JP2001207238A - 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】この発明は、二相組織型で加工性に優れた熱延
下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０
５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有する鋼
を、粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以
下で巻き取り後、必要に応じて酸洗し、めっき前加熱温
度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきし、めっき後ま
たは合金化処理後の冷却により、フェライト＋マルテン
サイト主体の二相組織とする。
下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０
５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有する鋼
を、粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以
下で巻き取り後、必要に応じて酸洗し、めっき前加熱温
度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶融亜鉛めっきし、めっき後ま
たは合金化処理後の冷却により、フェライト＋マルテン
サイト主体の二相組織とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車の構造部
材、足回り部材や機械構造部品など、高強度で、部材形
状にするため必要とされる過酷なプレス成形に耐え得る
高延性、さらに耐食性が要求される用途に適した、熱延
鋼板を下地とする加工性に優れた二相組織型の溶融亜鉛
めっき高張力鋼板およびその製造方法に関するものであ
る。
材、足回り部材や機械構造部品など、高強度で、部材形
状にするため必要とされる過酷なプレス成形に耐え得る
高延性、さらに耐食性が要求される用途に適した、熱延
鋼板を下地とする加工性に優れた二相組織型の溶融亜鉛
めっき高張力鋼板およびその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】自動車の燃費向上や衝突安全性向上を目
的として、車体構造部材や足回り部材には高張力熱延鋼
板が要求されており、高強度化が以前より必要とされて
いる。加えて近年、車体構造部材や足回り部材等に使用
される熱延鋼板は張出し成形を主体とする過酷な成形を
受けるため、優れたプレス成形性、特に良好な延性を有
することが求められ、フェライト＋マルテンサイトのミ
クロ組織を基本とする二相組織型熱延鋼板が開発されて
きた。
的として、車体構造部材や足回り部材には高張力熱延鋼
板が要求されており、高強度化が以前より必要とされて
いる。加えて近年、車体構造部材や足回り部材等に使用
される熱延鋼板は張出し成形を主体とする過酷な成形を
受けるため、優れたプレス成形性、特に良好な延性を有
することが求められ、フェライト＋マルテンサイトのミ
クロ組織を基本とする二相組織型熱延鋼板が開発されて
きた。
【０００３】更に、二相組織型熱延鋼板に溶融亜鉛めっ
きした鋼板は良好な延性と耐食性を兼ね備えた鋼板とし
て要望され、特開昭５６−１４２８２１号公報等が開示
されている。本特許では、質量％で、Ｃ：０．１５％以
下、Ｍｎ＋Ｃｒ：１．０〜２．５％を基本成分として含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼板
を、めっき前加熱温度、めっき浴に至るまでの冷却速
度、合金化温度、合金化後の冷却速度を詳細に規定した
連続式溶融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬ）により二
相組織とすることを特徴としている。
きした鋼板は良好な延性と耐食性を兼ね備えた鋼板とし
て要望され、特開昭５６−１４２８２１号公報等が開示
されている。本特許では、質量％で、Ｃ：０．１５％以
下、Ｍｎ＋Ｃｒ：１．０〜２．５％を基本成分として含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼板
を、めっき前加熱温度、めっき浴に至るまでの冷却速
度、合金化温度、合金化後の冷却速度を詳細に規定した
連続式溶融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬ）により二
相組織とすることを特徴としている。
【０００４】すなわち、めっき前加熱の工程でフェライ
ト相およびオーステナイト相の二相とした後、オーステ
ナイト相をＣＧＬにおける焼入れによりマルテンサイト
相とし二相組織の鋼板としている。
ト相およびオーステナイト相の二相とした後、オーステ
ナイト相をＣＧＬにおける焼入れによりマルテンサイト
相とし二相組織の鋼板としている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＣＧＬ
において焼入れ性を確保するためには鋼組成として合金
元素を添加またはＣＧＬのライン速度を速くしなければ
ならず、前者は鋼材コストの上昇、後者は大多数のＣＧ
Ｌでは亜鉛付着量制御の安定性確保と合金化の反応速度
の制約から決まるライン速度では、焼入れ性が確保でき
ないという問題を生じる。本発明は高価な合金元素を用
いず、またＣＧＬの設備上の制約を受けず加工性に優れ
た溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法およびその鋼板を
提供する。
において焼入れ性を確保するためには鋼組成として合金
元素を添加またはＣＧＬのライン速度を速くしなければ
ならず、前者は鋼材コストの上昇、後者は大多数のＣＧ
Ｌでは亜鉛付着量制御の安定性確保と合金化の反応速度
の制約から決まるライン速度では、焼入れ性が確保でき
ないという問題を生じる。本発明は高価な合金元素を用
いず、またＣＧＬの設備上の制約を受けず加工性に優れ
た溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法およびその鋼板を
提供する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、ＣＧＬの
ライン速度が比較的遅い場合であっても、焼入れ性に優
れ、フェライト及びマルテンサイトを主体とする二相組
織の得られる成分組成について検討を行った。その結
果、適正量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等を含み、かつＣｒとＶの
複合添加により、ライン速度の制約が大幅に緩和される
ことを見出した。本発明は上記知見を基に更に検討を加
えてなされたものである。本発明の要旨は、次の通りで
ある。
ライン速度が比較的遅い場合であっても、焼入れ性に優
れ、フェライト及びマルテンサイトを主体とする二相組
織の得られる成分組成について検討を行った。その結
果、適正量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等を含み、かつＣｒとＶの
複合添加により、ライン速度の制約が大幅に緩和される
ことを見出した。本発明は上記知見を基に更に検討を加
えてなされたものである。本発明の要旨は、次の通りで
ある。
【０００７】１． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、更にフェライトおよびマルテンサイトを主体とする
組織を有することを特徴とする加工性に優れた熱延下地
の溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、更にフェライトおよびマルテンサイトを主体とする
組織を有することを特徴とする加工性に優れた熱延下地
の溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
【０００８】２． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有す
る鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃
以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3と
した溶融亜鉛めっきをすることを特徴とする加工性に優
れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有す
る鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃
以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3と
した溶融亜鉛めっきをすることを特徴とする加工性に優
れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【０００９】３． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有す
る鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃
以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3と
した溶融亜鉛めっきし、更に合金化処理をすることを特
徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張
力鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有す
る鋼を粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃
以下で巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3と
した溶融亜鉛めっきし、更に合金化処理をすることを特
徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張
力鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の成分限定理由、ミ
クロ組織限定理由、熱延条件および溶融亜鉛めっき条件
について説明する。
クロ組織限定理由、熱延条件および溶融亜鉛めっき条件
について説明する。
【００１１】１．成分組成 Ｃ：０．０４％以上、０．１２％以下 Ｃはマルテンサイトを生成させ、目標とする強度を確保
するため必須であり、０．０４％以上を必要とする。一
方、０．１２％を超えると加工性が劣化するので、０．
０４％以上、０．１２％以下とする。
するため必須であり、０．０４％以上を必要とする。一
方、０．１２％を超えると加工性が劣化するので、０．
０４％以上、０．１２％以下とする。
【００１２】Ｓｉ：０．１％以下 Ｓｉは含有量が多くなると溶融亜鉛めっきにおけるめっ
きが難しく、０．１％を超えるとめっきの付着性が悪化
するので、０．１％以下とする。
きが難しく、０．１％を超えるとめっきの付着性が悪化
するので、０．１％以下とする。
【００１３】Ｍｎ：１．０％以上、２．０％以下 Ｍｎは組織形成に対し、有利に作用し、固溶強化により
強度を向上させるため添加する。必要強度を確保するた
め、１．０％以上添加するが、２．０％を超えるとプレ
ス成形性等の加工性が劣化するため、１．０％以上、
２．０％以下とする。
強度を向上させるため添加する。必要強度を確保するた
め、１．０％以上添加するが、２．０％を超えるとプレ
ス成形性等の加工性が劣化するため、１．０％以上、
２．０％以下とする。
【００１４】Ｐ：０．０５％以下 Ｐは溶接性、プレス成形性を悪化させる不純物元素であ
り、０．０５％以下に制限する。但し、経済的に許され
る範囲で極力低減することが望ましい。
り、０．０５％以下に制限する。但し、経済的に許され
る範囲で極力低減することが望ましい。
【００１５】Ｓ：０．００５％以下 ＳはＭｎとＡ系介在物を作り、プレス成形性を低下させ
る不純物元素であり、０．００５％以下に制限する。但
し、経済的に許される範囲で極力低減することが望まし
い。
る不純物元素であり、０．００５％以下に制限する。但
し、経済的に許される範囲で極力低減することが望まし
い。
【００１６】Ｃｒ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．２％以下本発明では鋼の焼
入れ性をＣｒ，Ｖの複合添加により向上させることを特
徴とする。ＣＧＬにおいて二相組織型の鋼板に焼入れを
可能とするライン速度の制約を大幅に緩和するため、Ｃ
ｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上を、複合添
加する。
Ｖ：０．００５％以上、０．２％以下本発明では鋼の焼
入れ性をＣｒ，Ｖの複合添加により向上させることを特
徴とする。ＣＧＬにおいて二相組織型の鋼板に焼入れを
可能とするライン速度の制約を大幅に緩和するため、Ｃ
ｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上を、複合添
加する。
【００１７】一方、これらの元素を多量に添加しても、
その効果が飽和し、製造コストが上昇するため、Ｃｒ：
１．０％以下、Ｖ：０．２％以下とする。尚、Ｃｒまた
はＶの一方のみを単独に添加した場合は十分な焼入れ性
を確保することはできない。
その効果が飽和し、製造コストが上昇するため、Ｃｒ：
１．０％以下、Ｖ：０．２％以下とする。尚、Ｃｒまた
はＶの一方のみを単独に添加した場合は十分な焼入れ性
を確保することはできない。
【００１８】ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下 ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素として必須であるが、０．１０
％を超える範囲ではその効果が飽和し、かつＡｌ系介在
物が増加し、プレス成形性が悪化するので０．１０％以
下とする。
％を超える範囲ではその効果が飽和し、かつＡｌ系介在
物が増加し、プレス成形性が悪化するので０．１０％以
下とする。
【００１９】Ｎ：０．０１％以下 Ｎは多量に含まれると延性を劣化させるため、０．０１
％以下とする。
％以下とする。
【００２０】２．ミクロ組織 本発明では、必要な強度及び良好な延性を確保するため
鋼のミクロ組織をフェライトとマルテンサイト主体の組
織を有するものとする。本組織においては、その作用効
果を損なわない範囲で更にベイナイトを含むことができ
る。
鋼のミクロ組織をフェライトとマルテンサイト主体の組
織を有するものとする。本組織においては、その作用効
果を損なわない範囲で更にベイナイトを含むことができ
る。
【００２１】３．熱延条件 次に、熱延条件について説明する。本発明では熱延後の
溶融亜鉛めっき工程においてフェライトとオーステナイ
トの二相を分離し、焼入れ処理を行う。熱延工程では、
溶融亜鉛めっき工程において所望の組織が得られるよう
に、仕上圧延における仕上温度と巻取温度を規定する。
溶融亜鉛めっき工程においてフェライトとオーステナイ
トの二相を分離し、焼入れ処理を行う。熱延工程では、
溶融亜鉛めっき工程において所望の組織が得られるよう
に、仕上圧延における仕上温度と巻取温度を規定する。
【００２２】仕上温度：Ａｒ3変態点以上 仕上温度がＡｒ3変態点未満になるとα＋γ二相域の圧
延となるため混粒組織となり、ＣＧＬ通板後においても
解消されず延性が低下するので、仕上温度はＡｒ3変態
点以上とする。
延となるため混粒組織となり、ＣＧＬ通板後においても
解消されず延性が低下するので、仕上温度はＡｒ3変態
点以上とする。
【００２３】巻取温度：７００℃以下 巻取温度が７００℃超えになると、冷却過程で析出する
炭化物が粗大化し、めっき前に必要となる炭化物の溶け
込みに長時間を要するようになる。そのため、ＣＧＬに
おけるライン速度を低下させなければならず、鋼板の焼
入れ処理に不利になると共に、生産効率を低下させる。
従って、巻取温度を７００℃以下とする。この傾向は冷
間圧延せずにＣＧＬに装入した場合、強くなる。
炭化物が粗大化し、めっき前に必要となる炭化物の溶け
込みに長時間を要するようになる。そのため、ＣＧＬに
おけるライン速度を低下させなければならず、鋼板の焼
入れ処理に不利になると共に、生産効率を低下させる。
従って、巻取温度を７００℃以下とする。この傾向は冷
間圧延せずにＣＧＬに装入した場合、強くなる。
【００２４】尚、熱間圧延は、通常の造塊法、連続鋳造
により製造したスラブを用いる方法か、又は加熱炉を経
由しない直接熱間圧延による方法でよく、特に限定しな
い。スラブの加熱温度は、スケール生成による重量ロス
が適正で、粗圧延、仕上圧延が可能で、更に仕上圧延温
度としてＡｒ3変態点以上を確保できれば良く、特に限
定しない。また、粗圧延後の半製品を雰囲気炉や高周波
加熱等で仕上圧延前に加熱してもよい。
により製造したスラブを用いる方法か、又は加熱炉を経
由しない直接熱間圧延による方法でよく、特に限定しな
い。スラブの加熱温度は、スケール生成による重量ロス
が適正で、粗圧延、仕上圧延が可能で、更に仕上圧延温
度としてＡｒ3変態点以上を確保できれば良く、特に限
定しない。また、粗圧延後の半製品を雰囲気炉や高周波
加熱等で仕上圧延前に加熱してもよい。
【００２５】４．溶融亜鉛めっき条件 前述したように、本発明では、溶融亜鉛めっき工程で、
必要な強度と加工性を備えた二相組織に調整する。その
ため、めっき前加熱条件を規定する。
必要な強度と加工性を備えた二相組織に調整する。その
ため、めっき前加熱条件を規定する。
【００２６】めっき前加熱条件：加熱温度をＡｃ1点以
上、Ａｃ3点以下、保持時間５秒〜１０分 めっき前加熱の段階で、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点以下に加
熱し、二相分離させ、めっき後またはめっき後合金化処
理する場合は合金化温度以降の冷却において、焼入れ
し、フェライトとマルテンサイト主体の組織とする。二
相分離を十分に行うためには保持時間は最低５秒あれば
よく、これ以上であれば組織制御の点では問題ないが、
あまり長くなると生産効率が落ちるので１０分以内とす
る。
上、Ａｃ3点以下、保持時間５秒〜１０分 めっき前加熱の段階で、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点以下に加
熱し、二相分離させ、めっき後またはめっき後合金化処
理する場合は合金化温度以降の冷却において、焼入れ
し、フェライトとマルテンサイト主体の組織とする。二
相分離を十分に行うためには保持時間は最低５秒あれば
よく、これ以上であれば組織制御の点では問題ないが、
あまり長くなると生産効率が落ちるので１０分以内とす
る。
【００２７】ＣＧＬでは、熱サイクルの厳密な制御が難
しく、所望とする特性が得られるようミクロ組織を制御
することは通常困難である。しかし、本発明ではＣｒ，
Ｖの複合添加により、めっき前加熱温度の規定を除い
て、ＣＧＬの製造条件を特に限定する必要はなく、めっ
き後またはめっき後合金化処理する場合は合金化温度以
降の冷却速度が３．５〜９．３℃／Ｓと小さい場合であ
っても、フェライトとマルテンサイト主体の組織を得る
ことが可能である。
しく、所望とする特性が得られるようミクロ組織を制御
することは通常困難である。しかし、本発明ではＣｒ，
Ｖの複合添加により、めっき前加熱温度の規定を除い
て、ＣＧＬの製造条件を特に限定する必要はなく、めっ
き後またはめっき後合金化処理する場合は合金化温度以
降の冷却速度が３．５〜９．３℃／Ｓと小さい場合であ
っても、フェライトとマルテンサイト主体の組織を得る
ことが可能である。
【００２８】尚、溶融亜鉛めっきの品質を更に安定した
ものとする場合、熱間圧延後、溶融亜鉛めっき前に酸洗
することが好ましい。また、溶融亜鉛めっき後、合金化
処理することも可能である。
ものとする場合、熱間圧延後、溶融亜鉛めっき前に酸洗
することが好ましい。また、溶融亜鉛めっき後、合金化
処理することも可能である。
【００２９】
【実施例】[実施例１]表１に示す成分組成の鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造でスラブとした。表１で表示しない残
部はＦｅ及び不可避不純物とする。鋼種Ａ及びＢはＣｒ
とＶが複合添加された鋼で本発明範囲内の組成となって
いる。鋼種ＣはＣｒとＶの両者が添加されず、鋼種Ｄ〜
ＦはＣｒまたはＶの一方のみが添加されており、本発明
範囲外の組成となっている。
溶製し、連続鋳造でスラブとした。表１で表示しない残
部はＦｅ及び不可避不純物とする。鋼種Ａ及びＢはＣｒ
とＶが複合添加された鋼で本発明範囲内の組成となって
いる。鋼種ＣはＣｒとＶの両者が添加されず、鋼種Ｄ〜
ＦはＣｒまたはＶの一方のみが添加されており、本発明
範囲外の組成となっている。
【００３０】次いで、Ａｒ3点以上の８６０℃で板厚
２．０ｍｍに仕上圧延後、５００℃で巻き取り、酸洗
後、ＣＧＬにて８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面４
５ｇ／ｍ2の目付け量で溶融亜鉛めっきし、次いで５５
０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なった。この際、１
コイル毎にコイルＨｅａｄからＥｎｄにかけてラインス
ピードを上げた。
２．０ｍｍに仕上圧延後、５００℃で巻き取り、酸洗
後、ＣＧＬにて８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面４
５ｇ／ｍ2の目付け量で溶融亜鉛めっきし、次いで５５
０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なった。この際、１
コイル毎にコイルＨｅａｄからＥｎｄにかけてラインス
ピードを上げた。
【００３１】ＣＧＬ通板後のコイルより、ライン速度３
０，８０，１６５ｍｐｍに相当する部分からサンプル採
取し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏強さ（Ｙ
Ｓ），引張強さ（ＴＳ），降伏比（ＹＲ），伸び（Ｅ
ｌ）を求め、ミクロ組織の観察を行った。表２に結果を
示す。尚、合金化温度（５５０℃）からＭｓ点までの冷
却速度はライン速度に応じて決まり，表中に冷却速度と
して示す。
０，８０，１６５ｍｐｍに相当する部分からサンプル採
取し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏強さ（Ｙ
Ｓ），引張強さ（ＴＳ），降伏比（ＹＲ），伸び（Ｅ
ｌ）を求め、ミクロ組織の観察を行った。表２に結果を
示す。尚、合金化温度（５５０℃）からＭｓ点までの冷
却速度はライン速度に応じて決まり，表中に冷却速度と
して示す。
【００３２】本発明例Ａ１〜Ｂ３は、ＣｒとＶが複合添
加されている鋼種Ａによる実施例で、ＣＧＬのライン速
度によらずフェライトとマルテンサイト主体の二相組織
が得られ、必要な強度が確保された上で良好な延性を有
している。これに対し、比較例Ｃ１〜Ｆ３は、ＣｒとＶ
が複合添加されていない本発明範囲外の鋼種による実施
例で、鋼種Ｃ，Ｄ，Ｅの場合、ＣＧＬのライン速度が１
６５ｍｐｍの場合の実施例となるＤ３，Ｅ３を除いて、
焼入れ性が不足して、フェライトとマルテンサイト主体
の二相組織が得られず、強度と延性が不足する。
加されている鋼種Ａによる実施例で、ＣＧＬのライン速
度によらずフェライトとマルテンサイト主体の二相組織
が得られ、必要な強度が確保された上で良好な延性を有
している。これに対し、比較例Ｃ１〜Ｆ３は、ＣｒとＶ
が複合添加されていない本発明範囲外の鋼種による実施
例で、鋼種Ｃ，Ｄ，Ｅの場合、ＣＧＬのライン速度が１
６５ｍｐｍの場合の実施例となるＤ３，Ｅ３を除いて、
焼入れ性が不足して、フェライトとマルテンサイト主体
の二相組織が得られず、強度と延性が不足する。
【００３３】鋼種Ｆはいずれのライン速度でも二相組織
に準ずる組織となり、強度も５９０ＭＰａ以上が確保さ
れているが、Ｃｒ単独添加系で多量のＣｒを添加するた
め製造コストが高い。尚、ライン速度の１６５ｍｐｍは
操業上の限界に近く、合金化の不良率が高く好ましくな
い。
に準ずる組織となり、強度も５９０ＭＰａ以上が確保さ
れているが、Ｃｒ単独添加系で多量のＣｒを添加するた
め製造コストが高い。尚、ライン速度の１６５ｍｐｍは
操業上の限界に近く、合金化の不良率が高く好ましくな
い。
【００３４】図１は表２に示す条件で製造した鋼板のマ
ルテンサイト体積分率に及ぼす鋼中のＣｒ＋Ｖ量の影響
を示すもので、ＣｒとＶの複合添加系の場合、ライン速
度によらず安定して７％以上のマルテンサイト体積分率
が得られているのに対し、ＣｒまたはＶの単独添加系の
場合、ライン速度が１６５ｍｐｍでのみ３％以上のマル
テンサイト体積分率が得られ、ＣｒとＶの複合添加が有
効なことは明らかである。
ルテンサイト体積分率に及ぼす鋼中のＣｒ＋Ｖ量の影響
を示すもので、ＣｒとＶの複合添加系の場合、ライン速
度によらず安定して７％以上のマルテンサイト体積分率
が得られているのに対し、ＣｒまたはＶの単独添加系の
場合、ライン速度が１６５ｍｐｍでのみ３％以上のマル
テンサイト体積分率が得られ、ＣｒとＶの複合添加が有
効なことは明らかである。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】[実施例２]表３に示すＣｒとＶを複合添加
した本発明の化学成分を有する鋼種Ｇ（表示しない残部
はＦｅ及び不可避不純物とする。）を転炉にて溶製し、
連続鋳造でスラブとした後、仕上温度をＡｒ3点以上の
８６０℃、巻取温度（ＣＴ）を４００〜７５０℃として
熱間圧延を行い、板厚２．０ｍｍの鋼帯とした。酸洗
後、ＣＧＬにより８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面
４５ｇ／ｍ2の目付け量で亜鉛めっきし、その後、５５
０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なった。
した本発明の化学成分を有する鋼種Ｇ（表示しない残部
はＦｅ及び不可避不純物とする。）を転炉にて溶製し、
連続鋳造でスラブとした後、仕上温度をＡｒ3点以上の
８６０℃、巻取温度（ＣＴ）を４００〜７５０℃として
熱間圧延を行い、板厚２．０ｍｍの鋼帯とした。酸洗
後、ＣＧＬにより８００℃で２ｍｉｎ加熱保持後、両面
４５ｇ／ｍ2の目付け量で亜鉛めっきし、その後、５５
０℃×１０ｓｅｃの合金化処理を行なった。
【００３８】この際、１コイル毎にコイルＨｅａｄから
Ｅｎｄにかけてライン速度を上げた。ＣＧＬ通板後のコ
イルより、ライン速度３０，８０，１６０ｍｐｍのいず
れかに相当する部分よりサンプル採取し、ＪＩＳ５号引
張試験およびミクロ組織の観察を行った。表４に結果を
示す。尚、各部分の合金化温度（５５０℃）からＭｓ点
までの冷却速度はライン速度に応じて決まり，表中に冷
却速度として示す。
Ｅｎｄにかけてライン速度を上げた。ＣＧＬ通板後のコ
イルより、ライン速度３０，８０，１６０ｍｐｍのいず
れかに相当する部分よりサンプル採取し、ＪＩＳ５号引
張試験およびミクロ組織の観察を行った。表４に結果を
示す。尚、各部分の合金化温度（５５０℃）からＭｓ点
までの冷却速度はライン速度に応じて決まり，表中に冷
却速度として示す。
【００３９】本発明例１〜５は、巻取温度が７００℃以
下であるため、いずれのライン速度でもフェライトおよ
びマルテンサイトの二相組織が得られて適正な強度と良
好な延性を有する。比較例６〜８は、巻取温度が７５０
℃と高く、本発明範囲外となっている。巻取温度が７５
０℃と高温の場合、炭化物は熱間圧延巻取り以降に粗大
炭化物として析出し、ＣＧＬのめっき前加熱によっても
十分に溶解しない。比較例７，８では、フェライトおよ
びマルテンサイト以外に、一部主としてセメンタイトか
らなる炭化物が含まれるため、強度が適正でも強度―延
性バランスが不十分である。比較例６は、ライン速度が
３０ｍｐｍと小さいので、炭化物の溶け込みは十分であ
るが、生産効率が低く、好ましくない。
下であるため、いずれのライン速度でもフェライトおよ
びマルテンサイトの二相組織が得られて適正な強度と良
好な延性を有する。比較例６〜８は、巻取温度が７５０
℃と高く、本発明範囲外となっている。巻取温度が７５
０℃と高温の場合、炭化物は熱間圧延巻取り以降に粗大
炭化物として析出し、ＣＧＬのめっき前加熱によっても
十分に溶解しない。比較例７，８では、フェライトおよ
びマルテンサイト以外に、一部主としてセメンタイトか
らなる炭化物が含まれるため、強度が適正でも強度―延
性バランスが不十分である。比較例６は、ライン速度が
３０ｍｐｍと小さいので、炭化物の溶け込みは十分であ
るが、生産効率が低く、好ましくない。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
【発明の効果】 以上説明したように、本発明によれ
ば、５９０ＭＰａ以上の引張強さと良好な加工性を有す
る二相組織型の熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板を生
産性良く製造可能で、自動車の軽量化など産業上極めて
有用な効果が得られる。
ば、５９０ＭＰａ以上の引張強さと良好な加工性を有す
る二相組織型の熱延下地溶融亜鉛めっき高張力鋼板を生
産性良く製造可能で、自動車の軽量化など産業上極めて
有用な効果が得られる。
【図１】Ｃｒ＋Ｖ量がマルテンサイト体積分率に及ぼす
影響を示す図。
影響を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 占部 俊明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 佐藤 省吾 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 野出 俊策 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 原田 耕造 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA05 EA11 EA15 EA18 EA23 EA25 EA27 EA32 EB08 FC07 FE01 FE02 FE03 FF02 FF03 GA05
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０
５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、更に
フェライトおよびマルテンサイトを主体とする組織を有
することを特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜
鉛めっき高張力鋼板。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０
５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有する鋼を
粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で
巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶
融亜鉛めっきをすることを特徴とする加工性に優れた熱
延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０
５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．２％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有する鋼を
粗圧延後、Ａｒ3点以上で仕上圧延し、７００℃以下で
巻き取り後、めっき前加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3とした溶
融亜鉛めっきし、更に合金化処理をすることをすること
を特徴とする加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき
高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000014921A JP3951537B2 (ja) | 2000-01-24 | 2000-01-24 | 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法 |
| DE60116765T DE60116765T2 (de) | 2000-01-24 | 2001-01-23 | Feuerverzinktes stahlblech und herstellungsverfahren dafür |
| EP04006816A EP1443124B1 (en) | 2000-01-24 | 2001-01-23 | Hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same |
| PCT/JP2001/000403 WO2001053554A1 (fr) | 2000-01-24 | 2001-01-23 | Tole d'acier zingue par immersion a chaud et procede de production correspondant |
| DE60133493T DE60133493T2 (de) | 2000-01-24 | 2001-01-23 | Feuerverzinktes Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung |
| EP01942682A EP1227167B1 (en) | 2000-01-24 | 2001-01-23 | Hot dip zinc plated steel sheet and method for producing the same |
| US09/953,788 US6440584B1 (en) | 2000-01-24 | 2001-09-17 | Hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000014921A JP3951537B2 (ja) | 2000-01-24 | 2000-01-24 | 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001207238A true JP2001207238A (ja) | 2001-07-31 |
| JP3951537B2 JP3951537B2 (ja) | 2007-08-01 |
Family
ID=18542299
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000014921A Expired - Fee Related JP3951537B2 (ja) | 2000-01-24 | 2000-01-24 | 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3951537B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009008553A1 (ja) * | 2007-07-11 | 2009-01-15 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2017155263A1 (ko) * | 2016-03-08 | 2017-09-14 | 주식회사 포스코 | 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법 |
-
2000
- 2000-01-24 JP JP2000014921A patent/JP3951537B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009008553A1 (ja) * | 2007-07-11 | 2009-01-15 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2009035814A (ja) * | 2007-07-11 | 2009-02-19 | Jfe Steel Kk | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2017155263A1 (ko) * | 2016-03-08 | 2017-09-14 | 주식회사 포스코 | 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법 |
| CN108779537A (zh) * | 2016-03-08 | 2018-11-09 | Posco公司 | 具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀锌钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3951537B2 (ja) | 2007-08-01 |
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