JPH0711037B2 - 非時効・深絞り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） 本発明は製鋼でのIF鋼（Interstitial Free Steel）
（製鋼で炭素を極く低いレベルである数＋ppmまで低下
させさらに炭素と親和力の強いTiやNbを添加して鋼中の
固溶炭素および窒素を完全になくした鋼）によらずに、
非時効性と加工性を兼ね備えたJIS・G3302絞り用第２種
ないし第３種溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼帯、記号「SGCD
2」，「SGCD3」を製造する方法に係わる。

（従来の技術） 溶融亜鉛めっきラインは通常、無酸化加熱炉−還元炉−
急冷帯−調整冷却帯−亜鉛ポット−急冷からなり還元中
に溶解した鋼中の炭素は固溶したまま残存し極めて大き
な時効性を呈する。また表面の還元処理が再結晶焼鈍を
兼ねているが極めて短時間のため十分な加工性を鋼板に
付与させることは難しい。そのため絞り用のような加工
性が必要とされるものでは素材はもっぱらIF鋼によって
いた。例えば特公昭55-49138号公報記載の発明がある。
しかし、IF鋼は製鋼での真空脱ガス処理に長時間を要し
経済的に問題がある。また、製鋼設備に大きな制約が必
要となる。IF鋼によらず通常のAlキルド鋼で絞り用を製
造するには例えば特公昭51-29095号公報に見られるよう
に事前に箱焼鈍にて十分再結晶焼鈍を施し加工性を付与
させてから溶融亜鉛めっきラインを通す。さらに溶融亜
鉛めっき後固溶炭素の析出処理のため再び箱焼鈍を利用
し300〜400℃から徐冷する必要がある。このように製鋼
に負荷をかけないようにするには多くの工程を必要とす
る。

以上のように低炭素Alキルド鋼を使い、インラインで該
鋼板を製造することは極めて困難な課題であった。材質
未達成の内容は大きく別けて二つある。一つは加工性、
具体的に値（ランクフォード値）とも呼ばれ、［板幅
対数ひずみ］／［板厚対数ひずみ］で定義され、深絞り
性を表し結晶集合組織に依存する）や伸び値（延性、ｎ
値やElで表される）を付与させられないことである。二
つ目は炭素時効問題である。炭素は室温付近での固溶限
が極めて小さく十分時間をかけて冷却すれば事実上残存
せず時効の問題はない。しかし通常溶融亜鉛めっきライ
ンでは亜鉛めっき浸漬後急冷を施すので多量の固溶炭素
が残留し大きな時効性を呈する。

溶融亜鉛めっきのインラインで該鋼を製造するという試
みもなされている。特開昭60−251226号公報記載の発明
がそれで、固溶窒素のないAlキルド鋼を用い急冷−再加
熱後めっきしその後２〜10分の固溶炭素析出処理を行な
うというものである。しかしながらこの技術にもまだ欠
点を有する。それは熱延高温巻取に伴う問題と、耐時効
性の到達レベルである。前者は固溶窒素をなくするため
に高温巻取効果を施すかまたはＢ添加を行なうが、高温
巻取では熱延コイルの端部ではこの効果がおよばずその
結果コイル端部は材質が伴わない。したがってこの部分
は切り捨てる必要があり数％〜10％の歩留低下となって
いた。さらに熱延コイルが高温でさらされるためスケー
ルの生成量が増し酸洗性が大幅に低下するという欠点も
あった。またＢ添加は材質のうち特に値を劣化させる
うえコストアップにもつながる。一方、時効性に関して
は炭素時効の問題のない、また鋼板の用途的にも競合す
る箱焼鈍冷延鋼板と同等の非時効性とするには時効指数
で2kgf/mm²以内とする必要があることが判明した。これ
は残留固溶炭素量で2ppm以内という値であり、上記技術
での到達レベル、時効指数で3kgf/mm²、固溶炭素で5ppm
を、さらに50％以上改善する必要がある。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は従来技術のこのような欠点を克服し低炭素Alキ
ルド鋼を用い、熱延高温巻取を施さずに、また重複した
工程を使わずに溶融亜鉛めっきラインのみで（ただしラ
インの改造は必要であるが）、SGCD2ないしSGCD3級溶融
亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提供するものである。
具体的な特性値としては、加工性として値＝1.7（≧
1.5）、降伏点強度YP＝17kgf/mm²（≦19kgf/mm²）、伸
びEl＝45％（≧43％）（ただしElは板厚依存性があるの
で、この値は0.8mm相当である）、また耐時効性は時効
指数で2kgf/mm²以内という各値を満たす溶融亜鉛めっき
鋼板の製造法である。

（課題を解決するための手段） 本発明の骨子はC:0.008〜0.025％、Mn:0.05〜0.15％、
Ｐ≦0.012％、S:0.004〜0.015％、酸可溶Al:0.05〜0.15
％、Ｎ≦0.0020％を含み、残部Feおよび不可避的不純物
からなる鋼をAr₃変態点以上で熱間圧延を行ない、620〜
670℃で巻取り、冷延し続いて連続式溶融亜鉛めっきラ
インを通板するにあたり、無酸化加熱炉で均熱後還元炉
で770℃以上の温度域まで加熱し、その後650〜730℃ま
で３〜20℃/sで冷却し、この温度域より1000℃/s以下の
冷却速度（ｖ）で急冷し、続いて温度T₀（℃）で30s以
内保定してセメンタイトの核生成を行なわせ、その際、
前記温度T₀（℃）を200℃以上で−70×{log(v/1000)}²
＋340で計算される値（℃）以下とし、引き続き420℃な
いし470℃の間の温度T₁（℃）まで再加熱して溶融亜鉛
ポットに浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、次いで250〜2
90℃の間の温度T₂（℃）まで時間t_OA（ｓ）として180〜
300s間冷却するにあたり、温度Ｔ（℃）〜時間ｔ（ｓ）
関係を、 で表したときに指数ｎが２〜10となるような冷却曲線内
で冷却することを特徴とする非時効・深絞り用溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法にある。

溶融亜鉛めっきライン通板によって十分な粒成長性を付
与させるには、冷延に先立つ熱延板の炭化物を十分凝集
・粗大化し大部分の結晶粒界には炭化物が存在しない状
態にしておく必要がある。それとともに再結晶焼鈍時、
最も有害な析出物として窒化アルミニウム（AlN）があ
るが、これを無害化するためにやはり熱延板の状態で十
分AlNを析出・粗大化しておく必要がある。この２つの
作用が熱延高温巻取の効果と考えられるが、その状況を
第１図に示す。

図より冷延・連続焼鈍後の値が主としてこの二つの要
因で律せられている様子がわかる。この図より熱延板中
での炭化物凝集はランク「３」以上、固溶窒素量は10pp
m以内好ましくは5ppm以内とする必要があることがわか
る。

なお炭化物凝集のランクは数値の大きいほどその程度が
大きい。各ランクに応じた標準的な炭化物の光学顕微鏡
写真をもとにした模式図を第４図に示す。つぎに巻取温
度が670℃以下という条件で、炭化物凝集、固溶窒素低
減という二つの特性値が一定値以上になる条件を求める
ために以下の実験を行なった。

第２図は巻取温度670〜620℃で炭化物凝集におよぼす炭
素量、Mn量、Ｐ量の影響を調べた結果を示す。（図中の
記号は下記表の意味を有する。） 炭素量が少ないほど炭化物は凝集するが低Mnかつ／もし
くは低Ｐも炭化物の凝集化の必要条件であることがわか
る。この図より炭化物の凝集度「３」以上を得るにはＣ
≦0.025％、Mn≦0.15％、Ｐ≦0.012％とする必要があ
る。安定して凝集度「３」以上を得るにはＣ≦0.02％、
Mn≦0.12％、かつ／またはＰ≦0.008％とすることが好
ましい。

つぎに熱延板処理の状態を表わすもう一つの要件、熱延
板固溶窒素量に対する条件について述べる。

第３図は熱延板固溶窒素量に対するAl量の影響を調べた
図である。全窒素含有量を20ppm以下と20ppm超とに層別
し、また、巻取温度を640〜655度のグループと730〜750
℃のグループに層別して表わした。高温巻取、低窒素含
有量ほど熱延板固溶窒素量は減少する。650℃前後の巻
取温度で熱延板固溶窒素量を10ppm以下にするには全窒
素量含有量を20ppm以下とし、かつAlを0.05％以上とす
る必要があることがわかる。

以上C,Mn,P,Nの上限およびAlの下限規定の理由と数値限
定理由について述べた。

さて、Alキルド鋼による連続溶融亜鉛めっき鋼板の製造
にあたってのもう一つの課題、耐時効性に対しては本発
明においても炭素の過時効中における時効析出を利用す
る。その詳細は還元炉にて再結晶焼鈍後、フェライト結
晶粒内に微細にセメンタイトを核発生させ析出に必要な
拡散距離を短くして続く過時効過程で固溶炭素を極力減
少しようとするものである。このため成分および還元炉
での再結晶焼鈍後の急冷・過冷、小規模再加熱、過時効
析出パターンを特定している。特に本発明では箱焼鈍材
並みの完全非時効を目標としており、そのため急冷速度
に見合った低温保定による核生成段階、再加熱後特定の
傾斜過時効パターン等からなっている。当然のことなが
らこの処理を既存のラインで行うには改造が必要であ
る。

以下、既述した要件以外の要件の説明とその数値限定理
由について述べる。

Ｃの下限は時効性の観点から制限される。すなわち過時
効析出にあたっては析出の駆動力を増すためＣの過飽和
度を増す必要があるが、Ｃ含有量が少ないといくら焼鈍
後急冷を施してもＣの過飽和度は増大しない。この意味
でＣは0.008％以上とする必要がある。過飽和度を安定
して確保するためには0.012％以上含有させることが好
ましい。

Mnの下限およびＳの上限はFeS生成防止の観点から制限
される。すなわちMn/Sの比が小さいとＳはFeSとなって
析出しこれが熱間脆性をもたらす。そのためMnは0.05％
以上、Ｓは0.015％以下とする必要がある。一方、Ｓの
下限は適当なMnS確保のため制限される。すなわちMnSは
粒内に析出するセメンタイトの析出サイトであり、MnS
を適当に分散させることにより、セメンタイトの核発生
密度を適度に高め炭素の拡散距離を短くし拡散に要する
時間を短くして非時効化を促進する。このためＳは0.00
4％以上とする。

Alは上述のように熱延巻取時にAlN析出を促進するため
に0.05％以上とする必要があるがあまり多すぎると鋼を
硬質にし、また値を劣化させるので0.15％以内とする
必要がある。

つぎに工程に関する要件について述べる。

熱延はAr₃変態点以上で終了しなければならない。これ
により低い温度で熱延を行なうと表層に粗大粒が発生し
たり加工組織が生じこれらは冷延−再結晶焼鈍後の集合
組織形成に悪影響を与える。

巻取温度は620〜670℃とする。巻取温度は本発明にあっ
ては下げることができることに特徴があり、高温巻取に
起因する作業阻害やコストアップが避けられる。670℃
超では低温巻取化の効果がない。しかしながら620℃未
満では上述の炭化物凝集やAlN析出が生じ難いため620℃
以上の温度は確保する必要がある。好ましくは630〜660
℃の範囲である。

熱延後コイル状に巻かれた鋼板はその後酸洗、冷延され
続いて連続式溶融亜鉛めっきラインを通板する。還元炉
での最低温度は770℃とする必要がある。770℃未満では
十分な粒成長が生じず硬質かつ低値となる。上限は通
常採られる850℃以内であればよい。

つぎに急冷・低温核生成保定・再加熱・冷却・過時効の
各条件は本発明にあっては耐時効性を確保するうえで
（さらには加工性との両立のうえで）極めて重要な要件
となる。急冷によりＣの過飽和度を高め、続く低温保定
域で、成分および熱延条件調整により適度に分散させた
MnS上にセメンタイト核を発生させる。その後めっき浴
温度まで再加熱し、めっき浴に浸漬した後過時効帯に入
り、適当な傾斜過時効処理により核を成長させ、固溶炭
素を速やかに低減させる。急冷に先だって炭化物を一旦
溶解させておく必要がある。そのため還元炉出側温度か
ら650〜730℃の温度域まで３〜20℃/sの冷却速度で徐冷
する必要がある。この条件をはずすと急冷開始時の炭素
の溶解量が不足し急冷の意味がなくなる。

つぎにこの温度から1000℃/s以下の冷却速度ｖ（℃/s）
で、200℃以上、 ［−70×{log(v/1000)}²＋340］（℃）以下の温度T
₀（℃）まで急冷しこの温度で30s以内保定する。ｖが10
00℃/s超となると焼入れのため転位密度が高まり、鋼の
延性を損ねる。また、鋼板形状を保つことも難しい。ｖ
が小さくなるほど、核生成のための保定温度は低くしな
ければならない。上式で示される上限値を超えると十分
な粒内セメンタイトの核生成が生じない。また、200℃
未満ではマトリックスと整合度の大きい微細なセメンタ
イトやε炭化物が生成し、やはり鋼の延性を損ねる。核
生成のための保定時間は30s以内とする。30sの上限値で
飽和傾向にあり、むやみに長くすることは経済性を損な
う。

核生成終了後めっき浴温度である420〜470℃の温度T
₁（℃）まで３℃/s以上の昇温速度で昇温する。３℃/s
未満では昇温に時間がかかりすぎて経済性を損なう。な
お上限は現在の工業レベルから50℃/s程度と考えられ
る。めっき浴浸漬後、核生成した炭化物の最短時間成長
を行なわせるため特定の温度〜時間関係を採りながら冷
却する。すなわちこれが炭素の最適過時効析出に当た
る。この条件は炭素の拡散の温度依存性とセメンタイト
の固溶限の温度依存性とから高温からけん垂線状に冷却
することが良いと考えられる。

この条件を明かにするために本発明に従った成分および
熱延条件のもとで製造された試料を用い、種々の連続溶
融亜鉛めっきの工程条件のもとで焼鈍した。焼鈍は赤外
線加熱方式で、冷却をガスジェットや気水により行な
い、冷却中の温度をフィードバックして冷却速度を制御
できる熱処理設備により検討した。試行錯誤を繰返し、
種々検討した結果、つぎの実験式で冷却パターンを表わ
すことが良いことが判明した。

この式の冷却パターンを一例として、T₁＝450℃、T₂＝2
70℃、t_OA＝200sの場合について、ｎ＝0.1〜15に変化さ
せた結果を第５図に示す。ｎの影響を明かにするため、
T,t_OAを種々変化させてｎと時効性との関係を調べた。
焼鈍条件は、800℃、30s均熱後700℃まで３℃/sで冷却
し、続いて80℃/sの冷却速度で240℃まで冷却しこの温
度で10s保定し、次いで30℃/sでT₁温度まで昇温すると
いう内容である。熱処理後１％の調質圧延を行ない材料
の時効指数を測定した。結果を第６図に示す。ｎが大き
いと時効指数は非常に大きくなるが一方、ｎが小さすぎ
てもAl≦2kgf/mm²とはならない。このようにｎの影響は
大きく、またｎには最適な範囲が存在する。もちろんt
_OAは長い方が安定して低AIとなる。この結果より指数ｎ
として、２〜10でAI＝2kgf/mm²以内となるので、この値
を本発明の範囲とする。他の条件の変動等に対してより
安定してAI≦2kgf/mm²を得るためにｎ＝３〜８の条件と
することがより好ましい。

つぎに過時効冷却開始温度T₁は420〜470℃とする必要が
ある。これは亜鉛めっきのために必要な温度である。過
時効時間t_OAは180〜300sとする。180s未満ではいかに最
適冷却パターンを採ってもAI≦2kgf/mm²を安定して得る
ことは難しい。t_OAは長ければ長いほど容易に非時効化
しやすいが、設備が長大になるばかりである。現状の経
済性等を考慮すると300s程度が最長と考えられる。過時
効終了温度T₂は250〜290℃とする。250℃未満では炭素
の拡散は事実上生じない程度に遅く、この温度域に保持
することは無駄である。また上限は290℃とする。これ
はAI＝2kgf/mm²に対応する炭素の平衡固溶限温度が290
℃強であり、この温度超にいくら保持してもAI≦2kgf/m
m²とは原理上なりえない。

本発明の鋼は通常転炉にて出鋼され、場合によっては取
鍋精練され、その後場合によっては真空脱ガスにより成
分調整されスラブとされる。スラブは冷却されて続いて
加熱炉を経て熱延されるが、スラブの温間挿入や、加熱
炉を経ない直送圧延でも差し支えない。加熱する場合加
熱温度は1000〜1300℃が通常である。1070℃以下の低温
に加熱し熱延することが材料の軟質化という面からは好
ましい条件である。熱延仕上終了温度および巻取温度に
ついては前記のとおりであるが仕上終了から巻取までの
ROT（Run−out Table）での冷却は平均冷却速度で20℃/
s未満の徐冷の方が炭化物凝集の点で好ましい。熱延コ
イルは冷却された後酸洗され冷延されるが冷延率は通常
と同じ60〜85％で良い。ただ本発明の鋼は値の冷延率
依存性が高冷延率側にシフトしておりこの意味からは77
％以上の高冷延率圧下とすることが好ましい。

つぎに本発明を実施例にて説明する 〔実施例−１〕 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉にて出鋼し、連
続鋳造にてスラブとした後1030〜1050℃に加熱し仕上終
了温度が860〜880℃、板厚4.0mmとなるように熱延を行
ない、続いてROTで平均冷却速度が15℃/sとなる冷却を
行ない、その後640〜660℃でコイルに巻き取った。酸洗
後0.8mmまで冷延を行ない続いて連続式溶融亜鉛めっき
ラインを通板した。溶融亜鉛めっきラインは改造を加
え、還元炉を出た後ノズルとストリップの間隔を縮めた
強力ガスジェット冷却を設置し、ガスジェット冷却後誘
導加熱装置で昇温できるようにした。亜鉛ポットの後面
には過時効炉を設け、炉内適所にガスジェット冷却ある
いは保定のためのヒーターを設置し種々の冷却曲線が採
れるようにした。

連続溶融亜鉛めっきでの条件は、還元炉での板温度:820
℃、最初の徐冷:690℃まで5.5℃/sで冷却、急冷:250℃
まで80℃/sで冷却、過冷条件:240℃で2s保定、再加熱速
度:30℃/s、再加熱到達温度:450℃、傾斜過時効条件（T
₂，t_OA,n）：変化（第２表）、T₂温度からは水冷、とし
た。その後１％の伸び率でスキンパス圧延を行なって試
験に供した。過時効条件の組み合せを第２表に示す。

引張試験はJISZ2201,5号試験片を用い同Z2241記載の方
法に従って行ない、降伏点強度（YP）、引張強度（TS）
および伸び（El）を求めた。ｎ値は10％〜20％の荷重を
読み取りｎ乗硬化則 が成り立つとして計算し求めた。値は15％ひずみの値
で計算し面内平均を取った。つぎに時効性に関してはま
ず100℃、60min人工促進時効後の降伏点伸び（YP−El）
を測定した。また時効指数（AI）および固溶炭素量も求
めた。AIは10％予ひずみ後100℃、60minの時効を行ない
この時効前後での降伏点強度の上昇分で示す。また固溶
炭素量は内部摩擦測定によりSnoekピーク高さを求めこ
れに1.3を乗じて固溶炭素量（単位はppm）とした。

試験結果を第３表に示す。この表から明らかなように本
発明に従った鋼B,D,GおよびＨは、熱延が650℃前後の低
温巻取にもかかわらず、加工性、時効性ともに目標通り
の良好な特性を示すのに対し、鋼A,C,FおよびＪでは硬
質で低値となっている。また、鋼E,FおよびＩでは時
効性が大きい。ただし過時効条件のはずれた鋼Ｂの内条
件ｄについては時効性が不良である。

なお、鋼のめっきの密着性も合わせて調べたが、いずれ
もIF鋼に比して良好であった。

〔実施例−２〕 第１表に示す鋼の一部を用いて第４表に示す熱延条件お
よび連続溶融亜鉛めっき条件にて試験した。なお、第４
表以外の条件については実施例−１と同じ条件を採っ
た。第５表に加工性および時効性の試験結果を示す。試
験方法については実施例−１と同じである。本発明に従
った試験No.103,107,112,115,116および118の鋼は、試
験No.101の高温巻取をした鋼と同様、低YP、高El、高ｎ
値および高値を示しつつ、時効性の指標であるYP−E
l、AIおよび固溶炭素量はいずれも低い値である。これ
に対し、成分あるいは工程条件の異なる他の鋼では硬質
・低延性あるいは／また低い耐時効性を呈している。本
発明に従った鋼では熱延コイル端部まで材質は確保され
ていたが、試験No.101の高温巻取をした鋼では端部材質
は極度に劣化しており、SGCD2並みの材質を確保するに
はトップ部1.5％、ボトム部２％、SGCD3並みの材質を確
保するにはトップ部４％、ボトム部５％切り込む必要が
あった。また、めっき密着性はいずれもIF鋼に比し良好
であった。この理由は定かではないが、比較的粒内セメ
ンタイト密度の小さい試験No.104,105,106および108の
鋼において若干密着性が劣ったことを考慮すると、結晶
粒内の微細セメンタイトが亜鉛の密着性に寄与している
ことが考えられ、このことからも本発明法の優位性が伺
われる。

（発明の効果） 自動車、家庭電気や建材に対する防錆の要請は近年ます
ます大きくなってきており、溶融亜鉛めっき鋼板が大量
に使用されつつある。このような溶融亜鉛めっき鋼板が
IF鋼を使わずに低炭素Alキルド鋼で製造できるようにな
った意義は極めて大きいと言える。すなわちIF鋼は、経
済性において欠点があるうえに、スリバー等の製鋼原因
表面欠陥の発生率も高く、さらに密着性にも問題があっ
た。しかし加工性および時効性という材質面からIF鋼に
頼らざるを得なかった。本発明によりAl−ｋ鋼が使える
ようになったわけでIF鋼の上記の欠点が一挙に解決され
た。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷延・連続焼鈍後の値におよぼす熱延板の炭
化物凝集度および固溶窒素量の影響を示す。第２図は熱
延後低温巻取した材料の熱延板の炭化物凝集度に対する
全炭素含有量の影響を示す図で、Mn量およびＰ量で層別
して示す。第３図は熱延板中の固溶炭素量に対する酸可
溶Al量の影響を示す図で、巻取温度および含有窒素量で
層別して示す。第４図は炭化物凝集度を示す標準図で、
（イ）は凝集度１でセメンタイトの形態が点列状、
（ロ）は凝集度２でセメンタイトの形態が短く細い状
態、（ハ）は凝集度が３でセメンタイトの形態が長く細
い状態、（ニ）は凝集度が４でセメンタイトの形態が長
く太い状態を表わす。第５図は過時効開始から終了まで
の例で冷却曲線の指数ｎが変化している。第６図は指数
ｎと時効指数AIとの関係を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C:0.008〜0.025％、Mn:0.05〜0.15％、Ｐ
   ≦0.012％、S:0.004〜0.015％、酸可溶Al:0.05〜0.15
   ％、Ｎ≦0.0020％を含み、残部Feおよび不可避的不純物
   からなる鋼をAr₃変態点以上で熱間圧延を行ない、620〜
   670℃で巻取り、冷延し続いて連続式溶融亜鉛めっきラ
   インを通板するにあたり、無酸化加熱炉で均熱後還元炉
   で770℃以上の温度域まで加熱し、その後650〜730℃ま
   で３〜20℃/sで冷却し、この温度域より1000℃/s以下の
   冷却速度（ｖ）で急冷し、続いて温度T₀（℃）で30s以
   内保定してセメンタイトの核生成を行わせ、その際、前
   記温度T₀（℃）を200℃以上で−70×{log(v/1000)}²＋3
   40で計算される値（℃）以下とし、引き続き420℃ない
   し470℃の間の温度T₁（℃）まで再加熱して溶融亜鉛ポ
   ットに浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、次いで250〜290
   ℃の間の温度T₂（℃）まで時間t_OA（ｓ）として180〜30
   0s間冷却するにあたり、温度Ｔ（℃）〜時間ｔ（ｓ）関
   係を、 で表したときに指数ｎが２〜10となるような冷却曲線内
   で冷却することを特徴とする非時効・深絞り用溶融亜鉛
   めっき鋼板の製造方法。