JP2862187B2 - 穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP2862187B2 JP2862187B2 JP24954390A JP24954390A JP2862187B2 JP 2862187 B2 JP2862187 B2 JP 2862187B2 JP 24954390 A JP24954390 A JP 24954390A JP 24954390 A JP24954390 A JP 24954390A JP 2862187 B2 JP2862187 B2 JP 2862187B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- temperature
- steel sheet
- cooling
- dip galvanized
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は穴広げ性に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、特に引張強さ60〜
120kgf/mm2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。
板の製造方法に関し、更に詳しくは、特に引張強さ60〜
120kgf/mm2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。
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−穴広げ率（λ）バランスを有す
る60kgf/mm2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−穴広げ率（λ）バランスを有す
る60kgf/mm2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昭63-24115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Ac1変態点以上とし、強制空冷後所定の温度か
ら200〜500℃の温度で過時効処理して、フェライトと焼
戻しマルテンサイトからなる複合組織とし、高い強度−
λバランスの高強度薄鋼板が得られることを開示した。
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
よりも高い温度でめっき処理又は合金化処理されるた
め、焼戻しマルテンサイトを用いた高い強度−λバラン
スの高強度薄鋼板が得られない。
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Ac1変態点以上とし、強制空冷後所定の温度か
ら200〜500℃の温度で過時効処理して、フェライトと焼
戻しマルテンサイトからなる複合組織とし、高い強度−
λバランスの高強度薄鋼板が得られることを開示した。
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
よりも高い温度でめっき処理又は合金化処理されるた
め、焼戻しマルテンサイトを用いた高い強度−λバラン
スの高強度薄鋼板が得られない。
かゝる問題を解決するために、例えば、特開平１−19
8459号公報では、Mn、Mo、Ｖを添加し、連続式溶融亜鉛
めっきラインにて再結晶温度以上で焼鈍した後、460〜5
60℃の間で保持することによって100〜120キロクラスの
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ている。しかし、この方
法では、焼鈍後からの冷却速度が規制されていない。し
たがって、ライン速度及び板厚が変化すると容易に冷却
速度は変化する。このため、フェライト、ベイナイト及
びマルテンサイトの体積率は容易に変化し、安定した組
織が得られず、強度や伸びのバラツキが大きい。
8459号公報では、Mn、Mo、Ｖを添加し、連続式溶融亜鉛
めっきラインにて再結晶温度以上で焼鈍した後、460〜5
60℃の間で保持することによって100〜120キロクラスの
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ている。しかし、この方
法では、焼鈍後からの冷却速度が規制されていない。し
たがって、ライン速度及び板厚が変化すると容易に冷却
速度は変化する。このため、フェライト、ベイナイト及
びマルテンサイトの体積率は容易に変化し、安定した組
織が得られず、強度や伸びのバラツキが大きい。
以上のように、穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強
度薄鋼板を製造するに際しては、高強度を得る点で有利
な複合組織強化が必要となるが、単に、化学成分、冷却
速度等に着目した方法で穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっ
き高強度薄鋼板を製造することは困難であるのが現状で
ある。
度薄鋼板を製造するに際しては、高強度を得る点で有利
な複合組織強化が必要となるが、単に、化学成分、冷却
速度等に着目した方法で穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっ
き高強度薄鋼板を製造することは困難であるのが現状で
ある。
本発明は、上記従来技術の欠点を解決し、穴広げ性の
優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板を容易に製造し得る
方法を提供することを目的とするものである。
優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板を容易に製造し得る
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を
重ねた結果、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱（均熱）
温度と、均熱温度から溶融亜鉛めっき浴までの冷却速
度、合金化処理温度及びめっき処理後の冷却速度を適正
に制御することによって、マルテンサイトよりも硬さの
低いベイナイトを利用した微細均一なフェライト・ベイ
ナイト、或いはＣ濃度の低いマルテンサイトを含むフェ
ライト・ベイナイト・マルテンサイトの複合組織にし、
穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板が得られ
ることを見い出して、本発明に至ったものである。
重ねた結果、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱（均熱）
温度と、均熱温度から溶融亜鉛めっき浴までの冷却速
度、合金化処理温度及びめっき処理後の冷却速度を適正
に制御することによって、マルテンサイトよりも硬さの
低いベイナイトを利用した微細均一なフェライト・ベイ
ナイト、或いはＣ濃度の低いマルテンサイトを含むフェ
ライト・ベイナイト・マルテンサイトの複合組織にし、
穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板が得られ
ることを見い出して、本発明に至ったものである。
すなわち、本発明は 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、必要に応じて更に、 Mo:0.1〜1.0％ Cr:0.1〜1.5％ のうちの少なくとも１種を含有し、残部が鉄及び不可避
的不純物からなる鋼を通常の方法で熱間圧延、酸洗、冷
間圧延した後、連続亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍す
るに際し、加熱温度をAc3変態点−50以上〜900℃以下に
し、めっき浴の温度までの冷却条件として、650℃以上
の温度域からめっき浴の温度まで、次式 lnCR＝−1.18Meq.＋3.37 ここで、 Meq.＝Mn＋1.52Mo＋1.10Cr＋0.10Si＋2.1P で示される下部臨界冷却速度CR（℃/s）以上の冷却速度
にて冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、或いは更に50
0〜Ac1の温度にて合金化処理を施し、その後フェライト
とベイナイトを主体とする複合組織を生成する冷却速度
で冷却することを特徴とする穴広げ性に優れた溶融亜鉛
めっき高強度薄鋼板の製造方法を要旨とするものであ
る。
的不純物からなる鋼を通常の方法で熱間圧延、酸洗、冷
間圧延した後、連続亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍す
るに際し、加熱温度をAc3変態点−50以上〜900℃以下に
し、めっき浴の温度までの冷却条件として、650℃以上
の温度域からめっき浴の温度まで、次式 lnCR＝−1.18Meq.＋3.37 ここで、 Meq.＝Mn＋1.52Mo＋1.10Cr＋0.10Si＋2.1P で示される下部臨界冷却速度CR（℃/s）以上の冷却速度
にて冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、或いは更に50
0〜Ac1の温度にて合金化処理を施し、その後フェライト
とベイナイトを主体とする複合組織を生成する冷却速度
で冷却することを特徴とする穴広げ性に優れた溶融亜鉛
めっき高強度薄鋼板の製造方法を要旨とするものであ
る。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
（作用） 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、50kgf/mm2
以上の高強度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。しかし、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。し
たがつて、Ｃ量は0.06〜0.3％の範囲とする。
以上の高強度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。しかし、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。し
たがつて、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
する効果を有するため、フェライトの延性を向上させる
作用がある。しかし、過多に添加すると、めっき不良を
生じるので、Si量は0.6％以下とする。
する効果を有するため、フェライトの延性を向上させる
作用がある。しかし、過多に添加すると、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て高強度にするために添加され
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、その下限値を0.6
％とする。一方、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、添加量の上限を3.0％とする。
硬質相の生成を容易にして高強度にするために添加され
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、その下限値を0.6
％とする。一方、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、添加量の上限を3.0％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。そのためには0.02％以上
が好ましい。しかし、0.1％を超えて添加するとめっき
不良等が発生するので、Ｐ量は0.1％以下とする。
を確保するために有効である。そのためには0.02％以上
が好ましい。しかし、0.1％を超えて添加するとめっき
不良等が発生するので、Ｐ量は0.1％以下とする。
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、添加量は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、添加量は0.1％以下とする。
なお、本発明において用いる鋼は、上記の成分に加え
て、Mo:0.1〜1.0％及びCr:0.1〜1.5％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種を含有させてもよい。
て、Mo:0.1〜1.0％及びCr:0.1〜1.5％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種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て高強度化するため
に、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、その下限値を0.1％とする。一方、1.0％を超えて
添加すると、ベイナイトが抑制され、マルテンサイトが
バンド状で多量に生成するため、穴広げ性が劣化するの
で、1.0％を上限値とする。
において硬質相の生成を容易にして高強度化するため
に、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、その下限値を0.1％とする。一方、1.0％を超えて
添加すると、ベイナイトが抑制され、マルテンサイトが
バンド状で多量に生成するため、穴広げ性が劣化するの
で、1.0％を上限値とする。
Cr: CrはMn及びMo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、添加量の上限を1.5％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、添加量の上限を1.5％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
その条件を限定する必要はないが、均一微細なフェライ
トとベイナイト等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、均一な
フェライトとベイ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
その条件を限定する必要はないが、均一微細なフェライ
トとベイナイト等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、均一な
フェライトとベイ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、この薄鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに導
いて、再結晶焼鈍、亜鉛亜鉛めっき、或いは更に合金化
処理を施す。
いて、再結晶焼鈍、亜鉛亜鉛めっき、或いは更に合金化
処理を施す。
第１図は本発明で規制する連続亜鉛めっきラインの熱
履歴を示している。
履歴を示している。
再結晶焼鈍は、Ac3変態点−50以上、900℃以下の温度
にて施すことが必要である。加熱時間は10秒以上が好ま
しい。焼鈍加熱温度がAc3変態点−50℃よりも低いとき
は、オーステナイトの体積率が少なく、Ｃ濃度が高まり
安定化するため、ベイナイトの生成が抑制され、粗いフ
ェライトとＣ濃度が高く粗いマルテンサイトの組織とな
るので、穴広げ性が低くなる。一方、焼鈍加熱温度が90
0℃よりも高いときは、オーステナイト粒が粗大化し、
組織が粗くなるために、穴広げ性が劣化する。
にて施すことが必要である。加熱時間は10秒以上が好ま
しい。焼鈍加熱温度がAc3変態点−50℃よりも低いとき
は、オーステナイトの体積率が少なく、Ｃ濃度が高まり
安定化するため、ベイナイトの生成が抑制され、粗いフ
ェライトとＣ濃度が高く粗いマルテンサイトの組織とな
るので、穴広げ性が低くなる。一方、焼鈍加熱温度が90
0℃よりも高いときは、オーステナイト粒が粗大化し、
組織が粗くなるために、穴広げ性が劣化する。
次いで、焼鈍温度からめっき処理までの冷却は、ま
ず、650℃以上の温度域まで冷却するが、その冷却速度
は特に規制されない。次いで、この650℃以上の温度域
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＋0.10Si＋2.1P で示される冷却速度CR（℃/s）以上の冷却速度にて冷却
する。冷却速度がCRより小さいときは、パーライト変態
し、所定の強度が得られないのみならず、穴広げ性が低
下する。
ず、650℃以上の温度域まで冷却するが、その冷却速度
は特に規制されない。次いで、この650℃以上の温度域
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＋0.10Si＋2.1P で示される冷却速度CR（℃/s）以上の冷却速度にて冷却
する。冷却速度がCRより小さいときは、パーライト変態
し、所定の強度が得られないのみならず、穴広げ性が低
下する。
めっき処理後、フェライトとベイナイトを主体とする
複合組織を生成する冷却速度で冷却することにより、フ
ェライト・ベイナイト、或いは、フェライト・ベイナイ
ト・マルテンサイト組織を得ることができる。なお、こ
の冷却は空冷、ミスト冷却などで良い。
複合組織を生成する冷却速度で冷却することにより、フ
ェライト・ベイナイト、或いは、フェライト・ベイナイ
ト・マルテンサイト組織を得ることができる。なお、こ
の冷却は空冷、ミスト冷却などで良い。
また、溶融亜鉛めっきを施した後、550℃〜Ac1の温度
にて合金化処理しても、その組織は変化せず、同等の穴
広げ性が得られる。
にて合金化処理しても、その組織は変化せず、同等の穴
広げ性が得られる。
次に本発明の実施例を示す。
（実施例） 第１表に示す化学成分を有する供試鋼を溶製し、20mm
厚のスラブにした。これを仕上温度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。
厚のスラブにした。これを仕上温度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。
これらの冷延鋼板について、第２表に示す連続亜鉛め
っき条件にて合金化溶融亜鉛めっき鋼板或いは溶融亜鉛
めっき鋼板を得て、引張特性及び穴広げ性並びにめっき
密着性について調査した。その結果を第２表に示す。
っき条件にて合金化溶融亜鉛めっき鋼板或いは溶融亜鉛
めっき鋼板を得て、引張特性及び穴広げ性並びにめっき
密着性について調査した。その結果を第２表に示す。
第２表より以下の如く考察される。
本発明材No.1〜No.2は、80kgf/mm2前後の高強度で、6
0％以上の高い打抜き穴広げ率を示している。また、め
っき密着性も優れている。
0％以上の高い打抜き穴広げ率を示している。また、め
っき密着性も優れている。
一方、比較材No.3は、焼鈍加熱温度が２相域でAc3変
態点−50℃よりも低いため、オーステナイトのＣ濃度が
高く、硬質かつ粗大なマルテンサイト組織を生成するた
めに強度は高いが、穴広げ率は12％と低い。
態点−50℃よりも低いため、オーステナイトのＣ濃度が
高く、硬質かつ粗大なマルテンサイト組織を生成するた
めに強度は高いが、穴広げ率は12％と低い。
比較材No.4は、急冷開始温度が500℃と低いため、そ
の冷却過程で、フェライトが析出し、オーステナイトの
Ｃ濃度が高くなり、硬質なマルテンサイトを生成する。
このため、フェライトとの硬度差が大きくなり、結果と
して穴広げ率が低く、本発明材よりも劣っている。
の冷却過程で、フェライトが析出し、オーステナイトの
Ｃ濃度が高くなり、硬質なマルテンサイトを生成する。
このため、フェライトとの硬度差が大きくなり、結果と
して穴広げ率が低く、本発明材よりも劣っている。
比較材No.7は、合金化処理の温度がAc1温度以上のた
め、合金化処理後の冷却時に多量で粗大なマルテンサイ
トが生成するので、高強度ではあるが、穴広げ率は低
い。
め、合金化処理後の冷却時に多量で粗大なマルテンサイ
トが生成するので、高強度ではあるが、穴広げ率は低
い。
比較材No.9は、めっき浴への冷却時の冷却速度が本発
明範囲の冷却速度（29℃/s）よりも小さいため、多量の
フェライト及びパーライトが生成したので、本発明材N
o.8に比べて強度及び穴広げ率が低い。
明範囲の冷却速度（29℃/s）よりも小さいため、多量の
フェライト及びパーライトが生成したので、本発明材N
o.8に比べて強度及び穴広げ率が低い。
比較材No.13は、Ｃ量が低く、めっき浴への冷却時の
冷却速度が本発明範囲の冷却速度（83℃/s）よりも小さ
いため、ベイナイト及びマルテンサイトが得られず、目
的とした高強度が得られていない。また、比較材No.14
〜No.16では、化学成分が本発明範囲外であるため、本
発明範囲内の製造条件であっても、焼入性が非常に高い
ためにベイナイトを生成せず、フェライトと硬質なマル
テンサイトの複合組織となるので、高強度ではあるが低
い穴広げ率を示している。比較材No.17は高強度で高い
穴広げ率を示しているものの、めっき密着性が劣ってい
る。
冷却速度が本発明範囲の冷却速度（83℃/s）よりも小さ
いため、ベイナイト及びマルテンサイトが得られず、目
的とした高強度が得られていない。また、比較材No.14
〜No.16では、化学成分が本発明範囲外であるため、本
発明範囲内の製造条件であっても、焼入性が非常に高い
ためにベイナイトを生成せず、フェライトと硬質なマル
テンサイトの複合組織となるので、高強度ではあるが低
い穴広げ率を示している。比較材No.17は高強度で高い
穴広げ率を示しているものの、めっき密着性が劣ってい
る。
これらに対し、他の本発明材No.5〜No.6、No.8、No.1
0〜No.12は、高い強度−穴広げ率バランスを有すると共
に、めっき密着性も優れている。
0〜No.12は、高い強度−穴広げ率バランスを有すると共
に、めっき密着性も優れている。
また、合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板の本
発明例No.18も、同様である。
発明例No.18も、同様である。
なお、第２図は引張強さ（TS）と10mmφ打抜き穴広げ
率（λ）との関係を整理したものであり、本発明材が優
れた強度−穴広げ率（λ）バランスを示していることが
わかる。
率（λ）との関係を整理したものであり、本発明材が優
れた強度−穴広げ率（λ）バランスを示していることが
わかる。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明の方法によれば、化学成
分を規制すると共に、特に再結晶焼鈍加熱温度から亜鉛
めっき温度までの冷却速度を上述したように制御するの
で、冷却過程、合金化処理及びその後の室温までの冷却
過程でＣ濃度の低いオーステナイトをベイナイトを主体
とした微細均一なフェライト・ベイナイトの複合組織又
はフェライト・ベイナイト・マルテンサイトの複合組織
にすることができる。また、通常の溶融亜鉛めっき鋼板
の場合も、合金化処理鋼板と同様であり、再結晶焼鈍加
熱温度から亜鉛めっき温度までの冷却過程でベイナイト
を主体とする微細均一な複合組織を得ることができる。
分を規制すると共に、特に再結晶焼鈍加熱温度から亜鉛
めっき温度までの冷却速度を上述したように制御するの
で、冷却過程、合金化処理及びその後の室温までの冷却
過程でＣ濃度の低いオーステナイトをベイナイトを主体
とした微細均一なフェライト・ベイナイトの複合組織又
はフェライト・ベイナイト・マルテンサイトの複合組織
にすることができる。また、通常の溶融亜鉛めっき鋼板
の場合も、合金化処理鋼板と同様であり、再結晶焼鈍加
熱温度から亜鉛めっき温度までの冷却過程でベイナイト
を主体とする微細均一な複合組織を得ることができる。
したがって、50kgf/mm2以上で、特に60〜120kgf/mm2
まで、穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の
製造が可能である。
まで、穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の
製造が可能である。
しかも、本発明によれば、低温にて合金化処理を行う
ことができるので、メッキむら、パウダリング性等の表
面性状の向上に加えて、エネルギーコストの低減も可能
である。
ことができるので、メッキむら、パウダリング性等の表
面性状の向上に加えて、エネルギーコストの低減も可能
である。
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（TS）と10mmφ打抜き穴広げ率（λ）と
の関係を示す図である。
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（TS）と10mmφ打抜き穴広げ率（λ）と
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 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で（以下、同じ）、 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、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を通
常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続亜鉛
めっきラインにて再結晶焼鈍するに際に、加熱温度をAc
3変態点−50以上〜900℃以下にし、めっき浴の温度まで
の冷却条件として、650℃以上の温度域からめっき浴の
温度まで、次式 1nCR＝−1.18Meq.＋3.37 ここで、 Meq.＝Mn＋1.52Mo＋1.10Cr＋0.10Si＋2.1P で示される下部臨界冷却速度CR（℃/s）以上の冷却速度
にて冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後フェラ
イトとベイナイトを主体とする複合組織を生成する冷却
速度で冷却することを特徴とする穴広げ性に優れた溶融
亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２】前記溶融亜鉛めっきを施した後、500〜Ac1
の温度にて合金化処理を施す請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】前記鋼が、更に、Mo:0.1〜1.0％及びCr:0.
1〜1.5％のうち少なくとも１種を含有するものである請
求項１又は２に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24954390A JP2862187B2 (ja) | 1990-09-19 | 1990-09-19 | 穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24954390A JP2862187B2 (ja) | 1990-09-19 | 1990-09-19 | 穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04128321A JPH04128321A (ja) | 1992-04-28 |
| JP2862187B2 true JP2862187B2 (ja) | 1999-02-24 |
Family
ID=17194556
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24954390A Expired - Fee Related JP2862187B2 (ja) | 1990-09-19 | 1990-09-19 | 穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2862187B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008123561A1 (ja) | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2009081997A1 (ja) | 2007-12-20 | 2009-07-02 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6312536B1 (en) | 1999-05-28 | 2001-11-06 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hot-dip galvanized steel sheet and production thereof |
| JP3750789B2 (ja) | 1999-11-19 | 2006-03-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| US6709535B2 (en) | 2002-05-30 | 2004-03-23 | Kobe Steel, Ltd. | Superhigh-strength dual-phase steel sheet of excellent fatigue characteristic in a spot welded joint |
| US6811624B2 (en) | 2002-11-26 | 2004-11-02 | United States Steel Corporation | Method for production of dual phase sheet steel |
| US7311789B2 (en) | 2002-11-26 | 2007-12-25 | United States Steel Corporation | Dual phase steel strip suitable for galvanizing |
| JP4679195B2 (ja) * | 2005-03-23 | 2011-04-27 | 日新製鋼株式会社 | 低降伏比高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-09-19 JP JP24954390A patent/JP2862187B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008123561A1 (ja) | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| US8076008B2 (en) | 2007-03-30 | 2011-12-13 | Jfe Steel Corporation | Galvanized high strength steel sheet |
| WO2009081997A1 (ja) | 2007-12-20 | 2009-07-02 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04128321A (ja) | 1992-04-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US8747577B2 (en) | High yield ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same | |
| KR100485659B1 (ko) | 도장 소부 경화 성능과 내상온 시효성이 우수한 냉연강판,열연강판 및 그것들의 제조 방법 | |
| US20060140814A1 (en) | Steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products | |
| WO1994000615A1 (en) | Cold-rolled steel plate having excellent baking hardenability, non-cold-ageing characteristics and moldability, and molten zinc-plated cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same | |
| JP2003221623A (ja) | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| KR20120113588A (ko) | 도금성이 우수한 고강도 ｔｒｉｐ강 및 그 제조 방법 | |
| JP2761095B2 (ja) | 曲げ加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH11350038A (ja) | 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0949026A (ja) | 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2862187B2 (ja) | 穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JP2862186B2 (ja) | 伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JPH04325657A (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2761096B2 (ja) | 高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3037767B2 (ja) | 低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP2563021B2 (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH0557332B2 (ja) | ||
| JPH11193419A (ja) | 成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS63149321A (ja) | 加工性の良好な高強度亜鉛メツキ鋼板の製造方法 | |
| JP3613149B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JPH0344423A (ja) | 加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法 | |
| JP2000119831A (ja) | 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3376882B2 (ja) | 曲げ性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製法 | |
| KR100978734B1 (ko) | 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법 | |
| JP2000144261A (ja) | 延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH07278731A (ja) | 耐食性と張り出し成形性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 9 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071211 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 10 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081211 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091211 Year of fee payment: 11 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |