JP2000290730A - 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents
強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法Info
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- JP2000290730A JP2000290730A JP11282933A JP28293399A JP2000290730A JP 2000290730 A JP2000290730 A JP 2000290730A JP 11282933 A JP11282933 A JP 11282933A JP 28293399 A JP28293399 A JP 28293399A JP 2000290730 A JP2000290730 A JP 2000290730A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】複雑なプレス成形加工にも充分耐え得る強度延
性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法の提供。 【解決手段】特定元素組成の熱延鋼板を、加熱保持後、
４０℃／秒以上の速度で急冷し、焼鈍し、酸洗浄し、つ
いで、再加熱保持後、２〜５０℃／秒の速度で急冷し、
焼鈍後、メッキする方法。メッキ後、合金化処理するこ
とが好ましい。
性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法の提供。 【解決手段】特定元素組成の熱延鋼板を、加熱保持後、
４０℃／秒以上の速度で急冷し、焼鈍し、酸洗浄し、つ
いで、再加熱保持後、２〜５０℃／秒の速度で急冷し、
焼鈍後、メッキする方法。メッキ後、合金化処理するこ
とが好ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は複雑なプレス成形加
工にも充分に耐えうる強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。
工にも充分に耐えうる強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に熱延、もしくは冷延鋼板は強度が
上昇するに従って全伸び、曲げなどの延性が低下するた
め、複雑なプレス加工が困難になる。また一般に鋼板の
強度を増加させるためには、Ｍｎ，Ｓｉ等の元素を添加
し、固溶強化と良好な複合組織化を助長して、強度−伸
びバランスを有利にすることが知られている。しかし、
Ｍｎ，Ｓｉ等は易酸化性元素であるため、多量に添加す
ると、焼鈍時にＳｉ，Ｍｎ等の表面濃化物が，鋼板表面
に析出し溶融亜鉛との濡れ性を劣化させるため、焼鈍に
続く連続式溶融亜鉛メッキの際に、不メッキ欠陥が発生
する。
上昇するに従って全伸び、曲げなどの延性が低下するた
め、複雑なプレス加工が困難になる。また一般に鋼板の
強度を増加させるためには、Ｍｎ，Ｓｉ等の元素を添加
し、固溶強化と良好な複合組織化を助長して、強度−伸
びバランスを有利にすることが知られている。しかし、
Ｍｎ，Ｓｉ等は易酸化性元素であるため、多量に添加す
ると、焼鈍時にＳｉ，Ｍｎ等の表面濃化物が，鋼板表面
に析出し溶融亜鉛との濡れ性を劣化させるため、焼鈍に
続く連続式溶融亜鉛メッキの際に、不メッキ欠陥が発生
する。
【０００３】このような特性を持つ鋼板としては、特開
平２−１７５８１７号公報、特許第１３１３１４４号公
報等に、熱延巻き取り時に焼き入れ、急冷してマルテン
サイト相を含む組織を形成させ、その後焼鈍時に２相域
まで加熱した後、急冷してフェライトとマルテンサイト
相等からなる組織を形成させることにより、強度延性バ
ランスに優れた鋼板を製造する方法が開示されている。
しかし、この方法では、最初の組織形成を熱延時に行
い、最終組織の作り込みを焼鈍時に行うため、焼鈍とメ
ッキを同時に行う連続式溶融亜鉛メッキ工程を加えるこ
とが不可能である。したがって、この方法では強度延性
バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する
ことができない。
平２−１７５８１７号公報、特許第１３１３１４４号公
報等に、熱延巻き取り時に焼き入れ、急冷してマルテン
サイト相を含む組織を形成させ、その後焼鈍時に２相域
まで加熱した後、急冷してフェライトとマルテンサイト
相等からなる組織を形成させることにより、強度延性バ
ランスに優れた鋼板を製造する方法が開示されている。
しかし、この方法では、最初の組織形成を熱延時に行
い、最終組織の作り込みを焼鈍時に行うため、焼鈍とメ
ッキを同時に行う連続式溶融亜鉛メッキ工程を加えるこ
とが不可能である。したがって、この方法では強度延性
バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する
ことができない。
【０００４】また、加工性などに優れた高強度溶融亜鉛
メッキ鋼板の製造方法として、特開平５−１７９３５６
号公報、特開平５−５１６４７号公報等に、熱延巻き取
り時に焼き入れ急冷し、溶融亜鉛メッキラインにおいて
２相域で焼鈍した後、メッキする方法が開示されている
が、実際にはＳｉが少しでも添加されていると不メッキ
が発生し易い。すなわち、この方法でＳｉ，Ｍｎ含有量
の多い鋼板をメッキするとＳｉ，Ｍｎの表面濃化のため
不メッキ欠陥が発生するため、Ｓｉ，Ｍｎを含有する溶
融亜鉛メッキ鋼板を製造することは事実上不可能であ
る。
メッキ鋼板の製造方法として、特開平５−１７９３５６
号公報、特開平５−５１６４７号公報等に、熱延巻き取
り時に焼き入れ急冷し、溶融亜鉛メッキラインにおいて
２相域で焼鈍した後、メッキする方法が開示されている
が、実際にはＳｉが少しでも添加されていると不メッキ
が発生し易い。すなわち、この方法でＳｉ，Ｍｎ含有量
の多い鋼板をメッキするとＳｉ，Ｍｎの表面濃化のため
不メッキ欠陥が発生するため、Ｓｉ，Ｍｎを含有する溶
融亜鉛メッキ鋼板を製造することは事実上不可能であ
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、連続式溶融
亜鉛メッキラインを用いて、Ｓｉ，Ｍｎを多量に含有し
ていても不メッキ欠陥のない強度延性バランスに優れた
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法を提供するこ
とを目的とする。
亜鉛メッキラインを用いて、Ｓｉ，Ｍｎを多量に含有し
ていても不メッキ欠陥のない強度延性バランスに優れた
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法を提供するこ
とを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】したがって、本発明は、
Ｃ：０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以
下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％およびＡｌ：０．００
５〜０．１０ｗｔ％を含有する熱延鋼板を、８００〜１
０００℃の温度で１０〜１２０秒間加熱し、４０℃／秒
以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却した後、酸洗減
量がＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 の条件で鋼板表面
を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラインにて再度前
記鋼板を７２５〜８４０℃の温度に５〜２００秒間保持
した後に、２〜５０℃／秒の冷却速度で６００℃以下ま
で冷却し、メッキすることを特徴とする強度延性バラン
スに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法であ
る。
Ｃ：０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以
下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％およびＡｌ：０．００
５〜０．１０ｗｔ％を含有する熱延鋼板を、８００〜１
０００℃の温度で１０〜１２０秒間加熱し、４０℃／秒
以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却した後、酸洗減
量がＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 の条件で鋼板表面
を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラインにて再度前
記鋼板を７２５〜８４０℃の温度に５〜２００秒間保持
した後に、２〜５０℃／秒の冷却速度で６００℃以下ま
で冷却し、メッキすることを特徴とする強度延性バラン
スに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法であ
る。
【０００７】また、好ましい本発明は、前記製造方法に
おいて、酸洗前の加熱工程における雰囲気の水素濃度が
１〜１００ｖｏｌ％、加熱雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 のそ
れぞれの分圧の比が鋼中Ｓｉ量（ｗｔ％）に対して、 ０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４ （１） であることを特徴とする強度延性バランスに優れた高強
度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
おいて、酸洗前の加熱工程における雰囲気の水素濃度が
１〜１００ｖｏｌ％、加熱雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 のそ
れぞれの分圧の比が鋼中Ｓｉ量（ｗｔ％）に対して、 ０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４ （１） であることを特徴とする強度延性バランスに優れた高強
度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【０００８】また、好ましい本発明は、前記製造方法に
おいて、溶融亜鉛メッキを施す際の焼鈍雰囲気の水素濃
度が１〜１００ｗｔ％であり、かつ焼鈍雰囲気中のＨ2
ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が加熱温度（℃）に対し
て、 Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ） （２） ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ （３） Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３ ａ：−０．００５４ ｂ：１１．１６ ｃ：０．６２５ ｄ：−１３０９２ の関係を満たすことを特徴とする強度延性バランスに優
れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
おいて、溶融亜鉛メッキを施す際の焼鈍雰囲気の水素濃
度が１〜１００ｗｔ％であり、かつ焼鈍雰囲気中のＨ2
ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が加熱温度（℃）に対し
て、 Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ） （２） ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ （３） Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３ ａ：−０．００５４ ｂ：１１．１６ ｃ：０．６２５ ｄ：−１３０９２ の関係を満たすことを特徴とする強度延性バランスに優
れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【０００９】また、好ましい本発明は、前記製造方法に
おいて、溶融亜鉛メッキ後に、さらに加熱合金化処理を
施すことを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
おいて、溶融亜鉛メッキ後に、さらに加熱合金化処理を
施すことを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
【００１０】また、好ましい本発明は、前記製造方法に
おいて、熱延鋼板を冷延した後、焼鈍することを特徴と
する強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造方法である。
おいて、熱延鋼板を冷延した後、焼鈍することを特徴と
する強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造方法である。
【００１１】また、好ましい本発明は、前記製造方法に
おいて、熱延鋼板の巻き取り温度が６００℃以上であ
り、かつ巻き取り後の冷却速度が３℃以下であることを
特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法である。
おいて、熱延鋼板の巻き取り温度が６００℃以上であ
り、かつ巻き取り後の冷却速度が３℃以下であることを
特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明者は、前記目的の達成を目
指し、下記の条件を基本に、数多くの実験を試み、本発
明に到達した。Ｃ：０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜
２．０ｗｔ％、Ｍｎ：１．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ
％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ａｌ：０．０４ｗｔ％，
Ｎ：０．００２ｗｔ％およびＯ：０．００２ｗｔ％を含
有する厚さ３０ｍｍのシートバーを１２００℃に加熱
し、５パスで厚さ２．０ｍｍの熱延鋼板とし、５００〜
７５０℃で巻き取った。ついで酸洗により黒皮を除去
し、実験用焼鈍炉において、Ｈ2 濃度を１〜１００vol
％、露点を−６０〜＋２０℃の間でそれぞれ変化させる
ことにより、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比を０．００００２〜２
の間で変化させた熱延鋼板を、９００℃で８０秒間加熱
した後、１０〜８０℃／秒の速度で３００℃まで急冷し
て焼鈍し、６０℃の５ｗｔ％塩酸で１０秒間酸洗して表
面濃化物を除去した。
指し、下記の条件を基本に、数多くの実験を試み、本発
明に到達した。Ｃ：０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜
２．０ｗｔ％、Ｍｎ：１．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ
％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ａｌ：０．０４ｗｔ％，
Ｎ：０．００２ｗｔ％およびＯ：０．００２ｗｔ％を含
有する厚さ３０ｍｍのシートバーを１２００℃に加熱
し、５パスで厚さ２．０ｍｍの熱延鋼板とし、５００〜
７５０℃で巻き取った。ついで酸洗により黒皮を除去
し、実験用焼鈍炉において、Ｈ2 濃度を１〜１００vol
％、露点を−６０〜＋２０℃の間でそれぞれ変化させる
ことにより、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比を０．００００２〜２
の間で変化させた熱延鋼板を、９００℃で８０秒間加熱
した後、１０〜８０℃／秒の速度で３００℃まで急冷し
て焼鈍し、６０℃の５ｗｔ％塩酸で１０秒間酸洗して表
面濃化物を除去した。
【００１３】その後、竪型焼鈍メッキ装置において、Ｈ
2 濃度を１〜１００vol ％，露点を−６０〜＋２０℃の
間でそれぞれ変化させることにより、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧
比を０．００２〜０．６の間で変化させた熱延鋼板を、
７５０℃で２０秒間加熱した後、１０〜８０℃／秒の速
度で４７０℃まで急冷して焼鈍した直後に、浴中Ａｌ濃
度０．１５ｗｔ％、浴温４６５℃の溶融亜鉛浴中にて１
秒間メッキした。
2 濃度を１〜１００vol ％，露点を−６０〜＋２０℃の
間でそれぞれ変化させることにより、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧
比を０．００２〜０．６の間で変化させた熱延鋼板を、
７５０℃で２０秒間加熱した後、１０〜８０℃／秒の速
度で４７０℃まで急冷して焼鈍した直後に、浴中Ａｌ濃
度０．１５ｗｔ％、浴温４６５℃の溶融亜鉛浴中にて１
秒間メッキした。
【００１４】その結果、図１（Ｓｉ：１．０ｗｔ％、Ｃ
ＡＬ：３％Ｈ2 、露点＋１５℃、７５０℃で８０秒間焼
鈍：ＣＧＬ：５％Ｈ2 、露点−３５℃、７５０℃で２０
秒間焼鈍）に示すように、ＣＡＬ，ＣＧＬ焼鈍時の冷却
温度がそれぞれ、４０℃／秒以上、２℃／秒以上の範囲
内である場合は、得られた溶融亜鉛メッキ鋼板の引張強
度、伸びともに良好である。
ＡＬ：３％Ｈ2 、露点＋１５℃、７５０℃で８０秒間焼
鈍：ＣＧＬ：５％Ｈ2 、露点−３５℃、７５０℃で２０
秒間焼鈍）に示すように、ＣＡＬ，ＣＧＬ焼鈍時の冷却
温度がそれぞれ、４０℃／秒以上、２℃／秒以上の範囲
内である場合は、得られた溶融亜鉛メッキ鋼板の引張強
度、伸びともに良好である。
【００１５】また図２に示すように、酸洗前の加熱工程
における雰囲気のＨ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比が、鋼中のＳｉ量
に対して、 ０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４ （１） の範囲内であり、さらに図３に示すように、メッキ時に
おける焼鈍雰囲気のＨ2Ｏ／Ｈ2 分圧比が加熱温度に対
して Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ） （２） ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ （３） Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３ ａ：−０．００５４ ｂ：１１．１６ ｃ：０．６２５ ｄ：−１３０９２ の範囲内であるものはメッキ性が良好であることが判明
した。
における雰囲気のＨ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比が、鋼中のＳｉ量
に対して、 ０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４ （１） の範囲内であり、さらに図３に示すように、メッキ時に
おける焼鈍雰囲気のＨ2Ｏ／Ｈ2 分圧比が加熱温度に対
して Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ） （２） ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ （３） Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３ ａ：−０．００５４ ｂ：１１．１６ ｃ：０．６２５ ｄ：−１３０９２ の範囲内であるものはメッキ性が良好であることが判明
した。
【００１６】なお引張強度（ＴＳ）が５９０MPa 以上の
ものを良好、伸び（Ｅｌ）が３５％以上のものを良好と
し、それ以下のものをそれぞれ不良とした。またメッキ
性を目視判定し、不メッキ部分が認められるものを不良
とし、不メッキ部分が認められないものを良好とした。
ものを良好、伸び（Ｅｌ）が３５％以上のものを良好と
し、それ以下のものをそれぞれ不良とした。またメッキ
性を目視判定し、不メッキ部分が認められるものを不良
とし、不メッキ部分が認められないものを良好とした。
【００１７】ここで、塩酸酸洗前の加熱工程時における
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比が前記式（１）の範囲内であると、
ＣＧＬでメッキ性が良好になる理由を調べるため、焼鈍
後の鋼板表層の地鉄断面をＳＥＭで観察したところ、図
４に示すように、前記式（１）の冷却条件で冷却した鋼
板の表層には、数μｍ程度の緻密な内部酸化層が形成さ
れており、前記式（１）の範囲外の条件で冷却した鋼板
の表層には、このような緻密さが見られなかった。この
内部酸化層はＦｅ，Ｓｉ，Ｍｎの酸化物を主体とすると
考えられる。
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比が前記式（１）の範囲内であると、
ＣＧＬでメッキ性が良好になる理由を調べるため、焼鈍
後の鋼板表層の地鉄断面をＳＥＭで観察したところ、図
４に示すように、前記式（１）の冷却条件で冷却した鋼
板の表層には、数μｍ程度の緻密な内部酸化層が形成さ
れており、前記式（１）の範囲外の条件で冷却した鋼板
の表層には、このような緻密さが見られなかった。この
内部酸化層はＦｅ，Ｓｉ，Ｍｎの酸化物を主体とすると
考えられる。
【００１８】一方、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 分圧比は酸素ポテンシ
ャルを示す。すなわち、ＣＧＬでのメッキ性が改善され
るのは、酸素ポテンシャルが高いために加熱工程時に内
部酸化層が生成し、この内部酸化層がメッキ直前まで残
存し、ＣＧＬ焼鈍時において、この内部酸化層より地鉄
内部に存在する固溶Ｓｉ，Ｍｎの表層への拡散を抑止す
るため、結果として表面濃化が抑制され、メッキ性が改
善されたと推定される。
ャルを示す。すなわち、ＣＧＬでのメッキ性が改善され
るのは、酸素ポテンシャルが高いために加熱工程時に内
部酸化層が生成し、この内部酸化層がメッキ直前まで残
存し、ＣＧＬ焼鈍時において、この内部酸化層より地鉄
内部に存在する固溶Ｓｉ，Ｍｎの表層への拡散を抑止す
るため、結果として表面濃化が抑制され、メッキ性が改
善されたと推定される。
【００１９】また、メッキの際の焼鈍におけるＨ2 Ｏ／
Ｈ2 分圧比が前記式（２）の範囲内にある場合に、ＣＧ
Ｌでのメッキ性が良好になる理由は以下のように考えら
れる。すなわち、酸洗後には鋼板表面に比較的還元され
にくいＦｅ−Ｐ系酸化物が生成していると考えられ、こ
れを還元するためには、ある程度酸素ポテンシャル以下
の条件で加熱しなければならない。前記式（２）の関係
を満たすような酸素ポテンシャルであれば、この還元反
応が充分進行するため、結果として表面濃化が抑制さ
れ、メッキ性が改善されたと推定される。
Ｈ2 分圧比が前記式（２）の範囲内にある場合に、ＣＧ
Ｌでのメッキ性が良好になる理由は以下のように考えら
れる。すなわち、酸洗後には鋼板表面に比較的還元され
にくいＦｅ−Ｐ系酸化物が生成していると考えられ、こ
れを還元するためには、ある程度酸素ポテンシャル以下
の条件で加熱しなければならない。前記式（２）の関係
を満たすような酸素ポテンシャルであれば、この還元反
応が充分進行するため、結果として表面濃化が抑制さ
れ、メッキ性が改善されたと推定される。
【００２０】すなわち、本発明者は、Ｓｉ，Ｍｎの含有
量が多く、機械的特性が良好であって、かつメッキ性も
良好である強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板を得るために、ＣＡＬ，ＣＧＬ焼鈍時の冷却速
度を特定範囲に規定することによって良好な機械的特性
を確保するだけでなく、鋼中Ｓｉ量や冷却温度によって
決定されるＣＡＬ露点とＣＧＬ焼鈍時の雰囲気を規定す
ることによって、メッキ性をも確保し、結果として強度
延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得る
ことを見出したのである。
量が多く、機械的特性が良好であって、かつメッキ性も
良好である強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板を得るために、ＣＡＬ，ＣＧＬ焼鈍時の冷却速
度を特定範囲に規定することによって良好な機械的特性
を確保するだけでなく、鋼中Ｓｉ量や冷却温度によって
決定されるＣＡＬ露点とＣＧＬ焼鈍時の雰囲気を規定す
ることによって、メッキ性をも確保し、結果として強度
延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得る
ことを見出したのである。
【００２１】さらに本発明では、焼き入れ急冷処理を焼
鈍時に行うため、特開平２−１７５８１７号公報、特許
第１３１３１４４号公報等のように、最終的に得られる
メッキ鋼板が熱延鋼板だけでなく、冷延鋼板にも適用で
きるという大きな利点がある。すなわち、従来の方法で
は熱延時に焼き入れ急冷処理を行い、ＣＡＬ焼鈍時に冷
却処理を行い最終組織を作り込むため、その後ＣＧＬで
再度メッキ前の焼鈍を施すと最終組織が変化してしま
い、所望の特性を得られなくなる。ところが本方法で
は、焼き入れ急冷処理を焼鈍時に行ってＣＧＬ焼鈍時に
再度冷却処理を行って最終組織を作り込むため、ＣＡＬ
通板前の鋼板の熱延・冷延の種類を問わなくてすむから
である。
鈍時に行うため、特開平２−１７５８１７号公報、特許
第１３１３１４４号公報等のように、最終的に得られる
メッキ鋼板が熱延鋼板だけでなく、冷延鋼板にも適用で
きるという大きな利点がある。すなわち、従来の方法で
は熱延時に焼き入れ急冷処理を行い、ＣＡＬ焼鈍時に冷
却処理を行い最終組織を作り込むため、その後ＣＧＬで
再度メッキ前の焼鈍を施すと最終組織が変化してしま
い、所望の特性を得られなくなる。ところが本方法で
は、焼き入れ急冷処理を焼鈍時に行ってＣＧＬ焼鈍時に
再度冷却処理を行って最終組織を作り込むため、ＣＡＬ
通板前の鋼板の熱延・冷延の種類を問わなくてすむから
である。
【００２２】本発明の、特開平２−１７５８１７号公
報、特許第１３１３１４４号公報、特開平５−１７９３
５６号公報、特開平５−５１６４７号公報等との最も大
きな相違点は、ＣＡＬで焼き入れ処理を行うと同時に、
メッキ性を改善するために必要な内部酸化層をＣＡＬで
形成させることである。すなわち、前記公知の方法では
いずれも焼き入れ処理を熱延段階で、急冷処理をＣＡＬ
で行っている。この急冷処理をＣＧＬで行えば、前記公
知の方法で実施している鋼板にメッキ処理することが可
能であるが、この方法だと高Ｓｉ，Ｍｎ鋼をメッキした
場合に不メッキが発生するため、Ｓｉ添加による延性を
劣化させずに強度を確保し、優れた機械的特性を持った
高強度メッキ鋼板を得ることができない。
報、特許第１３１３１４４号公報、特開平５−１７９３
５６号公報、特開平５−５１６４７号公報等との最も大
きな相違点は、ＣＡＬで焼き入れ処理を行うと同時に、
メッキ性を改善するために必要な内部酸化層をＣＡＬで
形成させることである。すなわち、前記公知の方法では
いずれも焼き入れ処理を熱延段階で、急冷処理をＣＡＬ
で行っている。この急冷処理をＣＧＬで行えば、前記公
知の方法で実施している鋼板にメッキ処理することが可
能であるが、この方法だと高Ｓｉ，Ｍｎ鋼をメッキした
場合に不メッキが発生するため、Ｓｉ添加による延性を
劣化させずに強度を確保し、優れた機械的特性を持った
高強度メッキ鋼板を得ることができない。
【００２３】特開平１０−１７９３６号公報のように高
温巻き取りをすることにより高Ｓｉ，Ｍｎ鋼のメッキ性
を改善する方法も存在するが、本発明における鋼は焼き
入れ処理が不可欠であるため低温巻き取りが重要であ
る。低温巻き取りでは内部酸化層が形成できないため、
本発明における高Ｓｉ，Ｍｎ系の鋼種に対しては特開平
１０−１７９３６号公報の方法は適用できない。
温巻き取りをすることにより高Ｓｉ，Ｍｎ鋼のメッキ性
を改善する方法も存在するが、本発明における鋼は焼き
入れ処理が不可欠であるため低温巻き取りが重要であ
る。低温巻き取りでは内部酸化層が形成できないため、
本発明における高Ｓｉ，Ｍｎ系の鋼種に対しては特開平
１０−１７９３６号公報の方法は適用できない。
【００２４】一方、本発明では、ＣＡＬで焼き入れ処理
を行うと同時に、メッキ性を改善するために必要な内部
酸化層をＣＡＬで形成させ、前記公知の方法で見られる
急冷処理をＣＧＬで行い、同時にメッキすることを必須
とする。そのため、前記のように、鋼板が熱延・冷延鋼
板のどちらも選択できるばかりか、ＣＡＬで内部酸化さ
せるため、本発明は、高Ｓｉ，Ｍｎ系の鋼種に対して適
応可能であり、結果として、優れた機械的特性を持った
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得ることができるのであ
る。すなわち熱延とＣＧＬの間にＣＡＬ工程を追加する
ことにより、本発明の効果が初めて得られる。
を行うと同時に、メッキ性を改善するために必要な内部
酸化層をＣＡＬで形成させ、前記公知の方法で見られる
急冷処理をＣＧＬで行い、同時にメッキすることを必須
とする。そのため、前記のように、鋼板が熱延・冷延鋼
板のどちらも選択できるばかりか、ＣＡＬで内部酸化さ
せるため、本発明は、高Ｓｉ，Ｍｎ系の鋼種に対して適
応可能であり、結果として、優れた機械的特性を持った
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得ることができるのであ
る。すなわち熱延とＣＧＬの間にＣＡＬ工程を追加する
ことにより、本発明の効果が初めて得られる。
【００２５】なお、前記のＣＡＬで高露点で焼鈍してか
らメッキする方法は、焼き入れ処理が必須である鋼種の
みに限定されるわけではない。すなわち、焼き入れ処理
を必要としないが、Ｓｉ，Ｍｎ等が多いため通常の方法
ではメッキできない鋼種に対しても適用可能であり、Ｃ
ＡＬで高露点で焼鈍してからメッキすることにより、メ
ッキ性を大いに改善することができることは言うまでも
ない。
らメッキする方法は、焼き入れ処理が必須である鋼種の
みに限定されるわけではない。すなわち、焼き入れ処理
を必要としないが、Ｓｉ，Ｍｎ等が多いため通常の方法
ではメッキできない鋼種に対しても適用可能であり、Ｃ
ＡＬで高露点で焼鈍してからメッキすることにより、メ
ッキ性を大いに改善することができることは言うまでも
ない。
【００２６】また、図５より明らかなように、熱延鋼板
の巻き取り温度（ＣＴ）が６００℃より高く、かつ巻き
取り後の冷却速度が３℃／分以下の条件の場合には、高
Ｓｉ鋼のメッキ性が改善されたが、該条件を満たさない
場合にはメッキ性が改善できなかった。巻き取り温度が
高く、かつ冷却速度が遅い場合は、熱延鋼板の黒皮から
供給された解離酸素が地鉄表面から拡散侵入し、内部酸
化層を形成し、これがＣＧＬ焼鈍時の表面濃化を抑制す
る作用を持つためである。巻き取り温度が高くても、冷
却速度が速過ぎると内部酸化層の形成が不充分となり、
メッキ性改善効果が得られない。
の巻き取り温度（ＣＴ）が６００℃より高く、かつ巻き
取り後の冷却速度が３℃／分以下の条件の場合には、高
Ｓｉ鋼のメッキ性が改善されたが、該条件を満たさない
場合にはメッキ性が改善できなかった。巻き取り温度が
高く、かつ冷却速度が遅い場合は、熱延鋼板の黒皮から
供給された解離酸素が地鉄表面から拡散侵入し、内部酸
化層を形成し、これがＣＧＬ焼鈍時の表面濃化を抑制す
る作用を持つためである。巻き取り温度が高くても、冷
却速度が速過ぎると内部酸化層の形成が不充分となり、
メッキ性改善効果が得られない。
【００２７】好ましい巻き取り温度は６００℃以上８５
０℃以下である。６００℃未満では、内部酸化層の形成
が不充分であるため、メッキ性改善効果が得られにく
い。８５０℃を超えると、コイルが熱変形する。ただ
し、ＣＡＬ露点を充分制御すれば、必ずしも熱延時の巻
き取り温度（ＣＴ）を上げる必要がない。また好ましい
冷却速度は３℃／分以下である。３℃／分より速いと内
部酸化層の形成が不充分となり、メッキ性改善効果が得
られにくい。冷却速度は遅ければ、遅いほど効果がある
が、コイル冷却速度はほぼコイル単重に依存し、３℃／
分以下であれば、ほぼ問題なく、メッキ性改善効果が得
られる。下限については特に限定しない。
０℃以下である。６００℃未満では、内部酸化層の形成
が不充分であるため、メッキ性改善効果が得られにく
い。８５０℃を超えると、コイルが熱変形する。ただ
し、ＣＡＬ露点を充分制御すれば、必ずしも熱延時の巻
き取り温度（ＣＴ）を上げる必要がない。また好ましい
冷却速度は３℃／分以下である。３℃／分より速いと内
部酸化層の形成が不充分となり、メッキ性改善効果が得
られにくい。冷却速度は遅ければ、遅いほど効果がある
が、コイル冷却速度はほぼコイル単重に依存し、３℃／
分以下であれば、ほぼ問題なく、メッキ性改善効果が得
られる。下限については特に限定しない。
【００２８】次に本発明において、構成成分と含有量お
よび製造条件を限定した理由について述べる。 Ｃ：０．０５〜０．２５ｗｔ％ Ｃは必要な強度を得るため、また最終組織を焼き戻しマ
ルテンサイトと微細マルテンサイトの複合組織とするた
めに必須の元素であり、少なくとも０．０５ｗｔ％を必
要とするが、０．２５ｗｔ％を超えると溶接性が悪化す
るだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後の焼き入れ性が悪化し、所
望の複合組織を得ることができなくなる。本発明ではＣ
ＧＬ焼鈍後に焼き入れすることにより、所望の複合組織
を得るが、後記するようにメッキ浴侵入板温は４５０〜
５００℃であるため、冷却温度制御領域の上限である６
００℃になるまでに所望の複合組織を形成させなければ
ならず、良好な焼き入れ性を確保することが必須であ
る。したがって鋼中のＣ量の上限を０．２５ｗｔ％と
し、Ｃ量を０．０５〜０．２５ｗｔ％の範囲に限定し
た。好ましいのは０．０８〜０．１５ｗｔ％の範囲であ
る。
よび製造条件を限定した理由について述べる。 Ｃ：０．０５〜０．２５ｗｔ％ Ｃは必要な強度を得るため、また最終組織を焼き戻しマ
ルテンサイトと微細マルテンサイトの複合組織とするた
めに必須の元素であり、少なくとも０．０５ｗｔ％を必
要とするが、０．２５ｗｔ％を超えると溶接性が悪化す
るだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後の焼き入れ性が悪化し、所
望の複合組織を得ることができなくなる。本発明ではＣ
ＧＬ焼鈍後に焼き入れすることにより、所望の複合組織
を得るが、後記するようにメッキ浴侵入板温は４５０〜
５００℃であるため、冷却温度制御領域の上限である６
００℃になるまでに所望の複合組織を形成させなければ
ならず、良好な焼き入れ性を確保することが必須であ
る。したがって鋼中のＣ量の上限を０．２５ｗｔ％と
し、Ｃ量を０．０５〜０．２５ｗｔ％の範囲に限定し
た。好ましいのは０．０８〜０．１５ｗｔ％の範囲であ
る。
【００２９】Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下 Ｓｉは固溶強化と良好な複合組織化を助長して強度−伸
びバランスを有利に改善する作用があり、２．０ｗｔ％
以下の範囲で使用すれば加工性が改善される。しかしな
がら２．０ｗｔ％を超えて使用した場合にはメッキ性を
改善することが困難になる。好ましいのは０．５〜１．
０ｗｔ％の範囲である。
びバランスを有利に改善する作用があり、２．０ｗｔ％
以下の範囲で使用すれば加工性が改善される。しかしな
がら２．０ｗｔ％を超えて使用した場合にはメッキ性を
改善することが困難になる。好ましいのは０．５〜１．
０ｗｔ％の範囲である。
【００３０】Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％ ＭｎはＣと同様、必要な強度と所望の複合組織を得るた
めに必須の元素である。所定の強度および複合組織を得
るだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後における良好な焼き入れ性
を確保し焼き戻しを防ぐために少なくとも１．０ｗｔ％
を必要とするが、２．５ｗｔ％を超えると溶接性が劣化
する。好ましいのは１．５〜２．０ｗｔ％の範囲であ
る。
めに必須の元素である。所定の強度および複合組織を得
るだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後における良好な焼き入れ性
を確保し焼き戻しを防ぐために少なくとも１．０ｗｔ％
を必要とするが、２．５ｗｔ％を超えると溶接性が劣化
する。好ましいのは１．５〜２．０ｗｔ％の範囲であ
る。
【００３１】Ａｌ：０．００５〜０．１０ｗｔ％ Ａｌは脱酸作用によって鋼の清浄度を高める有用元素で
あるが、含有量が０．００５ｗｔ％に満たないとその添
加効果が乏しく、一方０．１０ｗｔ％を超えて添加して
もその効果は飽和に達し、かえって伸び特性の劣化を招
く。好ましいのは０．０１〜０．０５ｗｔ％の範囲であ
る。
あるが、含有量が０．００５ｗｔ％に満たないとその添
加効果が乏しく、一方０．１０ｗｔ％を超えて添加して
もその効果は飽和に達し、かえって伸び特性の劣化を招
く。好ましいのは０．０１〜０．０５ｗｔ％の範囲であ
る。
【００３２】本発明においては、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎおよび
Ａｌの含有量を前記範囲に調整するが、次に述べる元素
についてもその含有量を適正に調整すれば、材質特性の
さらなる向上が望み得る。その作用と好適量を以下に述
べる。
Ａｌの含有量を前記範囲に調整するが、次に述べる元素
についてもその含有量を適正に調整すれば、材質特性の
さらなる向上が望み得る。その作用と好適量を以下に述
べる。
【００３３】Ｎｂ，Ｔｉ： いずれも析出強化元素であ
り、Ｎｂは０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉは０．０
１〜０．２０ｗｔ％の範囲であれば、溶接性を向上させ
ることができる。いずれの元素も下限未満の量では効果
が得られず、また上限を超えて添加しても効果が飽和す
る。
り、Ｎｂは０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉは０．０
１〜０．２０ｗｔ％の範囲であれば、溶接性を向上させ
ることができる。いずれの元素も下限未満の量では効果
が得られず、また上限を超えて添加しても効果が飽和す
る。
【００３４】Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ： これらの元素はいず
れも、焼き入れ性を向上させる元素であり、適量使用す
れば、ＣＡＬ焼鈍、冷却時点でのマルテンサイト比率の
増大とマルテンサイトのラス構造を微細化する作用を通
じて、次工程のＣＧＬ焼鈍時における２相域再加熱−冷
却処理時の焼き入れ性を良好にし、冷却後の最終的な複
合組織を良好なものとし、各種の成形加工性を向上させ
ることができる。かかる効果を得るためには、いずれの
元素も０．１０ｗｔ％以上の添加が望ましいが、いずれ
も高価な元素であるから、製造コストの観点からこれら
の上限は（Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）≦１．０ｗｔ％にするの
が望ましい。
れも、焼き入れ性を向上させる元素であり、適量使用す
れば、ＣＡＬ焼鈍、冷却時点でのマルテンサイト比率の
増大とマルテンサイトのラス構造を微細化する作用を通
じて、次工程のＣＧＬ焼鈍時における２相域再加熱−冷
却処理時の焼き入れ性を良好にし、冷却後の最終的な複
合組織を良好なものとし、各種の成形加工性を向上させ
ることができる。かかる効果を得るためには、いずれの
元素も０．１０ｗｔ％以上の添加が望ましいが、いずれ
も高価な元素であるから、製造コストの観点からこれら
の上限は（Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）≦１．０ｗｔ％にするの
が望ましい。
【００３５】Ｐ，Ｓ： いずれも、偏析の助長、非金属
介在物の増加などを生じ、各種加工性に対して悪影響を
及ぼすので、極力低減することが望ましい。しかしなが
らＰの場合は０．０１５ｗｔ％以下、Ｓの場合は０．０
１０ｗｔ％以下程度であれば許容できる。
介在物の増加などを生じ、各種加工性に対して悪影響を
及ぼすので、極力低減することが望ましい。しかしなが
らＰの場合は０．０１５ｗｔ％以下、Ｓの場合は０．０
１０ｗｔ％以下程度であれば許容できる。
【００３６】冷間圧延工程：前記したとおり、焼き入れ
急冷処理をＣＡＬで行うため、鋼板は熱延・冷延の種類
を問わない。したがって、最終用途に応じて板厚を調整
するため、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。次工
程以降の製造条件に従えば、この段階での圧延による影
響は特に認められないため、圧下率は特に限定しない。
急冷処理をＣＡＬで行うため、鋼板は熱延・冷延の種類
を問わない。したがって、最終用途に応じて板厚を調整
するため、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。次工
程以降の製造条件に従えば、この段階での圧延による影
響は特に認められないため、圧下率は特に限定しない。
【００３７】ＣＡＬ加熱条件：ＣＡＬ焼鈍は、最終組織
として異方性がなく、微細で均一な焼き戻しマルテンサ
イト・微細マルテンサイトを有する複合組織を得る上で
必要な要件である。すなわち加熱温度が８００℃未満で
は、仕上げ圧延直後のオーステナイト粒の焼き入れ性が
悪化する。一方１０００℃以上ではオーステナイト粒が
粗大となりすぎ、冷却後のマルテンサイトのラス構造の
粗大化をきたし、機械的特性が劣化する。したがって加
熱温度は８００〜１０００℃の範囲とする。好ましいの
は８９０〜９５０℃の範囲である。また加熱時間が１０
秒以下であると焼き入れが不充分であり、１２０秒超で
あるとマルテンサイトの粗大化をきたすため、加熱時間
は１０〜１２０秒の範囲が好ましく、４０〜８０秒の範
囲が特に好ましい。
として異方性がなく、微細で均一な焼き戻しマルテンサ
イト・微細マルテンサイトを有する複合組織を得る上で
必要な要件である。すなわち加熱温度が８００℃未満で
は、仕上げ圧延直後のオーステナイト粒の焼き入れ性が
悪化する。一方１０００℃以上ではオーステナイト粒が
粗大となりすぎ、冷却後のマルテンサイトのラス構造の
粗大化をきたし、機械的特性が劣化する。したがって加
熱温度は８００〜１０００℃の範囲とする。好ましいの
は８９０〜９５０℃の範囲である。また加熱時間が１０
秒以下であると焼き入れが不充分であり、１２０秒超で
あるとマルテンサイトの粗大化をきたすため、加熱時間
は１０〜１２０秒の範囲が好ましく、４０〜８０秒の範
囲が特に好ましい。
【００３８】ＣＡＬ焼鈍時の雰囲気：加熱工程における
雰囲気は、水素濃度が１〜１００ｗｔ％、加熱雰囲気中
のＨ 2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比は、鋼中のＳｉ量
（ｗｔ％）に対して、 ０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４ （１） の式を満足するのが望ましい。式（１）は図２に示すＨ
2 Ｏ／Ｈ2 の分圧比と鋼中のＳｉ量に対するメッキ性の
実験結果から導出された。
雰囲気は、水素濃度が１〜１００ｗｔ％、加熱雰囲気中
のＨ 2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比は、鋼中のＳｉ量
（ｗｔ％）に対して、 ０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４ （１） の式を満足するのが望ましい。式（１）は図２に示すＨ
2 Ｏ／Ｈ2 の分圧比と鋼中のＳｉ量に対するメッキ性の
実験結果から導出された。
【００３９】ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ−４とし
たのは以下の理由による。すなわちｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ
2 ）が２Ｓｉ−４未満であると、加熱工程で内部酸化層
が充分形成されないため、ＣＧＬ焼鈍時においてＳｉ、
Ｍｎ表面濃化を抑制できないため、メッキ性が改善され
ない。一方、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 が０．６、すなわちｌｏｇ
（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）が−０．２２超であるとＦｅが酸化さ
れ始め、条件によってはテンパーが認められるようにな
るが、多少のテンパーはその後の酸洗によって除去され
るため特に問題ではない。
たのは以下の理由による。すなわちｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ
2 ）が２Ｓｉ−４未満であると、加熱工程で内部酸化層
が充分形成されないため、ＣＧＬ焼鈍時においてＳｉ、
Ｍｎ表面濃化を抑制できないため、メッキ性が改善され
ない。一方、Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 が０．６、すなわちｌｏｇ
（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）が−０．２２超であるとＦｅが酸化さ
れ始め、条件によってはテンパーが認められるようにな
るが、多少のテンパーはその後の酸洗によって除去され
るため特に問題ではない。
【００４０】しかし製造条件上、高酸素ポテンシャルを
確保することが困難である上、炉体を痛める。さらには
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 が２、すなわちｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）が
０．３０を越えると酸洗でもテンパーが除去され難くな
るばかりか、地鉄表層の酸化が激しくなるため、内部酸
化層の形成不良が起こる。よってｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／
Ｈ 2 ）の上限は０．３までである。また水素濃度が１ｗ
ｔ％より低いと、特に高露点焼鈍時に同様なテンパーが
発生しやすくなるため、僅かでも水素が含まれている方
が好ましい。したがって水素濃度は１〜１００ｗｔ％の
範囲とした。好ましい水素濃度は２〜１０ｗｔ％であ
る。
確保することが困難である上、炉体を痛める。さらには
Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 が２、すなわちｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）が
０．３０を越えると酸洗でもテンパーが除去され難くな
るばかりか、地鉄表層の酸化が激しくなるため、内部酸
化層の形成不良が起こる。よってｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／
Ｈ 2 ）の上限は０．３までである。また水素濃度が１ｗ
ｔ％より低いと、特に高露点焼鈍時に同様なテンパーが
発生しやすくなるため、僅かでも水素が含まれている方
が好ましい。したがって水素濃度は１〜１００ｗｔ％の
範囲とした。好ましい水素濃度は２〜１０ｗｔ％であ
る。
【００４１】連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）焼鈍時の冷却条
件：ＣＡＬにおいて、加熱された鋼板は、３００℃以下
まで急冷される。冷却温度の下限は特に限定しない。４
０℃／秒未満の冷却速度または３００℃超えの冷却終了
温度では、冷却後の組織中の初析フェライト、パーライ
ト、ベイナイトなどの合計比率が５０％以上に高くな
り、異方性および均一性が悪化する。冷却速度の上限は
特に定めないが、２００℃／秒で充分である。これは、
それ以上の冷却速度で冷却しても効果が飽和に達するた
めである。したがって冷却速度は４０℃／秒以上が必須
である。またＳｉ含有量が多いと焼き入れがやや入り難
くなるため、冷却速度を速めにすることが望ましい。好
ましい冷却速度は５０〜１５０℃／秒であり、２５０℃
以下まで急冷するのが好ましい。
件：ＣＡＬにおいて、加熱された鋼板は、３００℃以下
まで急冷される。冷却温度の下限は特に限定しない。４
０℃／秒未満の冷却速度または３００℃超えの冷却終了
温度では、冷却後の組織中の初析フェライト、パーライ
ト、ベイナイトなどの合計比率が５０％以上に高くな
り、異方性および均一性が悪化する。冷却速度の上限は
特に定めないが、２００℃／秒で充分である。これは、
それ以上の冷却速度で冷却しても効果が飽和に達するた
めである。したがって冷却速度は４０℃／秒以上が必須
である。またＳｉ含有量が多いと焼き入れがやや入り難
くなるため、冷却速度を速めにすることが望ましい。好
ましい冷却速度は５０〜１５０℃／秒であり、２５０℃
以下まで急冷するのが好ましい。
【００４２】酸洗：焼鈍して冷却後、鋼板表面を酸洗す
るのは、焼鈍時に表面濃化するＳｉ、Ｍｎなどの易酸化
性元素の表面濃化物を除去するためである。鋼板の酸洗
減量をＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 で酸洗すること
によって表面濃化物を完全に除去できる。また、この時
の酸の種類、濃度、酸洗時間、酸洗温度などは特に問わ
ないが、例えば４０〜９０℃の１〜１０ｗｔ％程度の塩
酸、硫酸、硝酸で１〜２０秒間酸洗処理すれば表面濃化
物を除去できる。濃度が薄いと酸洗減量が目標に未達に
なるため、酸洗による表面濃化物の除去が不充分であ
り、１０ｗｔ％を超えると酸洗減量が目標をオーバーす
ると同時に、過酸洗による鋼板表面に荒れが起こり、か
つ酸の原価が高くなるため好ましくない。
るのは、焼鈍時に表面濃化するＳｉ、Ｍｎなどの易酸化
性元素の表面濃化物を除去するためである。鋼板の酸洗
減量をＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 で酸洗すること
によって表面濃化物を完全に除去できる。また、この時
の酸の種類、濃度、酸洗時間、酸洗温度などは特に問わ
ないが、例えば４０〜９０℃の１〜１０ｗｔ％程度の塩
酸、硫酸、硝酸で１〜２０秒間酸洗処理すれば表面濃化
物を除去できる。濃度が薄いと酸洗減量が目標に未達に
なるため、酸洗による表面濃化物の除去が不充分であ
り、１０ｗｔ％を超えると酸洗減量が目標をオーバーす
ると同時に、過酸洗による鋼板表面に荒れが起こり、か
つ酸の原価が高くなるため好ましくない。
【００４３】酸の温度は４０〜９０℃が適当であり、４
０℃未満であると酸洗減量が目標に未達であるため酸洗
による表面濃化物の除去が不充分である。９０℃を超え
ると酸洗減量が目標をオーバーすると同時に、過酸洗に
よる鋼板表面の荒れが起こるため好ましくない。好まし
いのは５０〜７０℃の範囲である。酸洗時間は１〜２０
秒間が適当であり、１秒未満であると酸洗による表面濃
化物の除去が不充分であり、２０秒を超えると過酸洗に
よる鋼板表面の荒れが起こり、かつ製造時間が長くな
り、コストアップにつながるため不適当である。好まし
いのは５〜１０秒の範囲である。
０℃未満であると酸洗減量が目標に未達であるため酸洗
による表面濃化物の除去が不充分である。９０℃を超え
ると酸洗減量が目標をオーバーすると同時に、過酸洗に
よる鋼板表面の荒れが起こるため好ましくない。好まし
いのは５０〜７０℃の範囲である。酸洗時間は１〜２０
秒間が適当であり、１秒未満であると酸洗による表面濃
化物の除去が不充分であり、２０秒を超えると過酸洗に
よる鋼板表面の荒れが起こり、かつ製造時間が長くな
り、コストアップにつながるため不適当である。好まし
いのは５〜１０秒の範囲である。
【００４４】連続溶融亜鉛メッキライン（ＣＧＬ）加熱
条件：前記のように調整した鋼板を連続溶融亜鉛メッキ
ラインにて７２５〜８４０℃の温度範囲に保持すると、
元々組織がマルテンサイトであった部分のラス部におい
て優先的にオーステナイト相が形成される。この温度範
囲を外れる、または加熱時間が５秒以下であると、本発
明で求めている焼き戻しマルテンサイト・微細マルテン
サイト複合組織が形成されない。したがって連続溶融亜
鉛メッキラインでの加熱は７２５〜８４０℃の温度範囲
で５〜２００秒間保持するのが好ましい。２００秒を超
えても効果が飽和し、連続処理工程に向かない。好まし
いのは７３０〜８００℃の温度範囲で１０〜４０秒間保
持することである。
条件：前記のように調整した鋼板を連続溶融亜鉛メッキ
ラインにて７２５〜８４０℃の温度範囲に保持すると、
元々組織がマルテンサイトであった部分のラス部におい
て優先的にオーステナイト相が形成される。この温度範
囲を外れる、または加熱時間が５秒以下であると、本発
明で求めている焼き戻しマルテンサイト・微細マルテン
サイト複合組織が形成されない。したがって連続溶融亜
鉛メッキラインでの加熱は７２５〜８４０℃の温度範囲
で５〜２００秒間保持するのが好ましい。２００秒を超
えても効果が飽和し、連続処理工程に向かない。好まし
いのは７３０〜８００℃の温度範囲で１０〜４０秒間保
持することである。
【００４５】ＣＧＬ焼鈍時の冷却条件：また、通常はＣ
濃度の低いオーステナイト粒は不安定で焼き入れ性が低
いが、本発明での２相域加熱時のオーステナイト粒は微
細であるため非常に安定であり、冷却速度をさほど上げ
る必要がない。したがって焼鈍時の冷却速度は２〜５０
℃／秒とする。２℃／秒未満では複合組織化が不充分と
なって、良好な機械的特性が得られなくなる。５０℃／
秒を超えても効果が飽和する。
濃度の低いオーステナイト粒は不安定で焼き入れ性が低
いが、本発明での２相域加熱時のオーステナイト粒は微
細であるため非常に安定であり、冷却速度をさほど上げ
る必要がない。したがって焼鈍時の冷却速度は２〜５０
℃／秒とする。２℃／秒未満では複合組織化が不充分と
なって、良好な機械的特性が得られなくなる。５０℃／
秒を超えても効果が飽和する。
【００４６】冷却制御温度の上限を６００℃としたの
は、この温度を超えて冷却制御を終えるとマルテンサイ
トの形成が不充分となり、目的とする特性を得ることが
できなくなるからである。下限について特に問わない。
またＳｉ含有量が多いと焼き入れがやや入り難くなるた
め、冷却速度を速めることが望まれる。本発明で規定し
たＣ、Ｍｎ量のどちらか一方でも前記範囲から外れると
焼き入れ性が劣化するため、６００℃では所望の複合組
織を得ることができなくなるが、本発明の範囲であるな
らば所望の複合組織を得ることが可能である。
は、この温度を超えて冷却制御を終えるとマルテンサイ
トの形成が不充分となり、目的とする特性を得ることが
できなくなるからである。下限について特に問わない。
またＳｉ含有量が多いと焼き入れがやや入り難くなるた
め、冷却速度を速めることが望まれる。本発明で規定し
たＣ、Ｍｎ量のどちらか一方でも前記範囲から外れると
焼き入れ性が劣化するため、６００℃では所望の複合組
織を得ることができなくなるが、本発明の範囲であるな
らば所望の複合組織を得ることが可能である。
【００４７】ＣＧＬ焼鈍の雰囲気：酸洗後に鋼板表面に
生成した酸化皮膜を還元してメッキ性を確保するため，
充分な還元性雰囲気であることが望まれる。具体的には
Ｆｅ系酸化物だけでなく、より還元されにくいＰ系酸化
物を完全に還元する必要がある。本発明の、Ｐ系酸化物
が還元するＨ2 Ｏ／Ｈ2 の値を求める式（２）は熱力学
的に酸化物生成自由エネルギーの式を利用して導出した
ものであり、ｆ（Ｔ）はＰ系酸化物とＨ2 Ｏに関する熱
力学的パラメーターを１つの式にまとめたものである。
したがってこの式（２）から任意の温度における、メッ
キ性確保に必要な酸素ポテンシャル、すなわち露点と水
素濃度の範囲を計算することができる。
生成した酸化皮膜を還元してメッキ性を確保するため，
充分な還元性雰囲気であることが望まれる。具体的には
Ｆｅ系酸化物だけでなく、より還元されにくいＰ系酸化
物を完全に還元する必要がある。本発明の、Ｐ系酸化物
が還元するＨ2 Ｏ／Ｈ2 の値を求める式（２）は熱力学
的に酸化物生成自由エネルギーの式を利用して導出した
ものであり、ｆ（Ｔ）はＰ系酸化物とＨ2 Ｏに関する熱
力学的パラメーターを１つの式にまとめたものである。
したがってこの式（２）から任意の温度における、メッ
キ性確保に必要な酸素ポテンシャル、すなわち露点と水
素濃度の範囲を計算することができる。
【００４８】つまり本発明者らは、メッキ性確保の焼鈍
雰囲気はＰ系酸化物を還元できる条件範囲であれば良い
ことを見出し、安定化させたのである。ここで酸素ポテ
ンシャルが本発明の範囲外であると、酸化皮膜が還元で
きなくなり、メッキ性が確保できず好ましくない。この
条件範囲を満たす水素濃度および露点の組み合わせであ
ればどのような条件でもメッキ性確保は可能である。た
だし水素濃度が１ｗｔ％より低いと、酸化皮膜が還元し
にくいため好ましくない。そのため水素濃度は１〜１０
０ｗｔ％の範囲とした。好ましいのは３〜２０ｗｔ％の
範囲である。
雰囲気はＰ系酸化物を還元できる条件範囲であれば良い
ことを見出し、安定化させたのである。ここで酸素ポテ
ンシャルが本発明の範囲外であると、酸化皮膜が還元で
きなくなり、メッキ性が確保できず好ましくない。この
条件範囲を満たす水素濃度および露点の組み合わせであ
ればどのような条件でもメッキ性確保は可能である。た
だし水素濃度が１ｗｔ％より低いと、酸化皮膜が還元し
にくいため好ましくない。そのため水素濃度は１〜１０
０ｗｔ％の範囲とした。好ましいのは３〜２０ｗｔ％の
範囲である。
【００４９】以上のようにして焼鈍した後に通常の溶融
亜鉛メッキ浴中で常法にて亜鉛メッキを施す。亜鉛メッ
キ浴はＡｌを０．０８〜０．２ｗｔ％含有するものが適
当であり、浴温は４５０〜５００℃が適当である。また
浴中に侵入するときの板温は４５０〜５００℃が適当で
ある。
亜鉛メッキ浴中で常法にて亜鉛メッキを施す。亜鉛メッ
キ浴はＡｌを０．０８〜０．２ｗｔ％含有するものが適
当であり、浴温は４５０〜５００℃が適当である。また
浴中に侵入するときの板温は４５０〜５００℃が適当で
ある。
【００５０】また、得られたメッキ鋼板は必要に応じて
溶融合金化処理を施すことが可能である。合金化は、４
５０〜５５０℃程度の範囲、特に４８０〜５２０℃の範
囲で行うことが望ましい。４５０℃未満であると合金化
が殆ど進行しない。５５０℃を超えると過度の合金化に
よるメッキ層の密着性の劣化を招くため、好ましくな
い。また合金化後のメッキ層中のＦｅ拡散量は８〜１１
ｗｔ％の範囲に収まることが必要である。８ｗｔ％未満
だと焼けムラなどが発生するだけでなく合金化不充分に
よる摺動性が劣化し、また１１ｗｔ％を超えると過合金
によりメッキ密着性が劣化する。好ましいのは９〜１０
ｗｔ％の範囲である。溶融合金化の方法はガス加熱炉、
誘導加熱炉などであればよく、特に限定するものではな
い。
溶融合金化処理を施すことが可能である。合金化は、４
５０〜５５０℃程度の範囲、特に４８０〜５２０℃の範
囲で行うことが望ましい。４５０℃未満であると合金化
が殆ど進行しない。５５０℃を超えると過度の合金化に
よるメッキ層の密着性の劣化を招くため、好ましくな
い。また合金化後のメッキ層中のＦｅ拡散量は８〜１１
ｗｔ％の範囲に収まることが必要である。８ｗｔ％未満
だと焼けムラなどが発生するだけでなく合金化不充分に
よる摺動性が劣化し、また１１ｗｔ％を超えると過合金
によりメッキ密着性が劣化する。好ましいのは９〜１０
ｗｔ％の範囲である。溶融合金化の方法はガス加熱炉、
誘導加熱炉などであればよく、特に限定するものではな
い。
【００５１】
【実施例】［例１〜４３］表１〜４に示した化学組成
（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，その他）の厚さ３０
０ｍｍの連続鋳造スラブを１２００℃に加熱し、３パス
の粗圧延後、７スタンドの仕上げ圧延機で厚さ２．３ｍ
ｍの熱延鋼板とし、５００〜７５０℃で巻き取った。酸
洗後、冷延する場合は圧下率を５０％とし、ＣＡＬに通
板し、表１〜４に示す条件（温度、保持時間、水素濃
度、水蒸気と水素の分圧比）で加熱し、表１〜４に示す
条件（速度、終了温度）で急冷し焼鈍した。ついで、Ｃ
ＧＬに通板して、６０℃の５％塩酸または５％硫酸で１
０〜２０秒間酸洗した。酸洗減量は表１〜４に示した。
いずれの酸でも同等の効果が得られた。
（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，その他）の厚さ３０
０ｍｍの連続鋳造スラブを１２００℃に加熱し、３パス
の粗圧延後、７スタンドの仕上げ圧延機で厚さ２．３ｍ
ｍの熱延鋼板とし、５００〜７５０℃で巻き取った。酸
洗後、冷延する場合は圧下率を５０％とし、ＣＡＬに通
板し、表１〜４に示す条件（温度、保持時間、水素濃
度、水蒸気と水素の分圧比）で加熱し、表１〜４に示す
条件（速度、終了温度）で急冷し焼鈍した。ついで、Ｃ
ＧＬに通板して、６０℃の５％塩酸または５％硫酸で１
０〜２０秒間酸洗した。酸洗減量は表１〜４に示した。
いずれの酸でも同等の効果が得られた。
【００５２】ついで表５〜８に示す条件（温度、保持時
間、水素濃度、水蒸気と水素の分圧比）で加熱し、表５
〜８に示す条件（速度、終了温度）で急冷し、焼鈍し
た。その後、亜鉛メッキを温度４９０℃で行い、さらに
温度４７０℃で溶融合金化処理を２０秒間行った。メッ
キの付着量は両面４０ｇ／ｍ2 であった。
間、水素濃度、水蒸気と水素の分圧比）で加熱し、表５
〜８に示す条件（速度、終了温度）で急冷し、焼鈍し
た。その後、亜鉛メッキを温度４９０℃で行い、さらに
温度４７０℃で溶融合金化処理を２０秒間行った。メッ
キの付着量は両面４０ｇ／ｍ2 であった。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
【表４】
【００５７】
【表５】
【００５８】
【表６】
【００５９】
【表７】
【００６０】
【表８】
【００６１】前記鋼板の機械的特性とメッキ性、メッキ
密着性について調査した結果を表９〜１０に示した。機
械的特性は、引張強度ＴＳ≧５９０MPa 、伸びＥｌ≧３
５％であるものを良好とし、それ以外のものを不良とし
た。メッキ性は、メッキ後の外観を目視で評価し、不メ
ッキ部分が全くないものを○、不メッキ部分がないが、
さざ波が発生したものを△、不メッキが発生したものを
×とした。メッキ密着性は９０度曲げ戻しの後、圧縮側
のメッキ層にセロテープ剥離試験を行い、単位長さ
（ｍ）当たりの蛍光Ｘ線によるＺｎカウント数を測定
し、表１１の基準に照らして評価した。カウント数が少
ないものが良好である。合金化後の外観は、合金化ムラ
が認められたものを×、合金化ムラがなく均一の外観が
得られたものを○として目視評価した。
密着性について調査した結果を表９〜１０に示した。機
械的特性は、引張強度ＴＳ≧５９０MPa 、伸びＥｌ≧３
５％であるものを良好とし、それ以外のものを不良とし
た。メッキ性は、メッキ後の外観を目視で評価し、不メ
ッキ部分が全くないものを○、不メッキ部分がないが、
さざ波が発生したものを△、不メッキが発生したものを
×とした。メッキ密着性は９０度曲げ戻しの後、圧縮側
のメッキ層にセロテープ剥離試験を行い、単位長さ
（ｍ）当たりの蛍光Ｘ線によるＺｎカウント数を測定
し、表１１の基準に照らして評価した。カウント数が少
ないものが良好である。合金化後の外観は、合金化ムラ
が認められたものを×、合金化ムラがなく均一の外観が
得られたものを○として目視評価した。
【００６２】
【表９】
【００６３】
【表１０】
【００６４】
【表１１】
【００６５】本発明の製造方法によって製造された溶融
亜鉛メッキ鋼板はいずれも、不メッキ欠陥が発生せず、
メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性
についても何等問題がないのに対し、比較例ではＣＡＬ
焼鈍条件、ＣＧＬ焼鈍条件、熱延条件が異なるため不メ
ッキ欠陥が発生し、メッキ品質または機械特性が不良で
あった。
亜鉛メッキ鋼板はいずれも、不メッキ欠陥が発生せず、
メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性
についても何等問題がないのに対し、比較例ではＣＡＬ
焼鈍条件、ＣＧＬ焼鈍条件、熱延条件が異なるため不メ
ッキ欠陥が発生し、メッキ品質または機械特性が不良で
あった。
【００６６】［例４４〜５１］表１の例１〜４で使用し
た連続鋳造スラブを１２００℃に加熱し、３パスの粗圧
延後、７スタンドの仕上げ圧延機で、表１２に示す条件
（巻き取り温度（ＣＴ）、巻き取り後の冷却速度）で圧
延し、厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板とし、５００〜７５０
℃で巻き取った。酸洗後、冷延する場合は圧下率を５０
％とし、ＣＡＬに通板し、表１２に示す条件（温度、水
素濃度）で加熱し、表１２に示す条件（ＣＡＬ焼鈍後の
速度、冷却終了温度）で急冷し、焼鈍した。
た連続鋳造スラブを１２００℃に加熱し、３パスの粗圧
延後、７スタンドの仕上げ圧延機で、表１２に示す条件
（巻き取り温度（ＣＴ）、巻き取り後の冷却速度）で圧
延し、厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板とし、５００〜７５０
℃で巻き取った。酸洗後、冷延する場合は圧下率を５０
％とし、ＣＡＬに通板し、表１２に示す条件（温度、水
素濃度）で加熱し、表１２に示す条件（ＣＡＬ焼鈍後の
速度、冷却終了温度）で急冷し、焼鈍した。
【００６７】ついで、ＣＧＬに通板して、６０℃の５％
塩酸または５％硫酸で１０〜２０秒間酸洗した。酸洗減
量を表１２に示した。いずれの酸でも同等の効果が得ら
れた。ついで表１２に示す条件（ＣＧＬ焼鈍温度、保持
時間、水素濃度）で加熱し、表１２に示す条件（焼鈍後
の終了温度）で急冷し、焼鈍した。その後、亜鉛メッキ
を温度４７０℃で行い、さらに温度４９０℃で溶融合金
化処理を２０秒間行った。メッキの付着量は両面４０ｇ
／ｍ2 であった。
塩酸または５％硫酸で１０〜２０秒間酸洗した。酸洗減
量を表１２に示した。いずれの酸でも同等の効果が得ら
れた。ついで表１２に示す条件（ＣＧＬ焼鈍温度、保持
時間、水素濃度）で加熱し、表１２に示す条件（焼鈍後
の終了温度）で急冷し、焼鈍した。その後、亜鉛メッキ
を温度４７０℃で行い、さらに温度４９０℃で溶融合金
化処理を２０秒間行った。メッキの付着量は両面４０ｇ
／ｍ2 であった。
【００６８】得られたメッキ鋼板の機械的特性とメッキ
性、メッキ密着性について調査した結果を表１３に示し
た。本発明の製造方法によって製造された溶融亜鉛メッ
キ鋼板はいずれも、不メッキ欠陥が発生せず、メッキ
性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性につい
ても何等問題がないのに対し、比較例ではＣＡＬ焼鈍条
件、ＣＧＬ焼鈍条件、熱延条件が異なるため不メッキ欠
陥が発生し、メッキ品質または機械特性が不良であっ
た。
性、メッキ密着性について調査した結果を表１３に示し
た。本発明の製造方法によって製造された溶融亜鉛メッ
キ鋼板はいずれも、不メッキ欠陥が発生せず、メッキ
性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性につい
ても何等問題がないのに対し、比較例ではＣＡＬ焼鈍条
件、ＣＧＬ焼鈍条件、熱延条件が異なるため不メッキ欠
陥が発生し、メッキ品質または機械特性が不良であっ
た。
【００６９】
【表１２】
【００７０】
【表１３】
【００７１】
【発明の効果】本発明の方法によれば、不メッキ欠陥が
発生せず、メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、
機械的特性が良好で、強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造が可能であり、この鋼板を自
動車部材に使用した場合は、自動車の軽量化、低燃費化
を可能にし、ひいては地球環境の改善に大きく貢献する
ことができる。
発生せず、メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、
機械的特性が良好で、強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造が可能であり、この鋼板を自
動車部材に使用した場合は、自動車の軽量化、低燃費化
を可能にし、ひいては地球環境の改善に大きく貢献する
ことができる。
【図１】 ＣＡＬおよびＣＧＬにおける加熱後の冷却速
度が機械的特性に及ぼす影響を示した図面である。
度が機械的特性に及ぼす影響を示した図面である。
【図２】 酸洗前のＣＡＬにおける加熱雰囲気中のＨ2
ＯとＨ2 の分圧比と鋼中のＳｉ量が鋼のメッキ性に及ぼ
す影響を示した図面である。
ＯとＨ2 の分圧比と鋼中のＳｉ量が鋼のメッキ性に及ぼ
す影響を示した図面である。
【図３】 酸洗後のＣＧＬにおける加熱雰囲気中のＨ2
ＯとＨ2 の分圧比と焼鈍温度が鋼のメッキ性に及ぼす影
響を示した図面である。
ＯとＨ2 の分圧比と焼鈍温度が鋼のメッキ性に及ぼす影
響を示した図面である。
【図４】 本発明の方法によるＣＡＬ焼鈍後に得られた
鋼板の表面の断面のＳＥＭ写真である。
鋼板の表面の断面のＳＥＭ写真である。
【図５】 熱延板の冷却速度とＣＴがメッキ性に及ぼす
影響を示した図面である。
影響を示した図面である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｗ 38/06 38/06 Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 2/06 2/26 2/26 (72)発明者 加藤 千昭 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB28 AB42 AC12 AC15 AC73 AE12 AE18 AE33 AE34 4K037 EA01 EA05 EA06 EA15 EA17 EA19 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EB05 FA03 FD01 FD02 FE02 FE03 FE05 FF03 FH01 FJ02 FJ05 FJ06 FK02 FK03 FM04 GA05 GA07 GA08 HA05
Claims (6)
- 【請求項１】Ｃ：０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：
２．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％および
Ａｌ：０．００５〜０．１０ｗｔ％を含有する熱延鋼板
を、８００〜１０００℃の温度で１０〜１２０秒間加熱
し、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却
した後、酸洗減量がＦｅ換算で０．０５〜５ｇ／ｍ2 の
条件で鋼板表面を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラ
インにて再度前記鋼板を７２５〜８４０℃の温度に５〜
２００秒間保持した後に、２〜５０℃／秒の冷却速度で
６００℃以下まで冷却し、メッキすることを特徴とする
強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法。 - 【請求項２】前記製造方法において、酸洗前の加熱工程
における雰囲気の水素濃度が１〜１００ｖｏｌ％、加熱
雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧の比が鋼中Ｓ
ｉ量（ｗｔ％）に対して、 ０．３≧ｌｏｇ（Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ）≧２Ｓｉ（ｗｔ％）−４ （１） であることを特徴とする請求項１に記載の強度延性バラ
ンスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項３】前記製造方法において、溶融亜鉛メッキを
施す際の焼鈍雰囲気の水素濃度が１〜１００ｗｔ％であ
り、かつ焼鈍雰囲気中のＨ2 ＯとＨ2 のそれぞれの分圧
の比が加熱温度（℃）に対して、 Ｈ2 Ｏ／Ｈ2 ≦ｅｘｐ（ｆ（Ｔ）／ＲＴ） （２） ただしｆ（Ｔ）＝ａＴ2 ＋ｂＴ＋ｃＴlog Ｔ＋ｄ （３） Ｔ（絶体温度：Ｋ）＝加熱温度（℃）＋２７３ ａ：−０．００５４ ｂ：１１．１６ ｃ：０．６２５ ｄ：−１３０９２ の関係を満たすことを特徴とする請求項１または請求項
２に記載の強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項４】前記製造方法において、溶融亜鉛メッキ後
に、さらに加熱合金化処理を施すことを特徴とする請求
項１〜３のいずれかに記載の強度延性バランスに優れた
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項５】前記製造方法において、熱延鋼板を冷延し
た後、焼鈍することを特徴とする請求項１〜４のいずれ
かに記載の強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項６】前記製造方法において、熱延鋼板の巻き取
り温度が６００℃以上であり、かつ巻き取り後の冷却速
度が３℃／分以下であることを特徴とする請求項１〜５
のいずれかに記載の強度延性バランスに優れた高強度溶
融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28293399A JP3956550B2 (ja) | 1999-02-02 | 1999-10-04 | 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11-24935 | 1999-02-02 | ||
| JP2493599 | 1999-02-02 | ||
| JP28293399A JP3956550B2 (ja) | 1999-02-02 | 1999-10-04 | 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000290730A true JP2000290730A (ja) | 2000-10-17 |
| JP3956550B2 JP3956550B2 (ja) | 2007-08-08 |
Family
ID=26362522
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28293399A Expired - Fee Related JP3956550B2 (ja) | 1999-02-02 | 1999-10-04 | 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
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| JP2021042446A (ja) * | 2019-09-12 | 2021-03-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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- 1999-10-04 JP JP28293399A patent/JP3956550B2/ja not_active Expired - Fee Related
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