JPS63227725A - 溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - 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］ 本発明は熱間圧延鋼板を原板とする溶融亜鉛めっき方法
に関し、詳細には冷間圧延することなしに成形加工性及
び耐縦割れ性に優れた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］ 従来加工性の厳しい部品に用いられる溶融亜鉛めっき鋼
板或は合金化溶融亜鉛めっき鋼板は熱間圧延鋼板を冷間
圧延に付した後、溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍・
浸漬めっきを行なうことによって製造するのが一般的で
あった。しかし最近では製造工程を簡略化して製造費を
抑制することが強く要請され、上記工程のうち冷延過程
を省略して熱延鋼板を直接溶融亜鉛めりぎに付すことが
多くなりつつある。この場合従来の連続焼鈍亜鉛めっき
（以下単に溶融めっきということがある）ラインをその
まま転用するのが通常であり、鋼の受ける熱履歴は第２
図に示す通りとなる。上記溶融めっきラインは冷延鋼板
を対象に設計設備されたものであり、対象鋼板の昇温ラ
インを含んでいるから、元々加工組織が残っておらず従
って焼鈍を行なう必要のない熱延鋼板であっても設備稼
動上必然的に昇温を受けることとなる。面別の観点から
見た場合においても溶融めっきの密着性を確保するには
亜鉛の溶融温度（約４６０℃）以上に予熱しておく必要
もあり、いずれにせよ原板の再加熱処理は不可避のプロ
セスとなっている。

［発明が解決しようとする問題点］ しかるに例えばＡ１キルド熱延鋼板に上記の様な熱処理
を施すと、熱延・巻取り後の徐冷過程で鋼中に十分析出
しなセメンタイトが昇温によって再固溶するという現象
が生じる。この様な炭素の再固溶が行なわれた鋼は、溶
融めっきラインを通過する過程で、特にその後半工程に
おいてかなりの急速冷却を受ける為、再固溶されている
炭素を再び十分に析出させることは容易でなく再固溶さ
れた炭素は大部分が固溶した状態で鋼中に残存するので
ある。この為熱延・巻取り後の鋼板と、溶融めっき後の
鋼板についてそれらの特性を比較すると後者の降伏強度
は第３図にｍＢで示す様に上昇し、また伸びは第４図に
示す様に大幅に低下する。同時に後者の時効指数が高く
なり時効によフて機械的性質が劣化する。これらの原因
が総合的な影響を与える結果鋼の成形加工性が大きく低
下するという問題を生ずる。この様な問題を解消する為
に鋼中のＣ含有量を極めて低く抑制し且つＴｉ、Ｎｂ等
の炭化物形成元素を添加して残留Ｃを固定することが試
みられている。この様にして得られる鋼板中のＣは、熱
延鋼板の段階でＴｉｃ、ＮｂＣとして析出しており、こ
れらの炭化物は溶融めっきラインの加熱均熱工程におい
ても殆んど再固溶しない、従って溶融めっきライン通板
後の材質及び加工性の劣化は防止される。ところがこの
様に固溶Ｃが存在しない鋼の場合は、結晶粒界の強度が
弱くなる結果、成形加工後に衝撃荷重が加わフたり、或
は低温での変形を行なったりしたときに脆性破壊を生ず
る、いわゆる「縦割れ現象」を発生するおそれがあり、
この種の鋼板を強度部材として用いた場合特に問題とな
る。

本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、
熱延鋼板を連続焼鈍溶融めっき処理に付した場合であっ
ても加熱による不都合を露呈してくることがなく且つ成
形加工後の耐縦割れ性を劣化させない様な溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法を提供しようとするものである。

［問題点を解決する為の手段］ 本発明は、 Ｃ≦０．００９％ ｏ、ｏｏｏｓ％≦Ｂ≦０．００４５％ を含み更に Ｔｉ≦０．０８％ ＮｂＳ２．０５％ よりなる群から選択される１種以上を含む鋼板を熱間圧
延し次いで酸洗した後、冷間圧延することなしに連続焼
鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて均熱及び溶融亜鉛めっ
きに付することによって鋼板中の固溶Ｃ量を５０　ｐｐ
ｍ以下とすることを要旨とするものである。

［作用］ 本発明の目的を達成するに当たっては、上記の様な焼鈍
或は予熱用の加熱を受けた場合の固溶炭素による不都合
を回避すると共に成形加工後の耐縦割れ性の向上をはか
ることが主眼となるから、鋼中の化学成分のうち特にＣ
，Ｔｉ、Ｎｂ及びＢの含有量の調整が構成上のポイント
となる。

（イ）Ｃ 溶融亜鉛めっき処理後の成形加工性を劣化させない為に
は、めっき処理後の固溶Ｃ量が少ないことが肝要である
。固溶Ｃ量は鋼中のＣ及び炭化物形成元素であるＴｉ、
Ｎｂの量により定まる。

従ってＴｉ、Ｎｌ、の添加量が増大すればＣの許容含有
量も大となるのであるが、含有量及びＴｉ。

Ｎｂの添加量が増大すると炭化物が増大し、鋼の延性が
劣化することとなる為、Ｃ含有量の上限値を０．００９
％とし、Ｔｉ、Ｎｂの添加量についても後に述べる様に
一定値以下に制限する。また本発明者等の研究によれば
鋼の良好な成形加工性を維持する為には、残存固溶Ｃ量
をｓｏｐｐｍ以下とする必要がある。

（ロ）Ｔｉ、Ｎｂ Ｔｉ、Ｎｂはいずれも炭化物形成元素であってこれらの
炭化物は溶融めっきラインの加熱均熱工程において再固
溶しない為、Ｔｉ、Ｎ、の添加によりめっき後の固溶Ｃ
量を少なくすることができその結果めっき処理後も成形
加工性の劣化が小さいものと考えられる。従ってこれら
の元素を単独或は複合して添加することによって鋼中の
固溶Ｃ量を前記５０ｐｐｍ以下とすればよい。しかしな
がらこれらの元素の添加量が増大すれば前記した様に延
性の低下を招くことになる。本発明者等の研究によれば
ＴｉＳ２．０８％、ＮｂＳ２．０５％の含有量であれば
延性の低下による不都合は生じないことがわかった。尚
ＴｉとＮｂは少しでも存在すれば良く特に下限を設定し
なかったが、好ましくはＴｉ量０．０１％、Ｎ、≧ｏ、
ｏｏｓ％とする。

（ハ）Ｂ Ｂは溶融めっき鋼板の耐縦割れ性を向上させる作用があ
る。第１図（Ａ）　、　　（Ｂ）は溶融めっき処理前後
における鋼板の耐縦割れ性の変化を示すものである。図
から明らかな様に溶融めっき処理前後における耐縦割れ
性の低下抑制効果に対するＢの役割は極めて顕著である
。この様なりの添加効果がもたらされる理由は明瞭では
ないが、粒界へのＢの優先析出によって粒界強度が高め
られると共にめっき処理前後の合金化処理過程において
、結晶粒界への亜鉛の拡散が固溶Ｂの存在により抑制さ
れることが期待される。

この様なりの添加効果を得る為には少なくとも０．００
０５％以上の添加量が望ましいが、０．００４５％を超
えると連鋳工程のスラブ段階で、スラブ表面割れを招く
おそれがあり、製品コストも増大するので添加量は０．
００４５％以下に制限することが望ましい。

以上の必須構成元素の他に鋼の強度あるいは耐時効性の
向上を目的としてそれぞれＭｎおよびＡＩを添加するこ
とができるほか、通常不可避不純物として混在するＳｔ
、Ｐ、Ｎ等の影響もあるので以下にこれら元素の好まし
い添加量或は含有量について説明する。

（ニ）Ｍｎ Ｍｎは、Ｓの存在によって生ずる熱間脆性破壊を抑制す
る効果を有する。その添加効果を得る為には０．０５％
以上の添加量が望ましいが、０．５％を超えると成形加
工性が低下するおそれがあり従って添加量は０．５％以
下とすることが望ましい。

（ホ）ＡＩ Ａ１は鋼精錬時の脱酸剤として添加される元素であり、
Ｔｉの歩留りを向上させる点から添加量は０．０１％以
上であることが望ましい。しかし０．１％を超えると鋼
板の疵の原因となり製品コスト抑制の点からも好ましく
ないので添加量は０．１％以下に制限することが望まし
い。

（へ）Ｓｉ Ｓｉの含有量は０．２％以下であることが望ましい。含
有量が０．２％を超えると熱延段階で赤スケールが生じ
るおそれがあり、赤スケール模様は酸洗後も残る為、め
フき表面に縞状模様が浮き出て表面外観を劣化させ商品
価値を著しく低下させる。更に赤スケールが発生した場
合スケール発生部分のめつき密着性が劣化するため、こ
の観点からもＳＬ含有量は可及的に抑制することが好ま
しい。

（ト）Ｐ Ｐは０．０５％以上の含有量があるとめっき密着性が劣
化する為、含有量は０．０５％以下であることが望まし
い。

（チ）Ｓ Ｓは過剰に含有されると熱間脆性を生ずるおそれがある
為、含有量は０．０１５％以下であることが望ましい。

（ワ）Ｎ ＮはＣと同様にＴｉ化合物を形成する。従ってＴｉｃの
十分な形成に必要なＴｉ量を確保する為にはＴｉＮの形
成量を可及的に抑制することが必要である。更に又Ｎの
含有量が多いとＢＮの形成が促進される為縦割れ抑制剤
としてＢが効果的に機能できないこととなる。この様な
観点からＮの含有量は０．００３％以下であることが望
ましい。

以下本発明の実施例について説明するが、本発明はこれ
らの実施例に限定されるものではなく、前・後記の趣旨
に徴してその他の実施例を採用することは本発明の技術
的範囲に属することである。

［実施例］ 第１表の成分を有し残部Ｆｅ及び不可避不純物より成る
鋼を、転炉出鋼後真空脱ガス処理に付した。次いで連続
鋳造法によりスラブとした後、板厚：２ｍｍまで熱間圧
延し巻取った。尚第１表にはめっき処理後の固溶Ｃ量を
併記した。

仕上温度：９１０〜９４０℃ 巻取温度＝６６０〜６９０℃ とした。

得られた熱延コイルを酸洗し次いで溶融亜鉛めっき処理
に付した。第２表には得られた溶融めっき鋼板の機械的
性質と縦割れ試験により求めた縦割れ遷移温度を示す。

縦割れ試験としては１４５すｍｍのブランクを打ち抜き
、平底円筒絞り成形（絞り比：２．３）を行ない、その
後旋盤にて耳落し加工を施し、最終絞り比＝２．０相当
のカップ状成形品を作製し、−１３０〜０℃で１０分間
保持した後、円錐ポンチにて穴拡げ加工を行なった。各
保持温度毎に３〜５個のカップ成形品を供試し、縦割れ
（脆性割れ）発生率５０％の時の温度を遷移温度とした
。

本発明鋼であるＮｏ、ｆ〜３は降伏点が低く、かつ高い
伸びを示し優れた引張特性を有するのに加えさらには、
溶融亜鉛めっき前後における耐縦割れ性の劣化がないた
め溶融亜鉛めっき後の耐縦割れ性がｆ憂れていた。

これに対して比較＠Ｎｏ、５ではめっき後の固溶Ｃ量が
不足し、さらにＮｏ、６．７ではＢ量が不足するため、
めっき前後での耐縦割れ性の劣化が大きく、従ってめフ
き後の耐縦割れ性が劣った。

また比較鋼Ｎｏ、４はめっき後の固溶Ｃ量が多すぎるた
め溶融亜鉛めっきラインの通過により引張特性が劣化し
た。同様に比較鋼Ｎｏ、８．９ではＣ量、Ｎｏ、１０で
はＮ、含有量がい黒れも多すぎ引張特性に劣るため高度
の加工性が要求される用途には適さなかった。

［発明の効果］ 本発明の熱延原板溶融亜鉛めっ＠鋼板はめっき処理前の
特性とほぼ同等の優れた成形加工性と耐縦割れ性を保持
し、成形加工性や耐縦割れ性の劣化を招かないという効
果を有する。

【図面の簡単な説明】

第１図（＾）は従来ｗ４（極低Ｃ−Ｔｉ鋼）におけるめ
っき処理前後の縦割れ遷移曲線を示す図、第１図（Ｂ）
は本発明鋼と従来鋼（Ａ　１キルト鋼）におけるめりき
処理前後の縦割れ遷移曲線、第２図は連続焼鈍溶融亜鉛
めりとライン通板時に鋼が受ける熱履歴を示す図、第３
図及び第４図は通常の溶融亜鉛めっき処理前後における
鋼板の機械的性質の変化を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ≦０．００９％（重量％の意味、以下同じ）０．００
   ０５％≦Ｂ≦０．００４５％ を含み更に Ｔｉ≦０．０８％ Ｎｂ≦０．０５％ よりなる群から選択される１種以上を含む鋼板を熱間圧
   延し次いで酸洗した後、冷間圧延することなしに連続焼
   鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて均熱及び溶融亜鉛めっ
   きに付することによって鋼板中の固溶Ｃ量を５０ｐｐｍ
   以下とすることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造
   方法。