JP2571585B2

JP2571585B2 - 加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

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Publication number: JP2571585B2
Application number: JP62312928A
Authority: JP
Inventors: 征行宮原; 悟博中島; 茂夫染矢
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1987-12-10
Filing date: 1987-12-10
Publication date: 1997-01-16
Anticipated expiration: 2012-01-16
Also published as: JPH01152251A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、加工用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
延を行なうことなく、プレス加工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）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を行なう、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
や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。このた
め、冷延鋼板を原板とすることに代えて、熱延酸洗する
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、溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、第１図
に一般的な熱サイクルを示すように、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。

一方、熱延鋼板の場合には、通常、熱延後には再結晶
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、加熱均熱過程では冷延鋼板に比べや
や低温の550〜650℃程度に加熱均熱された後、浸漬めっ
きされる。

ところが、Ｃを0.03〜0.05％程度含む通常のAl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55
0〜650℃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54
−71717号にはAl/N（重量比）が10以上を有する通常のA
l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
っきを施した場合、後記するように、降状点が上昇し、
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状点の上昇、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
等によってＣを低減し、原子当量論的にＣ量以上のTi、
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TiC、N
bC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T
i、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、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
並の低い降状点及び高い伸びを呈するプレス加工性に優
れた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等に比べて微量で効果があり且つ添加
コストが揺かに安いＢを微量添加した鋼を用いて、熱延
原板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、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:0.005〜0.100％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溶融亜
鉛めっきを行うに際し、該めっき前の加熱及び均熱時の
鋼帯温度を650℃以上750℃以下とすることを特徴とする
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
っきラインで適正条件で加熱均熱することにより、プレ
ス加工性に優れ、特に低降状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て、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
漬めっきを行った。なお、めっき前の均熱時間は20秒と
した。

得られた鋼板の圧延方向よりJIS5号引張り試験片を採
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状点及び伸びとの関
係を第２図に示す。

第２図より、鋼No.IとNo.II及びNo.IIIでは明らかに
傾向が異なっている。

すなわち、鋼No.II及びNo.IIIでは、前述のようにめ
っき熱サイクルを施すことにより、伸びが大きく低下
し、降状点が上昇している。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N
o.Iでは、めっき前均熱温度が500〜600℃では熱延まま
に比べて降状点は高く、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状点
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（降状
点の上昇、伸びの低下）の原因としては、前述のよう
に、めっき熱サイクルの再加熱〜冷却過程を通じ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
ったときの降状点の上昇量）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52
0℃材）kgf/mm²であり、鋼No.IIの5.2（同720℃材）kgf
/mm²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℃え巻取った鋼No.I及び鋼N
o.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温度550℃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生じることがあり、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0.015％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
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0.020％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、0.080％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0.005〜0.100％の範
囲とする。

次に、本発明の製造条件について説明する。

溶融亜鉛めっき条件は、Ｂを添加した鋼を熱延巻取り
後、微細化したセメンタイトを球状化し、引張特性を向
上させるような条件とすることが必要である。このため
には、亜鉛めっき前の均熱温度が650℃以上であればよ
いことが本発明者らの実験により判明した。但し、この
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、本発明の目的を達成するためには、めっき前均熱
温度は650℃以上750℃以下とする必要がある。

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。

更、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、延び率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まで熱巻圧延を施し、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表に示す条件で溶融亜鉛めきを施し、伸
び率1.0％の調質圧延を施した。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板の諸特性を第３表に並記
する。同表中、引張特性は該鋼板から圧延方向にJIS5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
対して、比較例である鋼No.B−２は亜鉛めっき前の均熱
温度が低すぎるため、また鋼No.B−３は該均熱温度が高
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条件
であっても、高い伸びが得られない。また比較例鋼No.E
及び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、これに伴い降状点も高く、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
く溶融亜鉛めっき処理を施すに際し、亜鉛めっきライン
でのめっき前均熱温度を従来より高くしたので、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
延鋼板並の低い降状点及び高い伸びを呈する優れたプレ
ス成形性の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図は溶融亜鉛めっき鋼板のめっき前均熱温度と降状
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）は熱延後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
示している。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.020〜0.080
％、Mn:0.05〜0.45％、solAl:0.005〜0.100％及びB:0.0
010〜0.0050％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
延をせずに溶融亜鉛めっきを行うに際し、該めっき前の
加熱及び均熱時の鋼帯温度を650℃以上750℃以下とする
ことを特徴とする加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。