JPH11236621A - 高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH11236621A JPH11236621A JP10344553A JP34455398A JPH11236621A JP H11236621 A JPH11236621 A JP H11236621A JP 10344553 A JP10344553 A JP 10344553A JP 34455398 A JP34455398 A JP 34455398A JP H11236621 A JPH11236621 A JP H11236621A
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Abstract
めっき付着性に優れた高張力高延性の溶融亜鉛めっき鋼
板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提
供する。 【解決手段】 C:0.06〜0.25%、Si:1.
0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以
下、S:0.030%以下、Al:0.4〜2.5%、
Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以
下、(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(4
8/32)S+0.010の条件を満たす冷延鋼板を5
50〜750℃で前酸化、760〜900℃の2相域温
度で5秒以上焼鈍、3℃/s以上の冷却速度で420〜
600℃の温度域まで冷却し、同温度域で20秒以上保
持後、溶融亜鉛浴でめっきして溶融亜鉛めっき鋼板を得
る。さらに600℃以下で合金化処理をしてもよい。熱
延鋼板を母材とする場合、熱延鋼板に脱スケール処理、
表面ひずみ付与加工を施した後、上記冷延鋼板と同様の
処理を行う。
Description
化による燃費向上を目指した高強度化への要求および耐
食性向上に対応する発明であり、溶融亜鉛めっきまたは
合金化溶融亜鉛めっきを施す高張力高延性亜鉛めっき鋼
板の製造方法に関する。
肉化による車体軽量化が積極的に行われている。一方、
自動車の衝突安全に対する法規制が強化される傾向にあ
り、単純に薄肉化による軽量化だけでは対応することは
できない。そこで、高強度鋼板を使用して薄肉化を図る
必要があり、高強度鋼板への要求が一層強くなってきて
いる。
は高強度化による成形性の劣化という問題がある。一般
的に高強度化により成形性は劣化し、プレス成形で不具
合(割れ)が発生する。
1−157625号公報には、0.12〜0.55重量
%のCと、0.4〜1.8重量%のSiと、0.2〜
2.5重量%のMnのほか、必要により適量のP、N
i、Cu、Cr、Ti、Nb、V、及びMoの1種また
は2種以上を含む鋼板をフェライト+オーステナイトの
2相域に加熱した後、冷却途中の350〜500℃の温
度域で30秒〜30分間保持することでフェライト+ベ
イナイト+残留オーステナイトの混合組織を実現し、高
延性を示す高張力鋼板とする方法が開示されている。
性を示す高張力鋼板の製造方法として、0.30〜0.
55重量%のCと、0.7〜2.0重量%のSi、0.
5〜2.0重量%のMnを含有する鋼板(熱延鋼板、冷
延鋼板)をオーステナイト単相域に加熱した後、650
〜750℃に4〜15秒間保持した後、冷却過程の45
0〜650℃の間にて合計10〜50秒間の保持を行
い、マルテンサイトあるいはベイナイト中に体積率で1
0%以上のフェライトと10%以上の残留オーステナイ
トを含む混合組織鋼板とする方法が開示されている。
公報あるいは特開昭60−43464号公報に開示され
た鋼板は、加工による変態誘起塑性が変形初期に行われ
てしまうために局部延性が劣る(穴広げ性が劣る)こ
と、およびこの鋼板は780N/mm2 以上の強度は得
られるが、自動車用として多用される590N/mm2
級の低強度の高張力鋼板を得ることが困難であるという
欠点を有している。またこのような高強度−高延性を示
す高張力鋼板は、セメンタイトの析出を抑制するために
Siを多量に添加しており、溶融亜鉛めっきが困難であ
る。
特開平5−70886号公報、特開平5−195056
号公報、および特開平6−145788号公報には、A
l添加型残留オーステナイト鋼および低Si型残留オー
ステナイト鋼の製造方法が開示されている。
延性に優れ、溶融亜鉛めっき化を可能とし、ならびに5
90N/mm2 級の低強度の残留オーステナイトを含む
高張力鋼板を得る方法として有効であり、実用化が期待
されている。
(γ)鋼への溶融亜鉛めっきを可能とするには、(a) め
っきの濡れ性確保(めっきのはじき防止)と、溶融亜鉛
めっき後に合金化処理を行う場合は、(b) 合金化処理過
程での残留オーステナイトの消失抑制という課題があ
る。
に溶融亜鉛めっきを施すための濡れ性の確保が冷間圧延
鋼板に比べて難しい。
やAlを多量に含有しているため、熱間圧延時の変形抵
抗が高く、圧延荷重が増大し製造可能範囲が狭くなると
いう問題もある。
の問題を解決する具体的な方法は開示されておらず、高
張力高延性をあわせ持つ溶融亜鉛めっき鋼板(合金化溶
融亜鉛めっきを含む)を容易には得られなかった。
ずれに対しても、高張力高延性鋼板に溶融亜鉛めっきを
容易に行い、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛
めっき鋼板を製造する方法を提供することにある。
配する残留オーステナイト量を確保しつつ、溶融亜鉛め
っきおよび合金化処理を可能にし、冷延鋼板を母材とし
た場合(以下、冷延ベースという)のみならず、熱延鋼
板を母材とした場合(以下、熱延ベースという)でも、
高張力高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得るための製造条件
の検討を行った。
備試験を行った。表1に示す鋼成分Aの鋼を転炉にて溶
製し、連続鋳造法にてスラブとし、冷却した後、加熱炉
で1240℃まで加熱し、熱間圧延の粗圧延温度108
0℃、仕上げ圧延温度920℃で圧延を完了させ、60
0℃で巻き取り、3.5mm厚の熱延コイルとした。そ
の後、1.8mmの厚さまで冷間圧延し、得られた冷延
コイルからサンプルを採取し、実験室での溶融亜鉛めっ
きシミュレータでめっき濡れ性に及ぼす前酸化条件の影
響、引張特性および残留オーステナイト量に及ぼす冷却
速度の影響、低温保持時間の影響、合金化処理条件の影
響などを調査した。
きシミュレータにて前酸化(板温度450〜800℃、
雰囲気酸素濃度50ppm)、焼鈍(板温度840℃×
15s)、次いで5℃/sで470℃まで冷却し、低温
保持(板温度470℃×40s)、その後溶融亜鉛めっ
き処理(両面60g/m2 目付)、合金化処理(板温度
600℃)を行った。この試料で、前酸化とめっき濡れ
性の関係を調査した。
散Fe量およびめっき濡れ性外観を用いた。これは、F
e2 O3 量が多いほど前酸化での母材の酸化が進展した
ことを示し、生成した酸化鉄は還元性雰囲気の焼鈍過程
で還元鉄となって、還元鉄量が多い程めっきの濡れ性が
向上するためである。逆に、母材のSi濃度が高いとき
または母材表面にSiO2 が濃化していると、前酸化処
理を行っても母材の酸化が進展せず、その後の還元焼鈍
によっても還元鉄が生成しないためめっきの濡れ性が低
下する。また、めっき皮膜中に拡散した拡散Fe量を測
定するのは、めっきの濡れ性が大きいほど、前記拡散F
e量が大きくなるからである。
ールについてX線回折線強度(CPS)で評価し、Fe
拡散量は原子吸光法で分析して得られためっき皮膜中の
Fe量とした。めっきの濡れ性外観はめっき表面を目視
にて判定した。
関係を示すグラフである。同図に示すように、前酸化温
度の上昇とともにFe拡散量が増え、めっきの濡れ性が
改善されていることがわかる。
シミユレータで前酸化し(600℃、酸素濃度50pp
m)、焼鈍し(840℃×15s)、各種の冷却速度で
冷却し、低温保持(420℃×40s)した後、溶融亜
鉛めっき処理(両面60g/m2 目付)、合金化処理
(540℃)を行った。この試料で、冷却速度とJIS
5号引張試験によるYS、TS、Elを測定し、さらに
試験片の厚さの1/4を化学研磨後、X線回折により残
留オーステナイト量を調査した。
っきシミユレータで前酸化し(600℃、酸素濃度50
ppm)、焼鈍し(840℃×15s)、3℃/sで4
20℃まで冷却し、420℃での保持時間を変化させた
後、溶融亜鉛めっき処理し(両面60g/m2 目付)、
合金化処理(530℃)を行い、保持時間とYS、T
S、El、残留オーステナイト量の関係を調査した。
めっきシミユレータで前酸化(600℃、酸素濃度50
ppm)、焼鈍(840℃×15s)、5℃/sで47
0℃まで冷却し、低温保持(470℃×40s)した
後、溶融亜鉛めっき処理(両面60g/m2 目付)、合
金化処理(480〜640℃)の順で行い、合金化処理
温度とYS、TS、El、残留オーステナイト量の関係
を調査した。
ナイト量の関係を示すグラフである。図3は低温保持時
間と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラ
フである。
ーステナイト量の関係を示すグラフである。図2〜4に
示すように、冷却速度が3℃/s以上、低温保持時間が
20s以上、合金化処理温度が600℃以下のものが残
留オーステナイト量で5体積%以上を示しElについて
も優れた特性を示している。
延ベースと同様に予備試験を行った。冷延ベースの場合
と同様に表1に示す鋼成分Aのスラブを製造し、加熱炉
で1240℃まで加熱し、粗圧延温度1080℃、仕上
げ圧延温度890℃で熱間圧延を完了させ、580℃で
巻き取り、2.0mm厚の熱延コイルを得た。この熱延
コイルを酸洗後2分割し、1本はそのまま、他の1本は
研削ラインのブラシロールにて3g/m2 の表面研削を
行った。
し、冷延ベースの場合と同様に、実験室での溶融亜鉛め
っきシミュレータでめっき濡れ性に及ぼす前酸化条件の
影響、引張特性、残留オーステナイト量に及ぼす熱処理
条件と合金化処理条件の影響調査を行った。
きシミュレータにて前酸化し(450〜800℃、酸素
濃度50ppm)、焼鈍し(840℃×15s)、次い
で5℃/sで470℃まで冷却し、低温保持し(470
℃×40s)、その後溶融亜鉛めっき処理(両面60g
/m2 目付)を行い、合金化処理(600℃)を行っ
た。この試料で、前酸化とめっき濡れ性指標との関係を
調査した。めっき濡れ性指標(Fe2 O3 量、拡散Fe
量、めっき濡れ性外観)の測定方法は冷延ベースの場合
と同じである。
した場合の、前酸化温度とめっきの濡れ性指標の関係を
示すグラフである。同図に示すように、前酸化温度の上
昇とともにFe拡散量が増え、めっきの濡れ性が改善さ
れていることがわかる。
酸化鉄量およびFe拡散量とも少なく、濡れ性も不芳で
ある。冷却速度条件の影響、低温保持時間の影響、合金
化処理条件の影響についても、冷延ベースの場合と同じ
条件の試験および調査を行った。
ナイト量の関係を示すグラフである。図7は低温保持時
間と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラ
フである。
ーステナイト量の関係を示すグラフである。図6〜8に
示すように、冷却速度が3℃/s以上、低温保持時間が
20s以上、合金化処理温度が600℃以下のものが残
留オーステナイト量で5体積%以上を示しElについて
も優れた特性を示している。
試験の結果、以下の知見を得た。まず、冷延ベースの場
合、めっきの濡れ性改善と残留オーステナイト量の確保
は、連続溶融亜鉛めっきラインでの前酸化条件、焼鈍条
件、冷却保持条件、および合金化溶融亜鉛めっきの合金
化処理条件の制御で可能とであることがわかった。
された状態にあり、加工ひずみが蓄積された状態ではな
い。従って、前酸化処理を行っても母材表面の酸化が十
分行われず、その後の還元雰囲気中焼鈍でめっき濡れ性
を支配する還元Feの生成が十分行われないため、冷延
鋼板と比較して溶融亜鉛めっきの濡れ性が劣ることがわ
かった。これに対して熱延鋼板に何らかの表面ひずみを
付与すれば、表面が活性化し、前酸化処理での酸化鉄生
成と、還元雰囲気焼鈍での還元鉄の生成が十分行われる
ため濡れ性が改善されることがわかった。
らは熱延鋼板を上記のようにブラシ研削する方法のほ
か、ショットブラストを施す方法および軽圧下する方法
を検討し、これらの処理によって軽度の表面ひずみを与
えてやれば前記の濡れ性改善効果があるという知見を得
た。
下は、熱間圧延の仕上げ温度の高温化で可能であること
を見いだした。連続溶融亜鉛めっきライン以後は冷延鋼
板と同様の製造条件でよいこともわかった。
次の(1) 〜(6) の高延性高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法にある。
0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.
0%、P:0.03%以下、S:0.030%以下、A
l:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080
%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01
0の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有する冷延鋼板に、板温度550〜75
0℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で
5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷
却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温
度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴
に浸入させてめっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板を製
造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の
製造方法。
0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.
0%、P:0.03%以下、S:0.030%以下、A
l:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080
%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01
0の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有する冷延鋼板に、板温度550〜75
0℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で
5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷
却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温
度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴
に浸入させてめっきを施し、さらに600℃以下で合金
化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する
ことを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
板が、さらに、Ni:0.1%以下、Cr:1.0%以
下、Mo:0.6%以下、Cu:1.0%以下、Nb:
0.05%以下、V:0.08%以下、Zr:0.05
%以下およびB:0.003%以下からなる群から選ん
だ1種または2種以上を含有することを特徴とする高張
力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.
0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、A
l:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080
%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01
0の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有する熱延鋼板に、スケール除去処理お
よび少なくともその表面へのひずみ付与加工を行い、板
温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900
℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで
3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域ま
で冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を
行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施して、溶融亜
鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性
亜鉛めっき鋼板の製造方法。
0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.
0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、A
l:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080
%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01
0の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有する熱延鋼板に、スケール除去処理お
よび少なくともその表面へのひずみ付与加工を行い、板
温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900
℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで
3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域ま
で冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を
行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施し、さらに6
00℃以下で合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛め
っき鋼板の製造方法。
板が、さらに、Ni:0.1%以下、Cr:1.0%以
下、Mo:0.6%以下、Cu:1.0%以下、Nb:
0.05%以下、V:0.08%以下、Zr:0.05
%以下およびB:0.003%以下からなる群から選ん
だ1種または2種以上を含有することを特徴とする高張
力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
由について説明する。以下の説明において、組成%は重
量%とする。
発明の方法により製造される鋼の特徴である変態誘起塑
性による延性の向上に必要な残留オーステナイトの生成
量、安定性に大きく影響を与える。Cはオーステナイト
安定化元素で2相域生成時またはベイナイト変態時にフ
ェライト中からオーステナイト中に濃化し、オーステナ
イトの化学的安定度を向上させるために、室温でオース
テナイトを残留させる効果を有する。
上の残留オーステナイトを確保することが困難である。
また、0.25%を超えると溶接性の劣化や過剰な強度
上昇を招く。したがってCの含有量は、0.06〜0.
25%とする。好ましくは0.10〜0.20%であ
る。
の析出を抑制するためにオーステナイトからの変態を遅
れさせ、オーステナイト中へのC濃化を促進させる。こ
れにより残留オーステナイトの安定度が増すため、室温
においても変態誘起塑性を示す残留オーステナイトを生
成させる効果がある。ただし、同様の効果はAlで得ら
れるし、Siはめっきの濡れ性に悪影響をもたらすので
特に下限規制はしない。Si量が1.0%を超えると表
層にSi酸化物が形成され、強く前酸化を行っても酸化
鉄の生成が抑制されるため、めっきの濡れ性が改善され
ず、合金化溶融亜鉛めっき化が不可能となる。従って上
限を1.0%とする。好ましくは0.8%以下、更に好
ましくは0.3%以下である。
あるとともに、冷却する途上でオーステナイトがパーラ
イトに変態するのを防ぐ。0.5%未満ではパーライト
への変態を抑制することが困難である。
性を高めるため、強度が過度に上昇し、延性の劣化を招
く。したがって、Mnの含有量は、0.5〜3.0%と
する。好ましくは1.0〜2.0%である。
量が高いと合金化処理性が劣化し合金化温度の高温化が
必要になる。合金化温度が高くなると上述したように残
留オーステナイトが消失し高延性を示さなくなる。した
がって、合金化処理性を劣化させない程度にする必要が
あり、Pの含有量は0.03%以下とする。合金化処理
を行わない溶融亜鉛めっきの場合でもP量が高いと延性
が低下するため、同様に0.03%以下とする。いずれ
の場合も好ましくは0.02%以下である。
成するために穴広げ性の劣化をもたらす。冷延ベースの
場合、穴広げ性確保のため、S量は0.030%以下と
する。好ましくは0.010%以下である。
板厚は冷延鋼板より厚く、伸び−フランジ性が要求され
る部品への適用が多いため、S系介在物は冷延ベースの
場合より厳しく上限管理する必要があるため、S量は
0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下
である。
あるAlN生成を抑制し、NをTiNとして析出固定す
る。Ti%が(48/14)N%のときは、NをTiN
として完全に固定することができず、スラブ表面割れの
要因となるAlNが生成する。
32)S+0.010またはTi>0.080%におい
ては、TiCの生成量が増大し析出強化による過度の強
度上昇、ならびにオーステナイト中に濃化するC量の絶
対量が低下し、C濃化によるオーステナイトの化学的安
定への効果が少なくなるため、残留オーステナイト生成
量が減り延性が劣化する。
8/14)N≦Tiを満たすには、N量を0.0009
%未満にする必要があり、現状の量産製鋼法では達成困
難なレベルである。したがって、Ti含有量は0.00
3〜0.080%の範囲とし、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/32)S+(48/14)N+0.01
0の条件を満たすようにする。
留オーステナイトの生成に必要な元素である。Alもセ
メンタイトに固溶せず、350〜600℃に等温保持し
てベイナイト変態させる時にセメンタイトの析出を抑制
し、変態を遅らせる。また、Siよりもフェライト形成
能が強く、フェライト変態開始は早くなる。そのため、
短時間の等温保持においても2相域共存温度での焼鈍時
にオーステナイト中にCが濃化され、オーステナイトの
化学的安定が図れ、結果として生成したオーステナイト
のC濃度は高く、生成する残留オーステナイト量は多く
なり、高歪域において高い加工硬化特性を示し高延性を
示す。
てSi量の低減が必要となり、Siを低下させるとセメ
ンタイトが生成しやすくなる。そこで、Siを低下させ
るかわりにAl含有量を増大させ、Si低下分によるセ
メンタイト生成能の増大を抑制する必要がある。
は、Alを0.4%以上としなければセメンタイトの生
成能の増大を抑制することができない。しかし、2.5
%を超えて含有させると、冷延ベースの場合は酸洗ライ
ンの通板時に用いられるフラッシュバット溶接性の劣
化、および冷延ベース、熱延ベースともにコスト上昇を
招き、その割には効果があがらない。したがってAlの
含有量は、0.4〜2.5%とする。好ましくは0.6
〜2.0%である。
量に大きく影響をおよぼす。また、本発明の主旨である
NをTiNとして固定するために必要なTiの量が増大
するためその上限を0.01%とする。好ましくは0.
005%以下である。
たる限定理由であるが、強度確保、細粒化、耐食性向上
を目的として特性を劣化させない範囲でNi、Cr、M
o、Cu、Nb、V、Zr、Bの1種または2種以上を
含有させてもよい。
安定化させる元素である。しかし、多量に含有させると
コスト上昇ならびに過度の強度上昇を招くためにその上
限を0.1%とする。
トを安定にする作用を有する元素である。1.0%を超
えて含有させるとコスト上昇を招くほか、焼き入れ性を
不必要に高め、過度の強度上昇を招く。したがってCr
の含有量の上限を1.0%とする。 Mo:MoもSi、Alと同様炭化物の生成を抑制する
働きがあることからオーステナイト残留効果をもたらす
元素であり、炭化物の生成の抑制ならびにマルテンサイ
ト変態温度の低温化を図り、残留オーステナイトを安定
させる。しかし、0.6%を超えてに多量に含有させる
とコスト上昇を招くほか、焼き入れ性を不必要に高め、
過度の強度上昇を生じる。したがって、その上限を0.
6%とする。
の裸耐食性、あるいは溶接部等めっき脱落部での耐食性
を向上させる目的で含有させてもよい。しかし、1.0
%を超えて含有させるとスラブでのCuチェッキングの
ために熱間加工性の劣化を招き表面疵の原因となる。こ
れを抑制するためにNiとの複合添加が必須となってく
る。従って、その上限を1.0%とする。
ライト変態を抑制し、残留オーステナイトを得るための
冷却速度制約条件を緩和する。しかし、0.05%を超
えて含有させても効果は飽和し、経済的にも不利とな
る。したがって上限を0.05%とする。
る効果がある。しかし、0.08%を超えて多量に含有
させるとコスト上昇ならびに焼き入れ性を高めるため過
度の強度上昇を生じる。したがって、その上限を0.0
8%とする。
加工性を改善する作用を有している。しかし、0.05
%を超えて含有させるとかえって加工性の劣化を招くた
め、上限を0.05%とする。
上昇させる。しかし、0.003%超えて含有させても
効果は飽和する。したがって、その上限を0.003%
とする。
ついて説明する。本発明の製造方法による高張力高延性
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたっては、冷
延ベースのめっき鋼板でも熱延ベースでも、常法に従い
本発明の化学組成の鋼材を転炉などで溶製し、連続鋳造
でスラブとした後、好ましくは下記条件での熱間圧延を
行う。
ステナイトを確保するための、Alを多量に含有し、S
iを最大1%含有することもあるので熱間圧延時の変形
抵抗が高い。したがって、冷延ベースのめっき鋼板素材
としては、熱間変形抵抗を低下させるために加熱温度は
1220℃以上とし、熱間圧延の仕上げ温度920℃以
上での高温仕上げ圧延を行うのが望ましい。熱延ベース
の場合も同様の理由で高温仕上げが望ましいが、通常、
熱延ベースで製品とする場合は熱延板厚は冷延用母材を
熱間圧延するときより薄いため、熱間圧延仕上げ温度を
870℃以上を許容範囲とするのが望ましい。
上げ温度の上限は特に定めないが、加熱炉のエネルギー
コスト等を考慮して、970℃以下とするのが好まし
い。
圧延鋼板を常法に従い、酸洗、冷間圧延を行う。冷間圧
延時の通板性を確保するため冷間圧延率(以下、冷圧率
という)は45%以上とするのが望ましい。
まではめっき濡れ性に劣るため鋼板表面に加工ひずみを
与える。加工ひずみに付与方法としては、ブラシ研削
法、ショットブラスト法、軽圧下法、レベラー法等があ
げられる。
が、表面ひずみ付与効果とともに、酸洗によっても除去
しきれない表面のSi系酸化物を除去する効果がある。
ブラシ研削は常法の研削ブラシロールを用いるのが好適
である。ひずみ蓄積を確実にするため、ブラシ研削量は
2g/m2 以上とするのが望ましい。一方10g/m2
を超えて研削しても効果は飽和する。
後に行い、表面ひずみ付与効果とともにSi系酸化物除
去効果がある。処理の程度は、目視で均一に処理されて
いればよい。
行う方法であるが、この処理は酸洗前、酸洗後のいずれ
でもよい。圧下率は3%以上とするのが望ましい。レベ
ラー法も酸洗前、酸洗後のいずれで行ってもよい。表面
ひずみ率として3%以上を与えるのが望ましい。
延後の冷延鋼板、または脱スケール処理と加工ひずみ付
与処理した熱延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインを用い
て前酸化、焼鈍、冷却、溶融亜鉛めっきを行い、合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の場合はさらに合金化処理を行うの
が好適である。本発明の方法において亜鉛浴への浸漬処
理自体に制限はなく、慣用のものをそのまま使えばよ
い。
っき処理、合金化処理を両立させるために、(a) 前酸化
条件、(b) 焼鈍条件、(c) 冷却保持条件、(d) 合金化処
理条件(合金化溶融亜鉛めっきの場合)を次のように制
御する。
きラインの加熱帯で行う。別の処理ラインで前酸化を実
施しても構わないが、設備的にも省エネルギー的にも実
用的ではない。前酸化の雰囲気は、例えば90〜93%
N2 +残部H2 の無酸化雰囲気中で、若干の侵入酸素ま
たは鋼板に付着した酸素で鋼板が酸化される程度の雰囲
気とするのがよい。
し、溶融亜鉛めっき浴に浸入するとき、および合金化処
理のときに、合金相の形成に必要な還元鉄量が少なくな
り、めっきの濡れ性を劣化させる。そこで、本発明では
めっきの濡れ性を確保するためにめっき処理前での還元
Fe量を確保するため、前酸化をして酸化鉄を形成して
おくのである。そのときの酸化鉄付着量は、通常の条件
下では、約2〜4g/m2 であれば十分である。
れる酸化鉄の必要量が確保できず、また、750℃を超
える温度では酸化鉄量が多くなりすぎ、かえってめっき
の密着性を劣化させる。したがって、前酸化温度を55
0℃〜750℃とする。
オーステナイト(2相域)に加熱しオーステナイト相中
へのC濃化を図る必要がある。したがって2相域温度ま
で加熱する。焼鈍温度が760℃未満(Ac1変態点以
上であるが)ではオーステナイト分率が少なく、生成す
る残留オーステナイト量も少なくなるために特性が好ま
しくない。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、エネ
ルギーコストの増加をまねくという問題がある。従っ
て、焼鈍温度は760℃〜900℃とする。
再固溶させ、オーステナイト相中へのC濃化を図るた
め、焼鈍時間も重要である。焼鈍時間が5秒未満ではこ
の効果が不十分で、残留オーステナイトの安定性も悪く
特性も好ましくないため、焼鈍時間は5秒以上とする。
また、焼鈍時間が長時間化すると、生産性の劣化を招く
ため、好ましくは120秒以下とするのがよい。
象鋼種はAlを多量に含んでおり、セメンタイトの生成
を抑制しているが、焼鈍後の冷却速度が3℃/s未満で
はセメンタイトを生成してしまう。したがって、冷却速
度は3℃/s以上とする。冷却速度の上限は特に制限す
る必要はないが、一般的には生産設備の制約上20℃/
s以下である。
変態を進行させオーステナイト中へのC濃化を図る必要
があるため、350℃〜600℃のベイナイト変態温度
域で20秒以上保持する必要がある。しかし、その後亜
鉛浴に浸入させるため、420℃未満では、亜鉛が凝固
して表面性状が悪化する。従って、保持温度は420℃
〜600℃の範囲とする。保持時間が20秒未満ではベ
イナイト変態によるオーステナイト相へのC濃化が不十
分となる。保持時間の上限は特に規定せず、生産性を低
下させなければ任意である。
きの場合、めっき後に合金化処理を行う。残留オーステ
ナイトは、600℃を超える温度ではセメンタイトに変
態する。残留オーステナイトが消失すると所望の高延性
の特性を得られない。従って、合金化処理温度は600
℃以下とする。合金化処理温度の下限は特に規定しない
が、一般には板温度で480℃以上である。
っき鋼板について調査した。表1に示すA〜Oの鋼種に
ついて前記の予備試験とおなじ熱間圧延条件、冷間圧延
条件で冷延鋼板を製造し、連続溶融亜鉛めっきライン
(板厚1.6mm、両面60g/m2 目付)に通板し、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、各種試験を行っ
た。試験結果を表2に示す。
行わないため、めっき付着性、残留オーステナイト、各
種特性は合金化処理したものに劣ることはないものとみ
なし、試験は行わなかった。
ト量(残留γ量)の調査は前記予備試験と同様であり、
穴広げ性は打ち抜きクリアランスを12%として、直径
10mmの打ち抜き穴を形成し、60゜円錐パンチで成
形した際の穴広げ率で評価した。
ウダリング性で評価した。すなわち、めっき鋼板を絞り
比1.8で円筒成形後テープ剥離を行い、テープに付着
しためっきの付着量を重量法にて測定した。めっきの濡
れ性ならびに合金化処理性は、目視により判定した。こ
れらの結果を表2に示す。
が本発明範囲内であるが前酸化の温度が低いために濡れ
性が不芳であった。また、No.4は合金化処理温度が
高い、No.5は焼鈍温度が低い、No.6は低温保持
温度が高い、とそれぞれ本発明の範囲外の条件になって
いるため引張特性も不芳で残留オーステナイト量も少な
かった。
引張特性は良好であるが、パウダリング性が不芳であっ
た。No.2およびNo.7〜No.12は、鋼の成分
および焼鈍ないしめっきの製造条件が本発明範囲にある
ため、めっき性濡れ性、合金化処理性、機械的特性とも
良好な性能を示している。試験No.2、7および8は
穴広げ性についての試験を行い、良好な結果が得られ
た。
範囲が本発明の規定外のため未処理(合金化処理が未処
理のまま)、はじき、疵多発および残留オーステナイト
量が5体積%以下となった。
o.2、No.7、No.8に比べて穴広げ性が不芳な
結果となっている。No.19はTi量が(48/1
4)Nを下回っており、スラブ表面割れが発生してい
た。No.20はTi量が(48/14)N+(48/
32)S+0.010の値を上回っており、残留オース
テナイト生成量が減り延性が低下していた。
査した。表1に示すA〜Mの鋼種について、前記の予備
試験と同じ熱間圧延条件で熱延鋼板を製造し、酸洗、ブ
ラシ研削処理後、連続溶融亜鉛めっきライン(板厚2.
0mm、両面60g/m2 目付)に通板し、各種特性に
ついて調査した。結果を表3に示す。
ト量、穴広げ性試験条件、めっきの密着性、めっきの濡
れ性ならびに合金化処理性の測定方法、評価方法は表2
の冷延ベースの場合と同じである。結果を表3にまとめ
て示す。
が本発明範囲内であるが前酸化の温度が低いために濡れ
性が不芳であった。また、No.4は合金化処理温度が
高い、No.5は焼鈍温度が低い、No.6は低温保持
温度が高い、とそれぞれ本発明の範囲外の条件になって
いるため引張特性も不芳で残留オーステナイト量も少な
かった。
引張特性は良好であるが、パウダリング性が不芳であっ
た。No.2およびNo.7〜No.12は、鋼の成分
および焼鈍ないしめっきの製造条件が本発明範囲にある
ため、めっき性濡れ性、合金化処理性、機械的特性とも
良好な性能を示している。試験No.2、7および8は
穴広げ性についての試験を行い、No.2、7、8良好
な結果が得られた。
範囲が本発明外のため合金化未処理、はじき、疵多発お
よび残留オーステナイト量が5体積%以下となってい
る。またNo.18は、S量が高いためにNo.2、N
o.7、No.8に比べて穴広げ性が不芳な結果となっ
ている。
たは熱延鋼板のいずれを母材としても、成形性とめっき
性に優れた高張力高延性合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安
定的に製造することができる。
指標の関係を示すグラフである。
ーステナイト量の関係を示すグラフである。
留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
指標の関係を示すグラフである。
ーステナイト量の関係を示すグラフである。
留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
Claims (6)
- 【請求項1】 化学組成が重量%で、C:0.06〜
0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.
0%、P:0.03%以下、S:0.030%以下、A
l:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080
%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01
0の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有する冷延鋼板に、板温度550〜75
0℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で
5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷
却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温
度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴
に浸入させてめっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板を製
造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の
製造方法。 - 【請求項2】 化学組成が重量%で、C:0.06〜
0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.
0%、P:0.03%以下、S:0.030%以下、A
l:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080
%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01
0の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有する冷延鋼板に、板温度550〜75
0℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で
5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷
却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温
度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴
に浸入させてめっきを施し、さらに600℃以下で合金
化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する
ことを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方
法。 - 【請求項3】 請求項1または2に記載の冷延鋼板が、
さらに、Ni:0.1%以下、Cr:1.0%以下、M
o:0.6%以下、Cu:1.0%以下、Nb:0.0
5%以下、V:0.08%以下、Zr:0.05%以下
およびB:0.003%以下からなる群から選んだ1種
または2種以上を含有することを特徴とする高張力高延
性亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 化学組成が重量%で、C:0.06〜
0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.
0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、A
l:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080
%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01
0の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有する熱延鋼板に、スケール除去処理お
よび少なくともその表面へのひずみ付与加工を行い、板
温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900
℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで
3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域ま
で冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を
行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施して、溶融亜
鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性
亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項5】 化学組成が重量%で、C:0.06〜
0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.
0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、A
l:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080
%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦
Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01
0の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有する熱延鋼板に、スケール除去処理お
よび少なくともその表面へのひずみ付与加工を行い、板
温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900
℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで
3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域ま
で冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を
行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施し、さらに6
00℃以下で合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛め
っき鋼板の製造方法。 - 【請求項6】 請求項4または5に記載の熱延鋼板が、
さらに、Ni:0.1%以下、Cr:1.0%以下、M
o:0.6%以下、Cu:1.0%以下、Nb:0.0
5%以下、V:0.08%以下、Zr:0.05%以下
およびB:0.003%以下からなる群から選んだ1種
または2種以上を含有することを特徴とする高張力高延
性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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