JP2001152288A - 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 優れたプレス成形性を備えた溶融亜鉛めっき
鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）およびその
製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、化学成
分が重量％で、Ｃ：０．０８〜０．１３％、Ｓｉ：０．
５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．３％かつＭｎ／Ｃ≧１
０．０、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下、
あるいはさらにＣｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％
以下の１種または２種およびＦｅを本質的成分としてな
り、組織がフェライトおよびパーライトからなり、フェ
ライト中に微細炭化物が多数析出した冷延鋼板を母材と
し、その表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶融亜
鉛めっき層が形成されたものである。この鋼板は、ＴＳ
＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％）、ＴＳ＊Ｅll（局部伸
び）≧６５００（MPa*％）を有する。
鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）およびその
製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、化学成
分が重量％で、Ｃ：０．０８〜０．１３％、Ｓｉ：０．
５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．３％かつＭｎ／Ｃ≧１
０．０、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下、
あるいはさらにＣｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％
以下の１種または２種およびＦｅを本質的成分としてな
り、組織がフェライトおよびパーライトからなり、フェ
ライト中に微細炭化物が多数析出した冷延鋼板を母材と
し、その表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶融亜
鉛めっき層が形成されたものである。この鋼板は、ＴＳ
＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％）、ＴＳ＊Ｅll（局部伸
び）≧６５００（MPa*％）を有する。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、強度−延性バラン
スおよび強度−局部延性バランスに優れた溶融亜鉛めっ
き鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）およびそ
の製造方法に関する。
スおよび強度−局部延性バランスに優れた溶融亜鉛めっ
き鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）およびそ
の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板等には、プレス加工性が求
められ、また耐食性も要求される場合がある。このよう
なプレス加工性と優れた耐食性とを兼ね備えた鋼板とし
て、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が
ある。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延鋼板を母材と
して、これに溶融亜鉛めっきを施した後、さらに亜鉛め
っき層と母材鋼板との密着性を向上させるため、５５０
℃前後の温度で加熱して亜鉛めっき層を合金化処理した
ものである。以下、単に溶融亜鉛めっき鋼板という場合
は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含むものとする。
められ、また耐食性も要求される場合がある。このよう
なプレス加工性と優れた耐食性とを兼ね備えた鋼板とし
て、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が
ある。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延鋼板を母材と
して、これに溶融亜鉛めっきを施した後、さらに亜鉛め
っき層と母材鋼板との密着性を向上させるため、５５０
℃前後の温度で加熱して亜鉛めっき層を合金化処理した
ものである。以下、単に溶融亜鉛めっき鋼板という場合
は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含むものとする。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の溶融亜鉛めっき
鋼板は、プレス加工性を考慮して、通常、そのミクロ組
織がフェライトおよびパーライトの２相組織か、フェラ
イトおよびベイナイトの２相組織とされている。フェラ
イトおよびパーライトの２相組織鋼板の場合、強度−延
性バランスは良好であるが、伸びフランジ性に代表され
る局部延性に劣るという欠点がある。これは、パーライ
ト量が多いこと、および／またはパーライトのラメラ間
隔が広いことに起因するものと考えられる。一方、フェ
ライトおよびベイナイトの２相組織鋼板の場合、局部延
性は良好であるものの、ベイナイトの存在により均一伸
びＥlu（ＴＳに到達するまでの伸び歪量）が悪く、強度
−延性バランスが低いという問題がある。
鋼板は、プレス加工性を考慮して、通常、そのミクロ組
織がフェライトおよびパーライトの２相組織か、フェラ
イトおよびベイナイトの２相組織とされている。フェラ
イトおよびパーライトの２相組織鋼板の場合、強度−延
性バランスは良好であるが、伸びフランジ性に代表され
る局部延性に劣るという欠点がある。これは、パーライ
ト量が多いこと、および／またはパーライトのラメラ間
隔が広いことに起因するものと考えられる。一方、フェ
ライトおよびベイナイトの２相組織鋼板の場合、局部延
性は良好であるものの、ベイナイトの存在により均一伸
びＥlu（ＴＳに到達するまでの伸び歪量）が悪く、強度
−延性バランスが低いという問題がある。
【０００４】なお、強度−延性バランスは、引張試験に
よって求めた引張強さＴＳと全伸びＥｌ（破断までの伸
び歪量）との積で表され、一方、強度−局部延性バラン
スは、ＴＳと局部伸びＥllとの積で表される。局部伸び
Ｅllは、試験片に最大応力（ＴＳ）が生じた後、試験片
がくびれつつ破断に至るまでの伸び歪量であり、全伸び
はＥｌ＝Ｅlu＋Ｅllである。
よって求めた引張強さＴＳと全伸びＥｌ（破断までの伸
び歪量）との積で表され、一方、強度−局部延性バラン
スは、ＴＳと局部伸びＥllとの積で表される。局部伸び
Ｅllは、試験片に最大応力（ＴＳ）が生じた後、試験片
がくびれつつ破断に至るまでの伸び歪量であり、全伸び
はＥｌ＝Ｅlu＋Ｅllである。
【０００５】本発明は、かかる問題に鑑みなされたもの
で、強度−延性バランスおよび強度−局部延性バランス
が共に優れ、優れたプレス成形性を備えた溶融亜鉛めっ
き鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）およびそ
の製造方法を提供することを目的とする。
で、強度−延性バランスおよび強度−局部延性バランス
が共に優れ、優れたプレス成形性を備えた溶融亜鉛めっ
き鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）およびそ
の製造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】本発明の溶融亜鉛めっき
鋼板は、化学成分が重量％で、Ｃ ：０．０８〜０．１
３％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．３％か
つＭｎ／Ｃ≧１０．０、Ｐ ：０．２０％以下、Ｓ ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ
：０．００５％以下、あるいはさらにＣｒ：０．５％
以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種およびＦ
ｅを本質的成分としてなり、組織がフェライトおよびパ
ーライトを主体とし、フェライト中に微細炭化物が多数
析出した冷延鋼板を母材とし、その表面に溶融亜鉛めっ
き層あるいは合金化溶融亜鉛めっき層が形成され、引張
強さをＴＳ、全伸びをＥｌ、局部伸びをＥllで表したと
き、 ＴＳ＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％） ＴＳ＊Ｅll≧６５００ （MPa*％） とされたものである。なお、前記Ｍｎ／ＣはＣ含有量に
対するＭｎ含有量の比を表す。
鋼板は、化学成分が重量％で、Ｃ ：０．０８〜０．１
３％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．３％か
つＭｎ／Ｃ≧１０．０、Ｐ ：０．２０％以下、Ｓ ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ
：０．００５％以下、あるいはさらにＣｒ：０．５％
以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種およびＦ
ｅを本質的成分としてなり、組織がフェライトおよびパ
ーライトを主体とし、フェライト中に微細炭化物が多数
析出した冷延鋼板を母材とし、その表面に溶融亜鉛めっ
き層あるいは合金化溶融亜鉛めっき層が形成され、引張
強さをＴＳ、全伸びをＥｌ、局部伸びをＥllで表したと
き、 ＴＳ＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％） ＴＳ＊Ｅll≧６５００ （MPa*％） とされたものである。なお、前記Ｍｎ／ＣはＣ含有量に
対するＭｎ含有量の比を表す。
【０００７】また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法は、前記化学成分を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっ
きラインにて７５０〜Ａc1点に加熱して再結晶焼鈍を行
った後、めっき温度未満の温度に過冷し、その後溶融亜
鉛めっきを施し、あるいはさらに溶融亜鉛めっき層の合
金化処理を施すものである。
方法は、前記化学成分を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっ
きラインにて７５０〜Ａc1点に加熱して再結晶焼鈍を行
った後、めっき温度未満の温度に過冷し、その後溶融亜
鉛めっきを施し、あるいはさらに溶融亜鉛めっき層の合
金化処理を施すものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明は、鋼成分において、Ｍｎ
／Ｃを高くすることで、基本的に強度−延性バランスの
良好なフェライト＋パーライト２相鋼板の欠点である局
部伸びを改善し、さらに溶融亜鉛めっきの際にめっき直
前にめっき温度未満の温度に過冷することにより、炭化
物の核をフェライト内に生成させ、その成長によりフェ
ライト中の固溶Ｃを減少させることによって、延性を改
善することに成功したものである。
／Ｃを高くすることで、基本的に強度−延性バランスの
良好なフェライト＋パーライト２相鋼板の欠点である局
部伸びを改善し、さらに溶融亜鉛めっきの際にめっき直
前にめっき温度未満の温度に過冷することにより、炭化
物の核をフェライト内に生成させ、その成長によりフェ
ライト中の固溶Ｃを減少させることによって、延性を改
善することに成功したものである。
【０００９】すなわち、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板
は、化学成分が重量％で、Ｃ ：０．０８〜０．１３
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．３％かつ
Ｍｎ／Ｃ≧１０．０、Ｐ ：０．２０％以下、Ｓ ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ
：０．００５％以下、およびＦｅを本質的成分として
なり、組織がフェライトおよびパーライトを主体とし、
フェライト中に微細炭化物が多数析出した冷延鋼板を母
材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶
融亜鉛めっき層が形成され、引張強さをＴＳ、全伸びを
Ｅｌ、局部伸びをＥllで表したとき、 ＴＳ＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％） ＴＳ＊Ｅll≧６５００ （MPa*％） とされたものである。
は、化学成分が重量％で、Ｃ ：０．０８〜０．１３
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．３％かつ
Ｍｎ／Ｃ≧１０．０、Ｐ ：０．２０％以下、Ｓ ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ
：０．００５％以下、およびＦｅを本質的成分として
なり、組織がフェライトおよびパーライトを主体とし、
フェライト中に微細炭化物が多数析出した冷延鋼板を母
材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶
融亜鉛めっき層が形成され、引張強さをＴＳ、全伸びを
Ｅｌ、局部伸びをＥllで表したとき、 ＴＳ＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％） ＴＳ＊Ｅll≧６５００ （MPa*％） とされたものである。
【００１０】まず、母材冷延鋼板の成分限定理由（以
下、単位はwt％）について説明する。 Ｃ：０．０８〜０．１３％ プレス加工性を向上させるにはＣ量は少ないほどよい
が、０．０８％未満では強度低下が過大であり、強度−
延性バランスが低下する。一方、０．１３％を超える
と、後述のＭｎ量ではパーライト量が過多になり、また
パーライトのラメラ間隔が広くなって、強度−局部延性
バランスが劣化するようになる。このため、本発明では
Ｃ量の下限を０．０８％、好ましくは０．０９％とし、
上限を０．１３％、好ましくは０．１１％とする。
下、単位はwt％）について説明する。 Ｃ：０．０８〜０．１３％ プレス加工性を向上させるにはＣ量は少ないほどよい
が、０．０８％未満では強度低下が過大であり、強度−
延性バランスが低下する。一方、０．１３％を超える
と、後述のＭｎ量ではパーライト量が過多になり、また
パーライトのラメラ間隔が広くなって、強度−局部延性
バランスが劣化するようになる。このため、本発明では
Ｃ量の下限を０．０８％、好ましくは０．０９％とし、
上限を０．１３％、好ましくは０．１１％とする。
【００１１】Ｓｉ：０．５％以下 Ｓｉは固溶強化元素として鋼板の強度向上に寄与する
が、その一方で延性を低下させる。また、過多に添加す
ると溶融亜鉛めっき付着性を著しく劣化させる。このた
め、本発明では上限を０．５％、好ましくは０．２％と
する。
が、その一方で延性を低下させる。また、過多に添加す
ると溶融亜鉛めっき付着性を著しく劣化させる。このた
め、本発明では上限を０．５％、好ましくは０．２％と
する。
【００１２】Ｍｎ：０．８〜１．３％、Ｍｎ／Ｃ≧１０ Ｍｎは固溶強化元素として鋼の強度を向上させる。０．
８％未満では強度が不足して強度−延性バランスが低下
する。一方、１．３％を超えると、パーライト＋ベイナ
イトを主体とした組織になり、強度−局部延性バランス
が低下するようになる。このため、Ｍｎ量の下限を０．
８％、好ましくは０．９％とし、上限を１．３％、好ま
しくは１．１％とする。また、Ｍｎ／Ｃが１０．０未満
では組織はフェライト＋パーライトになるものの、パー
ライト量が過多になるか、パーライトのラメラ間隔が広
がり、強度−局部延性バランスが劣化するようになる。
８％未満では強度が不足して強度−延性バランスが低下
する。一方、１．３％を超えると、パーライト＋ベイナ
イトを主体とした組織になり、強度−局部延性バランス
が低下するようになる。このため、Ｍｎ量の下限を０．
８％、好ましくは０．９％とし、上限を１．３％、好ま
しくは１．１％とする。また、Ｍｎ／Ｃが１０．０未満
では組織はフェライト＋パーライトになるものの、パー
ライト量が過多になるか、パーライトのラメラ間隔が広
がり、強度−局部延性バランスが劣化するようになる。
【００１３】Ｐ：０．２０％以下 Ｐは安価な固溶強化元素であり、鋼を強化するには有用
な元素であるが、本発明では延性の向上を重視するた
め、少ないほどよく、０．２０％以下に止める。好まし
くは０．１０％とするのがよい。
な元素であるが、本発明では延性の向上を重視するた
め、少ないほどよく、０．２０％以下に止める。好まし
くは０．１０％とするのがよい。
【００１４】Ｓ：０．０１％以下 ＳはＳ系析出物（主にＭｎＳ）を生成し、延性を劣化さ
せるので、少ないほどよく、本発明では０．０１％以
下、好ましくは０．００６％以下に止める。
せるので、少ないほどよく、本発明では０．０１％以
下、好ましくは０．００６％以下に止める。
【００１５】Ａｌ：０．００５〜０．１０％ Ａｌは主に脱酸剤として作用し、少なくとも０．００５
％添加する必要がある。しかし、過多に添加すると脱酸
効果が飽和するだけでなく、アルミナ系介在物の生成に
より延性劣化、連鋳ノズル詰まりによる生産性の劣化等
の問題を引き起こすので、上限を０．１０％とする。
％添加する必要がある。しかし、過多に添加すると脱酸
効果が飽和するだけでなく、アルミナ系介在物の生成に
より延性劣化、連鋳ノズル詰まりによる生産性の劣化等
の問題を引き起こすので、上限を０．１０％とする。
【００１６】Ｎ：０．００５％以下 Ｎはその含有量が多いほど、Ｎを固定するのに要する窒
化物形成元素添加量が増えて製造コスト高を招き、また
延性を阻害するようになるので、本発明では少ないほど
よく、Ｎ量の上限を０．００５％、好ましくは０．００
３％とする。
化物形成元素添加量が増えて製造コスト高を招き、また
延性を阻害するようになるので、本発明では少ないほど
よく、Ｎ量の上限を０．００５％、好ましくは０．００
３％とする。
【００１７】本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の母材冷延鋼
板は、以上の基本成分のほか、Ｆｅを本質的成分とする
が、前記基本成分、Ｆｅおよび残部不可避的不純物から
なる組成のほか、基本成分の各作用を妨げない元素や、
材質特性を向上させる元素を添加することができ、例え
ば、下記のＣｒ、Ｂの１種または２種以上を添加するこ
とができる。
板は、以上の基本成分のほか、Ｆｅを本質的成分とする
が、前記基本成分、Ｆｅおよび残部不可避的不純物から
なる組成のほか、基本成分の各作用を妨げない元素や、
材質特性を向上させる元素を添加することができ、例え
ば、下記のＣｒ、Ｂの１種または２種以上を添加するこ
とができる。
【００１８】Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以
下 ＣｒはＣｒＣを、ＢはＢＮを生成するため、フェライト
中の固溶Ｃ、固溶Ｎが減少し、局部伸びが向上する。一
方、過多に含有すると、フェライト＋ベイナイト組織と
なり、強度−延性バランスが低下するようになる。好ま
しくは、Ｃｒ：０．３％以下、Ｂ：０．００３％以下と
するのがよい。
下 ＣｒはＣｒＣを、ＢはＢＮを生成するため、フェライト
中の固溶Ｃ、固溶Ｎが減少し、局部伸びが向上する。一
方、過多に含有すると、フェライト＋ベイナイト組織と
なり、強度−延性バランスが低下するようになる。好ま
しくは、Ｃｒ：０．３％以下、Ｂ：０．００３％以下と
するのがよい。
【００１９】母材冷延鋼板の組織は、フェライト＋パー
ライトを主体とする２相組織とする。ベイナイトが生成
すると局部延性は向上するが、全伸びが低下し、強度−
延性バランスも低下するようになるからである。また、
フェライト中には、微細な炭化物（主にセメンタイト）
を生成させる。これにより、フェライト中の固溶Ｃが抑
制されて延性を向上させることができる。なお、組織は
フェライト＋パーライトの２相のみからなるものが好ま
しいが、ベイナイトが不可避的に生成する場合があり、
本発明では面積率で３％未満程度のベイナイトは許容さ
れる。
ライトを主体とする２相組織とする。ベイナイトが生成
すると局部延性は向上するが、全伸びが低下し、強度−
延性バランスも低下するようになるからである。また、
フェライト中には、微細な炭化物（主にセメンタイト）
を生成させる。これにより、フェライト中の固溶Ｃが抑
制されて延性を向上させることができる。なお、組織は
フェライト＋パーライトの２相のみからなるものが好ま
しいが、ベイナイトが不可避的に生成する場合があり、
本発明では面積率で３％未満程度のベイナイトは許容さ
れる。
【００２０】以上の成分、組織とすることで、均一伸
び、局部伸びが向上し、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅ
ｌ）、強度−局部延性バランス（ＴＳ×Ｅll）が向上
し、ＴＳ＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％）、ＴＳ＊Ｅll≧
６５００（MPa*％）のものを容易に得ることができ、こ
れによって優れたプレス成形性を備えることができる。
び、局部伸びが向上し、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅ
ｌ）、強度−局部延性バランス（ＴＳ×Ｅll）が向上
し、ＴＳ＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％）、ＴＳ＊Ｅll≧
６５００（MPa*％）のものを容易に得ることができ、こ
れによって優れたプレス成形性を備えることができる。
【００２１】上記溶融亜鉛めっき鋼板は、上記化学成分
を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにて７５０〜
Ａc1点に加熱して再結晶焼鈍を行った後、めっき温度未
満の温度に過冷し、その後溶融亜鉛めっきを施し、ある
いはさらに溶融亜鉛めっき層を合金化させる合金化処理
を施すことによって製造される。
を有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにて７５０〜
Ａc1点に加熱して再結晶焼鈍を行った後、めっき温度未
満の温度に過冷し、その後溶融亜鉛めっきを施し、ある
いはさらに溶融亜鉛めっき層を合金化させる合金化処理
を施すことによって製造される。
【００２２】前記冷延鋼板は、上記化学成分の鋼を溶製
し、その鋼片を常法により熱間圧延、冷間圧延したもの
である。熱延条件は特に限定されないが、例えば、鋼片
加熱温度は１１００〜１２５０℃程度とするのがよく、
熱延仕上温度はＡr3点以上とするのがよく、巻取温度は
フェライト＋パーライト組織あるいはフェライト＋ベイ
ナイト組織が得られるように４００〜７００℃、好まし
くは５００〜６５０℃程度とするのがよい。熱延後、酸
洗し、冷延率を４０％程度以上、好ましくは５０％程度
以上で冷間圧延を行えばよい。冷延率は高いほどｒ値が
向上し、再結晶温度が低下する傾向がある。
し、その鋼片を常法により熱間圧延、冷間圧延したもの
である。熱延条件は特に限定されないが、例えば、鋼片
加熱温度は１１００〜１２５０℃程度とするのがよく、
熱延仕上温度はＡr3点以上とするのがよく、巻取温度は
フェライト＋パーライト組織あるいはフェライト＋ベイ
ナイト組織が得られるように４００〜７００℃、好まし
くは５００〜６５０℃程度とするのがよい。熱延後、酸
洗し、冷延率を４０％程度以上、好ましくは５０％程度
以上で冷間圧延を行えばよい。冷延率は高いほどｒ値が
向上し、再結晶温度が低下する傾向がある。
【００２３】前記冷延鋼板は、図１に示すように、溶融
亜鉛めっきを施す前に、連続焼鈍めっきラインにて再結
晶焼鈍される。再結晶焼鈍は７２０℃〜Ａc3点程度の温
度で行えばよい。７２０℃未満では再結晶が不十分とな
って延性が劣化し、一方Ａc3点を越えるとオーステナイ
トに変態し、延性が劣化する。好ましくは、下限を７５
０℃、より好ましくは７８０℃とするのがよい。再結晶
時間は、連続焼鈍めっきラインでは、通常、数秒〜十数
秒程度とされる。
亜鉛めっきを施す前に、連続焼鈍めっきラインにて再結
晶焼鈍される。再結晶焼鈍は７２０℃〜Ａc3点程度の温
度で行えばよい。７２０℃未満では再結晶が不十分とな
って延性が劣化し、一方Ａc3点を越えるとオーステナイ
トに変態し、延性が劣化する。好ましくは、下限を７５
０℃、より好ましくは７８０℃とするのがよい。再結晶
時間は、連続焼鈍めっきラインでは、通常、数秒〜十数
秒程度とされる。
【００２４】再結晶焼鈍後、めっき温度すなわちめっき
浴温（通常４００〜５００℃程度）未満の温度、好まし
くは（めっき温度−５０）℃以下の温度に過冷する。延
性向上の観点からは過冷温度が低いほど効果的である
が、一方めっき付着の観点からは２００〜４００℃の範
囲で前記温度条件を満足することが好ましい。なお、
（めっき温度−１００）℃以下の温度に過冷する場合
は、めっき浴温の低下を招来する可能性があるので、め
っき温度まで冷延鋼板を急速加熱してめっき処理を行う
ことが好ましい。
浴温（通常４００〜５００℃程度）未満の温度、好まし
くは（めっき温度−５０）℃以下の温度に過冷する。延
性向上の観点からは過冷温度が低いほど効果的である
が、一方めっき付着の観点からは２００〜４００℃の範
囲で前記温度条件を満足することが好ましい。なお、
（めっき温度−１００）℃以下の温度に過冷する場合
は、めっき浴温の低下を招来する可能性があるので、め
っき温度まで冷延鋼板を急速加熱してめっき処理を行う
ことが好ましい。
【００２５】めっき温度未満、好ましくは（めっき温度
−５０）℃以下の温度に過冷するには、焼鈍温度から１
０℃／ｓ以上、好ましくは２０℃／ｓ以上、より好まし
くは３０℃／ｓ以上の冷却速度（平均冷却速度）にて目
標温度まで急冷する必要がある。急冷方法としては、強
制空冷、冷却ロールによる搬送、ミスト冷却などを適用
することができる。
−５０）℃以下の温度に過冷するには、焼鈍温度から１
０℃／ｓ以上、好ましくは２０℃／ｓ以上、より好まし
くは３０℃／ｓ以上の冷却速度（平均冷却速度）にて目
標温度まで急冷する必要がある。急冷方法としては、強
制空冷、冷却ロールによる搬送、ミスト冷却などを適用
することができる。
【００２６】めっき温度未満の温度に過冷すると、フェ
ライト中に存在することができるＣ量が少なくなるた
め、炭化物（主としてセメンタイト）の核が多く発生す
る。この核がその後の工程（めっき処理工程、あるいは
さらに合金化処理工程）で成長してフェライト中の固溶
Ｃを減少させるため、延性が向上する。組織的には、フ
ェライト結晶粒内に微細な炭化物が多数観察される。Ｃ
ｒやＢを添加した場合には、炭化物や窒化物の生成がよ
り顕著になる。また、過冷を行うためには、冷却速度が
必然的に速くなるため、これによりパーライトが微細に
なって、局部伸びが向上する。
ライト中に存在することができるＣ量が少なくなるた
め、炭化物（主としてセメンタイト）の核が多く発生す
る。この核がその後の工程（めっき処理工程、あるいは
さらに合金化処理工程）で成長してフェライト中の固溶
Ｃを減少させるため、延性が向上する。組織的には、フ
ェライト結晶粒内に微細な炭化物が多数観察される。Ｃ
ｒやＢを添加した場合には、炭化物や窒化物の生成がよ
り顕著になる。また、過冷を行うためには、冷却速度が
必然的に速くなるため、これによりパーライトが微細に
なって、局部伸びが向上する。
【００２７】溶融亜鉛めっき処理後は、そのまま１〜１
０℃／ｓ程度の通常の冷却速度で空冷するか、合金化処
理を行う場合は、常法に従って５００〜７００℃程度の
温度で数秒〜十数秒間保持する合金化処理を行い、５〜
１０℃／ｓ程度の冷却速度で強制空冷すればよい。以
下、実施例により本発明をさらに説明するが、本発明は
かかる実施例によって限定的に解釈されるものではな
い。
０℃／ｓ程度の通常の冷却速度で空冷するか、合金化処
理を行う場合は、常法に従って５００〜７００℃程度の
温度で数秒〜十数秒間保持する合金化処理を行い、５〜
１０℃／ｓ程度の冷却速度で強制空冷すればよい。以
下、実施例により本発明をさらに説明するが、本発明は
かかる実施例によって限定的に解釈されるものではな
い。
【００２８】
【実施例】下記表１に記載した化学成分の鋼を真空誘導
溶解にて溶製し、その鋼片を１１５０℃にて加熱し、仕
上温度を８５０℃として熱間圧延を行い、５６０℃で巻
取り、酸洗後、冷延率６０％で冷間圧延を行い、厚さ
１．２mmの冷延鋼板を得た。この冷延鋼板を連続焼鈍め
っきラインにて、７６０℃×６０秒で再結晶焼鈍を行
い、表２に示すように、７６０℃から平均冷却速度ＣＲ
１（℃／ｓ）にて過冷温度まで急冷した後、溶融亜鉛め
っき処理（めっき浴温４６０℃×２０秒）を施し、試料
No. １〜２８についてはさらに５５０℃×１５秒にて合
金化処理を行い、その後冷却速度３０℃／ｓで強制空冷
した。一方、試料２９〜３２は溶融亜鉛めっき処理後、
そのまま冷却速度５℃／ｓで空冷した。
溶解にて溶製し、その鋼片を１１５０℃にて加熱し、仕
上温度を８５０℃として熱間圧延を行い、５６０℃で巻
取り、酸洗後、冷延率６０％で冷間圧延を行い、厚さ
１．２mmの冷延鋼板を得た。この冷延鋼板を連続焼鈍め
っきラインにて、７６０℃×６０秒で再結晶焼鈍を行
い、表２に示すように、７６０℃から平均冷却速度ＣＲ
１（℃／ｓ）にて過冷温度まで急冷した後、溶融亜鉛め
っき処理（めっき浴温４６０℃×２０秒）を施し、試料
No. １〜２８についてはさらに５５０℃×１５秒にて合
金化処理を行い、その後冷却速度３０℃／ｓで強制空冷
した。一方、試料２９〜３２は溶融亜鉛めっき処理後、
そのまま冷却速度５℃／ｓで空冷した。
【００２９】
【表１】
【００３０】得られた試料から組織観察試験片、引張試
験片（ＪＩＳ５号試験片）を採取し、ミクロ組織を観察
するとともに引張試験（ＪＩＳ２２４１に定められた試
験法）によって機械的性質を調べた。組織は、めっき層
を除去し、ナイタール腐食後、１０００倍で光学顕微鏡
観察した組織を画像解析して調べた。これらの調査結果
を表２に併せて示す。
験片（ＪＩＳ５号試験片）を採取し、ミクロ組織を観察
するとともに引張試験（ＪＩＳ２２４１に定められた試
験法）によって機械的性質を調べた。組織は、めっき層
を除去し、ナイタール腐食後、１０００倍で光学顕微鏡
観察した組織を画像解析して調べた。これらの調査結果
を表２に併せて示す。
【００３１】
【表２】
【００３２】表２より、Ｍｎ／Ｃが発明条件外の鋼種
Ａ，Ｂ，Ｄ，Ｈを用いたNo. １〜４、７、８、１７およ
び１８は、Ｍｎ量が不足しているため、強度−局部延性
バランス（ＴＳ＊Ｅll）が６５００（MPa*％）未満に止
まっており、局部延性が不足している。一方、Ｍｎ量が
１．３％超の鋼種Ｅ、Ｉを用いた試料No. ９、１０、１
９、２０は、Ｍｎ量が過多であるため、ベイナイトが生
成しており、強度−延性バランス（ＴＳ＊Ｅｌ）が１６
０００（MPa*％）未満に止まっている。また、Ｃ量が
０．０６％の鋼種Ｋを用いた試料No. ２３、２４では、
強度が４００MPa 未満と低すぎるため、強度−延性バラ
ンスおよび強度−局部延性バランスとも低い値に止まっ
ている。また、本発明の鋼成分を有する鋼種Ｇ、Ｎを用
いたものでも、過冷却を行っていないNo. １６、３２で
は局部延性が劣り、強度−局部延性バランスが６４００
（MPa*％）未満に止まっている。
Ａ，Ｂ，Ｄ，Ｈを用いたNo. １〜４、７、８、１７およ
び１８は、Ｍｎ量が不足しているため、強度−局部延性
バランス（ＴＳ＊Ｅll）が６５００（MPa*％）未満に止
まっており、局部延性が不足している。一方、Ｍｎ量が
１．３％超の鋼種Ｅ、Ｉを用いた試料No. ９、１０、１
９、２０は、Ｍｎ量が過多であるため、ベイナイトが生
成しており、強度−延性バランス（ＴＳ＊Ｅｌ）が１６
０００（MPa*％）未満に止まっている。また、Ｃ量が
０．０６％の鋼種Ｋを用いた試料No. ２３、２４では、
強度が４００MPa 未満と低すぎるため、強度−延性バラ
ンスおよび強度−局部延性バランスとも低い値に止まっ
ている。また、本発明の鋼成分を有する鋼種Ｇ、Ｎを用
いたものでも、過冷却を行っていないNo. １６、３２で
は局部延性が劣り、強度−局部延性バランスが６４００
（MPa*％）未満に止まっている。
【００３３】これらに対して、本発明の鋼成分を有する
鋼種Ｃ、Ｆ、Ｇ、Ｊ、Ｌ、Ｍ、Ｎを用い、溶融亜鉛めっ
き前に４００℃、２００℃、ＲＴ(室温)に過冷却を行っ
た試料No. ５、６、１１〜１５、２１、２２、２５〜３
１の発明例では、いずれも強度−延性バランスが１６５
００（MPa*％）以上で、かつ強度−局部延性バランスが
６５００(MPa*％)以上であり、優れたプレス成形性が得
られることがわかる。
鋼種Ｃ、Ｆ、Ｇ、Ｊ、Ｌ、Ｍ、Ｎを用い、溶融亜鉛めっ
き前に４００℃、２００℃、ＲＴ(室温)に過冷却を行っ
た試料No. ５、６、１１〜１５、２１、２２、２５〜３
１の発明例では、いずれも強度−延性バランスが１６５
００（MPa*％）以上で、かつ強度−局部延性バランスが
６５００(MPa*％)以上であり、優れたプレス成形性が得
られることがわかる。
【００３４】
【発明の効果】本発明の溶融亜鉛めっき鋼板によれば、
優れた強度−延性バランスおよび強度−局部延性バラン
スを備えるので、均一延性と局部延性とのバランスの良
好な優れた延性を有し、プレス加工性に優れる。また、
本発明の製造方法によれば、特にＭｎ／Ｃが１０．０以
上の鋼を用い、溶融亜鉛めっき前にめっき温度未満の温
度に過冷することで、前記延性に優れた溶融亜鉛めっき
鋼板を容易に製造することができる。
優れた強度−延性バランスおよび強度−局部延性バラン
スを備えるので、均一延性と局部延性とのバランスの良
好な優れた延性を有し、プレス加工性に優れる。また、
本発明の製造方法によれば、特にＭｎ／Ｃが１０．０以
上の鋼を用い、溶融亜鉛めっき前にめっき温度未満の温
度に過冷することで、前記延性に優れた溶融亜鉛めっき
鋼板を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造過程
を示す熱処理線図である。
を示す熱処理線図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28 2/40 2/40 (72)発明者 新堂 陽介 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 橋本 俊一 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB28 AB42 AC73 AE12 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA11 EA15 EA18 EA23 EA25 EA27 FH01 FJ05 GA05
Claims (4)
- 【請求項１】 化学成分が重量％で、Ｃ ：０．０８〜
０．１３％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．
３％かつＭｎ／Ｃ≧１０．０、Ｐ ：０．２０％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０
％、Ｎ ：０．００５％以下、およびＦｅを本質的成分
とし、組織がフェライトおよびパーライトを主体とし、
フェライト中に微細炭化物が多数析出した冷延鋼板を母
材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層が形成され、引張
強さをＴＳ、全伸びをＥｌ、局部伸びをＥllで表したと
き、 ＴＳ＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％） ＴＳ＊Ｅll≧６５００ （MPa*％） である、延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載した冷延鋼板を母材と
し、その表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成され、引
張強さをＴＳ、全伸びをＥｌ、局部伸びをＥllで表した
とき、 ＴＳ＊Ｅｌ≧１６５００（MPa*％） ＴＳ＊Ｅll≧６５００ （MPa*％） である、延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 化学成分としてさらに、Ｃｒ：０．５％
以下、Ｂ ：０．００５％以下の１種または２種を含有
する請求項１または２に記載した延性に優れる溶融亜鉛
めっき鋼板。 - 【請求項４】 請求項１または３に記載した化学成分を
有する冷延鋼板を連続焼鈍めっきラインにて７５０〜Ａ
c1点に加熱して再結晶焼鈍を行った後、めっき温度未満
の温度に過冷し、その後溶融亜鉛めっきを施し、あるい
はさらに溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施す、延性に
優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32925399A JP2001152288A (ja) | 1999-11-19 | 1999-11-19 | 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32925399A JP2001152288A (ja) | 1999-11-19 | 1999-11-19 | 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001152288A true JP2001152288A (ja) | 2001-06-05 |
Family
ID=18219385
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32925399A Pending JP2001152288A (ja) | 1999-11-19 | 1999-11-19 | 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001152288A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004315965A (ja) * | 2003-03-28 | 2004-11-11 | Jfe Steel Kk | スポット溶接性及びプレス加工時の摺動性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2004339553A (ja) * | 2003-05-14 | 2004-12-02 | Nkk Steel Sheet & Strip Corp | 溶融金属めっき鋼帯の製造方法 |
| JP2008174776A (ja) * | 2007-01-17 | 2008-07-31 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| CN104040001A (zh) * | 2012-01-05 | 2014-09-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 合金化热镀锌钢板 |
| EP2740813A4 (en) * | 2011-08-05 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | FIREPLATED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
-
1999
- 1999-11-19 JP JP32925399A patent/JP2001152288A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004315965A (ja) * | 2003-03-28 | 2004-11-11 | Jfe Steel Kk | スポット溶接性及びプレス加工時の摺動性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2004339553A (ja) * | 2003-05-14 | 2004-12-02 | Nkk Steel Sheet & Strip Corp | 溶融金属めっき鋼帯の製造方法 |
| JP2008174776A (ja) * | 2007-01-17 | 2008-07-31 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| EP2740813A4 (en) * | 2011-08-05 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | FIREPLATED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US10337094B2 (en) | 2011-08-05 | 2019-07-02 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor |
| CN104040001A (zh) * | 2012-01-05 | 2014-09-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 合金化热镀锌钢板 |
| CN104040001B (zh) * | 2012-01-05 | 2016-03-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 合金化热镀锌钢板 |
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