JPH0627312B2 - 加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

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、熱延後酸洗するが、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、亜鉛めっ
きラインにおいて、まず酸化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。

ところが、Ｃを０．０３〜０．０５％程度含む通常のＡ
ｌ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７００℃前後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Ａｌキルド鋼を６００℃以上温度で
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(約７００℃)を施してめっき処理する
と、後記するように、降伏点が上昇し、伸びが低下して
しまい、いわゆる絞り用熱延鋼板匹敵するような低い降
伏点(２３kgf/mm²以下)と高い伸び(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溶融亜鉛めっき処
理時の再加熱処理によるプレス加工性(降伏点、伸び)の
劣化は、主に該再加熱〜冷却過程を通じてＣが再固溶〜
固溶まま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、脱ガス処理等により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
〜巻取り過程において析出したTiC、NbC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Ti、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等の炭窒化物形成元素を含ま
ず、長期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、めっき前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、
Ti、Nb等の特別な炭窒化物形成元素を含まない通常のＡ
ｌ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伏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、本発明者は、熱延原板溶融亜
鉛めっき鋼板の加工性と高温巻取りとの関係に着目し、
より以上の高温での巻取りを行った場合に溶融亜鉛めっ
き処理時の再加熱におけるＣの再固溶挙動について実験
研究したところ、従来よりも高い巻取温度の場合、熱延
後のセメンタイトの析出形態を変えることにより上記Ｃ
の再固溶挙動が異なり、得られる製品の特性に大きな影
響を及ぼすことが判明した。

そこで、巻取温度及び溶融亜鉛めっき処理時の再加熱条
件と製品の降伏点及び伸びとの関係について調べた結
果、通常の軟鋼用のＡｌキルド鋼を用いて熱延後、従来
よりも高い６９０℃以上の高温で巻取り、セメンタイト
の塊状化を図ったうえで、冷間圧延をすることなく連続
溶融亜鉛めっきラインに通板し、その際、５８０℃以下
の低い均熱温度で再加熱するならば、所期の目的が達成
可能であることを見い出すに至り、ここに本発明をなし
たものである。

すなわち、本発明に係る加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法は、Ｃ：０．０１５〜０．０６０％、Mn：０．０
５〜０．４５％及びsolＡｌ：０．００５〜０．１０％
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、鋼帯温度６９０℃以上にてコイル状に巻取り、
次いで、冷間圧延をせずに、予め４６０℃以上５８０℃
以下の鋼帯温度に予熱した後、溶融亜鉛めっきを行うこ
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。

まず、本発明法における鋼の化学成分の作用及び成分限
定理由を説明する。

(イ)Ｃ Ｃは本発明の目的を達成するうえで最も重要な元素であ
り、Ｃ量を規制することにより、前述のような亜鉛めっ
きラインでの再加熱→冷却過程を経た場合の固溶Ｃによ
る不都合を回避することが主たる狙いである。

そこで、本発明者は、鋼中における適正Ｃ量の限界を見
い出すため、実験によりＣ量と溶融亜鉛めっき鋼板の機
械的性質の関係を調査した。

実験では、７水準のＣ量(０．００２％、０．００９
％、０．０１５％、０．０２５％、０．０４５％、０．
０５３％、０．０７０％)を有するＡｌキルド鋼を溶製
し、連続鋳造によりスラブとし、これに熱間圧延を施
し、７１０℃にてコイル状に巻取った。次いで、この熱
延鋼板を亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっき処理を行
った。この場合、亜鉛めっき前の均熱温度はすべて５５
０℃とした。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板からＬ方向にＪＩＳ５号試
験片を採取し、引張試験を行った。各試験片のＣ量と降
伏点及び伸びの関係を第１図に示す。なお、図中、矢印
方向の範囲は本発明の目標とする絞り加工用熱延鋼板の
一般的な降伏点Ｙ．Ｐ(２３kgf/mm²以下)及び伸びＥｌ
(４３％以上)を表わしている。

第１図より、Ｃ量が０．００９％以上で０．０１５％未
満の場合０．０６０％を超える場合には、本発明範囲内
の巻取り及び溶融亜鉛めっき条件にて製造した場合にお
いても目標とする特性は得られていないが、Ｃ量が０．
０１５〜０．０６０％の場合には降伏点が２３kgf/mm²
以下、伸びが４３％で目標とする特性が得られる。また
Ｃは一般的にその含有量が低いほど鋼が軟質化し、延性
が上昇することが知られているが、この点と上記結果を
考慮して、Ｃ量の上限値は０．０６０％とする。

一方、Ｃ量の下限値については、第１図に示すようにＣ
量が０．００９％近傍で急激に降伏点が上昇し、伸びが
低下する領域があり、この領域内ではセメンタイトのサ
イズが小さいことから、本発明による巻取り及び亜鉛め
っき条件であっても、溶融亜鉛めっき処理によるＣの再
固溶を抑えることが困難と考えられる。したがって、Ｃ
量の下限値は０．０１５％とする。なお、Ｃ量が０．０
０２％と最も低い場合には、溶融亜鉛めっき処理に際
し、Ｃが固溶しても材質が劣化するほどに寄与しないと
考えられ、したがって、優れた特性をもたらすが、この
レベルまでＣを低減するためには製鋼時の脱ガス処理に
要する時間が著しく長くなり、製造コストの上昇及び生
産性の低下を招くので、好ましくない。

(ロ)Mn 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
が生じる恐れがあり、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。

(ハ)solＡｌ 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０．０
０５〜０．１０％の範囲とする。

なお、上記成分を含有する鋼にはＰ、Ｓ、Si、Ｎ等々の
不純物が随伴され得るが、それらの量は本発明の効果を
損なわない限度で許容できる。

次に、本発明法における熱延条件並びに溶融亜鉛めっき
条件について説明する。

(ニ)熱延条件 本発明において熱延条件、特に巻取温度は重要な因子で
あり、前述の如く、熱延後のセメンタイトの析出形態を
変えることにより、溶融亜鉛めっき処理時における再加
熱(予熱)によるＣの再固溶挙動が異なり、得られる製品
の特性に大きな影響を及ぼすと考えられる。

そこで、本発明者は、適正な巻取温度を確定するため、
実験により巻取温度と溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質
の関係を調査した。

実験では、Ｃ：０．０４５％、Mn：０．２０％及びsol
Ａｌ：０．０３５％を含有するＡｌキルド鋼を溶製し、
連続鋳造によりスラブとし、これに熱間圧延を施し、６
水準の巻取温度(６３０℃、６５０℃、６７０℃、６９
０℃、７１０℃、７２０℃)にてコイル状に巻取った。
得られた熱延鋼板を酸洗後、亜鉛めっきラインにて溶融
亜鉛めっき処理を行った。この場合、亜鉛めっき前の均
熱温度は約５５０℃とした。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板からＬ方向にＪＩＳ５号試
験片を採取し、引張試験を行った。各鋼板の巻取温度と
降伏強度及び伸びとの関係を第２図に示す。なお、図
中、矢印方向の範囲は第１図の場合と同じ内容を意味し
ている。

第２図より、巻取温度が高いほど降伏点が低下し、伸び
が上昇する傾向を示し、特に巻取温度が６９０℃以上の
場合、目標とする引張特性が得られることがわかる。こ
れは、従来よりも高温のＡ₁変態点近傍でコイル状に巻
取ることになるため、セメンタイトが塊状、粗大化、界
面積が減少することが亜鉛めっきラインでの再加熱処理
による再固溶をある程度抑制できるためと考えられる。

したがって、上記効果を得るためには巻取温度は少なく
とも６９０℃以上であることが必要であり、より高温で
あることが望ましい。しかし、あまりに高温で巻取った
場合には、コイルの巻形状のくずれ或いはコイル冷却時
間の増加による生産性の低下を招くので、好ましくは７
４０℃以下とする。

なお、仕上げ温度については、Ａ_r3変態点以上であるこ
とが好ましいが、本発明のような高温巻取を行うと、仕
上げ温度が多少Ａ_r3変態点を下回ったときでも、巻取時
にフェライト粒は再結晶し、この場合、降伏点や伸びに
は大きな影響を及ぼさない。したがって、仕上げ温度は
約７５０℃以上であればよい。

(ホ)溶融亜鉛めっき条件 本発明での溶融亜鉛めっき処理は、熱延で塊状、粗大化
させ、再加熱による再固溶を起こしにくくさせたセメン
タイトを、更に溶融亜鉛めっき条件、特に均熱条件を規
制することにより、極力このセメンタイトを再固溶させ
ないようにし、固溶Ｃに起因する不都合を回避すること
が狙いである。

そこで、本発明者は、上記の分散状態のセメンタイトを
有する熱延鋼板(コイル)を素材とした場合に亜鉛溶融め
っき鋼板の機械的性質に及ぼす亜鉛めっきラインでの均
熱温度の影響を調査した。

実験では、Ｃ：０．０４５％、Mn：０．２１％及びsol
Ａｌ：０．０３５％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造に
よりスラブとした後、これに熱間圧延を施し、７１０℃
にて巻取ってコイルとした。得られたコイルを亜鉛めっ
きラインにて６水準の均熱温度(４７０℃、５００℃、
５５０℃、６００℃、６５０℃、７００℃)にて均熱し
た後、溶融亜鉛めっき処理を施した。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板からＬ方向にＪＩＳ５号試
験片を採取し、引張試験を行った。各試験片の亜鉛めっ
きラインでの均熱温度と降伏点及び伸びの関係を第３図
に示す。なお、図中、矢印方向の範囲は第１図の場合と
同じ内容を意味している。

第３図より、亜鉛めっきラインでの均熱温度が低くなる
につれて降伏点が低下し、伸びが上昇している。特に均
熱温度が５８０℃以下の場合には本発明の目標とする引
張特性が得られている。これは、熱延で塊状、粗大化し
たセメンタイトを有する鋼板を亜鉛めっきラインにて従
来の温度(約７００℃)よりも遥かに低い温度で均熱処理
を行うことにより、セメンタイトの再固溶を抑制するこ
とができ、したがって、低い降伏点及び高い伸びを確保
できたものと考えられる。

したがって、本発明においては、均熱温度は５８０℃以
下のする必要があり、より低い温度である方が望まし
い。しかし、亜鉛の溶融温度である４６０℃よりも低い
温度ではめっき密着性が劣化するため、最低４６０℃以
上での均熱はやむをえない。

なお、亜鉛めっきラインでの均熱時間は、通常の操業の
範囲であれば溶融亜鉛めっき鋼板の降状点及び伸びに殆
ど影響を及ぼさないことを確認しているが、この均熱時
間は亜鉛めっきラインの通板速度によって決まるもので
あり、一般的な熱サイクルを第４図に示すように、均熱
時間はほぼ１０〜５０秒程度である。

更に、亜鉛めっきラインのインライン又はオフラインに
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については任意であ
り、実施する場合には、あまりに強圧下すれば加工硬化
による降伏点の上昇が懸念されるため、伸び率で２％以
下が好ましい。

(ヘ)その他の条件 熱延後、溶融亜鉛めっき処理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ため、特に条件
は限定されない。

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、
既述の各種基礎研究及び実験例のほか、他の態様も可能
である。

（実施例） 第１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まで熱間圧延を施し、第２表に示す巻取温
度にて巻取った。なお、仕上温度は８８０〜９１５℃と
した。

得られた熱延コイルを酸洗した後、亜鉛めっきラインに
て第２表に示す均熱温度で均熱処理し、溶融亜鉛めっき
処理を施し、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２表に併記す
る。表中、引張特性は該鋼板からＬ方向にＪＩＳ５号試
験片を採取し、引張試験を行った結果であり、また時効
指数は、８％予歪、１００℃で１時間の時効処理を行っ
た後の降伏点上昇量を表わし、耐時効性を示すものであ
る。

第２表により明らかなとおり、本発明例である鋼No.Ａ
−１及びNo.Ｂ−１はいずれも軟質で延性に優れ、且つ
耐時効性においても優れた特性を示している。

これに対し、比較例である鋼No.Ａ−２及びNo.Ｂ−２は
亜鉛めっきラインでの均熱温度が高く、また鋼No.Ｂ−
３は巻取温度が低いため、溶融亜鉛めっき鋼板の残存固
溶Ｃ量が多くなっていると考えられ、その結果、いずれ
も降伏点が高く、伸びが低く、更には耐時効性に劣って
いる。また比較例のうち、鋼No.ＣはＣ量が少なく、同
様に残存固溶Ｃ量が多くなって目的とする特性が得られ
ず、また鋼No.ＤはＣ量が多すぎ、No.ＤはMn量が多すぎ
て伸びが不足し、いずれも目的とする特性が得られな
い。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、特にTi、Nb等の
炭窒化物形成元素を添加しないで成分調整したＡｌキル
ド鋼につき、熱延後、冷間圧延を施すことなく溶融亜鉛
めっきを施すに際し、熱延での巻取温度を従来よりも高
くすると共に亜鉛めっきラインでの再加熱(予熱)温度を
従来よりも低くしたので、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プレス加工性に優れた溶融亜鉛め
っき鋼板を製造することが出来る。しかも、Ti、Nbの炭
窒化物形成元素の添加或いは長時間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図は溶融亜鉛めっき鋼板のＣ量と降状点及び伸びの
関係を示す図、 第２図は熱延での巻取温度と溶融亜鉛めっき鋼板の降状
点及び伸びの関係を示す図、 第３図は亜鉛めっきラインでの均熱温度と溶融亜鉛めっ
き鋼板の降伏点及び伸びの関係を示す図、 第４図は亜鉛めっきラインにおける一般的な熱サイクル
を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で(以下、同じ)、Ｃ：０．０１５〜
   ０．０６０％、Mn：０．０５〜０．４５％及びsolＡ
   ｌ：０．００５〜０．１０％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、鋼帯温度６９０℃
   以上にてコイル状に巻取り、次いで、冷間圧延をせず
   に、予め４６０℃以上５８０℃以下の鋼帯温度に予熱し
   た後、溶融亜鉛めっきを行う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。