JPS63286523A - 加工性の良好な高強度Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は引張強さが４５〜６０ｋｇｆ　／　ＩＩＩｍ”
で、かつ降伏比が０．８５未満の加工性および耐腐食性
が優れた高強度Ｚｎ　−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製
造方法に関する。

〈従来技術とその問題点〉 自動車業界では自動車の安全性を犠牲にしないで燃費改
善を目的とした軽量化のため高強度鋼板の要求が強く、
さらに防錆力の向上の要求も強い。

また建築用材料においても強度および防錆力の優れた材
料への要求が強く、このため防錆力の優れた高強度溶融
めっき鋼板への期待も大きい。

さらに近年、この高強度溶融めっき鋼板に対する加工性
の改善要求も高まってきた。

従来、　ＮｂやＴｉなどの析出硬化型元素を利用した高
張力鋼板は降伏比が高く、伸びフランジ加工性など充分
な冷間成形性が得られないという欠点があった。また、
ＳｉとＭｎなどの固溶硬化型元素を利用した高張力鋼板
は析出硬化型に比べ降伏比が低く、冷間成形性も良好で
あるが、溶融めっき、例えばシーラス型の連続亜鉛めっ
き装置ならびに無酸化炉方式の連続溶融亜鉛メッキ装置
による亜鉛めっき鋼板の製造において、Ｓｉが０．１％
を越える固溶硬化型の高張力鋼ではＦｅと８１の酸化物
が鋼表面に生成し、これが還元工程においても十分除去
されず、鋼表面に残存したままめっき処理されるため、
不めっきが生じるという大きな欠点を有する。

また、最近の大気環境の悪化に伴ない、これまでの亜鉛
めっき鋼板では鋼板の防錆力が充分でなく、耐食、耐候
寿命が低下してきた。

〈問題点を解決するための手段〉 本発明者等はこのような問題点を解決するため鋭意研究
の結果、亜鉛めっきより防錆力の優れたＺｎ　−Ａ（Ｉ
系複合溶融めっき−おいてＺｎ　−Ａｆｌ系複合溶融め
っき性を阻害するＳｉ量を極力低め、これに代わる強化
元素としてＰを添加し、さらに熱間圧延時の冷却条件を
制御することにより降伏比が０．８５未満で、かつ、引
張強さが４５〜６０ｋｇｆ／　ｍｌ１１２で強度延性バ
ランスがよく、冷間成形性および耐腐食性も良好な高強
度Ｚｎ　−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製造方法を見出
した。

〈発明の構成〉 すなわち、本発明によれば Ｃ：　０．０５−０．１５％、Ｓｉ　：　０．１０％以
下、Ｍｎ　：　０．６０〜１．５０％、Ｐ　：　０．０
３５〜０．１００％、Ｓ　：　０．０１５％以下、必要
によりＣａおよび／またはＲＥＭを０．００１−０．０
０８％を含み、残部が鉄及びその他年可避的不純物から
なる鋼を、８５０℃以上の仕上り温度で熱間圧延後。

１５〜ｂ 温度で巻取り、酸洗後、Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっきを
行なうことにより加工性、耐腐食性の良好な高強度Ｚｎ
　−Ａｌ系溶融めっき鋼板を得る点に特徴を有する。

本発明において、Ｚｎ−Ａｌ系とはＺｎを主体として１
０％以下のＡｌと少量のＭｇおよび／またはＲＥＭ等を
含む合金を意味する。

次に本発明方法における鋼組成ならびに製造条件を限定
した理由を述べる。

Ｃ（炭素） Ｃは本発明鋼において、その加工性と溶接性を良好にす
る意味で、できるだけ低くする方が好ましい。しかしＣ
含有量が０．０５％未満では溶融亜鉛メッキ後の引張強
度が４５ｋｇｆ／ｍｍ２以上を得ることが困難である。

また０、１５％を越えて添加すると、本発明における熱
延条件範囲内でベイナイト状の組織が多量に生成し、６
０ｋｇｆ　／　ｍｍ２を越える引張強度ならびに０．８
５以上の降伏比となり、冷間加工性が大幅に低下するの
で、Ｃ含有量は０．０５〜０．１５％に限定した。

Ｓｉ　（珪素） Ｓｉは強度を向上させる目的では好ましい元素ではある
が、シーラス型および無酸化炉方式の溶融亜鉛めっき鋼
板の製造においては、Ｓｉ量が０．１０％を越えると不
メッキの発生が著しくなるので、Ｓｉ量は０．１０％以
下に限定した。

Ｍｎ　（マンガン） Ｍｎは鋼材の強度を確保する上で重要な元素であるが、
その含有量が０．６０％未満では所望の強度が得られず
、他方、１．５０％を越えて含有すると溶接継手部の強
度の上昇が大きくなり、靭性が劣化するのでＭｎ含有量
は０．６０〜１．５０％に限定した。

Ｐ　（りん） Ｐは本発明鋼の特徴的な元素である。すなわち、Ｚｎ　
−ＡＩ２系複合溶融めっき性を改善するためＳｉ含有量
を０．１０％以下に限定したため、Ｓｉに代わる強化元
素としてＰを用いる。本発明鋼の目的とする引張強さ４
５ｋｇｆ　／　ｍｍ２以上を確保するにはＰ含有量は最
低０．０３５％必要である。なお、０．０３５〜０．１
００％の範囲内ではＰ含有量の増加によりフェライト変
態反応が促進されるため、ボリゴナルなフェライトとパ
ーライトの組織になり良好な延性を示す。

しかし、０．１００％を越えて添加するとＺｎ　−Ａｆ
ｉ系複合溶融めっき鋼板の衝撃遷移温度が上昇し、鋼材
の脆化が見られるようになるので、Ｐ含有量は０．０３
５〜０．１００％の範囲に限定した。

Ｓ（いおう） Ｓは不可避的不純物として鋼中に招来される元素である
が、過剰のＳ（±展伸した硫化物系介在物を生成させ、
Ｚｎ　−１系複合溶融めっき鋼板の冷間加工性、特に伸
びフランジ性を低下させるので、Ｓ含有量は０．０１５
％以下に限定した。

Ｃａ　（カルシウム）とＲＥＭ　（希土類元素）Ｃａお
よび／またはＲＥＭの添加は展伸した硫化物系介在物を
球状の介在物に形態を変えるのに有効であり、材料の異
方性が改善される。このため、Ｚｎ　−Ａｌ系複合溶融
めっき鋼板の伸びフランジ成形性など冷間加工性の改善
にＣａまたはＲＥＭのうち１種を添加する。Ｃａおよび
／またはＲＥＭの添加量が合計で０．００１％未満では
介在物の球状化効果がなく、ｏ、ｏｏｓ％　を越えて添
加してもその効果は飽和するのでＣａおよび／またはＲ
ＥＭの添加量はｏ、ｏｏｔ−ｏ、ｏｏａ％に限定した。

上記の目的のためにはＣａとＲＥＭは均等物である。

圧延仕上り温度 圧延仕上り温度８５０℃以上は通常実施されるところで
あって本発明に固有の限定ではない。

冷却速度 仕上スタンドから巻取機までの間の冷却速度は、本発明
鋼板の引張強度をコントロールするために重要である。

この冷却速度が１５℃／秒未満の遅い場合には得られる
金属組織がフェライトとパーライトの顕著な帯状組織と
なり、低強度にもかがわらずＺｎ−Ａｌ系複合溶融めっ
き鋼板の冷間成形性が低下する。また、冷却速度が６０
℃／秒を越えるような速い冷却になるとベイナイト組織
の生成が多くなり、延性の低下、冷開成形性の低下が著
しくなるので、仕上圧延後の冷却速度は１５〜ｂに限定
した。

巻取温度 巻取温度は仕上圧延後の冷却速度と共に、Ｚｎ−Ａｌ系
複合溶融めっき鋼板の引張強度、冷開成形性などに強く
影響する。巻取温度が４７０℃未満の低い温度で巻取る
とフェライト、パーライト変態が完了しなく、ベイナイ
ト組織の生成が多くなり、Ｚｎ　−Ａｌ系複合めっき鋼
板の引張強さが６０ｋｇｆ　／　ｍｌ１１２を越え、伸
びの低下、冷ｎ■成形性の劣下が顕著となる。これに対
し、６８０℃を越える高い温度で巻取ると得られる金属
組織はフェライト、パーライトの顕著な帯状組織になる
とともにＰによる脆化も認められるようになり、Ｚｎ　
−Ａｌ系複合めっき鋼板の冷間成形性及び靭性の低下が
顕著になる。したがって均一なフェライト、パーライト
組織を得、良好な冷間成形性と靭性を得るために、巻取
温度は４７０〜６８０℃の温度範囲に限定した。

次に実施例により本発明の効果をさらに説明する。

実施例１ 転炉によって表１に示すＳｉ含有量の異なる鋼を溶製し
、連続鋳造により約１１トンのスラブとし。

熱間圧延時の仕上温度を８８０℃、仕上圧延の最終スタ
ンドを出た後、平均冷却速度３２℃／秒で冷却し、６２
５℃で巻取って厚さ３．０＋ａｍのコイルとした。

この熱延鋼帯を酸洗後、無酸化炉方式の連続溶融亜鉛め
っき装置により、４５０℃に保持したＺｎ−４％Ａｌ　
−０，１％Ｍｇめっき浴中で、めっき付着量片面４５ｇ
／、２の目標でめっき処理を行なった。

このめっき鋼帯をシャーで長さ１８２９ｍｍに切断し不
めっき発生率を測定して表１に示した。

Ｓｉ含有量が０．１０％を超えると不めっき発生による
２Ｒ格落率は急激に増加することが明らかである。

実施例２ 転炉によって表２に示す成分の鋼を溶製し、連続鋳造に
より１１）−ンスラブとし、熱間圧延時の仕上温度を８
６０〜８９０℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平均
冷却速度２９〜４５℃／秒で冷却し、５００〜６２０℃
で巻取って厚さ３．０ｍｍの熱延鋼帯を製造した。

この熱延鋼帯をシーラス型溶融亜鉛めっき装置で酸洗後
、４５０℃に保持したＺｎ−４％Ａｌ　−０，１％Ｍｇ
のめっき浴中で、めっき付着量片面４５ｇ７ｍ”の目標
でめっき処理を行なった。

このめっき鋼板の機械的性質、冷開成形性（穴拡比）、
２ｍｍＶノツチ試験片による破面遷移温度、不めっきに
よる２級格落率の結果を表３に示した。

Ｃ１Ｍｎ、Ｐが本発明法の範囲よりも低い＆５の鋼は本
発明法の熱延条件で圧延しても引張強さは本発明法にお
ける目標の４５ｋｇｆ／ｍｍ”の強度は得られない。

Ｐが本発明法の範囲よりも高いＮα９の鋼はフェライト
変態が促進されフェライト量の多い組織となり良好な伸
びを示すが、衝撃試験による破面遷移温度は一４０℃で
、Ｐ含有量が本発明法範囲の鋼種に比べ高く、Ｐによる
脆化が見られる。

Ｃが本発明法の範囲より高いＮα１０の鋼は本発明法範
囲の熱延条件においても、ベイナイト組織が多く生成し
、この結果引張強さは６０ｋｇｆ　／　ｍｍ”を越え、
降伏比も０．８７と高く穴拡げ比も小さく冷開成形性の
低下も顕著である。さらに破面遷移温度も高い。

これに対し、本発明法範囲内のＮα６．７．８の各鋼は
いずれも降伏比が０．８より低く、伸びも良好であり、
この結果穴拡げ比も高く良好な冷間成形性を示す。また
衝撃破面遷移温度も低い。本発明法の中でも特にＣａを
添加したＮα８の鋼は非金属介在物の形態が球状になり
、機械的性質の異方性の改善が見られ、穴拡げ比が２．
１と高くなり冷開成形性の改善が顕著に認められる。

なお、Ｎ０５〜１０の鋼のＳｉ量はいずれも０．１０％
以下のため、不メッキの発生は無く、良好なめっき性を
示した。

実施例３ 表２に示すＮα８の鋼種のスラブを用い、熱間圧延温度
８２５〜８８０℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後、
平均冷却速度１７〜ｂ ６９０℃の温度で巻取って厚さ３．０ｍｍの熱延鋼帯を
製造した。

この熱延鋼帯をシーラス型溶融亜鉛めっき装置で酸洗後
、４５０℃に保持したＺｎ　−４％Ａｌ−（１，１％Ｋ
ｇのめっき浴中で、めっき付着量片面４５ｇ／＋ｍ”の
目標でめっき処理を行なった。得られためっき鋼板の材
料特性を表４に示した６ Ｎα１１は巻取温度が本発明法より高く、このため、引
張強さは本発明法が目標とする４５ｋｇｆ　／　ｍａ＋
”を越える強度が得られない。さらに、得られる金属組
織もフェライトとパーライトの帯状組織を示し、伸びが
良いにもかかわらず穴拡げ比が良くない。

＆１５の冷却速度が６２℃／秒と速い比較法の場合には
、冷却速度が速いため巻取温度も低くなり、ベイナイト
組織の生成が多くなるので、引張強さも６０ｋｇｆ　／
　、ｌｌ１２を越えるようになり、降伏比も０．８５以
上になり穴拡げ比が急激に低下して冷開成形性の劣化が
顕著になる。

これに対しＮα１２〜１４の冷却速度が２０〜６０℃５
巻取温度が４７０〜６８０℃の範囲の本発明方法の場合
はフェライトとパーライトからなる組織を示し、伸びも
良好で穴拡げ比も高く、良好な冷間成形性を示す。

く効　果〉 本発明法はＺｎ　−Ａｌ系複合溶融めっき処理において
良好なめっき性を示し、引張強さが４５〜６０ｋｇｆ／
ｌｌｍ２級の加工性および耐腐食性の優れた高強度Ｚｎ
　−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板を自動車、建材用向材料
として提供できる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．６０〜１．５０％、 Ｐ：０．０３５〜０．１００％、 Ｓ：０．０１５％以下、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を８５０℃以
   上の仕上がり温度で熱間圧延し、１５〜６０℃／秒の冷
   却速度で冷却し、４７０〜６８０℃の温度で巻取り、酸
   洗後、Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっきを行なうことからな
   る、加工性ならびに耐腐食性の優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ
   系複合溶融めっき鋼板の製造方法。 ２、Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．６０〜１．５０％、 Ｐ：０．０３５〜０．１００％、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｃａおよび／またはＲＥＭ合計０．００１〜０．００８
   ％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を８５０
   ℃以上の仕上がり温度で熱間圧延し、１５〜６０℃／秒
   の冷却速度で冷却し、４７０〜６８０℃の温度で巻取り
   、酸洗後、Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっきを行なうことか
   らなる、加工性ならびに耐腐食性の優れた高強度Ｚｎ−
   Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製造方法。