連続鋳造することが好ましい。不活性ガスシール
により、鋼中のＭｇ量が安定化し、安定した品質をもつ
鋼材が得られる。連続鋳造で得られたスラブは、熱間圧
延，酸洗，冷間圧延，焼鈍の各工程を経て溶融アルミニ
ウムめっき製造設備に送られる。溶融アルミニウムめっ
き鋼板の耐黒変性及び加工性は、熱延条件及び焼鈍条件
を適正に制御することによっても改善される。スラブ
は、熱間圧延に先立って再加熱される。或いは、連続鋳
造されたままの熱間スラブを直接圧延することも可能で
ある。熱延鋼帯は、５５０〜７２０℃で巻き取られる。
巻取り温度が５５０℃に達しない低温巻取りでは、炭化
物の微細析出や固溶Ｃ量の増加によって鋼板の加工性が
劣化する。逆に、７２０℃を超える高温で熱延鋼帯を巻
き取ると、鋼帯表面に生成するスケール層が厚くなり酸
洗性が劣化し、コイル形状も悪化する。熱延鋼帯は、酸
洗，冷間圧延される。通常は、酸洗後に冷間圧延される
が、酸洗性向上を目的として酸洗前に冷間圧延してもよ
い。冷間圧延は、後工程の焼鈍過程で再結晶を促進させ
て均一な再結晶フェライト組織とするために、合計圧下
率が５０％以上に設定される。このように冷間圧延され
た鋼帯は、焼鈍後に優れた加工性を示す。
再酸化を防止するため、Ａｒ，Ｎ等の不活性ガスでシー
ルして連続鋳造することが好ましい。不活性ガスシール
により、鋼中のＭｇ量が安定化し、安定した品質をもつ
鋼材が得られる。連続鋳造で得られたスラブは、熱間圧
延，酸洗，冷間圧延，焼鈍の各工程を経て溶融アルミニ
ウムめっき製造設備に送られる。溶融アルミニウムめっ
き鋼板の耐黒変性及び加工性は、熱延条件及び焼鈍条件
を適正に制御することによっても改善される。スラブ
は、熱間圧延に先立って再加熱される。或いは、連続鋳
造されたままの熱間スラブを直接圧延することも可能で
ある。熱延鋼帯は、５５０〜７２０℃で巻き取られる。
巻取り温度が５５０℃に達しない低温巻取りでは、炭化
物の微細析出や固溶Ｃ量の増加によって鋼板の加工性が
劣化する。逆に、７２０℃を超える高温で熱延鋼帯を巻
き取ると、鋼帯表面に生成するスケール層が厚くなり酸
洗性が劣化し、コイル形状も悪化する。熱延鋼帯は、酸
洗，冷間圧延される。通常は、酸洗後に冷間圧延される
が、酸洗性向上を目的として酸洗前に冷間圧延してもよ
い。冷間圧延は、後工程の焼鈍過程で再結晶を促進させ
て均一な再結晶フェライト組織とするために、合計圧下
率が５０％以上に設定される。このように冷間圧延され
た鋼帯は、焼鈍後に優れた加工性を示す。
【００１３】冷延鋼帯は、連続式溶融アルミニウムめっ
きラインに通板され、インラインで焼鈍された後、アル
ミニウムめっき浴に導入される。このときの焼鈍温度
は、再結晶温度以上で８５０℃以下の範囲に設定され
る。再結晶温度に達しない温度に加熱しても、加工性の
良好な再結晶フェライト組織が得られない。しかし、８
５０℃を超える焼鈍温度では、炭化物が再固溶し、鋼中
のＣ量が増加し、却って加工性が劣化する。アルミニウ
ムめっき浴としては、めっき浴から引き上げられた鋼帯
表面に１．０〜１５重量％のＳｉを含むアルミニウムめ
っき層が形成されるように、Ｓｉを添加したアルミニウ
ム合金が使用される。めっき層中のＳｉ含有量が１．０
重量％未満では、著しく厚い金属間化合物が生成し、め
っき層の加工性が劣化する。逆に１５重量％よりも多量
のＳｉが含まれると、めっき層中にフレーク状のＳｉが
析出し、この場合も加工性が劣化する。
きラインに通板され、インラインで焼鈍された後、アル
ミニウムめっき浴に導入される。このときの焼鈍温度
は、再結晶温度以上で８５０℃以下の範囲に設定され
る。再結晶温度に達しない温度に加熱しても、加工性の
良好な再結晶フェライト組織が得られない。しかし、８
５０℃を超える焼鈍温度では、炭化物が再固溶し、鋼中
のＣ量が増加し、却って加工性が劣化する。アルミニウ
ムめっき浴としては、めっき浴から引き上げられた鋼帯
表面に１．０〜１５重量％のＳｉを含むアルミニウムめ
っき層が形成されるように、Ｓｉを添加したアルミニウ
ム合金が使用される。めっき層中のＳｉ含有量が１．０
重量％未満では、著しく厚い金属間化合物が生成し、め
っき層の加工性が劣化する。逆に１５重量％よりも多量
のＳｉが含まれると、めっき層中にフレーク状のＳｉが
析出し、この場合も加工性が劣化する。
【００１４】
【実施例】実施例１：転炉精錬後、真空脱ガスされた溶
鋼をワイヤフィード法でＭｇ脱酸し、表１に示す組成を
もつスラブに連続鋳造した。表１の試験番号１〜３は本
発明例，試験番号４〜９は比較例である。比較例のう
ち、試験番号４，５はＮ含有量が本発明で規定した範囲
を外れ、試験番号６はＡｌ含有量が本発明で規定した範
囲を超え、試験番号７，９はＭｇ含有量が本発明で規定
した範囲を下回り、Ｏ含有量が本発明で規定した範囲を
超えている。また、試験番号８はＭｇ含有量が本発明で
規定した範囲を超えている。なお、試験番号７，９の鋼
種は、Ｍｇ含有量が低く脱酸が不十分なため、鋳造は造
塊法に依った。
鋼をワイヤフィード法でＭｇ脱酸し、表１に示す組成を
もつスラブに連続鋳造した。表１の試験番号１〜３は本
発明例，試験番号４〜９は比較例である。比較例のう
ち、試験番号４，５はＮ含有量が本発明で規定した範囲
を外れ、試験番号６はＡｌ含有量が本発明で規定した範
囲を超え、試験番号７，９はＭｇ含有量が本発明で規定
した範囲を下回り、Ｏ含有量が本発明で規定した範囲を
超えている。また、試験番号８はＭｇ含有量が本発明で
規定した範囲を超えている。なお、試験番号７，９の鋼
種は、Ｍｇ含有量が低く脱酸が不十分なため、鋳造は造
塊法に依った。
【００１５】
【００１６】各スラブを仕上げ温度８８０℃，巻取り温
度６５０℃で熱間圧延し、板厚３．０ｍｍの熱延鋼帯を
製造した。次いで、酸洗，冷間圧延を経て、板厚０．８
ｍｍの冷延鋼帯とした。各冷延鋼帯を連続溶融アルミニ
ウムめっきラインに供給し、７５０℃で還元焼鈍した
後、浴組成Ａｌ−９％Ｓｉのめっき浴に通板した。めっ
き浴から引き上げられた鋼帯をガスワイピングし、両面
当りの目付け量を８０ｇ／ｍ2 に調整した。得られた溶
融アルミニウムめっき鋼帯から試験片を切り出し、次の
試験により耐黒変性及び加工性を調査した。
度６５０℃で熱間圧延し、板厚３．０ｍｍの熱延鋼帯を
製造した。次いで、酸洗，冷間圧延を経て、板厚０．８
ｍｍの冷延鋼帯とした。各冷延鋼帯を連続溶融アルミニ
ウムめっきラインに供給し、７５０℃で還元焼鈍した
後、浴組成Ａｌ−９％Ｓｉのめっき浴に通板した。めっ
き浴から引き上げられた鋼帯をガスワイピングし、両面
当りの目付け量を８０ｇ／ｍ2 に調整した。得られた溶
融アルミニウムめっき鋼帯から試験片を切り出し、次の
試験により耐黒変性及び加工性を調査した。
【００１７】耐黒変性試験では、５０×１００ｍｍの試
験片をボックス焼鈍炉に入れ、５００〜６１０℃の各温
度でそれぞれ１０００時間保持した。加熱後に試験片を
焼鈍炉から取り出し、めっき層表面の目視観察により変
色の有無を調査した。また、走査型電子顕微鏡を用いて
試験片の断面を観察し、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みを測定
した。加工性試験では、冷延鋼帯から圧延方向と平行
（Ｌ方向）にサンプリングしたＪＩＳ５号試験片を用い
た破断引張試験を行うと共に、圧延方向と平行（Ｌ方
向），４５度方向（Ｂ方向），直角（Ｃ方向）にサンプ
リングしたＪＩＳ５号試験片を用いてランクフォード値
を測定した。ランクフォード値は、１５％の引張予歪み
を与えた後、３点法で測定し、Ｌ方向，Ｂ方向，Ｃ方向
の平均値［（ｒL ＋２ｒB ＋ｒC ）／４］として求めら
れる。
験片をボックス焼鈍炉に入れ、５００〜６１０℃の各温
度でそれぞれ１０００時間保持した。加熱後に試験片を
焼鈍炉から取り出し、めっき層表面の目視観察により変
色の有無を調査した。また、走査型電子顕微鏡を用いて
試験片の断面を観察し、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みを測定
した。加工性試験では、冷延鋼帯から圧延方向と平行
（Ｌ方向）にサンプリングしたＪＩＳ５号試験片を用い
た破断引張試験を行うと共に、圧延方向と平行（Ｌ方
向），４５度方向（Ｂ方向），直角（Ｃ方向）にサンプ
リングしたＪＩＳ５号試験片を用いてランクフォード値
を測定した。ランクフォード値は、１５％の引張予歪み
を与えた後、３点法で測定し、Ｌ方向，Ｂ方向，Ｃ方向
の平均値［（ｒL ＋２ｒB ＋ｒC ）／４］として求めら
れる。
【００１８】表２の調査結果にみられるように、試験番
号１〜３では、５８０℃の高温に加熱された後でもめっ
き層表面が黒変化していなかった。断面を観察した結果
では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が２〜４μｍと薄く、合金層の
成長が検出されなかった。また、表３にみられるよう
に、試験番号１〜３の何れも高い伸び及びランクフォー
ド値を示しており、加工性に優れた材料であった。これ
に対し、試験番号４，６は、５００℃程度の加熱でめっ
き層の表面が黒変化していた。Ｎ含有量が高い試験番号
５及びＭｇ含有量が高い試験番号８は、耐黒変性は良好
であるものの、加工性に劣っていた。また、試験番号７
は、耐黒変性には優れているものの、連続鋳造できない
鋼種であるため、生産性の低い造塊法に依らざるを得な
かった。他方、試験番号４，５，７の鋼種をめっき原板
としたものでは、５００℃の加熱でめっき層の合金化が
開始され、めっき層表面が灰黒色に変化した。この対比
から、固溶Ｎ量を増加させることにより、耐黒変性が改
善されることが確認される。しかし、試験番号６の鋼種
は、耐黒変性に優れているものの、連続鋳造ができない
鋼種であるため、生産性の低いものといえる。
号１〜３では、５８０℃の高温に加熱された後でもめっ
き層表面が黒変化していなかった。断面を観察した結果
では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が２〜４μｍと薄く、合金層の
成長が検出されなかった。また、表３にみられるよう
に、試験番号１〜３の何れも高い伸び及びランクフォー
ド値を示しており、加工性に優れた材料であった。これ
に対し、試験番号４，６は、５００℃程度の加熱でめっ
き層の表面が黒変化していた。Ｎ含有量が高い試験番号
５及びＭｇ含有量が高い試験番号８は、耐黒変性は良好
であるものの、加工性に劣っていた。また、試験番号７
は、耐黒変性には優れているものの、連続鋳造できない
鋼種であるため、生産性の低い造塊法に依らざるを得な
かった。他方、試験番号４，５，７の鋼種をめっき原板
としたものでは、５００℃の加熱でめっき層の合金化が
開始され、めっき層表面が灰黒色に変化した。この対比
から、固溶Ｎ量を増加させることにより、耐黒変性が改
善されることが確認される。しかし、試験番号６の鋼種
は、耐黒変性に優れているものの、連続鋳造ができない
鋼種であるため、生産性の低いものといえる。
【００１９】
【００２０】
【００２１】実施例２：表１に掲げた試験番号２の鋼材
を用い、表４の条件下で熱間圧延，酸洗，冷間圧延及び
焼鈍を施し、両面で８０ｇ／ｍ2 の溶融アルミニウムめ
っきを施した。
を用い、表４の条件下で熱間圧延，酸洗，冷間圧延及び
焼鈍を施し、両面で８０ｇ／ｍ2 の溶融アルミニウムめ
っきを施した。
【００２２】
【００２３】得られた各アルミニウムめっき鋼板につい
て、実施例１と同様に加工性及び加熱温度５８０℃にお
ける耐黒変性を調査した。表５の調査結果にみられるよ
うに、何れのめっき鋼板も耐黒変性に優れていた。しか
し、熱延巻取り温度が低い試験番号１３や焼鈍温度が高
い試験番号１４のアルミニウムめっき鋼板は、耐黒変性
は良好であるものの、加工性に劣っていた。これに対
し、本発明で規定した巻取り温度及び焼鈍温度で製造し
た試験番号１０〜１２のアルミニウムめっき鋼板は、優
れた加工性を示した。
て、実施例１と同様に加工性及び加熱温度５８０℃にお
ける耐黒変性を調査した。表５の調査結果にみられるよ
うに、何れのめっき鋼板も耐黒変性に優れていた。しか
し、熱延巻取り温度が低い試験番号１３や焼鈍温度が高
い試験番号１４のアルミニウムめっき鋼板は、耐黒変性
は良好であるものの、加工性に劣っていた。これに対
し、本発明で規定した巻取り温度及び焼鈍温度で製造し
た試験番号１０〜１２のアルミニウムめっき鋼板は、優
れた加工性を示した。
【００２４】
【００２５】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｍｇで脱酸した溶鋼から連続鋳造によって製造して
いるので、Ａｌ含有量が低く、固溶Ｎ量が高く維持され
てた鋼材が得られる。高い鋼中固溶Ｎ量は、アルミニウ
ムめっき鋼板が高温に加熱されたとき、めっき層と下地
鋼との間にＡｌＮのバリアー層を形成し、めっき層の黒
変化を防止する。そのため、銀白色の美麗な表面が維持
され、各種熱器具，排気系部品等として有用な溶融アル
ミニウムめっき鋼板が得られる。しかも、加工性低下の
原因となる低温巻き取りが不要なため、加工性も改善さ
れる。更には、連続鋳造が可能な鋼種であることから生
産性も良く、固溶ＮがＡｌＮとして固定されることがな
いため熱間圧延時の巻取り温度や冷間圧延後の熱処理等
の制約も緩和される。
は、Ｍｇで脱酸した溶鋼から連続鋳造によって製造して
いるので、Ａｌ含有量が低く、固溶Ｎ量が高く維持され
てた鋼材が得られる。高い鋼中固溶Ｎ量は、アルミニウ
ムめっき鋼板が高温に加熱されたとき、めっき層と下地
鋼との間にＡｌＮのバリアー層を形成し、めっき層の黒
変化を防止する。そのため、銀白色の美麗な表面が維持
され、各種熱器具，排気系部品等として有用な溶融アル
ミニウムめっき鋼板が得られる。しかも、加工性低下の
原因となる低温巻き取りが不要なため、加工性も改善さ
れる。更には、連続鋳造が可能な鋼種であることから生
産性も良く、固溶ＮがＡｌＮとして固定されることがな
いため熱間圧延時の巻取り温度や冷間圧延後の熱処理等
の制約も緩和される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 (72)発明者 肥後 裕一 広島県呉市昭和町11番１号 日新製鋼株式 会社技術研究所内
Claims (1)
- 【請求項１】 脱酸剤としてＭｇを用いて溶鋼を脱酸し
た後、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．０５重量％
以下，Ｍｎ：０．１０〜０．４０重量％，Ｐ：０．０３
０重量％以下，Ｓ：０．０１５重量％以下，固溶Ｎ：
０．００２〜０．０２０重量％，Ａｌ：０．００５重量
％以下，Ｍｇ：０．０００５〜０．０３重量％，Ｏ：
０．０１重量％以下を含む組成に成分調整し、該溶鋼を
スラブに連続鋳造し、得られたスラブを巻取り温度５５
０〜７２０℃で熱間圧延し、酸洗前又は酸洗後に合計５
０％以上の圧下率で冷間圧延し、次いで連続式溶融アル
ミニウムめっきラインにおいて再結晶温度以上８５０℃
以下の温度で焼鈍した後、１．０〜１５重量％のＳｉを
含む溶融アルミニウムめっき浴に導入することを特徴と
する耐黒変性及び加工性に優れたアルミニウムめっき鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16534998A JPH11350099A (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 耐黒変性及び加工性に優れたアルミニウムめっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16534998A JPH11350099A (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 耐黒変性及び加工性に優れたアルミニウムめっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11350099A true JPH11350099A (ja) | 1999-12-21 |
Family
ID=15810678
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16534998A Withdrawn JPH11350099A (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 耐黒変性及び加工性に優れたアルミニウムめっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11350099A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003034855A (ja) * | 2001-07-23 | 2003-02-07 | Nippon Steel Corp | 塗装後耐食性に優れた高強度アルミめっき鋼板及びそれを使用した自動車用部材 |
| CN111349849A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的覆铝板带及其制造方法 |
| CN111349769A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的覆铝基板用钢及其制造方法 |
| CN111349868A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种覆铝板带及其制造方法 |
| CN111349848A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的高强度覆铝基板用钢及其制造方法 |
| CN111349869A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度覆铝基板用钢及其制造方法 |
-
1998
- 1998-06-12 JP JP16534998A patent/JPH11350099A/ja not_active Withdrawn
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003034855A (ja) * | 2001-07-23 | 2003-02-07 | Nippon Steel Corp | 塗装後耐食性に優れた高強度アルミめっき鋼板及びそれを使用した自動車用部材 |
| JP4612240B2 (ja) * | 2001-07-23 | 2011-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | 塗装後耐食性に優れた高強度アルミめっき鋼板及びそれを使用した自動車用部材 |
| CN111349849A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的覆铝板带及其制造方法 |
| CN111349769A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的覆铝基板用钢及其制造方法 |
| CN111349868A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种覆铝板带及其制造方法 |
| CN111349848A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的高强度覆铝基板用钢及其制造方法 |
| CN111349869A (zh) * | 2018-12-24 | 2020-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度覆铝基板用钢及其制造方法 |
| CN111349868B (zh) * | 2018-12-24 | 2021-10-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种覆铝板带及其制造方法 |
| CN111349849B (zh) * | 2018-12-24 | 2021-10-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的覆铝板带及其制造方法 |
| CN111349869B (zh) * | 2018-12-24 | 2021-10-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度覆铝基板用钢及其制造方法 |
| CN111349769B (zh) * | 2018-12-24 | 2021-10-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的覆铝基板用钢及其制造方法 |
| CN111349848B (zh) * | 2018-12-24 | 2021-10-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抑制腐蚀的高强度覆铝基板用钢及其制造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20050906 |