JPH0649920B2 - めっき密着性および加工性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
めっき密着性および加工性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH0649920B2 JPH0649920B2 JP33932389A JP33932389A JPH0649920B2 JP H0649920 B2 JPH0649920 B2 JP H0649920B2 JP 33932389 A JP33932389 A JP 33932389A JP 33932389 A JP33932389 A JP 33932389A JP H0649920 B2 JPH0649920 B2 JP H0649920B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、自動車をはじめとする機械構造部材や一般加
工用に使用されるめっき密着性と成形加工性、溶接性お
よび耐食性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法に係わる。
工用に使用されるめっき密着性と成形加工性、溶接性お
よび耐食性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法に係わる。
（従来の技術） 熱延鋼板あるいは冷延鋼板において耐食性を高めるため
厚目付けの可能なそしてスポット溶接可能な合金化溶融
亜鉛めっきを施すことは軟鋼板においてはすでに行われ
ている。しかし、省エネルギーや燃費軽減のため母材材
質を高強度鋼板にしたいと考える時、鋼中成分の影響で
この合金化溶融亜鉛めっきにおいては問題が生じる。す
なわち、不めっきが生じる、亜鉛の密着性が劣化する、
あるいは合金化が不十分である等々の問題である。さら
に、この溶融亜鉛めっきは連続式溶融亜鉛めっきライン
で製造するが、ラインの構成上母材に十分な特性を付与
させるヒートサイクルをとることがめっきのための鋼板
表面の還元と相容れない面が多く、このような特性を付
与させるという面においても多大の困難が伴う。
厚目付けの可能なそしてスポット溶接可能な合金化溶融
亜鉛めっきを施すことは軟鋼板においてはすでに行われ
ている。しかし、省エネルギーや燃費軽減のため母材材
質を高強度鋼板にしたいと考える時、鋼中成分の影響で
この合金化溶融亜鉛めっきにおいては問題が生じる。す
なわち、不めっきが生じる、亜鉛の密着性が劣化する、
あるいは合金化が不十分である等々の問題である。さら
に、この溶融亜鉛めっきは連続式溶融亜鉛めっきライン
で製造するが、ラインの構成上母材に十分な特性を付与
させるヒートサイクルをとることがめっきのための鋼板
表面の還元と相容れない面が多く、このような特性を付
与させるという面においても多大の困難が伴う。
溶融亜鉛めっきラインの制約化で良加工性の高強度鋼板
を製造する試みはいくつかなされている。たとえば特公
昭５６−１４１３０号公報記載の技術はＰ添加鋼に関す
るものであるが、引張強度が比較的低く、本発明が狙う
５００MPa以上の高強度とは異なる。特公昭５８−３０
９３３号公報記載の技術は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等を適
宜添加しているが、めっき密着性等のめっき特性が軟鋼
板並みにまで優れているとは言えず、またＳｉを制約せ
ざるを得ないため高強度鋼板としての特性も不十分なも
のであった。
を製造する試みはいくつかなされている。たとえば特公
昭５６−１４１３０号公報記載の技術はＰ添加鋼に関す
るものであるが、引張強度が比較的低く、本発明が狙う
５００MPa以上の高強度とは異なる。特公昭５８−３０
９３３号公報記載の技術は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等を適
宜添加しているが、めっき密着性等のめっき特性が軟鋼
板並みにまで優れているとは言えず、またＳｉを制約せ
ざるを得ないため高強度鋼板としての特性も不十分なも
のであった。
本発明ではクラッドを利用してかつ内層の成分を特定す
ることでこの多種類の困難を解決しようとするものであ
るが、このクラッド鋼板についてもいくつかの先行技術
がある。特開昭60-145384号公報、特開昭６０−１５２
６８４号公報、特開昭６２−１３３３２号公報等の各公
報記載の技術であるが、いずれも熱延鋼板あるいは冷延
鋼板に関するもので、めっき特性およびめっきライン通
板時の良成形性の付与についてはなんら触れていない。
ることでこの多種類の困難を解決しようとするものであ
るが、このクラッド鋼板についてもいくつかの先行技術
がある。特開昭60-145384号公報、特開昭６０−１５２
６８４号公報、特開昭６２−１３３３２号公報等の各公
報記載の技術であるが、いずれも熱延鋼板あるいは冷延
鋼板に関するもので、めっき特性およびめっきライン通
板時の良成形性の付与についてはなんら触れていない。
（発明が解決しようとする課題） 本発明における課題は、めっき特性に優れ、良加工性の
引張強度５００〜７００MPaの高強度合金化溶融亜鉛め
っき熱延鋼板あるいは冷延鋼板の製造方法の提供にあ
る。ここでめっき特性に優れるとは、自動車用等を勘案
して加工によりめっき特性すなわち耐食性が劣化しない
ことであり、そのためには、単に不めっき等が生じてい
ないだけでなく、めっき密着性に優れ、かつ可溶接とす
るため亜鉛めっき層が適正にＦｅと合金化が行なわれて
いることを意味する。また、本発明で良加工性とはＴＳ
〜Ｅｌバランスに優れかつ成形時に材料の流入をよくす
るため低降伏比（ＹＲ）とすることを意味する。
引張強度５００〜７００MPaの高強度合金化溶融亜鉛め
っき熱延鋼板あるいは冷延鋼板の製造方法の提供にあ
る。ここでめっき特性に優れるとは、自動車用等を勘案
して加工によりめっき特性すなわち耐食性が劣化しない
ことであり、そのためには、単に不めっき等が生じてい
ないだけでなく、めっき密着性に優れ、かつ可溶接とす
るため亜鉛めっき層が適正にＦｅと合金化が行なわれて
いることを意味する。また、本発明で良加工性とはＴＳ
〜Ｅｌバランスに優れかつ成形時に材料の流入をよくす
るため低降伏比（ＹＲ）とすることを意味する。
（課題を解決するための手段） 本発明はこのような課題に対して、特定の表層および内
層の成分とし、これを特定の溶融亜鉛めっきライン条件
をとることで解決しようとするものでその要旨とすると
ころは、下記のとおりである。
層の成分とし、これを特定の溶融亜鉛めっきライン条件
をとることで解決しようとするものでその要旨とすると
ころは、下記のとおりである。
(1) 表層部の成分が、Ｃ：0.０５％以下、Ｓｉ：0.０
３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３％以下、
Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、その他の内部が、Ｃ：
0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍｎ：3.５％
以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.
１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.９％で、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした
後、熱延し、続いて溶融亜鉛めっきラインを通板するに
あたり、７５０〜９００℃に加熱後、５℃／ｓ以上の冷
却速度で４００〜４６０℃まで冷却し、この温度域で１
〜６０ｓ保持し、この保持後に溶融亜鉛めっきを施した
後、５３０〜６００℃まで昇温し、その温度域で１〜１
０ｓ保持して表層亜鉛めっき層を合金化した後、室温ま
で冷却することを特徴とするめっき密着性および加工性
に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。
３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３％以下、
Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、その他の内部が、Ｃ：
0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍｎ：3.５％
以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.
１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.９％で、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした
後、熱延し、続いて溶融亜鉛めっきラインを通板するに
あたり、７５０〜９００℃に加熱後、５℃／ｓ以上の冷
却速度で４００〜４６０℃まで冷却し、この温度域で１
〜６０ｓ保持し、この保持後に溶融亜鉛めっきを施した
後、５３０〜６００℃まで昇温し、その温度域で１〜１
０ｓ保持して表層亜鉛めっき層を合金化した後、室温ま
で冷却することを特徴とするめっき密着性および加工性
に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。
(2) 表層部の成分が、Ｃ：0.０５％以下、Ｓｉ：0.０
３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３％以下、
Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、その他の内部が、Ｃ：
0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍｎ：3.５％
以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.
１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.９％で、さ
らに、Ｃａ：0.００１０〜0.００４０％、REM：0.００
５〜0.０４％、Ｚｒ：0.００５〜0.０４％、Ｃｒ：0.１
〜0.５％の内一種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる鋼をスラブとした後、熱延し、続いて溶
融亜鉛めっきラインを通板するにあたり、７５０〜９０
０℃に加熱後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００〜４６
０℃まで冷却し、この温度域で１〜６０ｓ保持し、この
保持後に溶融亜鉛めっきを施した後、５３０〜６００℃
まで昇温し、その温度域で１〜１０ｓ保持して表層亜鉛
めっき層を合金化した後、室温まで冷却することを特徴
とするめっき密着性および加工性に著しく優れた高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３％以下、
Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、その他の内部が、Ｃ：
0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍｎ：3.５％
以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.
１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.９％で、さ
らに、Ｃａ：0.００１０〜0.００４０％、REM：0.００
５〜0.０４％、Ｚｒ：0.００５〜0.０４％、Ｃｒ：0.１
〜0.５％の内一種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる鋼をスラブとした後、熱延し、続いて溶
融亜鉛めっきラインを通板するにあたり、７５０〜９０
０℃に加熱後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００〜４６
０℃まで冷却し、この温度域で１〜６０ｓ保持し、この
保持後に溶融亜鉛めっきを施した後、５３０〜６００℃
まで昇温し、その温度域で１〜１０ｓ保持して表層亜鉛
めっき層を合金化した後、室温まで冷却することを特徴
とするめっき密着性および加工性に著しく優れた高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(3) 表層部の成分が、Ｃ：0.０５％以下、Ｓｉ：0.０
３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３％以下、
Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、その他の内部が、Ｃ：
0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍｎ：3.５％
以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.
１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.９％で、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした
後、熱延および冷延し、続いて溶融亜鉛めっきラインを
通板するにあたり、７５０〜９００℃に加熱後、５℃／
ｓ以上の冷却速度で４００〜４６０℃まで冷却し、この
温度域で１〜６０ｓ保持し、この保持後に溶融亜鉛めっ
きを施した後、５３０〜６００℃まで昇温し、その温度
域で１〜１０ｓ保持して表層亜鉛めっき層を合金化した
後、室温まで冷却することを特徴とするめっき密着性お
よび加工性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。
３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３％以下、
Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、その他の内部が、Ｃ：
0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍｎ：3.５％
以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.
１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.９％で、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした
後、熱延および冷延し、続いて溶融亜鉛めっきラインを
通板するにあたり、７５０〜９００℃に加熱後、５℃／
ｓ以上の冷却速度で４００〜４６０℃まで冷却し、この
温度域で１〜６０ｓ保持し、この保持後に溶融亜鉛めっ
きを施した後、５３０〜６００℃まで昇温し、その温度
域で１〜１０ｓ保持して表層亜鉛めっき層を合金化した
後、室温まで冷却することを特徴とするめっき密着性お
よび加工性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。
(4) 表層部の成分が、Ｃ：0.０５％以下、Ｓｉ：0.０
３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３％以下、
Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、その他の内部が、Ｃ：
0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍｎ：3.５％
以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.
１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.９％で、さ
らに、Ｃａ：0.００１０〜0.００４０％、REM：0.００
５〜0.０４％、Ｚｒ：0.００５〜0.０４％、Ｃｒ：0.１
〜0.５％の内一種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる鋼をスラブとした後、熱延および冷延
し、続いて溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたり、
７５０〜９００℃に加熱後、５℃／ｓ以上の冷却速度で
４００〜４６０℃まで冷却し、この温度域で１〜６０ｓ
保持し、この保持後に溶融亜鉛めっきを施した後、５３
０〜６００℃まで昇温し、その温度域で１〜１０ｓ保持
して表層亜鉛めっき層を合金化した後、室温まで冷却す
ることを特徴とするめっき密着性および加工性に著しく
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３％以下、
Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、その他の内部が、Ｃ：
0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍｎ：3.５％
以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.
１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.９％で、さ
らに、Ｃａ：0.００１０〜0.００４０％、REM：0.００
５〜0.０４％、Ｚｒ：0.００５〜0.０４％、Ｃｒ：0.１
〜0.５％の内一種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる鋼をスラブとした後、熱延および冷延
し、続いて溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたり、
７５０〜９００℃に加熱後、５℃／ｓ以上の冷却速度で
４００〜４６０℃まで冷却し、この温度域で１〜６０ｓ
保持し、この保持後に溶融亜鉛めっきを施した後、５３
０〜６００℃まで昇温し、その温度域で１〜１０ｓ保持
して表層亜鉛めっき層を合金化した後、室温まで冷却す
ることを特徴とするめっき密着性および加工性に著しく
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（作用） つぎに各要件の作用および数値限定理由について述べ
る。
る。
まず、表層部の成分に関して述べる。
Ｃ：0.０５％以下とする。0.０５％を越えると粗大な炭
化物が生じ、その部分のめっき特性を劣化させ、部分的
な不めっきの原因となる。下限値は特に規定するところ
ではなく、真空脱ガス等により１０〜２０ppm程度まで
下げてもかまわない。
化物が生じ、その部分のめっき特性を劣化させ、部分的
な不めっきの原因となる。下限値は特に規定するところ
ではなく、真空脱ガス等により１０〜２０ppm程度まで
下げてもかまわない。
Ｓｉ：表層のＳｉ添加量は溶融亜鉛めっき性およびその
合金化特性に極めて悪い影響を与えるので極力下げる必
要がある。そのため0.０３％以下とした。好ましくは0.
０２％以下とすべきである。
合金化特性に極めて悪い影響を与えるので極力下げる必
要がある。そのため0.０３％以下とした。好ましくは0.
０２％以下とすべきである。
Ｍｎ：Ｍｎもやはり溶融亜鉛めっきに先立つ表層の還元
に対して、その酸化層が存在する場合不十分となる。し
たがって、0.５％以下とする。一方Ｍｎは鋼中の不純物
であるＳをMnSとして固定しＳによる熱間脆性を避ける
役目を持つ。そのため少なくとも0.０５％は必要であ
る。
に対して、その酸化層が存在する場合不十分となる。し
たがって、0.５％以下とする。一方Ｍｎは鋼中の不純物
であるＳをMnSとして固定しＳによる熱間脆性を避ける
役目を持つ。そのため少なくとも0.０５％は必要であ
る。
Ｐ：Ｐは亜鉛めっき層の合金化特性に影響を及ぼし、多
すぎると合金化が早まり加工性に好ましくないГ相が生
じやすくなる。そのため0.０３％以下とする。
すぎると合金化が早まり加工性に好ましくないГ相が生
じやすくなる。そのため0.０３％以下とする。
Ｓ：Ｓは不純物であり、介在物となって鋼の延性を劣化
せしめ、また、熱間脆性の原因ともなるので0.０１５％
以下とする。ただ、表層の場合は介在物としての悪影響
はそれほどでもないので敢えて極低Ｓとする必要はな
い。
せしめ、また、熱間脆性の原因ともなるので0.０１５％
以下とする。ただ、表層の場合は介在物としての悪影響
はそれほどでもないので敢えて極低Ｓとする必要はな
い。
Al：Alは脱酸剤として用い、その結果固溶Alとして鋼中
にある程度残存するが、多すぎると介在物となって鋼の
延性を阻害するので0.１％以下とする。また、固溶Alは
溶融亜鉛めっきに先立つ還元を阻害するので0.０３％以
下とするのが好ましい。あるいはＴｉ脱酸等でAlを用い
ないかあるいはまたは極少量用いる方が好ましく、その
場合、Al量は0.００５％以下となる。
にある程度残存するが、多すぎると介在物となって鋼の
延性を阻害するので0.１％以下とする。また、固溶Alは
溶融亜鉛めっきに先立つ還元を阻害するので0.０３％以
下とするのが好ましい。あるいはＴｉ脱酸等でAlを用い
ないかあるいはまたは極少量用いる方が好ましく、その
場合、Al量は0.００５％以下となる。
つぎに、内層の成分に関して述べる。
Ｃ：Ｃはマルテンサイト相を形成し、鋼に加工性と強度
を付与させる。そのためには0.０５％は必要である。一
方、0.１６％を越える添加は鋼の溶接性を劣化させる。
を付与させる。そのためには0.０５％は必要である。一
方、0.１６％を越える添加は鋼の溶接性を劣化させる。
Ｓｉ：本発明鋼の加工性は、フェライトとマルテンサイ
トの二相(Dual Phase)組織とすることで飛躍的に高めよ
うとするものであるが、その場合Ｓｉは極めて重用な作
用を発揮する。特に本発明のように溶融亜鉛めっきライ
ンという不十分な熱処理ラインでの製造にはＳｉは欠か
せない。すなわち、Ｓｉは、α／γ２相域加熱中にＣを
α中からγ相に追い出しγを安定化し、また、このγか
ら炭化物の析出を抑制し狙いのマルテンサイトへの変態
を起こし二相組織とするという作用効果を奏する。特
に、加熱後の冷却速度が不十分で、かつ亜鉛めっき浴中
およびその前で保定が入らざるを得ない溶融亜鉛めっき
ラインにおいては、γは容易にパーライトないしベイナ
イトに変態するが、Ｓｉと、後述するＳｉおよびＭｎの
特定により、この変態を抑制することに成功し溶融亜鉛
めっきラインで二相組織が得られるようになった。これ
らの作用効果を奏せしめるためには、Ｓｉ量は少なくと
も0.６％は必要である。一方、Ｓｉ量が約2.５％になる
と、このような効果が飽和する傾向があり、かつむやみ
に高濃度の添加は経済性を損なうので、添加の上限は2.
５％とした。
トの二相(Dual Phase)組織とすることで飛躍的に高めよ
うとするものであるが、その場合Ｓｉは極めて重用な作
用を発揮する。特に本発明のように溶融亜鉛めっきライ
ンという不十分な熱処理ラインでの製造にはＳｉは欠か
せない。すなわち、Ｓｉは、α／γ２相域加熱中にＣを
α中からγ相に追い出しγを安定化し、また、このγか
ら炭化物の析出を抑制し狙いのマルテンサイトへの変態
を起こし二相組織とするという作用効果を奏する。特
に、加熱後の冷却速度が不十分で、かつ亜鉛めっき浴中
およびその前で保定が入らざるを得ない溶融亜鉛めっき
ラインにおいては、γは容易にパーライトないしベイナ
イトに変態するが、Ｓｉと、後述するＳｉおよびＭｎの
特定により、この変態を抑制することに成功し溶融亜鉛
めっきラインで二相組織が得られるようになった。これ
らの作用効果を奏せしめるためには、Ｓｉ量は少なくと
も0.６％は必要である。一方、Ｓｉ量が約2.５％になる
と、このような効果が飽和する傾向があり、かつむやみ
に高濃度の添加は経済性を損なうので、添加の上限は2.
５％とした。
Ｍｎ：Ｍｎは焼き入れ性を高め、やはり二相組織化を促
進する。しかしながら、3.５％程度で飽和しやはり経済
性を損なうので上限は、3.５％とした。下限値はつぎの
要件で決まる。
進する。しかしながら、3.５％程度で飽和しやはり経済
性を損なうので上限は、3.５％とした。下限値はつぎの
要件で決まる。
Ｍｎ＋1/2Ｓｉ：Ｓｉはある最低量必要であるが、鋼の
焼き入れ性を高める意味ではＭｎと互換性があり、Ｍｎ
＋1/2Ｓｉによって律せられる。この量が2.９％未満で
は焼き入れ性が十分でなく、良好な二相組織が得られな
い。
焼き入れ性を高める意味ではＭｎと互換性があり、Ｍｎ
＋1/2Ｓｉによって律せられる。この量が2.９％未満で
は焼き入れ性が十分でなく、良好な二相組織が得られな
い。
Ｐ：Ｐは二相組織の場合、鋼の靭性を劣化させるので0.
０３％以下とする。好ましくは、0.０１％以下の高純鋼
レベルとすべきである。
０３％以下とする。好ましくは、0.０１％以下の高純鋼
レベルとすべきである。
Ｓ：Ｓは不純物であり、介在物となって鋼の延性、特に
伸びフランジ性や穴広げ性等の局部延性を劣化させる。
そのために0.０１５％以下とする必要がある。このよう
な成形のためにはＳは0.005％以下とすることが好まし
い。
伸びフランジ性や穴広げ性等の局部延性を劣化させる。
そのために0.０１５％以下とする必要がある。このよう
な成形のためにはＳは0.005％以下とすることが好まし
い。
Al：Alは脱酸剤として用い、その結果固溶Alとして鋼中
にある程度残存するが、多すぎると介在物となって鋼の
延性を阻害するので0.１％以下とする。
にある程度残存するが、多すぎると介在物となって鋼の
延性を阻害するので0.１％以下とする。
つぎに、局部延性が特に重視されるような場合にはＣ
ａ：0.0010〜0.0040％、REM：0.005〜0.０４％、Ｚｒ：
0.００５〜0.０４％の一種以上を添加する。これは鋼中
のMnSを球状化し、介在物の悪影響を小さくするためで
ある。下限値未満ではその効果がなく、上限値にて飽和
する。また補助的に焼き入れ性を高めるため、Ｃｒ：0.
１〜0.５％を添加してもよい。下限値未満ではその効果
がなく、上限は経済的観点から定めた。
ａ：0.0010〜0.0040％、REM：0.005〜0.０４％、Ｚｒ：
0.００５〜0.０４％の一種以上を添加する。これは鋼中
のMnSを球状化し、介在物の悪影響を小さくするためで
ある。下限値未満ではその効果がなく、上限値にて飽和
する。また補助的に焼き入れ性を高めるため、Ｃｒ：0.
１〜0.５％を添加してもよい。下限値未満ではその効果
がなく、上限は経済的観点から定めた。
本発明の出発鋼はこのような内層と外層を持つように鋳
込まれ、その後熱延される。熱延後酸洗され、熱延鋼板
原板の場合はそのまま、冷延鋼板原板の場合は冷延後溶
融亜鉛めっきラインを通板する。溶融亜鉛めっきライン
ではまず加熱温度が重要である。加熱温度は、７５０℃
未満では十分なα／γ状態にならず、二相組織が得られ
ない。一方、900℃を越える加熱はγ単相となり、かつ
結晶粒が粗大化するため加熱温度は９００℃以下とす
る。次に亜鉛めっき浴まで冷却されるが、その冷却速度
は５℃／ｓ以上とする。これ未満では冷却中にパーライ
ト等が混入し、十分な特性が得られない。冷却終点温度
は４００〜４６０℃とする。この温度は亜鉛の浴の温度
から必然的に決まる。ただ、多少の変動はめっき浴温の
調整で吸収可能であり、また、材質に対する影響もな
い。めっき浸漬までに板温調整等のため保持されるが、
この時間は短い方がよいことは、この温度がベイナイト
変態域であることから当然である。通常１ｓ（ｓはseco
nd（秒））程度はとられるので最小値は１ｓとした。本
発明のように成分調整しても６０ｓを越える保持は、ベ
イナイト変態等を起こし、十分な二相組織が得られない
ので上限は６０ｓとする。この保持後亜鉛浴に鋼ストリ
ップは浸漬され、つづいて合金化処理のため昇温され
る。合金化処理は通常採られる５３０〜６００℃、１〜
１０ｓ保持の条件でよい。
込まれ、その後熱延される。熱延後酸洗され、熱延鋼板
原板の場合はそのまま、冷延鋼板原板の場合は冷延後溶
融亜鉛めっきラインを通板する。溶融亜鉛めっきライン
ではまず加熱温度が重要である。加熱温度は、７５０℃
未満では十分なα／γ状態にならず、二相組織が得られ
ない。一方、900℃を越える加熱はγ単相となり、かつ
結晶粒が粗大化するため加熱温度は９００℃以下とす
る。次に亜鉛めっき浴まで冷却されるが、その冷却速度
は５℃／ｓ以上とする。これ未満では冷却中にパーライ
ト等が混入し、十分な特性が得られない。冷却終点温度
は４００〜４６０℃とする。この温度は亜鉛の浴の温度
から必然的に決まる。ただ、多少の変動はめっき浴温の
調整で吸収可能であり、また、材質に対する影響もな
い。めっき浸漬までに板温調整等のため保持されるが、
この時間は短い方がよいことは、この温度がベイナイト
変態域であることから当然である。通常１ｓ（ｓはseco
nd（秒））程度はとられるので最小値は１ｓとした。本
発明のように成分調整しても６０ｓを越える保持は、ベ
イナイト変態等を起こし、十分な二相組織が得られない
ので上限は６０ｓとする。この保持後亜鉛浴に鋼ストリ
ップは浸漬され、つづいて合金化処理のため昇温され
る。合金化処理は通常採られる５３０〜６００℃、１〜
１０ｓ保持の条件でよい。
本発明のクラッド鋼板を鋳込みによって製造する場合
は、例えば特公昭４４−２７３６１号公報に開示されて
いる２本ＩＮ法（ＩＮ：イマージョンノズル）によるこ
とができる。この方法によるときは、タンディッシュ内
を２室に区切り、それぞれの室から各１本、合計２本の
浸漬ノズルを鋳型内に挿入し鋳造する。タンディッシュ
内の各室には、別々に溶製した異なる成分の溶鋼を取鍋
からそれぞれ注入する。
は、例えば特公昭４４−２７３６１号公報に開示されて
いる２本ＩＮ法（ＩＮ：イマージョンノズル）によるこ
とができる。この方法によるときは、タンディッシュ内
を２室に区切り、それぞれの室から各１本、合計２本の
浸漬ノズルを鋳型内に挿入し鋳造する。タンディッシュ
内の各室には、別々に溶製した異なる成分の溶鋼を取鍋
からそれぞれ注入する。
その他、鋳型内を、クラッド鋼板の内層部、表層部に対
応する区域に仕切って、内層部にワイヤで合金元素を添
加する方法、あるいは鋳型を２段に配置し、上部鋳型で
内層部を鋳込んだ後、下部鋳型で表層部を鋳込む方法等
によって製造することができる。
応する区域に仕切って、内層部にワイヤで合金元素を添
加する方法、あるいは鋳型を２段に配置し、上部鋳型で
内層部を鋳込んだ後、下部鋳型で表層部を鋳込む方法等
によって製造することができる。
クラッド率として、内層／表層の比は４〜２０に制御す
ることが好ましい。ここで表層とは表裏合わせた部分を
言う。４未満では内層の割合が少なく、所定の材質を得
ることが難しい。一方、20を越えると表層部が薄すぎて
内層成分が拡散して表層部に影響し、めっき特性を劣化
させる。
ることが好ましい。ここで表層とは表裏合わせた部分を
言う。４未満では内層の割合が少なく、所定の材質を得
ることが難しい。一方、20を越えると表層部が薄すぎて
内層成分が拡散して表層部に影響し、めっき特性を劣化
させる。
鋳造後、連続鋳造あるいは分塊圧延によって鋼片とした
後熱延されるが、熱延の加熱炉を経ずに直接圧延する直
送圧延、あるいは温片を挿入するホットチャージ圧延等
を採用してもかまわない。加熱する場合、加熱温度は１
０００〜１３００゜Cである。その他の熱延条件として
は、仕上終了温度：表層部の成分のＡｒ３変態点以上で
９５０℃以下、巻取温度：１００〜７００℃であれば特
に限定するところではない。しかし、内層組織の粗大化
は避ける方が好ましいので仕上終了温度は９１０℃以下
とすることが好ましい。冷延する場合、冷延率は特に限
定しない。通常５０〜８０％である。
後熱延されるが、熱延の加熱炉を経ずに直接圧延する直
送圧延、あるいは温片を挿入するホットチャージ圧延等
を採用してもかまわない。加熱する場合、加熱温度は１
０００〜１３００゜Cである。その他の熱延条件として
は、仕上終了温度：表層部の成分のＡｒ３変態点以上で
９５０℃以下、巻取温度：１００〜７００℃であれば特
に限定するところではない。しかし、内層組織の粗大化
は避ける方が好ましいので仕上終了温度は９１０℃以下
とすることが好ましい。冷延する場合、冷延率は特に限
定しない。通常５０〜８０％である。
（実施例） 表層および内層を第１表に示す化学成分に調整して、２
本ＩＮ法により溶製した。ただし、符号Ｅ′の鋼は表層
部までこの成分として溶製した。クラッド率は、スラブ
の部位により多少変動したが、7.５〜９であった。
本ＩＮ法により溶製した。ただし、符号Ｅ′の鋼は表層
部までこの成分として溶製した。クラッド率は、スラブ
の部位により多少変動したが、7.５〜９であった。
このスラブを加熱温度：１１００〜１１３０℃、仕上終
了温度：８８０〜９００℃、巻取温度：６００〜６３０
℃の条件で熱延を行った。この熱延コイルを熱延鋼板を
原板とする場合はそのまま、冷延鋼板を原板とする場合
は７５％冷延後、溶融亜鉛めっきラインを通板した。溶
融亜鉛めっきラインは無酸化炉−還元炉方式である。還
元炉を出た後、ノズルと板との間隔を狭め冷却能力を増
したガスジェット冷却、あるいはロール接触冷却により
急冷した。急冷終了温度は４４０〜４５５℃であった。
続いて保持後、亜鉛めっき浴に浸漬されるが、亜鉛めっ
き浴には0.１％のＡｌを添加した。引続き、昇温しめっ
き層の合金化処理を行った。めっき条件および得られた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の特性を第２表に示す。
了温度：８８０〜９００℃、巻取温度：６００〜６３０
℃の条件で熱延を行った。この熱延コイルを熱延鋼板を
原板とする場合はそのまま、冷延鋼板を原板とする場合
は７５％冷延後、溶融亜鉛めっきラインを通板した。溶
融亜鉛めっきラインは無酸化炉−還元炉方式である。還
元炉を出た後、ノズルと板との間隔を狭め冷却能力を増
したガスジェット冷却、あるいはロール接触冷却により
急冷した。急冷終了温度は４４０〜４５５℃であった。
続いて保持後、亜鉛めっき浴に浸漬されるが、亜鉛めっ
き浴には0.１％のＡｌを添加した。引続き、昇温しめっ
き層の合金化処理を行った。めっき条件および得られた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の特性を第２表に示す。
第２表および第１図より明らかなように、本発明にした
がった鋼板の機械的性質は引張強度との関係で優れた高
伸びと低降伏比を示し、かつ合金化溶融亜鉛めっき特性
にも優れている。一方、比較の鋼板は、機械的性質にお
いて劣るかあるいはまためっき特性を満たさないかいず
れかまたは双方である。
がった鋼板の機械的性質は引張強度との関係で優れた高
伸びと低降伏比を示し、かつ合金化溶融亜鉛めっき特性
にも優れている。一方、比較の鋼板は、機械的性質にお
いて劣るかあるいはまためっき特性を満たさないかいず
れかまたは双方である。
（発明の効果） 本発明により、ますます要求の高まっている防錆性の高
い高強度鋼板に高加工性を付与させることができたこと
になり、加工度が要求される自動車内板、強度メンバ
ー、あるいは足回り等が、高強度でかつ高防錆となり、
車の耐久性、あるいは強度が一層向上する。このことは
燃費軽減という天然燃料の浪費を防ぐ、あるいは衝突強
度が向上して安全性が増す等につながり、社会的な意義
も大きい。
い高強度鋼板に高加工性を付与させることができたこと
になり、加工度が要求される自動車内板、強度メンバ
ー、あるいは足回り等が、高強度でかつ高防錆となり、
車の耐久性、あるいは強度が一層向上する。このことは
燃費軽減という天然燃料の浪費を防ぐ、あるいは衝突強
度が向上して安全性が増す等につながり、社会的な意義
も大きい。
【図面の簡単な説明】 第１図は実施例の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度
（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）、および降伏比（ＹＲ）の関係
を示す図である。図中、記号〇■は本発明を、記号＊×
は比較を示す。
（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）、および降伏比（ＹＲ）の関係
を示す図である。図中、記号〇■は本発明を、記号＊×
は比較を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 (72)発明者 高橋 隆治 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 會社君津製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭54−126638（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−217529（ＪＰ，Ａ) 特公 平１−44776（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (4)
- 【請求項１】表層部の成分が、Ｃ：0.０５％以下、Ｓ
ｉ：0.０３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３
％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、その他の内部
が、Ｃ：0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍ
ｎ：3.５％以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以
下、Al：0.１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.
９％で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をス
ラブとした後、熱延し、続いて溶融亜鉛めっきラインを
通板するにあたり、７５０〜９００℃に加熱後、５℃／
ｓ以上の冷却速度で４００〜４６０℃まで冷却し、この
温度域で１〜６０ｓ保持し、この保持後に溶融亜鉛めっ
きを施した後、５３０〜６００℃まで昇温し、その温度
域で１〜１０ｓ保持して表層亜鉛めっき層を合金化した
後、室温まで冷却することを特徴とするめっき密着性お
よび加工性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】表層部の成分が、Ｃ：0.０５％以下、Ｓ
ｉ：0.０３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３
％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、その他の内部
が、Ｃ：0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍ
ｎ：3.５％以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以
下、Al：0.１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.
９％で、さらに、Ｃａ：0.００１０〜0.００４０％、RE
M：0.００５〜0.０４％、Ｚｒ：0.００５〜0.０４％、
Ｃｒ：0.１〜0.５％の内一種以上を含み、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなる鋼をスラブとした後、熱延
し、続いて溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたり、
７５０〜９００℃に加熱後、５℃／ｓ以上の冷却速度で
４００〜４６０℃まで冷却し、この温度域で１〜６０ｓ
保持し、この保持後に溶融亜鉛めっきを施した後、５３
０〜６００℃まで昇温し、その温度域で１〜１０ｓ保持
して表層亜鉛めっき層を合金化した後、室温まで冷却す
ることを特徴とするめっき密着性および加工性に著しく
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項３】表層部の成分が、Ｃ：0.０５％以下、Ｓ
ｉ：0.０３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３
％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、その他の内部
が、Ｃ：0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍ
ｎ：3.５％以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以
下、Al：0.１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.
９％で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をス
ラブとした後、熱延および冷延し、続いて溶融亜鉛めっ
きラインを通板するにあたり、７５０〜９００℃に加熱
後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００〜４６０℃まで冷
却し、この温度域で１〜６０ｓ保持し、この保持後に溶
融亜鉛めっきを施した後、５３０〜６００℃まで昇温
し、その温度域で１〜１０ｓ保持して表層亜鉛めっき層
を合金化した後、室温まで冷却することを特徴とするめ
っき密着性および加工性に著しく優れた高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項４】表層部の成分が、Ｃ：0.０５％以下、Ｓ
ｉ：0.０３％以下、Ｍｎ：0.０５〜0.５％、Ｐ：0.０３
％以下、Ｓ：0.０１５％以下、Al：0.１％以下を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、その他の内部
が、Ｃ：0.０５〜0.１６％、Ｓｉ：0.６〜2.５％、Ｍ
ｎ：3.５％以下、Ｐ：0.０３％以下、Ｓ：0.０１５％以
下、Al：0.１％以下を含み、かつ、Ｍｎ＋1/2Ｓｉ≧2.
９％で、さらに、Ｃａ：0.００１０〜0.００４０％、RE
M：0.００５〜0.０４％、Ｚｒ：0.００５〜0.０４％、
Ｃｒ：0.１〜0.５％の内一種以上を含み、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなる鋼をスラブとした後、熱延お
よび冷延し、続いて溶融亜鉛めっきラインを通板するに
あたり、７５０〜９００℃に加熱後、５℃／ｓ以上の冷
却速度で４００〜４６０℃まで冷却し、この温度域で１
〜６０ｓ保持し、この保持後に溶融亜鉛めっきを施した
後、５３０〜６００℃まで昇温し、その温度域で１〜１
０ｓ保持して表層亜鉛めっき層を合金化した後、室温ま
で冷却することを特徴とするめっき密着性および加工性
に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33932389A JPH0649920B2 (ja) | 1989-12-27 | 1989-12-27 | めっき密着性および加工性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33932389A JPH0649920B2 (ja) | 1989-12-27 | 1989-12-27 | めっき密着性および加工性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03199363A JPH03199363A (ja) | 1991-08-30 |
| JPH0649920B2 true JPH0649920B2 (ja) | 1994-06-29 |
Family
ID=18326371
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33932389A Expired - Lifetime JPH0649920B2 (ja) | 1989-12-27 | 1989-12-27 | めっき密着性および加工性に著しく優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0649920B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2680934B2 (ja) * | 1991-02-06 | 1997-11-19 | 新日本製鐵株式会社 | めっき密着性及び伸びフランジ性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| KR100711445B1 (ko) * | 2005-12-19 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 도금밀착성 및 충격특성이 우수한 열간성형 가공용 합금화용융아연도금강판의 제조방법, 이 강판을 이용한열간성형부품의 제조방법 |
-
1989
- 1989-12-27 JP JP33932389A patent/JPH0649920B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03199363A (ja) | 1991-08-30 |
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