JP4592000B2 - 加工性に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
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Description
本発明は、自動車，建築，電気機器等の部材として有用な高強度鋼板、特に加工性に優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性，塗装性，塗装後密着性，溶接性に優れていることから、自動車用車体，家電製品を始めとする種々の分野で防錆鋼板として汎用されている。このような用途では、通常プレス成形により必要形状に加工して使用されることから、耐食性に加えて加工性に優れていることも重要である。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっきした後、加熱合金化処理することにより製造されている。加熱合金化処理には、一般にバーナー加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用する加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用されている。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっきした後、加熱合金化処理することにより製造されている。加熱合金化処理には、一般にバーナー加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用する加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用されている。
特に、自動車車体を軽量化するため多用されるようになってきた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板では、延性の小さな高張力鋼をめっき原板に使用していることから、プレス成形性に及ぼすめっき層表面の摺動性の影響が大きく、多量のζ相が残存するとめっき層の剥離だけでなく、板破断が発生し、プレス成形ができなくなることがある。
そこで、本発明者等は、特許文献１で、合金化熱処理時にζ相を残存させず、しかもΓ相の成長を抑制して加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、めっき原板の表面に実質的にＦｅからなる層を形成した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化熱処理することにより、δ1相，Γ1相及び層厚１μｍ以下のΓ相からなるめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造する方法を提案した。
特開２００１−２７９４０９号公報
そこで、本発明者等は、特許文献１で、合金化熱処理時にζ相を残存させず、しかもΓ相の成長を抑制して加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、めっき原板の表面に実質的にＦｅからなる層を形成した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化熱処理することにより、δ1相，Γ1相及び層厚１μｍ以下のΓ相からなるめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造する方法を提案した。
しかしながら、特許文献１の製造方法では、ζ相の生成・残存を防ぐために、合金化熱処理を５３０℃以上の高い温度で行う必要があった。
ところで、自動車用車体，家電製品等に使用されるめっき鋼板には、加工性の他に高強度も要求される。特に、近年、自動車の燃費節減の動向から、自動車ボディの軽量化が図られている。そして材料面では、肉薄化しても強度が確保できるように高強度化が進められている。一般に、低炭素鋼では、高強度化に有効な元素であるＳｉやＭｎが添加されている。そして亜鉛めっき用の原板にも多量のＳｉ，Ｍｎを含有させて高強度化を図っている。
多量のＳｉ、Ｍｎを含有させた鋼板に溶融亜鉛めっきした後、高温で合金加熱処理を施すと鋼板中にパーライトや炭化物を形成するために、鋼板自身の強度及び伸びは著しく低下する。
ところで、自動車用車体，家電製品等に使用されるめっき鋼板には、加工性の他に高強度も要求される。特に、近年、自動車の燃費節減の動向から、自動車ボディの軽量化が図られている。そして材料面では、肉薄化しても強度が確保できるように高強度化が進められている。一般に、低炭素鋼では、高強度化に有効な元素であるＳｉやＭｎが添加されている。そして亜鉛めっき用の原板にも多量のＳｉ，Ｍｎを含有させて高強度化を図っている。
多量のＳｉ、Ｍｎを含有させた鋼板に溶融亜鉛めっきした後、高温で合金加熱処理を施すと鋼板中にパーライトや炭化物を形成するために、鋼板自身の強度及び伸びは著しく低下する。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、溶融亜鉛めっきを施す前のめっき原板の表面にプレＦｅめっき層を形成した後に焼鈍を施すことにより、めっき後の合金化熱処理を省略するか、行うにしてもその処理温度を低下させて原板の機械的特性の低下を防ぐことにより、高強度でしかも加工性に優れた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を目的とする。
本発明の加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０４〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．２〜２．０質量％，Ｍｎ：０．５〜３．０質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成をもつ鋼板にＦｅ系めっき層を形成した後、下記の式（１）で示す値が１．０以上となる温度及び時間の加熱条件で焼鈍し、２〜２００℃／秒の平均速度で冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、直ちに、又は４３０℃以上５００℃未満の温度に２秒〜２分保持後、５℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とする。
［｛９８０−５０×（〔Ｓｉ〕＋〔Ｍｎ〕／４）｝−ｔ／４］／Ｔ ・・・・（１）
ただし、〔Ｓｉ〕，〔Ｍｎ〕；Ｓｉ，Ｍｎ濃度（質量％）
ｔ；加熱時間（秒）、Ｔ；加熱温度（℃）
［｛９８０−５０×（〔Ｓｉ〕＋〔Ｍｎ〕／４）｝−ｔ／４］／Ｔ ・・・・（１）
ただし、〔Ｓｉ〕，〔Ｍｎ〕；Ｓｉ，Ｍｎ濃度（質量％）
ｔ；加熱時間（秒）、Ｔ；加熱温度（℃）
鋼板としては、鋼中にさらにＴｉ：０．０４〜０．２質量％，Ｎｂ：０．００３〜０．２質量％の少なくとも１種又は２種、或いはＢ：０．０１質量％以下，Ｍｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種又は２種以上を含むものでも良い。
本発明においては、Ｓｉ，Ｍｎを含有する鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す際に、予めＦｅ系のプレめっきとその後に所定条件の焼鈍を施したものに溶融亜鉛めっきを施すと、めっき後の合金化熱処理を省略、または行うにしてもその温度を低下させることができる。この結果、めっき原板の機械的特性の低下を防ぐことができ、高強度でしかも加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができた。
本発明者等は、先に特許文献１で提案した加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法では、溶融亜鉛めっき後の合金化熱処理として高い温度を必要とするため、その熱処理時に、鋼中にパーライトや炭化物が生成し、鋼板の強度及び延性が低下することを確認した。
そこで、さらに検討を重ねる過程で、溶融Ｚｎめっきを施す前のプレめっきとしてＦｅ系のめっき層を形成し、さらに所定条件の焼鈍を施しておくと、溶融亜鉛めっきした後に合金化が容易に行えるので、合金化処理温度を低く、あるいは溶融亜鉛めっき時に合金化が行えて、鋼材自身の機械的特性、特に延性の低下を抑えることができることを見出したものである。
そこで、さらに検討を重ねる過程で、溶融Ｚｎめっきを施す前のプレめっきとしてＦｅ系のめっき層を形成し、さらに所定条件の焼鈍を施しておくと、溶融亜鉛めっきした後に合金化が容易に行えるので、合金化処理温度を低く、あるいは溶融亜鉛めっき時に合金化が行えて、鋼材自身の機械的特性、特に延性の低下を抑えることができることを見出したものである。
そして、合金化処理温度を下げることができた理由を次の様に推測した。
鋼中のＳｉ，Ｍｎ濃度が高い場合、通常はＳｉ，Ｍｎがバリアとなり、ＦｅとＺｎの相互拡散を抑制するため、合金加熱処理温度を高くしないと合金化が行われない。これに対して、Ｆｅプレめっき層を形成しておくと、表層に合金化を抑制するＳｉやＭｎが存在しない層が存在することとなり、合金化温度が低くても合金化処理が可能となる。
鋼中のＳｉ，Ｍｎ濃度が高い場合、通常はＳｉ，Ｍｎがバリアとなり、ＦｅとＺｎの相互拡散を抑制するため、合金加熱処理温度を高くしないと合金化が行われない。これに対して、Ｆｅプレめっき層を形成しておくと、表層に合金化を抑制するＳｉやＭｎが存在しない層が存在することとなり、合金化温度が低くても合金化処理が可能となる。
ところで、Ｓｉ，Ｍｎ等を多く含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板にあっても、安定した高強度を発現させるために、通常Ｆｅのプレめっき後亜鉛めっき前に焼鈍処理が施される。このときの加熱により、易酸化性元素であるＳｉ，ＭｎがＦｅめっき層中に拡散して表層に再び酸化皮膜を形成し、亜鉛めっき後の合金化温度を高くすることが必要となる。合金化加熱温度が高くなって、例えば５３０℃を超えるようになるとパーライトが生成し、従来技術の問題点で指摘したような問題が発生する。５３０℃以下であっても、５００℃以上の合金化加熱温度になると、パーライトは生成しないものの、脆いＦｅ炭化物を含んだベイナイトが生成し、十分な加工性が得られなくなる。
したがって、Ｆｅのプレめっき後亜鉛めっき前に焼鈍処理時のあっては、Ｓｉ，ＭｎがＦｅめっき層中を拡散して表面に出現しないような焼鈍条件を設定する必要がある。
本発明にあっては、その条件としてＳｉ，Ｍｎの含有量に応じて前記した式（１）の値が１．０以上となるような加熱温度及び加熱時間を採用すれば、高Ｓｉ，Ｍｎ鋼であっても合金化温度を５００℃未満にすることができることを見出したものである。これにより、５００℃以上の温度で生成される脆いＦｅ炭化物の出現が抑制され、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
本発明にあっては、その条件としてＳｉ，Ｍｎの含有量に応じて前記した式（１）の値が１．０以上となるような加熱温度及び加熱時間を採用すれば、高Ｓｉ，Ｍｎ鋼であっても合金化温度を５００℃未満にすることができることを見出したものである。これにより、５００℃以上の温度で生成される脆いＦｅ炭化物の出現が抑制され、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
以下に、本発明の好ましい形態を具体的に説明する。
本発明で使用されるめっき原板としては、Ｃ：０．０４〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．２〜２．０質量％，Ｍｎ：０．５〜３．０質量％を含み、さらに必要に応じてＴｉ：０．０４〜０．２質量％，Ｎｂ：０．００３〜０．２質量％の少なくとも１種又は２種、或いはＢ：０．０１質量％以下，Ｍｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｉ：２．０質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種又は２種以上を含むことができる。
さらに必要に応じてＰ：０．０１５質量％以下，Ｓ：０．００５質量％以下に規制したものを使用しても良い。
或いはさらに必要に応じてＣｕ：０．０２〜０．１５質量％をＣｕ／Ｓ≧５の範囲で含むものでもよい。
本発明で使用されるめっき原板としては、Ｃ：０．０４〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．２〜２．０質量％，Ｍｎ：０．５〜３．０質量％を含み、さらに必要に応じてＴｉ：０．０４〜０．２質量％，Ｎｂ：０．００３〜０．２質量％の少なくとも１種又は２種、或いはＢ：０．０１質量％以下，Ｍｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｉ：２．０質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種又は２種以上を含むことができる。
さらに必要に応じてＰ：０．０１５質量％以下，Ｓ：０．００５質量％以下に規制したものを使用しても良い。
或いはさらに必要に応じてＣｕ：０．０２〜０．１５質量％をＣｕ／Ｓ≧５の範囲で含むものでもよい。
以下に各成分の含有量等を説明するが、説明中の「％」表示は、特に示さない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．２５％
Ｃは高強度化に有効である。０．０４％未満ではその効果が得られない。またＣは溶接性に大きな影響を与える元素でもあり、０．２５％を超えると、鋼板のスポット溶接性が著しく低下する。
Ｃ：０．０４〜０．２５％
Ｃは高強度化に有効である。０．０４％未満ではその効果が得られない。またＣは溶接性に大きな影響を与える元素でもあり、０．２５％を超えると、鋼板のスポット溶接性が著しく低下する。
Ｓｉ：０．２〜２．０％
Ｓｉは高強度化に有効な他、セメンタイトの析出を抑制する作用を有しており、鋼中のパーライト等の生成を抑える効果がある元素である。０．２％未満ではその効果が発揮されない。また、２．０％を超える濃度にした場合、その効果が飽和するとともに、焼鈍時におけるＳｉの拡散現象が著しくなってプレＦｅめっきを施しても表層にＳｉ酸化膜層が形成してしまい、めっき密着性が低下する。
Ｓｉは高強度化に有効な他、セメンタイトの析出を抑制する作用を有しており、鋼中のパーライト等の生成を抑える効果がある元素である。０．２％未満ではその効果が発揮されない。また、２．０％を超える濃度にした場合、その効果が飽和するとともに、焼鈍時におけるＳｉの拡散現象が著しくなってプレＦｅめっきを施しても表層にＳｉ酸化膜層が形成してしまい、めっき密着性が低下する。
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、高強度化に有効な元素である。０．５％未満ではその効果が発揮されない。また、３．０％を超える濃度では、多量のマルテンサイト組織となり、伸びを著しく低下させる。
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、高強度化に有効な元素である。０．５％未満ではその効果が発揮されない。また、３．０％を超える濃度では、多量のマルテンサイト組織となり、伸びを著しく低下させる。
Ｔｉ：０．０４〜０．２％
Ｎｂ：０．００３〜０．２％
Ｔｉ，Ｎｂは組織を微細化し、高強度化に有効である他、鋼板の穴拡げ性を向上させる作用を有しているので必要に応じて添加される。Ｔｉ量が０．０４％未満、或いはＮｂ量が０．００３％未満ではその効果が発揮されない。また、いずれも０．２％を超えると効果が飽和し、製造上のコストが高くなるだけである。
Ｎｂ：０．００３〜０．２％
Ｔｉ，Ｎｂは組織を微細化し、高強度化に有効である他、鋼板の穴拡げ性を向上させる作用を有しているので必要に応じて添加される。Ｔｉ量が０．０４％未満、或いはＮｂ量が０．００３％未満ではその効果が発揮されない。また、いずれも０．２％を超えると効果が飽和し、製造上のコストが高くなるだけである。
Ｂ：０．０１％以下
Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｖ：０．５％以下
Ｃｏ：１．０％以下
これらは、焼入れ性を向上させて高強度化するのに有効な元素である。必要に応じて添加される。しかし、Ｂ：０．０１％，Ｍｏ：１．０％，Ｃｒ：１．０％，Ｖ：０．５％，Ｃｏ：１．０％を超えて添加してもかえって延性の低下が大きくなり、製造上のコストが高くなるだけである。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｖ：０．５％以下
Ｃｏ：１．０％以下
これらは、焼入れ性を向上させて高強度化するのに有効な元素である。必要に応じて添加される。しかし、Ｂ：０．０１％，Ｍｏ：１．０％，Ｃｒ：１．０％，Ｖ：０．５％，Ｃｏ：１．０％を超えて添加してもかえって延性の低下が大きくなり、製造上のコストが高くなるだけである。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ｐ，Ｓは鋼板の溶接性に有害な元素であるから、Ｐは０．０１５％以下に、Ｓは０．００５％以下に規制することが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｐ，Ｓは鋼板の溶接性に有害な元素であるから、Ｐは０．０１５％以下に、Ｓは０．００５％以下に規制することが好ましい。
Ｃｕ：０．０２〜０．１５％，Ｃｕ／Ｓ≧５
Ｃｕは、鋼中の固溶ＳをＣｕＳの形で固定するため、スポット溶接性や耐食性を向上させる作用を有しているので、必要に応じて添加してもよい。十分な効果を得るためには０．０２％以上でＣｕ／Ｓ≧５とする必要がある。しかし、０．１５％を超えて添加してもその効果は飽和し、製造上のコストが高くなるだけである。
Ｃｕは、鋼中の固溶ＳをＣｕＳの形で固定するため、スポット溶接性や耐食性を向上させる作用を有しているので、必要に応じて添加してもよい。十分な効果を得るためには０．０２％以上でＣｕ／Ｓ≧５とする必要がある。しかし、０．１５％を超えて添加してもその効果は飽和し、製造上のコストが高くなるだけである。
Ｆｅ系のプレめっきは付着量３〜１５ｇ／ｍ2の範囲で形成しておくことが好ましい。メッキ付着量が３ｇ／ｍ2に満たないとＦｅ系プレめっき層中だけで十分に合金化が進行しないため、Ｍｎ，Ｓｉが存在する鋼中からの拡散が必要となり、５００℃未満での合金加熱処理ができ難くなる。逆に１５ｇ／ｍ2を超えると、Ｆｅ系めっき層を多くしても合金化に使用されないＦｅめっき層が生じ、製造上のコスト上昇になるだけである。５ｇ／ｍ2以上のＦｅ系めっきにより合金化なしでも合金層の形成が可能である。
Ｆｅ系プレめっき層としては、純Ｆｅの他に、Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｃ，Ｆｅ−Ｐ，Ｆｅ−Ｎ，Ｆｅ−Ｏ等のめっき層が使用できる。Ｆｅ系プレめっき層に含まれる微量のＢ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏは、Ｓｉ，Ｍｎの濃化を抑制する作用を呈する。
Ｆｅ系プレめっき層は、電気めっき法で形成されるが、片面当り３〜１５ｇ／ｍ2の付着量が得られる限り電気めっき液の種類，浴組成，めっき条件等に特段の制約が加わるものではない。Ｆｅ系プレめっきは、電気めっきラインで実施できるが、溶融めっきラインのガス還元焼鈍炉の前に電気めっき設備を付設してＦｅ系プレめっき及び溶融亜鉛めっきを連続化することが生産性，コスト的に有利である。
Ｆｅ系プレめっき層は、電気めっき法で形成されるが、片面当り３〜１５ｇ／ｍ2の付着量が得られる限り電気めっき液の種類，浴組成，めっき条件等に特段の制約が加わるものではない。Ｆｅ系プレめっきは、電気めっきラインで実施できるが、溶融めっきラインのガス還元焼鈍炉の前に電気めっき設備を付設してＦｅ系プレめっき及び溶融亜鉛めっきを連続化することが生産性，コスト的に有利である。
溶融亜鉛めっき前のプレめっき鋼板の焼鈍条件によっても、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性は変化する。原鋼板に含有されているＳｉ，ＭｎがＦｅめっき層の表面に拡散露出せず、且つより高延性で高強度を得るための焼鈍条件を設定する必要がある。
本発明では、前記している通り、Ｓｉ，Ｍｎの含有量に応じて前記式（１）の値が１．０以上となるような加熱温度及び加熱時間を採用する。上記式（１）の値が１．０に満たない温度及び時間の加熱条件では、その後の５００℃未満での合金化ができなくなる。
また、高延性で高強度の鋼板を得るために、上記条件を満たす範囲内で、焼鈍温度として７００〜９００℃の範囲の温度を採用することが好ましい。７００℃未満では、再結晶が十分に行われない。
本発明では、前記している通り、Ｓｉ，Ｍｎの含有量に応じて前記式（１）の値が１．０以上となるような加熱温度及び加熱時間を採用する。上記式（１）の値が１．０に満たない温度及び時間の加熱条件では、その後の５００℃未満での合金化ができなくなる。
また、高延性で高強度の鋼板を得るために、上記条件を満たす範囲内で、焼鈍温度として７００〜９００℃の範囲の温度を採用することが好ましい。７００℃未満では、再結晶が十分に行われない。
ガス還元焼鈍しためっき原板は、溶融亜鉛めっき浴に導入される。
溶融Ｚｎめっき浴としては、浴温を４２０以上４９０℃未満に設定したものを使用する。４２０℃はめっき浴の凝固点であり、また４９０℃以上になると、めっき浴を入れている槽が激しく浸食され、頻繁な交換が必要となるなど、経済的に不利である。
溶融亜鉛めっき浴から引き上げられためっき原板に付着している溶融めっき金属の片面当りめっき付着量をガスワイピングで調整することが好ましい。めっき付着量が多すぎると合金化反応の進行が遅くなって効率的でないので、ガスワイピングでめっき付着量を９０ｇ／ｍ2以下にすることが好ましい。なお、めっき付着量の調整に採用されるガスワイピング法では絞れる下限が３０ｇ／ｍ2である。
溶融Ｚｎめっき浴としては、浴温を４２０以上４９０℃未満に設定したものを使用する。４２０℃はめっき浴の凝固点であり、また４９０℃以上になると、めっき浴を入れている槽が激しく浸食され、頻繁な交換が必要となるなど、経済的に不利である。
溶融亜鉛めっき浴から引き上げられためっき原板に付着している溶融めっき金属の片面当りめっき付着量をガスワイピングで調整することが好ましい。めっき付着量が多すぎると合金化反応の進行が遅くなって効率的でないので、ガスワイピングでめっき付着量を９０ｇ／ｍ2以下にすることが好ましい。なお、めっき付着量の調整に採用されるガスワイピング法では絞れる下限が３０ｇ／ｍ2である。
ガスワイピング後、鋼板を４３０℃以上５００℃未満の温度に２〜１２０秒加熱することにより合金化反応を進行させる。加熱温度が４３０℃未満だったり２秒に満たなかったりすると合金化が不十分でη−Ｚｎ層が残存することになる。５００℃以上では、鋼中にパーライトが生成し、残留オーステナイト量が少なくなる。またパーライトが生成しなくてもの、脆いＦｅ炭化物を含んだベイナイトが生成して延性が低下し、加工し難くなる。１２０秒までには合金化は十分に行われ、それ以上の加熱は無意味である。また、Ｆｅ系めっきの付着量が多い場合には、めっき後の加熱なしでも合金層が可能である。
４３０℃以上５００℃未満×２〜１２０秒の加熱条件が満足される限り、加熱方式は特に制約されるものではなく、バーナー加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用した加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用される。
合金化処理された鋼板は、板温が２５０℃に到達するまで鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
４３０℃以上５００℃未満×２〜１２０秒の加熱条件が満足される限り、加熱方式は特に制約されるものではなく、バーナー加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用した加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用される。
合金化処理された鋼板は、板温が２５０℃に到達するまで鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
実施例１：
表１に示した組成をもつ低炭素鋼を溶製し、熱延，酸洗，冷延工程を経て板厚１．０ｍｍ，板幅１０００ｍｍの冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板の表面に、次の表２に示す電気めっき条件で、Ｂ含有量２０ｐｐｍのＦｅ−Ｂプレめっき層を付着量５．５ｇ／ｍ2で形成した溶融亜鉛めっき原板を用意した。
表１に示した組成をもつ低炭素鋼を溶製し、熱延，酸洗，冷延工程を経て板厚１．０ｍｍ，板幅１０００ｍｍの冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板の表面に、次の表２に示す電気めっき条件で、Ｂ含有量２０ｐｐｍのＦｅ−Ｂプレめっき層を付着量５．５ｇ／ｍ2で形成した溶融亜鉛めっき原板を用意した。
次いで表３に示す条件で焼鈍した後、亜鉛付着量４５ｇ／ｍ2の溶融亜鉛めっきを施した。その後、表３に示す条件で合金化熱処理を施した。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、めっき層の合金化状態を観察するとともに、引張試験を行った。
めっき層の合金化状態は、断面観察によりめっき層中にη−Ｚｎ層がない場合を○とし、η−Ｚｎ層が認められたものを×と判定した。
引張試験は、圧延方向に垂直にＪＩＳ−５号試験片を採取し、引張試験した。
その評価結果を表３に併せて示す。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、めっき層の合金化状態を観察するとともに、引張試験を行った。
めっき層の合金化状態は、断面観察によりめっき層中にη−Ｚｎ層がない場合を○とし、η−Ｚｎ層が認められたものを×と判定した。
引張試験は、圧延方向に垂直にＪＩＳ−５号試験片を採取し、引張試験した。
その評価結果を表３に併せて示す。
表３に示す結果からわかるように、プレめっき後の焼鈍処理条件をより適切なものとすれば、合金化熱処理後の合金化状態はいずれも良好で、引張強度と伸びのバランスが良いめっき鋼板が得られている。
これに対して、式（１）の値が１．０に満たない条件の焼鈍処理を施した比較例の試験Ｎｏ．１３にあっては、その後の合金化処理温度を５３０℃に上げたためにめっき層の合金化は十分にできていたが、機械的特性は低下していた。また同じく試験Ｎｏ．１４〜１６にあっては、その後の５００℃未満の温度では合金化ができなかった。
これに対して、式（１）の値が１．０に満たない条件の焼鈍処理を施した比較例の試験Ｎｏ．１３にあっては、その後の合金化処理温度を５３０℃に上げたためにめっき層の合金化は十分にできていたが、機械的特性は低下していた。また同じく試験Ｎｏ．１４〜１６にあっては、その後の５００℃未満の温度では合金化ができなかった。
Claims (3)
- Ｃ：０．０４〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．２〜２．０質量％，Ｍｎ：０．５〜３．０質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成をもつ鋼板にＦｅ系めっき層を形成した後、下記の式（１）で示す値が１．０以上となる温度及び時間の加熱条件で焼鈍し、２〜２００℃／秒の平均速度で冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、直ちに、又は４３０℃以上５００℃未満の温度に２秒〜２分保持後、５℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［｛９８０−５０×（〔Ｓｉ〕＋〔Ｍｎ〕／４）｝−ｔ／４］／Ｔ ・・・・（１）
ただし、〔Ｓｉ〕，〔Ｍｎ〕；Ｓｉ，Ｍｎ濃度（質量％）
ｔ；加熱時間（秒）、Ｔ；加熱温度（℃） - 鋼板が、さらにＴｉ：０．０４〜０．２質量％，Ｎｂ：０．００３〜０．２質量％の少なくとも１種又は２種を含むものである請求項１に記載の加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 鋼板が、さらにＢ：０．０１質量％以下，Ｍｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種又は２種以上を含むものである請求項１又は２に記載の加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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