JP2862186B2 - 伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の
製造方法に関し、更に詳しくは、引張強さ60〜120kgf/m
m2級の複合組織溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法
に関する。
製造方法に関し、更に詳しくは、引張強さ60〜120kgf/m
m2級の複合組織溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法
に関する。
（従来の技術及び解決しようとする課題） 近年、自動車の安全性及び軽量化対策として加工性の
優れた高強度冷延鋼板が使用されるに至っている。ま
た、自動車の寿命向上のために、冷延鋼板に防錆力の向
上が強く望まれている。最近においては、バンパー、ド
アインパクトビーム等の60〜120kgf/mm2級の補強部材に
ついても、スポット溶接性と塗装性に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板が要望されている。
優れた高強度冷延鋼板が使用されるに至っている。ま
た、自動車の寿命向上のために、冷延鋼板に防錆力の向
上が強く望まれている。最近においては、バンパー、ド
アインパクトビーム等の60〜120kgf/mm2級の補強部材に
ついても、スポット溶接性と塗装性に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板が要望されている。
従来、裸鋼板においては、変態組織強化法を用いるこ
とによって、高い強度−伸びバランスを有する60kgf/mm
2級以上の高強度鋼板が得られることが知られている。
とによって、高い強度−伸びバランスを有する60kgf/mm
2級以上の高強度鋼板が得られることが知られている。
例えば、本発明者らが先に提案した特開平１−35052
号公報では、水焼入タイプ連続焼鈍法を用いて、再結晶
加熱温度をα＋γ２相域の低温とし、強制空冷後、所定
の温度から水冷し、40℃以下で過時効処理して、フェラ
イトと硬いマルテンサイトからなる複合組織とし、高い
強度−伸びバランスの高強度薄鋼板が得られることを開
示している。しかし、溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、
再結晶加熱後、水焼入れすることが困難であるばかりで
なく、Ms点よりも高い温度で溶融亜鉛めっき処理、又は
合金化処理されるため、ベイナイトが生成し易く、高い
強度−伸びバランスの高強度薄鋼板が得られないという
問題点がある。
号公報では、水焼入タイプ連続焼鈍法を用いて、再結晶
加熱温度をα＋γ２相域の低温とし、強制空冷後、所定
の温度から水冷し、40℃以下で過時効処理して、フェラ
イトと硬いマルテンサイトからなる複合組織とし、高い
強度−伸びバランスの高強度薄鋼板が得られることを開
示している。しかし、溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、
再結晶加熱後、水焼入れすることが困難であるばかりで
なく、Ms点よりも高い温度で溶融亜鉛めっき処理、又は
合金化処理されるため、ベイナイトが生成し易く、高い
強度−伸びバランスの高強度薄鋼板が得られないという
問題点がある。
かゝる問題点を解決するために、従来、例えば、特開
昭55-100820号公報には、合金化温度をAc1〜Ac3変態温
度間とし、その冷却速度を添加元素との関係によって規
制して、複合組織鋼板とすることが提案されている。し
かし、この方法においては、合金化温度が高いために、
めっきむらや合金層の発達の不具合によるパウダリング
性不良等が生じて、材質を劣化させるという問題点があ
る。
昭55-100820号公報には、合金化温度をAc1〜Ac3変態温
度間とし、その冷却速度を添加元素との関係によって規
制して、複合組織鋼板とすることが提案されている。し
かし、この方法においては、合金化温度が高いために、
めっきむらや合金層の発達の不具合によるパウダリング
性不良等が生じて、材質を劣化させるという問題点があ
る。
また、特開昭55-100935号公報では、2.3％以上のMn＋
Siを添加することによってγ相を安定化し、合金化処理
後にマルテンサイト変態させ、複合組織とすることが提
案されている。しかしながら、この提案では、加熱後に
比較的遅い冷却速度でめっき槽まで単純に冷却し、また
合金化処理後も空冷という非常に遅い冷却速度を用いて
いる。このため、強化能の高いマルテンサイト組織が十
分に得られず、したがって、高い強度−伸びバランスが
得られない。
Siを添加することによってγ相を安定化し、合金化処理
後にマルテンサイト変態させ、複合組織とすることが提
案されている。しかしながら、この提案では、加熱後に
比較的遅い冷却速度でめっき槽まで単純に冷却し、また
合金化処理後も空冷という非常に遅い冷却速度を用いて
いる。このため、強化能の高いマルテンサイト組織が十
分に得られず、したがって、高い強度−伸びバランスが
得られない。
以上のように、60kgf/mm2以上の溶融亜鉛めっき高強
度鋼板を製造するに際しては、強度、伸び、低降伏比の
点で有利な複合組織強化が必要となるが、高強度である
ために、単に化学成分、冷却速度等に着目した方法で、
降伏比、加工性及び表面性状の面で優れた溶融亜鉛めっ
き高強度鋼板を製造することは困難である。
度鋼板を製造するに際しては、強度、伸び、低降伏比の
点で有利な複合組織強化が必要となるが、高強度である
ために、単に化学成分、冷却速度等に着目した方法で、
降伏比、加工性及び表面性状の面で優れた溶融亜鉛めっ
き高強度鋼板を製造することは困難である。
本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、60kgf/mm
2以上の高強度で伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼
板を製造し得る方法を提供することを目的とするもので
ある。
2以上の高強度で伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼
板を製造し得る方法を提供することを目的とするもので
ある。
（課題を解決するための手段） 本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究し
た結果、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱（均熱）温度
と、加熱温度から溶融亜鉛めっき浴までの冷却条件、及
び溶融亜鉛めっき処理又は合金化処理後の冷却速度を制
御することによって、伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強
度薄鋼板が得られることを見い出し、ここに本発明をな
すに至ったものである。
た結果、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱（均熱）温度
と、加熱温度から溶融亜鉛めっき浴までの冷却条件、及
び溶融亜鉛めっき処理又は合金化処理後の冷却速度を制
御することによって、伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強
度薄鋼板が得られることを見い出し、ここに本発明をな
すに至ったものである。
すなわち、本発明に係る伸びの優れた溶融亜鉛めっき
高強度薄鋼板製造方法は、C:0.06〜0.3％、Si:0.6％以
下、Mn:0.6〜3.0％、P:0.1％以下及びAl:0.1％以下を含
有し、必要に応じて更にMo:0.1〜1.5％、Cr:0.1〜1.5％
及びV:0.1〜1.5％のうちの１種又は２種以上を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼を通常の方法で
熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっき
ラインにて、再結晶焼鈍する際に、その加熱温度をAc1
変態点〜900℃にし、20℃/sec以下の冷却速度にて500〜
650℃の温度域に冷却し、次いで、めっき浴の温度ま
で、 lnCR＝−1.18Meq.＋3.37 ここで、 Meq.＝Mn＋1.52Mo＋1.10Cr＋1.41V＋0.10Si＋2.1P で示される臨界冷却速度CR〜40℃/secの冷却速度にて冷
却した後、溶融亜鉛めっきし、臨界冷却速度CR〜40℃/s
ecの冷却速度にてMs点以下に冷却することを特徴とする
ものであり、また、前記溶融亜鉛めっき後、次いで500
〜750℃の温度にて合金化処理を施し、臨界冷却速度CR
以上の冷却速度にてMs点以下に冷却することを特徴とす
るものである。
高強度薄鋼板製造方法は、C:0.06〜0.3％、Si:0.6％以
下、Mn:0.6〜3.0％、P:0.1％以下及びAl:0.1％以下を含
有し、必要に応じて更にMo:0.1〜1.5％、Cr:0.1〜1.5％
及びV:0.1〜1.5％のうちの１種又は２種以上を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼を通常の方法で
熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっき
ラインにて、再結晶焼鈍する際に、その加熱温度をAc1
変態点〜900℃にし、20℃/sec以下の冷却速度にて500〜
650℃の温度域に冷却し、次いで、めっき浴の温度ま
で、 lnCR＝−1.18Meq.＋3.37 ここで、 Meq.＝Mn＋1.52Mo＋1.10Cr＋1.41V＋0.10Si＋2.1P で示される臨界冷却速度CR〜40℃/secの冷却速度にて冷
却した後、溶融亜鉛めっきし、臨界冷却速度CR〜40℃/s
ecの冷却速度にてMs点以下に冷却することを特徴とする
ものであり、また、前記溶融亜鉛めっき後、次いで500
〜750℃の温度にて合金化処理を施し、臨界冷却速度CR
以上の冷却速度にてMs点以下に冷却することを特徴とす
るものである。
以下に本発明を更に詳述する。
（作用） 第１図は本発明で規制する連続亜鉛めっきラインの熱
履歴を示した図であり、加熱（均熱）温度から500〜650
℃までの冷却を１次冷却、次のめっき槽温度までの冷却
を２次冷却、溶融亜鉛めっき後或いは合金化処理後の冷
却を３次冷却とし、それぞれの冷却速度を、１次冷却速
度、２次冷却速度、３次冷却速度と称する。なお、１次
冷却から２次冷却に変わる時の温度を急冷開始温度と称
する。
履歴を示した図であり、加熱（均熱）温度から500〜650
℃までの冷却を１次冷却、次のめっき槽温度までの冷却
を２次冷却、溶融亜鉛めっき後或いは合金化処理後の冷
却を３次冷却とし、それぞれの冷却速度を、１次冷却速
度、２次冷却速度、３次冷却速度と称する。なお、１次
冷却から２次冷却に変わる時の温度を急冷開始温度と称
する。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由につい
て述べる。
て述べる。
C: Ｃは鋼板の強化に不可欠な元素であって、60kgf/mm2
以上の複合組織鋼板を得るためには、少なくとも0.06％
を添加する必要があるが、0.3％を超えるとマルテンサ
イト等の硬質相の体積率が高くなり、延性が劣化するだ
けでなく、スポット溶接性も低下するので、Ｃ量は0.06
〜0.3％の範囲とする。
以上の複合組織鋼板を得るためには、少なくとも0.06％
を添加する必要があるが、0.3％を超えるとマルテンサ
イト等の硬質相の体積率が高くなり、延性が劣化するだ
けでなく、スポット溶接性も低下するので、Ｃ量は0.06
〜0.3％の範囲とする。
Si: Siはフェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中へ排出
する効果を有するので、１次、２次冷却過程で、オース
テナイト中のＣ濃度を高めて、その安定化が図られ、め
っき処理後の冷却によって強化能の高いマルテンサイト
などの硬質相を得ることができる。しかし、過多に添加
すると、合金化処理を施した場合にめっき不良を生じる
ので、Si量は0.6％以下とする。
する効果を有するので、１次、２次冷却過程で、オース
テナイト中のＣ濃度を高めて、その安定化が図られ、め
っき処理後の冷却によって強化能の高いマルテンサイト
などの硬質相を得ることができる。しかし、過多に添加
すると、合金化処理を施した場合にめっき不良を生じる
ので、Si量は0.6％以下とする。
Mn: Mnはオーステナイト相を安定化し、冷却過程において
硬質相の生成を容易にし、高強度にするために添加す
る。したがって、添加量が少ないと高強度を達成するた
めの硬質相を得ることができないので、少なくとも0.6
％が必要である。しかし、過多に添加すると、バンド組
織が発達し、延性などが低下するだけでなく、コスト高
になるため、Mn量は0.6〜3.0％の範囲とする。
硬質相の生成を容易にし、高強度にするために添加す
る。したがって、添加量が少ないと高強度を達成するた
めの硬質相を得ることができないので、少なくとも0.6
％が必要である。しかし、過多に添加すると、バンド組
織が発達し、延性などが低下するだけでなく、コスト高
になるため、Mn量は0.6〜3.0％の範囲とする。
P: ＰはSiと同様の作用を有し、強度と伸びとのバランス
を確保するために有効であるが、0.1％を超えて添加す
るとめっき不良などが発生するので、Ｐ量は0.1％以下
とする。なお、上記効果を得るには0.02％以上が好まし
い。
を確保するために有効であるが、0.1％を超えて添加す
るとめっき不良などが発生するので、Ｐ量は0.1％以下
とする。なお、上記効果を得るには0.02％以上が好まし
い。
Al: Alは鋼の脱酸のために添加されるが、過多に添加して
も効果が飽和するのみならず、めっき不良を招くので、
0.1％以下とする。
も効果が飽和するのみならず、めっき不良を招くので、
0.1％以下とする。
なお、本発明においては、上記各必須成分のほか、必
要に応じて、Mo:0.1〜1.5％、Cr:0.1〜1.5％、V:0.1〜
1.5％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含有させてもよい。
要に応じて、Mo:0.1〜1.5％、Cr:0.1〜1.5％、V:0.1〜
1.5％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含有させてもよい。
Mo: Moはオーステイナイト相を著しく安定化し、冷却過程
において硬質相の生成を容易にし、高強度にする作用が
あるので、必要に応じて添加される。しかし、添加量が
少ないと、高強度を達成するための硬質相を得ることが
できないので、0.1％以上の添加が必要であるが、1.5％
を超えて添加すると伸びを低下させると同時にめっき不
良を招くので、添加量は0.1〜1.5％の範囲とする。
において硬質相の生成を容易にし、高強度にする作用が
あるので、必要に応じて添加される。しかし、添加量が
少ないと、高強度を達成するための硬質相を得ることが
できないので、0.1％以上の添加が必要であるが、1.5％
を超えて添加すると伸びを低下させると同時にめっき不
良を招くので、添加量は0.1〜1.5％の範囲とする。
Cr、V: Cr及びＶはMnと同様な効果を有し、オーステナイト相
を安定化し、硬質相の生成を容易にして高強度を得るた
めに、必要に応じて添加される。その効果を得るには少
なくとも0.1％必要であるが、過多に添加すると伸びを
低下させるので、添加量はそれぞれ0.1〜1.5％の範囲と
する。
を安定化し、硬質相の生成を容易にして高強度を得るた
めに、必要に応じて添加される。その効果を得るには少
なくとも0.1％必要であるが、過多に添加すると伸びを
低下させるので、添加量はそれぞれ0.1〜1.5％の範囲と
する。
次に本発明の方法における製造条件について説明す
る。
る。
まず、上記の化学成分を有する鋼は、通常工程により
製鋼分塊又は連続鋳造を経てスラブとした後、熱間圧延
を経て、ホットコイルにする。熱間圧延に際しては、特
に限定する必要はないが、均一微細なフェライトとマル
テンサイトなどの複合組織の溶融亜鉛めっき高強度薄鋼
板を得るには、熱間圧延の巻取温度を低くし、好ましく
は600℃以下にし、均一なフェライトとベンナイトの組
織にした方が良い。
製鋼分塊又は連続鋳造を経てスラブとした後、熱間圧延
を経て、ホットコイルにする。熱間圧延に際しては、特
に限定する必要はないが、均一微細なフェライトとマル
テンサイトなどの複合組織の溶融亜鉛めっき高強度薄鋼
板を得るには、熱間圧延の巻取温度を低くし、好ましく
は600℃以下にし、均一なフェライトとベンナイトの組
織にした方が良い。
その後、常法に従って酸洗し、冷間圧延を施して、薄
鋼板を得る。通常、冷間圧延率は30％以上である。
鋼板を得る。通常、冷間圧延率は30％以上である。
次いで、この薄鋼板は連続溶融亜鉛めっきラインに導
いて、再結晶焼鈍、溶融亜鉛めっきを施し、或いは更に
合金化処理を施す。
いて、再結晶焼鈍、溶融亜鉛めっきを施し、或いは更に
合金化処理を施す。
再結晶焼鈍は、Ac1変態点〜900℃の温度にて施すこと
が必要である。この加熱温度がAc1変態点よりも低いと
きは、変態を伴わず、硬質相が生成せず、高強度を得る
ことが困難である。他方、加熱温度が900℃よりも高い
ときは、オーステイナイト粒が粗大化し、１次、２次冷
却過程でのフェライト生成が減り、組織が不均一となる
ため、伸びが劣化する。加熱保持時間は10秒以上が好ま
しい。
が必要である。この加熱温度がAc1変態点よりも低いと
きは、変態を伴わず、硬質相が生成せず、高強度を得る
ことが困難である。他方、加熱温度が900℃よりも高い
ときは、オーステイナイト粒が粗大化し、１次、２次冷
却過程でのフェライト生成が減り、組織が不均一となる
ため、伸びが劣化する。加熱保持時間は10秒以上が好ま
しい。
次いで、再結晶焼鈍加熱温度からめっき浴までの冷却
は、まず、500〜650℃の温度域（急冷開始温度）に20℃
/sec以下の冷却速度で冷却して、フェライトを析出さ
せ、残部オーステナイトのＣ濃度を上げることにより、
オーステナイトを安定化し、ベイナイトの生成を抑制す
る。冷却速度が20℃/secを超えるときは、十分にフェラ
イトが析出できず、オーステナイトのＣ濃度が低いため
にベンナイトの生成が多くなり、伸びが劣化する。
は、まず、500〜650℃の温度域（急冷開始温度）に20℃
/sec以下の冷却速度で冷却して、フェライトを析出さ
せ、残部オーステナイトのＣ濃度を上げることにより、
オーステナイトを安定化し、ベイナイトの生成を抑制す
る。冷却速度が20℃/secを超えるときは、十分にフェラ
イトが析出できず、オーステナイトのＣ濃度が低いため
にベンナイトの生成が多くなり、伸びが劣化する。
次いで、急冷開始温度からめっき浴の温度まで、 lnCR＝−1.18Meq.＋3.37 ここで、 Meq.＝Mn＋1.52Mo＋1.10Cr＋1.41V＋0.10Si＋2.1P で示される臨界冷却速度CR〜40℃/secの冷却速度（２次
冷却速度）にて冷却する。更に、溶融亜鉛めっきを施し
た後、或いは更に500〜750℃の温度にて合金化処理した
後、臨界冷却速度CR〜40℃/secの冷却速度（３次冷却速
度）にてMs点以下に冷却することにより、硬質相が得ら
れる。このいずれの冷却速度（２次、３次冷却速度）と
もCRより小さいときは、パーライト及びベイナイトの生
成により、高強度を得ることが困難となる。
冷却速度）にて冷却する。更に、溶融亜鉛めっきを施し
た後、或いは更に500〜750℃の温度にて合金化処理した
後、臨界冷却速度CR〜40℃/secの冷却速度（３次冷却速
度）にてMs点以下に冷却することにより、硬質相が得ら
れる。このいずれの冷却速度（２次、３次冷却速度）と
もCRより小さいときは、パーライト及びベイナイトの生
成により、高強度を得ることが困難となる。
めっき浴温度は概ね440〜480℃である。
なお、合金化処理は500〜750℃の範囲で行うことがで
きる。500℃未満では短時間の処理では合金化が不十分
となり、塗装性が悪くなり、また750℃を超えると合金
化が著しくなり、プレス時のパウダリング発生が大とな
るので、好ましくない。このように低温で合金化処理を
行うことができるので、めっきむら、パウダリング性
等、表面性状の向上に加えてエネルギー費用の低減も可
能である。
きる。500℃未満では短時間の処理では合金化が不十分
となり、塗装性が悪くなり、また750℃を超えると合金
化が著しくなり、プレス時のパウダリング発生が大とな
るので、好ましくない。このように低温で合金化処理を
行うことができるので、めっきむら、パウダリング性
等、表面性状の向上に加えてエネルギー費用の低減も可
能である。
次に本発明の実施例を説明する。勿論、本発明はこの
実施例により何ら限定されるものでない。
実施例により何ら限定されるものでない。
（実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、20mm厚の
スラブにした。これを仕上げ温度850℃、巻取温度560℃
で熱間圧延し、3.2mm厚の熱延鋼板とした。得られた鋼
板を酸洗し、冷間圧延して1.2mm厚（圧下率62.5％）の
冷延鋼板を得た。
スラブにした。これを仕上げ温度850℃、巻取温度560℃
で熱間圧延し、3.2mm厚の熱延鋼板とした。得られた鋼
板を酸洗し、冷間圧延して1.2mm厚（圧下率62.5％）の
冷延鋼板を得た。
得られた冷延鋼板について第２表に示す条件にて合金
化溶融亜鉛めっきを施した。なお、めっき浴温度（２次
冷却終了温度）は460℃である。
化溶融亜鉛めっきを施した。なお、めっき浴温度（２次
冷却終了温度）は460℃である。
引張特性及び組織を調べた結果を第２表に併記する。
第２表より、以下の如く考察される。
本発明例のA1、A2は、いずれも、80kgf/mm2以上の高
強度で、22％以上の高い伸びを示すが、比較例A3は焼鈍
加熱温度が低いためにマルテンサイトが殆ど得られず、
強度−伸びバランスが低い。
強度で、22％以上の高い伸びを示すが、比較例A3は焼鈍
加熱温度が低いためにマルテンサイトが殆ど得られず、
強度−伸びバランスが低い。
比較例A4は、600℃までの冷却速度（１次冷却速度）
が30℃/secと速いため、フェライトが十分に析出せず、
伸びが低い。
が30℃/secと速いため、フェライトが十分に析出せず、
伸びが低い。
比較例A5は、急冷開始温度が750℃と高いため、フェ
ライトの析出が不十分で伸びが劣る。
ライトの析出が不十分で伸びが劣る。
比較例D3は、急冷開始温度からめっき浴までの冷却速
度が10℃/secで、Ｄ鋼のCR（21.3℃/sec）よりも低いた
め、パーライトが生成し、マルテンサイトが得られず、
強度−伸びバランスが低い。
度が10℃/secで、Ｄ鋼のCR（21.3℃/sec）よりも低いた
め、パーライトが生成し、マルテンサイトが得られず、
強度−伸びバランスが低い。
比較例D4は、合金化処理後の冷却速度が10℃/secで、
Ｄ鋼のCRよりも低いため、マルテンサイトが得られず、
本発明例に比べ、強度−伸びバランスが低い。
Ｄ鋼のCRよりも低いため、マルテンサイトが得られず、
本発明例に比べ、強度−伸びバランスが低い。
一方、本発明例Ｂ、Ｃ、D1、D2、Ｅ、Ｆ、Ｇは、いず
れも60kgf/mm2以上の高強度で、高い伸びを示してい
る。それらの組織はいずれもフェライトとマルテンサイ
トを主体とした硬質相との複合組織である。なお、本発
明例D2は合金化処理しない例である。
れも60kgf/mm2以上の高強度で、高い伸びを示してい
る。それらの組織はいずれもフェライトとマルテンサイ
トを主体とした硬質相との複合組織である。なお、本発
明例D2は合金化処理しない例である。
また、製造条件が本発明で規定する範囲内であって
も、化学成分が本発明範囲外の比較例Ｈ〜Ｌは、強度、
伸びのいずれか一方の特性が劣る。
も、化学成分が本発明範囲外の比較例Ｈ〜Ｌは、強度、
伸びのいずれか一方の特性が劣る。
第２図は各例で得られた鋼板の強度−伸びバランスを
示したものである。
示したものである。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明の方法によれば、再結晶
焼鈍の加熱温度から溶融亜鉛めっき温度までの冷却条
件、特に冷却速度を制御して、伸びの向上に寄与するフ
ェライトを十分に析出させ、また、この過程で残部オー
ステナイトのＣ濃度を高め、安定化することにより、溶
融亜鉛めっき処理及び合金化処理中でのパーライト及び
ベイナイトの生成を抑制し、更に溶融亜鉛めっき処理後
又は合金化処理後の冷却により、オーステナイトをマル
テンサイトに変態させ、フェライト及びマルテンサイト
複合組織にするので、60〜120kgf/mm2級で伸びの優れた
溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板が得られる。しかも、低温
にて合金化処理を行うことができるので、めっきむら、
パウダリング性等、表面性状の向上に加えて、エネルギ
ー費用の低減も可能である。
焼鈍の加熱温度から溶融亜鉛めっき温度までの冷却条
件、特に冷却速度を制御して、伸びの向上に寄与するフ
ェライトを十分に析出させ、また、この過程で残部オー
ステナイトのＣ濃度を高め、安定化することにより、溶
融亜鉛めっき処理及び合金化処理中でのパーライト及び
ベイナイトの生成を抑制し、更に溶融亜鉛めっき処理後
又は合金化処理後の冷却により、オーステナイトをマル
テンサイトに変態させ、フェライト及びマルテンサイト
複合組織にするので、60〜120kgf/mm2級で伸びの優れた
溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板が得られる。しかも、低温
にて合金化処理を行うことができるので、めっきむら、
パウダリング性等、表面性状の向上に加えて、エネルギ
ー費用の低減も可能である。
第１図は合金化溶融亜鉛めっき及び溶融亜鉛めっきの熱
履歴を示す図、 第２図は合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び溶融亜鉛めっき
鋼板の引張強さと全伸びの関係を示す図である。
履歴を示す図、 第２図は合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び溶融亜鉛めっき
鋼板の引張強さと全伸びの関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/02 - 8/04
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.06〜0.3％ Si:0.6％以下 Mn:0.6〜3.0％ P:0.1％以下 Al:0.1％以下 を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼を通
常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融
亜鉛めっきラインにて、再結晶焼鈍する際に、その加熱
温度をAc1変態点〜900℃にし、20℃/sec以下の冷却速度
にて500〜650℃の温度域に冷却し、次いで、めっき浴の
温度まで、 1nCR＝−1.18Meq.＋3.37 ここで、 Meq.＝Mn＋1.52Mo＋1.10Cr＋1.41V＋0.10Si＋2.1P で示される臨界冷却速度CR〜40℃/secの冷却速度にて冷
却した後、溶融亜鉛めっきし、臨界冷却速度CR〜40℃/s
ecの冷却速度にてMs点以下に冷却することを特徴とする
伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板製造方法。 - 【請求項２】前記溶融亜鉛めっき後、次いで500〜750℃
の温度にて合金化処理を施し、臨界冷却速度CR以上の冷
却速度にてMs点以下に冷却する請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】前記鋼が更にMo:0.1〜1.5％、Cr:0.1〜1.5
％及びV:0.1〜1.5％のうちの１種又は２種以上を含有す
るものである請求項１又は２に記載の方法。
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1990
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