JPS63149321A - 加工性の良好な高強度亜鉛メツキ鋼板の製造方法 - 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〉 本発明は引張強さが４５〜６０ｋｇｆ　／　ａｍ２で、
かつ降伏比が０．８未満の加工性が優れた高強度溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法に関するものである。

〈従来技術とその問題点〉 自動車の安全性と燃費改善を目的とした軽量化のため高
強度鋼板の要求が強く、さらに防錆化の要求も強く、こ
のため高強度溶融亜鉛メッキ鋼板への期待も大きい。

さらに近年、この高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に対する加
工性の改善要求も高まってきた。

従来、　ＮｂやＴｉなどの析出硬化型元素を利用した高
張力鋼板は降伏比が高く、伸びフランジ加工性など充分
な冷開成形性が得られないという欠点があった。また、
ＳｉとＭｎなとの固溶硬化型元素を利用した高張力鋼板
は析出硬化型に比べ降伏比が低く、冷間成形性も良好で
あるが、インライン焼鈍還元法、いわゆるシーラス型あ
るいはセンジミアー型溶融亜鉛メッキ装置での亜鉛メッ
キ鋼板の製造において、０．１％を越えるＳｉを含む固
溶硬化型の高張力鋼では酸化工程でＦｅとＳｉの酸化物
が鋼表面に生成し、これが還元工程においても除去され
ず、鋼表面に残存したままメッキ処理されるため、不メ
ッキが生じるという大きな欠点を有する。

〈発明が解決しようとする問題点〉 本発明は溶融亜鉛メッキ時の不メッキの問題と高強度溶
融亜鉛メッキ鋼板の冷間成形性を改善する方法を提供す
ることを目的とする。

〈問題点を解決するための手段〉 本発明者等はこのような問題点を解決するため鋭意研究
の結果、溶融亜鉛メッキ性を阻害するＳｉ量を極力低め
、これに代わる強化元素としてＰを添加し、さらに熱間
圧延時の冷却条件を制御することにより降伏比が０．８
未満で、かつ、引張強さが４５〜６０ｋｇｆ　／　ａｍ
”で、強度延性バランスがよく。

冷開成形性も良好な高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法を見出した。

〈発明の構成〉 すなわち１本発明によれば Ｃ：　０．０５−０．１５％、Ｓｉ　：　０．１０％以
下、Ｍｎ　：　０．６０〜１．５０％、　Ｐ　：　０．
０３５〜０．１００％、　Ｓ　：　０．０１５％以下。

必要によりＣａおよび／またはＲＥＭを０．００１−０
．００８％を含み、残部が鉄及びその他年可避的不純物
からなる鋼を、８５０℃以上の仕上り温度で熱間圧延後
。

１５〜ｂ 温度で巻取り、酸洗し、溶融亜鉛メッキまたは合金化溶
融亜鉛メッキすることにより、加工性の良好な高強度溶
融亜鉛メッキ鋼板を得る点に特徴を有する。

次に本発明方法における鋼組成ならびに製造条件を限定
した理由を述べる。

Ｃ（炭素） Ｃは本発明鋼において、その加工性と溶接性を良好にす
る意味で、できるだけ低くする方が好ましい。しかしＣ
含有量が０．０５％未満では溶融亜鉛メッキ後の引張強
度が４５ｋｇｆ／　ｍｍ”以上を得ることが困難である
。また０、１５％を越えて添加すると、本発明における
熱延条件範囲内でベイナイト状の組織が多量に生成し、
６０ｋｇｆ　／　ｍｍ２を越える引張強度ならびに０．
８以上の降伏比となり、冷間加工性が大幅に低下するの
で、Ｃ含有量は０．０５〜０．１５％に限定した。

Ｓｉ　（珪素） Ｓｉは強度を向上させる目的では好ましい元素ではある
が、シーラス型あるいはセンジミアー型のインライン焼
鈍型溶融亜鉛メッキ法では、Ｓｉが０．１０％を越える
と不メッキの発生が著しくなるので、Ｓｉ量は０．１０
％以下に限定した。

Ｍｎ　（マンガン） Ｍｎは鋼材の強度を確保する上で重要な元素であるが、
その含有量が０．６０％未満では所望の強度が得られず
、他方、　１．５０％を越えて含有すると溶接継手部の
強度の上昇が大きくなり、靭性が劣化するのでＭｎ含有
量は０．６０〜１．５０％に限定した。

Ｐ　（りん） Ｐは本発明鋼の特徴的な元素である。すなわち、溶融亜
鉛メッキ性を改善するためＳｉ含有量を０．１０％以下
に限定したため、Ｓｉに代わる強化元素としてＰを用い
る。本発明鋼の目的とする引張強さ４５ｋｇｆ／ａｍ”
以上を確保するにはＰ含有量は最低０．０３５％必要で
ある。なお、０．０３５〜０．１００％の範囲内ではＰ
含有量の増加によりフェライト変態反応が促進されるた
め、ポリゴナルなフェライトとパーライトの組織になり
良好な延性を示す。しかし。

０．１００％を越えて添加すると溶融亜鉛メッキ鋼板の
衝撃遷移温度が上昇し、鋼材の脆化が見られるようにな
るので、Ｐ含有量は０．０３５〜０．１００％の範囲に
限定した。

Ｓ　（いおう） Ｓは不可避的不純物として鋼中に招来される元素である
が、過剰のＳは展伸した硫化物系介在物を生成させ、亜
鉛メッキ鋼板の冷間加工性、特に伸びフランジ性を低下
させるので、Ｓ含有量は０．０１５％以下に限定した。

Ｃａ　（カルシウム）とＲＥＭ　（希土類元素）Ｃａお
よび／またはＲＥＭの添加は展伸した硫化物系介在物を
球状の介在物に形態を変えるのに有効であり、材料の異
方性が改善される。このため、亜鉛メッキ鋼板の伸びフ
ランジ成形性など冷間加工性の改善にＣａまたはＲＥＭ
のうち１種を添加する、Ｃａおよび／またはＲＥＭの添
加量が合計で０．００１％未満では介在物の球状化効果
がなく、０．００８％を越えて添加してもその効果は飽
和するのでＣａおよび／またはＲＥＭの添加量は０．０
０１〜０．００８％に限定した。

上記の目的のためにはＣａとＲＥＭは均等物である。

圧延仕上り温度 圧延仕上り温度８５０℃は通常実施されるところであっ
て本発明に固有の限定ではない。

冷却速度 仕上スタンドから巻取機までの間の冷却速度は、本発明
鋼の引張強度をコントロールするために重要である。こ
の冷却速度が１５℃／秒未満の遅い場合には得られる金
属組織がフェライトとパーライトの顕著な帯状組織とな
り、低強度にもかかわらず亜鉛メッキ鋼板の冷間成形性
が低下する。また、冷却速度が６０℃／秒を越えるよう
な速い冷却になるとベイナイト組織の生成が多くなり、
延性の低下、冷間成形性の低下が著しくなるので、仕上
圧延後の冷却速度は１５〜ｂ 巻取温度 巻取温度は仕上圧延後の冷却速度と共に、亜鉛メッキ鋼
板の引張強度、冷間成形性などに強く影響する。巻取温
度が４７０℃未満の低い温度で巻取るとフェライト、パ
ーライト変態が完了しなく。

ベイナイト組織の生成が多くなり、亜鉛メッキ鋼板の引
少強さが６０ｋｇｆ　／　ａｍ”を越え、伸びの低下、
冷開成形性の劣下が顕著となる。これに対し。

６８０℃を越える高い温度で巻取ると得られる金属組織
フェライト、パーライトの顕著な帯状組織になるととも
にＰによる脆化も認められるようになり、亜鉛メッキ鋼
板の冷間成形性の低下が顕著になる。したがって均イな
フェライト、パーライト組織を得、良好な冷開成形性を
得るために、巻取温度は４７０〜６８０℃の温度範囲に
限定した。

次に実施例により本発明の効果をさらに説明する。

実施例１ 転炉によって表１に示すＳｉ含有量の異なる鋼を溶製し
、連続鋳造により約１１トンのスラブとし。

熱間圧延時の仕上温度を８８０℃、仕上圧延の最終スタ
ンドを出た後平均冷却速度り０℃／秒で冷却し、５６０
℃で巻取って厚さ３．０１ｌＩ１１のコイルとした。

この熱延鋼帯を酸洗後センジミア一式連続溶融亜鉛メッ
キ設備で亜鉛付着量片面３０ｇ／ｌ１１２の目標で亜鉛
メッキ処理を行なった。なお亜鉛浴の温度は４７０℃で
処理した。この亜鉛メッキ鋼帯をシャーで長さ１８２９
１１ＩＩＩ＋に切断し不メツキ発生率を測定して表１に
示した。

本発明鋼のＳｉ含有量０．１０％を越えると不メツキ発
生による２級格落車は急激に増加することが明らかであ
る。

実施例２ 転炉によって表２に示す成分の鋼溶製し、連続鋳造によ
り１１トンスラブとし、熱間圧延時の仕上温度を８６０
〜８９０℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平均冷却
速度３８〜５６℃／秒で冷却し、５００〜５８０℃で巻
取って厚さ３　、　Ｏｍｍの熱延鋼帯を製造した。

次いでこの熱延鋼帯を酸洗後、センジミア一式連続溶融
亜鉛メッキ設備で亜鉛目付量３０ｇ／ｍ２（片面）の目
標で亜鉛メッキ処理を行なった。なお亜鉛浴の温度は４
７０℃で処理した。この亜鉛メッキ鋼板の機械的性質、
冷間成形性（穴拡げ比）、２ｍｍＶノツチ試験片による
破面遷移温度、不メッキによる２級格落率の結果を表３
に示した。

Ｃ，Ｍｎ、　Ｐが本発明法の範囲よりも低いＮα５の鋼
は本発明法の熱延条件で圧延しても引張強さは本発明法
における目標の４５ｋｇｆ　／　ｌ１ｖａ”の強度は得
られない。

Ｒが本発明法の範囲よりも高いＮα９の鋼はフェライト
変態が促進されフェライト量の多い組織となり良許な伸
びを示すが、衝撃試験による破面遷移温度は一４０℃で
、Ｐ含有量が本発明法範囲の鋼種に比べ高く、Ｐによる
脆化が見られる。

Ｃが本発明法の範囲より高いＮα１０の鋼は本発明法範
囲の熱延条件においても、ベイナイト組織が多く生成し
、この結果引張強さは６０ｋｇｆ　／　ｍｍ２を越え、
降伏比も０．８３と高く穴拡げ比も小さく冷開成形性の
低下も顕著である。さらに破面遷移温度も高い。

これに対し、本発明性範囲内のＮα６．７．８の各鋼は
いずれも降伏比が０．８より低く、伸びも良好であり、
この結果穴拡げ比も高く良好な冷開成形性を示す。また
衝撃破面遷移温度も低い。本発明法の中でも特にＣａを
添加したＮα８の鋼は非金属介在物の形態が球状になり
、機械的性質の異方性の改善が見られ、穴拡げ比が２．
０と高くなり冷間成形性の改善が顕著に認められる。

なお、Ｎα５〜１０の鋼のＳｉ量はいずれも０．１０％
以下のため、不メッキの発生は低く、良好な溶融亜鉛メ
ッキ性を示した。

実施例３ 表２に示すＮα８の鋼種のスラブを用い、熱間圧延温度
８５０〜８８０℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平
均冷却速度１０〜６６℃／秒で冷却し４２０〜７００℃
の温度で巻取って厚さ３．Ｏｗｍの熱延鋼帯を製造した
。次いで、この熱延鋼帯を酸洗後、センジミア一式連続
溶融亜鉛メッキ設備で亜鉛目付量３０ｇ／　ｒｎ’（片
面）で亜鉛メッキ処理を行なった。なお、亜鉛浴の温度
は４７０℃で処理した。引続きライン内でメッキ層を５
５０℃の温度で合金化処理を行なった。

得られた合金化処理した亜鉛メッキ鋼板の材料特性を表
４に示した。

Ｎα１１は冷却速度が１０℃／秒の比較法の場合である
が、冷却速度が遅いため巻取温度が７００℃と高くなり
、引張強さは本発明法が目標とする４５ｋｇｆ／ｍｍ”
　を越える強度が得られない。さらに、得られる金属組
織もフェライトとパーライトの帯状組織を示し、伸びが
良いにもかかわらず穴拡げ比が良くない。

Ｎα１５の冷却速度が６６℃／秒と速い比較法の場合に
は、冷却速度が速いため巻取温度も低くなり、ベイナイ
ト組織の生成が多くなるので、引張強さも６０ｋｇｆ／
ａｍ”を越えるようになり、降伏比も０．８以上になり
穴拡げ比が急激に低下して冷間成形性の劣化が顕著にな
る。

これに対しＮα１２〜１４の冷却速度が２０〜６０℃の
本発明方法の場合はポリゴナルフエライトとパーライト
からなる組織を示し、伸びも良好で穴拡げ比も高く、良
好な冷開成形性を示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．６０〜１．５０％、 Ｐ：０．０３５〜０．１００％、 Ｓ：０．０１５％以下、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を８５０℃以
   上の仕上がり温度で熱間圧延し、１５〜６０℃／秒の冷
   却速度で冷却し、４７０〜６８０℃の温度で巻取り、酸
   洗し、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを行
   なうことからなる加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき
   鋼板の製造方法。 ２、Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．６０〜１．５０％、 Ｐ：０．０３５〜０．１００％。 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｃａおよび／またはＲＥＭ合計０．００１〜０．００８
   ％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を８５０
   ℃以上の仕上がり温度で熱間圧延し、１５〜６０℃／秒
   の冷却速度で冷却し、４７０〜６８０℃の温度で巻取り
   、酸洗し、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっき
   を行なうことからなる加工性の優れた高強度溶融亜鉛め
   っき鋼板の製造方法。