JP4422645B2 - 加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、加工用の合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関するものである。

近年、自動車用などで合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が大量に使用されている。この合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、通常、ゼンジマー法や無酸化炉方式で製造されるが、冷延後に８００℃程度の高温に加熱する必要があり、メッキ後、連続焼鈍ラインのような過時効処理ができない。そのため、軟質の低炭素Ａｌキルド鋼やＢ添加低炭素Ａｌキルド鋼の場合、固溶Ｃが多量に残り、冷延−連続焼鈍プロセスで製造した冷延鋼板に比べて、降伏強度が高く、降伏点伸びが生じ易く、伸びが低いなど加工性の劣化が避けられない。具体的には、伸びで４％以上の劣化が生じる。

一方、特許文献１において、Ｎｉプレメッキ後、４３０〜５００℃まで急速加熱し、亜鉛メッキ後に合金化処理を行うという合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法が記載されている。この方法の場合、最高でも合金化処理時の５５０℃程度までしか温度を上げる必要はなく、原板として冷延−連続焼鈍プロセスで製造した冷延鋼板を使用することが可能である。しかし、冷延鋼板においては、腰折れと呼ばれる縞模様の発生防止や形状矯正のため、０．６〜１．５％程度の伸び率で調質圧延をかけるのが通常である。その程度の調質圧延をかけた低炭素Ａｌキルド鋼の冷延鋼板を、上記のＮｉプレメッキ法による亜鉛メッキプロセスを通した場合、昇温の際、可動転位に固溶Ｃが固着して加工性が劣化する歪時効現象が生じる。
特許第２７８３４５２号公報

本発明では、ゼンジマー法や無酸化炉方式に比べて加工性が良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法の提供を課題とする。

本発明者らは、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法について鋭意検討した結果、冷延−連続焼鈍プロセスとＮｉプレメッキ法による亜鉛メッキプロセスとの間の調質圧延を全くかけないかまたは０．４％以下の伸び率でかけることにより、加工性の劣化が少なく良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が製造可能なことを見出した。本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、その要旨は次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｓｉ：０．００２〜０．１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片を熱延、酸洗、冷延後、６５０〜９００℃にて焼鈍し、２５０〜４５０℃まで冷却して該温度域にて１２０秒以上保持後室温まで冷却後、酸洗し、途中の調質圧延をかけることなく、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅをプレメッキし、５℃／秒以上で４３０〜５００℃まで加熱後亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、４６０〜５５０℃で５〜４０秒の合金化加熱処理を行い、最終の調質圧延を０．４〜２％の伸び率でかけることを特徴とする加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
（２）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｓｉ：０．００２〜０．１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．００５％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片を熱延、酸洗、冷延後、６５０〜９００℃にて焼鈍し、２５０〜４５０℃まで冷却して該温度域にて１２０秒以上保持後室温まで冷却後、酸洗し、途中の調質圧延をかけることなく、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅをプレメッキし、５℃／秒以上で４３０〜５００℃まで加熱後亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、４６０〜５５０℃で５〜４０秒の合金化加熱処理を行い、最終の調質圧延を０．４〜２％の伸び率でかけることを特徴とする加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
（３）プレメッキ前に０．４％以下の伸び率で調質圧延をかけることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。

本発明の製造方法によれば、ゼンジマー法や無酸化炉方式に比べて加工性が良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を提供することが可能であり、産業上のメリットは大きい。

先ず、本発明が対象とする鋼板の成分及び成分範囲を限定した理由を述べる。なお、以下、組成における質量％は単に％と記す。

Ｃは、硬化元素であり、Ｃ量が少ない程加工性に有利であるが、０．０１％未満では時効劣化が大きいので望ましくない。また、Ｃ量が多くなると硬質になりすぎ、０．１２％を超えると加工性が劣化する。したがって、Ｃ量を０．０１〜０．１２％とした。

Ｍｎは、靭性を付与するために必要な元素であり、０．０５％以上の量が必要である。また、Ｍｎ量が多くなると加工性が劣化するので、上限を０．６％とした。

Ｓｉは、鋼の脱酸剤として添加されるが、多くなると加工性や化成処理性を劣化させるので、その範囲を０．００２〜０．１％とした。

Ｐは、不純物として不可避的に含有され伸びに悪影響を与えるので、上限を０．０５％とした。

Ｓは、多くなると熱間脆性の原因となり、また、加工性を劣化させるので、その上限を０．０３％とした。

Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され鋼中に含有されるが、Ａｌは鋼中の固溶ＮをＡｌＮとして析出させるため、固溶Ｎ低減のためには重要な元素であって、ｓｏｌ．Ａｌで０．００５％以上必要である。一方、Ａｌ量が多くなるに応じて伸びが向上するが、０．１％を超えると加工性を劣化させるので、Ａｌは０．００５〜０．１％とした。

Ｎは不可避的不純物として含有されるが、固溶Ｎのまま残留すると腰折れの発生原因となる。ＡｌやＢを添加することによって析出させることができるが、Ｎ量が多いと加工性の劣化を招くので、上限を０．０１％とする。

Ｂは、鋼中のＮをＢＮとして析出させるので、固溶Ｎ低減のためには重要な元素である。しかし、Ｂ量が増えると固溶Ｂの増加により材質劣化を招くので、０．００５％以下の範囲で添加しても良いものとする。

次に、本発明による合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法について詳細に説明する。
溶鋼は通常の高炉法で溶製されたものの他、電炉法のようにスクラップを多量に使用したものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。スラブは一旦冷却してから、熱延前の加熱炉で加熱しても良いし、冷却途中で高温まま加熱炉に入れる、所謂ＨＣＲやＤＲでも良い。

熱延は、上記成分系の冷延鋼板における通常の製造条件にて実施される。粗圧延後に粗バーを巻き取って保持するコイルボックスを使用しても良い。更に巻き取った粗バーを巻き戻す際に先
行する粗バーと接合して圧延する、いわゆる熱延連続化プロセスでも良い。

酸洗、冷延についても、上記成分系の冷延鋼板における通常の製造条件にて実施される。冷延後の連続焼鈍プロセスでは、まず、６５０〜９００℃にて再結晶焼鈍を施す。６５０℃未満では、十分に再結晶が生じず加工性の劣化をまねく。また、９００℃を超えると異常粒成長により表面性状が劣化する。その際の保持時間は、３０〜２００秒程度が望ましい。
次に、２５０〜４５０℃まで冷却し、その温度域で１２０秒以上保持する過時効処理により、固溶Ｃを低減させる。その温度域を外れたり保持時間が短いとセメンタイトが析出し難く、固溶Ｃの低減が不十分となる。また、再結晶焼鈍からの冷却パターンについては特に規定しないが、６００℃以下にて５０℃／秒以上の冷却速度をとることが望ましい。過時効処理の温度パターンについても特に規定しないが、冷却終了温度近傍で保温しても良いし、その温度から徐冷しても良い。更に、一旦２５０℃程度まで冷却した後、４５０℃程度まで加熱してから徐冷するパターンは、固溶Ｃ低減の上で望ましい。また、連続焼鈍時に生成したスケールを除去するため、連続焼鈍後に再度酸洗する必要がある。

連続焼鈍の後の調質圧延は、本発明で最も重要なポイントである。図１に示すように、調質圧延の伸び率が０、つまり全くかけなければ伸びの劣化はほとんどない。それにより、その後の時効劣化が抑制されるからである。しかし、この場合、亜鉛メッキプロセスでの昇温までのロールでの曲げ加工により軽微な腰折れが発生し、メッキ後も残存する。少々の腰折れは問題にならない用途であれば良いが、自動車の外板などの外観厳格材では問題となる。その場合は、０．４％以下の伸び率で調質圧延をかける。伸び率が高いほどメッキ鋼板の加工性は劣化するが、伸びで劣化代は２％程度までに抑制することが可能である。また、腰折れ防止との両立が可能となる。よって、この中間段階での調質圧延の有無及び伸び率については、最終製品の用途に応じ、加工性と表面品位のバランスで決める必要がある。

亜鉛メッキプロセスにおいては、まず、メッキ密着性を確保するため、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅ合金をプレメッキする。メッキ量としては０．２〜２ｇ／ｍ^２程度が望ましい。プレメッキの方法は電気メッキ、浸浸メッキ、スプレーメッキの何れでもよい。その後、メッキするために５℃／秒以上で４３０〜５００℃まで加熱する。５℃／秒未満の昇温速度では、固溶Ｃが動きやすく加工性の劣化を招く。望ましくは３０℃／秒以上で昇温することにより劣化は更に抑制される。また、４３０℃未満ではメッキ時に不メッキを生じ易く、５００℃を超えると加工部の耐赤錆性が劣化する。次に、亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、４６０℃〜５５０℃で５〜４０秒の合金化加熱処理を行う。４６０℃未満または５秒未満では合金化が十分に生じない。また、５５０℃を超えて加熱したり、４０秒を超えて加熱すると、加工性の劣化が大きくなる。

亜鉛メッキプロセスの後は、最終的な形状矯正及び降伏点伸びの消失のために最終の調質圧延を行う。伸び率０．４％未満では、降伏点伸びが消失せず、伸び率２％を超えると硬質化し伸びの低下が大きい。よって、伸び率を０．４〜２％とした。

以上のような熱延の後の各工程、酸洗、冷延、連続焼鈍、調質圧延（中間）、プレメッキ、亜鉛メッキプロセス（合金化処理含む）、調質圧延（最終）は各々独立した工程であってもかまわないし、部分的に連続している工程でもかまわない。生産効率から考えれば、全て連続化していることが理想である。

表１に示した成分組成を有する２５０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを、実機連続熱延ラインにおいて、１２００℃に再加熱後、粗圧延し、９００℃で仕上圧延を終了して板厚２．８ｍｍとし、６００℃にて巻き取りコイルとした。この熱延コイルを酸洗−冷延−連続焼鈍−調質圧延まで連続した実機ラインで冷延鋼板とした。板厚０．８ｍｍまで冷延し、７３０℃で６０秒焼鈍後、６５０℃まで２℃／秒、６５０℃から４００℃まで１００℃／秒で冷却し、３５０〜４００℃にて２４０秒保持した後、室温まで冷却後酸洗し、調質圧延はかけずにサンプル採取した。このサンプルを以後、ラボで処理した。調質圧延はかけないか、１％以下の伸び率でかけた。その後、鋼板片面当たり、０．５ｇ／ｍ^２のＮｉプレメッキを行い、３０℃／秒で４７０℃まで加熱後、亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、５００℃で１０秒の合金化加熱処理を行い、最終の調質圧延を０．８％の伸び率でかけた。その鋼板の材質をＪＩＳ５号引張試験片での引張試験にて調査した。その材質及び腰折れの評価結果を表２に示す。また、比較のため、中間段階での冷延鋼板まま及び同一成分のゼンジマー法で製造した合金化溶融亜鉛メッキ鋼板での材質及び腰折れの評価結果も表２中に示した。なお、メッキ密着性やパウダリング性などメッキ品質に関しては、全て問題なかった。

表２に示したように、本発明例では、冷延鋼板ままに対する伸びの劣化代を２％以内に抑えることが可能である。それに対し、比較例では伸びの劣化が大きい。

中間の調質圧延の伸び率を除いて本発明の範囲内で製造した各種メッキ鋼板と途中段階での冷延鋼板とで、伸びの劣化代（冷延鋼板の伸び−メッキ鋼板の伸び）を測定し、その平均値を中間の調質圧延の伸び率に対してプロットしたグラフ。また、各々の中間の調質圧延の伸び率におけるメッキ鋼板での腰折れの発生状態を、△（軽微な腰折れ発生）、○（極軽微な腰折れ発生）、◎（腰折れの発生なし）で示した。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．１２％、
   Ｍｎ：０．０５〜０．６％、
   Ｓｉ：０．００２〜０．１％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．０３％以下、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、
   Ｎ：０．０１％以下
   を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片を熱延、酸洗、冷延後、６５０〜９００℃にて焼鈍し、２５０〜４５０℃まで冷却して該温度域にて１２０秒以上保持後室温まで冷却後、酸洗し、途中の調質圧延をかけることなく、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅをプレメッキし、５℃／秒以上で４３０〜５００℃まで加熱後亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、４６０〜５５０℃で５〜４０秒の合金化加熱処理を行い、最終の調質圧延を０．４〜２％の伸び率でかけることを特徴とする加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
2. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．１２％、
   Ｍｎ：０．０５〜０．６％、
   Ｓｉ：０．００２〜０．１％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．０３％以下、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、
   Ｎ：０．０１％以下、
   Ｂ：０．００５％以下
   を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片を熱延、酸洗、冷延後、６５０〜９００℃にて焼鈍し、２５０〜４５０℃まで冷却して該温度域にて１２０秒以上保持後室温まで冷却後、酸洗し、途中の調質圧延をかけることなく、ＮｉまたはＮｉ−Ｆｅをプレメッキし、５℃／秒以上で４３０〜５００℃まで加熱後亜鉛メッキ浴中で亜鉛メッキし、４６０〜５５０℃で５〜４０秒の合金化加熱処理を行い、最終の調質圧延を０．４〜２％の伸び率でかけることを特徴とする加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
3. プレメッキ前に０．４％以下の伸び率で調質圧延をかけることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。

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