JP3048739B2 - 伸びフランジ性のすぐれた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性のすぐれた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP3048739B2 JP3048739B2 JP4066981A JP6698192A JP3048739B2 JP 3048739 B2 JP3048739 B2 JP 3048739B2 JP 4066981 A JP4066981 A JP 4066981A JP 6698192 A JP6698192 A JP 6698192A JP 3048739 B2 JP3048739 B2 JP 3048739B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- rolling
- less
- rolled
- dip galvanizing
- 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
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車をはじめとする機
械構造部材や一般加工用に使用される伸びフランジ性の
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法
に関するものである。
械構造部材や一般加工用に使用される伸びフランジ性の
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、省エネルギーや燃費軽減のために
板厚を減少し高強度化する強い要求がある。これに対し
いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼等が開発されてきた
が、伸びフランジ加工の厳しい部材ではこれらの高強度
熱延鋼板でも割れが生じるため、適用部材が限定されて
いるのが現状であり、高強度−良加工性の鋼板が求めら
れている。このような状況を打破すべく、伸びフランジ
性に優れた熱延鋼板の製造方法が特公平２−４８６０８
号、特開昭５１−４４５０８号公報に各々開示されてい
る。しかし、特公平２−４８６０８号公報に開示されて
いるような高強度化のためにＳｉを添加する方法ではＳ
ｉスケールの発生による不めっきの問題がある。
板厚を減少し高強度化する強い要求がある。これに対し
いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼等が開発されてきた
が、伸びフランジ加工の厳しい部材ではこれらの高強度
熱延鋼板でも割れが生じるため、適用部材が限定されて
いるのが現状であり、高強度−良加工性の鋼板が求めら
れている。このような状況を打破すべく、伸びフランジ
性に優れた熱延鋼板の製造方法が特公平２−４８６０８
号、特開昭５１−４４５０８号公報に各々開示されてい
る。しかし、特公平２−４８６０８号公報に開示されて
いるような高強度化のためにＳｉを添加する方法ではＳ
ｉスケールの発生による不めっきの問題がある。
【０００３】また、特開昭５１−４４５０８号公報に開
示されている方法は、Ｃｒ添加を必要とするため経済的
に不利であり、本発明のように引張強度４９０Ｎ／ｍｍ
2 以上の高強度鋼板をめざしたものではない。また、こ
れらの公報では合金化溶融亜鉛めっきは施されていな
い。溶融亜鉛めっきは連続式溶融亜鉛めっきラインで施
されるが、ライン中で再加熱されるため、目的とする品
質を得るためには多大な困難が伴う。例えば再加熱のた
めに結晶粒が粗大化すると、熱延ままの材質に比較して
強度が低下する。この強度低下を補って目的の強度を得
るためには鋼中の合金量を増やすことが必要となるが、
この合金量の増加によってめっき密着性の低下や不めっ
きといった問題が生じる。そこで、溶融亜鉛めっきを施
した良加工性高強度鋼板を製造する試みとして特開昭６
２−１３３０５９号公報ではＮｂ，Ｔｉ，Ｖを添加した
鋼成分系にて引張強度４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度溶
融亜鉛めっき鋼板が提示されているが伸びフランジ性に
ついては何ら検討されていない。
示されている方法は、Ｃｒ添加を必要とするため経済的
に不利であり、本発明のように引張強度４９０Ｎ／ｍｍ
2 以上の高強度鋼板をめざしたものではない。また、こ
れらの公報では合金化溶融亜鉛めっきは施されていな
い。溶融亜鉛めっきは連続式溶融亜鉛めっきラインで施
されるが、ライン中で再加熱されるため、目的とする品
質を得るためには多大な困難が伴う。例えば再加熱のた
めに結晶粒が粗大化すると、熱延ままの材質に比較して
強度が低下する。この強度低下を補って目的の強度を得
るためには鋼中の合金量を増やすことが必要となるが、
この合金量の増加によってめっき密着性の低下や不めっ
きといった問題が生じる。そこで、溶融亜鉛めっきを施
した良加工性高強度鋼板を製造する試みとして特開昭６
２−１３３０５９号公報ではＮｂ，Ｔｉ，Ｖを添加した
鋼成分系にて引張強度４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度溶
融亜鉛めっき鋼板が提示されているが伸びフランジ性に
ついては何ら検討されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】伸びフランジ性を向上
させるには炭化物などの第２相のない極低炭素系をベー
スにするのが有効である。そこで、本発明者らは極低炭
素系熱延鋼板の伸びフランジ性を向上させるべく、鋭意
検討を重ねた結果、第２相の影響のない極低炭素系では
伸びフランジ性と各方向のｒ値とは強い相関があること
を見いだした。すなわち、伸びフランジ性を評価する穴
拡げ試験では割れが板厚を貫通する時点をもって試験終
了とするが、このときの割れが生じる方向はｒ値の低い
方向で生じる。このｒ値の最小値を向上させるには各方
向の特性値の差を小さくすること、つまり面内異方性を
低減することが有効である。そのためには熱延鋼板の集
合組織をランダム化すること、すなわち、γ粒の動的再
結晶を促進させることが重要である。しかし、Ｃｕ添加
鋼は強い集合組織を形成しやすく、面内異方性が大き
い。そのため、ｒ値の最小値も小さく、穴拡げ性も向上
しにくかった。
させるには炭化物などの第２相のない極低炭素系をベー
スにするのが有効である。そこで、本発明者らは極低炭
素系熱延鋼板の伸びフランジ性を向上させるべく、鋭意
検討を重ねた結果、第２相の影響のない極低炭素系では
伸びフランジ性と各方向のｒ値とは強い相関があること
を見いだした。すなわち、伸びフランジ性を評価する穴
拡げ試験では割れが板厚を貫通する時点をもって試験終
了とするが、このときの割れが生じる方向はｒ値の低い
方向で生じる。このｒ値の最小値を向上させるには各方
向の特性値の差を小さくすること、つまり面内異方性を
低減することが有効である。そのためには熱延鋼板の集
合組織をランダム化すること、すなわち、γ粒の動的再
結晶を促進させることが重要である。しかし、Ｃｕ添加
鋼は強い集合組織を形成しやすく、面内異方性が大き
い。そのため、ｒ値の最小値も小さく、穴拡げ性も向上
しにくかった。
【０００５】そこで、本発明者らは熱間圧延ラインで、 (1) 粗圧延でγ粒を微細にすることによりγ粒の動的再
結晶を生じやすくする。 (2) 仕上圧延後段で大圧下で圧延し、かつ高仕上温度で
圧延を終了することによりγ粒の動的再結晶を促進す
る。さらに圧延終了後の空冷によっても促進を行う。 (3) γ粒を未再結晶にさせる傾向が強いＮｂ，Ｔｉを添
加しない。 という方法をベースに厳密に製造条件を定めることによ
り面内異方性を低減し、ｒ値の最小値を向上させ、伸び
フランジ性を向上させ、さらに連続溶融亜鉛めっきライ
ンで通板する際、還元雰囲気中の温度を規定し、Ｃｕの
析出強化を利用して穴拡げ性を落とさずに高強度化し、
加えて耐食性およびスポット溶接性の優れた合金化溶融
亜鉛めっきをすることを可能としたものである。上記の
ように本発明はかかる問題点に鑑み、外観性状・経済性
を損ねることなく、伸びフランジ性が優れた高強度合金
化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法を提供するものて
ある。
結晶を生じやすくする。 (2) 仕上圧延後段で大圧下で圧延し、かつ高仕上温度で
圧延を終了することによりγ粒の動的再結晶を促進す
る。さらに圧延終了後の空冷によっても促進を行う。 (3) γ粒を未再結晶にさせる傾向が強いＮｂ，Ｔｉを添
加しない。 という方法をベースに厳密に製造条件を定めることによ
り面内異方性を低減し、ｒ値の最小値を向上させ、伸び
フランジ性を向上させ、さらに連続溶融亜鉛めっきライ
ンで通板する際、還元雰囲気中の温度を規定し、Ｃｕの
析出強化を利用して穴拡げ性を落とさずに高強度化し、
加えて耐食性およびスポット溶接性の優れた合金化溶融
亜鉛めっきをすることを可能としたものである。上記の
ように本発明はかかる問題点に鑑み、外観性状・経済性
を損ねることなく、伸びフランジ性が優れた高強度合金
化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法を提供するものて
ある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは以下の通りである。 （１）ｍａｓｓ％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下を含み、かつ
Ｃｕ：０．８〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにあるい
は１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延を行うに当
り、粗圧延では全圧下率を７０％以上で圧延を行い、仕
上げ圧延では圧下を有効歪［ε eff＝最終パス圧下率
（％）＋１／２（最終前１段目パス圧下率（％））＋１
／４（最終前２段目パス圧下率（％））］を３０％以上
で圧延を行い、仕上温度（Ａｒ3 点＋２０℃）〜９５０
℃で圧延を終了し、圧延後１秒以上空冷し、続いて平均
冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、７５０℃以下で巻取
り熱延鋼帯とし、得られた熱延鋼帯を連続溶融亜鉛めっ
きラインで還元雰囲気中で５５０〜６８０℃で通板し、
冷却後、溶融亜鉛めっき槽に浸漬し溶融亜鉛めっきを施
した後、再び加熱し５００〜６００℃で合金化すること
を特徴とする伸びフランジ性が優れ、引張強度が４９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板
の製造方法。 （２）ｍａｓｓ％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下を含み、かつ
Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．３〜１．０％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をスラ
ブとした後、直ちにあるいは１０００〜１２５０℃に加
熱し、熱間圧延を行うに当り、粗圧延では全圧下率を７
０％以上で圧延を行い、仕上げ圧延では圧下を有効歪
［ε eff＝最終パス圧下率（％）＋１／２（最終前１段
目パス圧下率（％））＋１／４（最終前２段目パス圧下
率（％））］を３０％以上で圧延を行い、仕上温度（Ａ
ｒ3 点＋２０℃）〜９５０℃で圧延を終了し、圧延後１
秒以上空冷し、続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷
却し、７５０℃以下で巻取り熱延鋼帯とし、得られた熱
延鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気中で５
５０〜６８０℃で通板し、冷却後、溶融亜鉛めっき槽に
浸漬し溶融亜鉛めっきを施した後、再び加熱し５００〜
６００℃で合金化することを特徴とする伸びフランジ性
が優れ、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度合金
化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
ろは以下の通りである。 （１）ｍａｓｓ％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下を含み、かつ
Ｃｕ：０．８〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにあるい
は１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延を行うに当
り、粗圧延では全圧下率を７０％以上で圧延を行い、仕
上げ圧延では圧下を有効歪［ε eff＝最終パス圧下率
（％）＋１／２（最終前１段目パス圧下率（％））＋１
／４（最終前２段目パス圧下率（％））］を３０％以上
で圧延を行い、仕上温度（Ａｒ3 点＋２０℃）〜９５０
℃で圧延を終了し、圧延後１秒以上空冷し、続いて平均
冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、７５０℃以下で巻取
り熱延鋼帯とし、得られた熱延鋼帯を連続溶融亜鉛めっ
きラインで還元雰囲気中で５５０〜６８０℃で通板し、
冷却後、溶融亜鉛めっき槽に浸漬し溶融亜鉛めっきを施
した後、再び加熱し５００〜６００℃で合金化すること
を特徴とする伸びフランジ性が優れ、引張強度が４９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板
の製造方法。 （２）ｍａｓｓ％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下を含み、かつ
Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．３〜１．０％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をスラ
ブとした後、直ちにあるいは１０００〜１２５０℃に加
熱し、熱間圧延を行うに当り、粗圧延では全圧下率を７
０％以上で圧延を行い、仕上げ圧延では圧下を有効歪
［ε eff＝最終パス圧下率（％）＋１／２（最終前１段
目パス圧下率（％））＋１／４（最終前２段目パス圧下
率（％））］を３０％以上で圧延を行い、仕上温度（Ａ
ｒ3 点＋２０℃）〜９５０℃で圧延を終了し、圧延後１
秒以上空冷し、続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷
却し、７５０℃以下で巻取り熱延鋼帯とし、得られた熱
延鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気中で５
５０〜６８０℃で通板し、冷却後、溶融亜鉛めっき槽に
浸漬し溶融亜鉛めっきを施した後、再び加熱し５００〜
６００℃で合金化することを特徴とする伸びフランジ性
が優れ、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度合金
化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
【０００７】
【作用】次に本発明の各構成要件の限定理由について詳
述する。Ｃは０．０１％以下とする。これを超えると炭
化物が生成し、伸びフランジ性が低下する。Ｍｎは強度
を付与する元素であり、０．１〜２．０％の範囲で添加
する。下限値未満では、目標強度が得られない。２．０
％を越える添加では製造上、Ｃのピックアップがあり、
Ｃの上限値を満足できない。ＳｉはＳｉスケールの原因
となるとともにめっき不良を生じるので０．３％以下と
する。Ａｌは脱酸剤として必要であるが０．１％を超え
るとアルミナ系介在物が増加し、鋼の伸びフランジ性を
損ねる。
述する。Ｃは０．０１％以下とする。これを超えると炭
化物が生成し、伸びフランジ性が低下する。Ｍｎは強度
を付与する元素であり、０．１〜２．０％の範囲で添加
する。下限値未満では、目標強度が得られない。２．０
％を越える添加では製造上、Ｃのピックアップがあり、
Ｃの上限値を満足できない。ＳｉはＳｉスケールの原因
となるとともにめっき不良を生じるので０．３％以下と
する。Ａｌは脱酸剤として必要であるが０．１％を超え
るとアルミナ系介在物が増加し、鋼の伸びフランジ性を
損ねる。
【０００８】Ｓは圧延方向に伸びたＡ系介在物を増加さ
せ、そこを起点にして割れが伝播するので、穴拡げ性が
低下する。そこで上限値を０．０１％とする。Ｐは耐食
性を付与する元素である。しかし、０．０３％を越える
と延性が落ち、伸びフランジ性が低下する。Ｃｕは本発
明では重要な元素である。すなわち、巻取およびその後
の徐冷中にＣｕを析出させ所定の強度を得る。０．８％
未満では効果がなく、２．０％を越える添加では効果が
飽和するとともにＣｕヘゲと呼ばれる表面欠陥が熱延中
に生じることがある。また、このＣｕヘゲを防止するに
はＮｉ添加が望ましい。０．３％未満では効果がなく、
１．０％を越えると効果が飽和するばかりでなく経済性
を損ねる。
せ、そこを起点にして割れが伝播するので、穴拡げ性が
低下する。そこで上限値を０．０１％とする。Ｐは耐食
性を付与する元素である。しかし、０．０３％を越える
と延性が落ち、伸びフランジ性が低下する。Ｃｕは本発
明では重要な元素である。すなわち、巻取およびその後
の徐冷中にＣｕを析出させ所定の強度を得る。０．８％
未満では効果がなく、２．０％を越える添加では効果が
飽和するとともにＣｕヘゲと呼ばれる表面欠陥が熱延中
に生じることがある。また、このＣｕヘゲを防止するに
はＮｉ添加が望ましい。０．３％未満では効果がなく、
１．０％を越えると効果が飽和するばかりでなく経済性
を損ねる。
【０００９】続いて熱延条件について詳述する。上述し
たような鋼は通常転炉で溶製され連続鋳造にてスラブと
される。転炉溶製後種々の二次精錬がなされることもあ
る。このスラブは冷片、温片あるいは熱片のまま加熱炉
に挿入される。この時の加熱温度は１０００〜１２００
℃とする。下限は現状の連続熱延設備で生産性を落とさ
ずに操業できる範囲とした。上限値は１２００℃とす
る。これを越えるとＣｕヘゲが発生し表面性状が劣化す
る。さらにＮｉを前述の範囲で添加した場合には加熱温
度の上限値を１２５０℃とする。上限値はＮｉ添加によ
り向上するが、これ以上だとやはりＣｕヘゲを生じるの
を避けがたい。下限値は同様に現状の設備でとりうる値
とした。
たような鋼は通常転炉で溶製され連続鋳造にてスラブと
される。転炉溶製後種々の二次精錬がなされることもあ
る。このスラブは冷片、温片あるいは熱片のまま加熱炉
に挿入される。この時の加熱温度は１０００〜１２００
℃とする。下限は現状の連続熱延設備で生産性を落とさ
ずに操業できる範囲とした。上限値は１２００℃とす
る。これを越えるとＣｕヘゲが発生し表面性状が劣化す
る。さらにＮｉを前述の範囲で添加した場合には加熱温
度の上限値を１２５０℃とする。上限値はＮｉ添加によ
り向上するが、これ以上だとやはりＣｕヘゲを生じるの
を避けがたい。下限値は同様に現状の設備でとりうる値
とした。
【００１０】熱間圧延工程での圧下率は本発明では重要
な条件である。粗圧延での全圧下率は７０％以上とす
る。これ未満ではγ粒が粗大となり、γの動的再結晶が
生じにくくなり、強い集合組織を形成する。その結果、
面内異方性が大きくなり、各方向のｒ値の最小値が低下
し、伸びフランジ性が低下する。仕上圧延では特に仕上
後段での圧下率が有効であるため、ε eff＝最終パス圧
下率（％）＋1/2 （最終前１段目パス圧下率（％））＋
1/4 （最終前２段目パス圧下率（％））で定義される有
効歪を３０％以上とする。これ未満ではγ粒の動的再結
晶が生じにくくなり、強い集合組織を形成する。その結
果、面内異方性が大きくなり、各方向のｒ値の最小値が
低下し、伸びフランジ性が低下する。
な条件である。粗圧延での全圧下率は７０％以上とす
る。これ未満ではγ粒が粗大となり、γの動的再結晶が
生じにくくなり、強い集合組織を形成する。その結果、
面内異方性が大きくなり、各方向のｒ値の最小値が低下
し、伸びフランジ性が低下する。仕上圧延では特に仕上
後段での圧下率が有効であるため、ε eff＝最終パス圧
下率（％）＋1/2 （最終前１段目パス圧下率（％））＋
1/4 （最終前２段目パス圧下率（％））で定義される有
効歪を３０％以上とする。これ未満ではγ粒の動的再結
晶が生じにくくなり、強い集合組織を形成する。その結
果、面内異方性が大きくなり、各方向のｒ値の最小値が
低下し、伸びフランジ性が低下する。
【００１１】仕上温度も本発明では極めて重要な条件で
ある。すなわち、Ｃｕ添加熱延鋼板の集合組織をランダ
ム化することにより面内異方性を低減させるためであ
る。従って仕上温度は（Ａｒ3 点＋２０℃）〜９５０℃
とする。下限値未満であると強い集合組織が形成され、
面内異方性が大きくなり、各方向のｒ値の最小値が低下
し、伸びフランジ性が低下する。上限値は加熱温度との
兼ね合いで実機で製造可能な値とした。仕上圧延後は１
秒以上空冷する。これ未満ではγ粒の未再結晶が残りや
すく、集合組織が発達し伸びフランジ性が低下する。空
冷後の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。これ未満
ではα粒が粗大化し、延性が低下する。巻取温度は７５
０℃以下とする。これを越えるとα粒が粗大化し、延性
が低下する。続いて、連続溶融亜鉛めっき条件を詳述す
る。連続溶融亜鉛めっきラインで通板する際の還元雰囲
気中での温度は本発明では重要である。
ある。すなわち、Ｃｕ添加熱延鋼板の集合組織をランダ
ム化することにより面内異方性を低減させるためであ
る。従って仕上温度は（Ａｒ3 点＋２０℃）〜９５０℃
とする。下限値未満であると強い集合組織が形成され、
面内異方性が大きくなり、各方向のｒ値の最小値が低下
し、伸びフランジ性が低下する。上限値は加熱温度との
兼ね合いで実機で製造可能な値とした。仕上圧延後は１
秒以上空冷する。これ未満ではγ粒の未再結晶が残りや
すく、集合組織が発達し伸びフランジ性が低下する。空
冷後の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。これ未満
ではα粒が粗大化し、延性が低下する。巻取温度は７５
０℃以下とする。これを越えるとα粒が粗大化し、延性
が低下する。続いて、連続溶融亜鉛めっき条件を詳述す
る。連続溶融亜鉛めっきラインで通板する際の還元雰囲
気中での温度は本発明では重要である。
【００１２】すなわち、Ｃｕの析出ないしクラスター強
化により目標とする強度を得るためである。その温度は
５５０〜６８０℃とする。上限値を越えるとＣｕが固溶
状態となり、目標とする強度が得られない。下限値未満
であると鋼板表面上に酸化皮膜が残り、めっき密着性が
低下する。なお、巻取温度によりＣｕの析出ないしクラ
スター強化量が異なるので、熱延鋼帯の引張強度は変化
する。そこで、最終製品で目標とする引張強度に達する
ように、連続溶融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気温度
を熱延鋼帯の強度により調整する必要がある。特に目標
とする強度よりも熱延鋼帯の強度が低い場合は、連続溶
融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気温度は５７０〜６３
０℃とする。溶融亜鉛めっき浴に浸漬後の加熱温度は５
００〜６００℃とする。上限値は現状の設備で可能な値
とした。下限値未満では合金化が不十分となる。好まし
くは５２０〜５６０℃とする。
化により目標とする強度を得るためである。その温度は
５５０〜６８０℃とする。上限値を越えるとＣｕが固溶
状態となり、目標とする強度が得られない。下限値未満
であると鋼板表面上に酸化皮膜が残り、めっき密着性が
低下する。なお、巻取温度によりＣｕの析出ないしクラ
スター強化量が異なるので、熱延鋼帯の引張強度は変化
する。そこで、最終製品で目標とする引張強度に達する
ように、連続溶融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気温度
を熱延鋼帯の強度により調整する必要がある。特に目標
とする強度よりも熱延鋼帯の強度が低い場合は、連続溶
融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気温度は５７０〜６３
０℃とする。溶融亜鉛めっき浴に浸漬後の加熱温度は５
００〜６００℃とする。上限値は現状の設備で可能な値
とした。下限値未満では合金化が不十分となる。好まし
くは５２０〜５６０℃とする。
【００１３】
【実施例】表１に示す成分を有する鋼を転炉にて出鋼
し、真空脱ガス等の二次精錬を経てスラブとした。表１
の中でＡ〜Ｅの符号で示す鋼は本発明範囲内であり、Ｆ
〜Ｌで示す鋼は本発明外である。Ｆ鋼はＣが上限超、Ｇ
鋼はＳｉが上限超、Ｈ鋼はＰ，Ａｌ，Ｓが上限超であ
る。Ｉ鋼はＣｕが上限超、Ｊ鋼はＮｉが下限未満、Ｋ鋼
はＴｉが添加してあり、Ｌ鋼はＮｂ，Ｔｉが添加してあ
る。これらの鋼を表２及び表３に示す熱延条件および溶
融亜鉛めっき条件で合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製
造した。得られた鋼板の特性値を同じく表３に示す。引
張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に準じた５号試験片を
用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１記載の方法に従って行った。
また、ｒ値は１０％歪をかけた後、圧延方向，９０°方
向，４５°方向を測定した。実施例で示した鋼板では圧
延方向のｒ値が最小であったので、それを表３に示し
た。
し、真空脱ガス等の二次精錬を経てスラブとした。表１
の中でＡ〜Ｅの符号で示す鋼は本発明範囲内であり、Ｆ
〜Ｌで示す鋼は本発明外である。Ｆ鋼はＣが上限超、Ｇ
鋼はＳｉが上限超、Ｈ鋼はＰ，Ａｌ，Ｓが上限超であ
る。Ｉ鋼はＣｕが上限超、Ｊ鋼はＮｉが下限未満、Ｋ鋼
はＴｉが添加してあり、Ｌ鋼はＮｂ，Ｔｉが添加してあ
る。これらの鋼を表２及び表３に示す熱延条件および溶
融亜鉛めっき条件で合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製
造した。得られた鋼板の特性値を同じく表３に示す。引
張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に準じた５号試験片を
用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１記載の方法に従って行った。
また、ｒ値は１０％歪をかけた後、圧延方向，９０°方
向，４５°方向を測定した。実施例で示した鋼板では圧
延方向のｒ値が最小であったので、それを表３に示し
た。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
【表２】
【００１７】伸びフランジ性は打ち抜き穴拡げ試験にお
ける穴拡げ比で評価した。試験片は２５０ｍｍ角の鋼板
に直径２０ｍｍのパンチと板厚の１０％のクリアランス
（片側）を持たせたダイスにより直径ｄ0 （＝ダイス
径）の穴を打ち抜いたものを用いた。穴拡げ試験はプレ
ス試験機にて上記の試験片を打ち抜き穴バリのない（バ
リとは反対の）面側から３０°円錐パンチで押し広げ
（この際押し拡げ部への材料流入がないようにフランジ
には６０トンのしわ押えをかける）、クラックが板厚を
貫通する時点で止めることとし、この時の穴径（ｄ）と
元の穴径（ｄ0 ）の比（ｄ／ｄ0 ）を穴拡げ比とした。
めっき密着性はインパクト試験で評価した。その方法は
鋼板に半球状のポンチ（径１２．７ｍｍφを）を落下さ
せ、形成された円上のくぼみにテープを貼り、剥離後テ
ープに付着しためっき量を目視で判定した。全面剥離を
生じたものを不良とし、その他は良好とした。
ける穴拡げ比で評価した。試験片は２５０ｍｍ角の鋼板
に直径２０ｍｍのパンチと板厚の１０％のクリアランス
（片側）を持たせたダイスにより直径ｄ0 （＝ダイス
径）の穴を打ち抜いたものを用いた。穴拡げ試験はプレ
ス試験機にて上記の試験片を打ち抜き穴バリのない（バ
リとは反対の）面側から３０°円錐パンチで押し広げ
（この際押し拡げ部への材料流入がないようにフランジ
には６０トンのしわ押えをかける）、クラックが板厚を
貫通する時点で止めることとし、この時の穴径（ｄ）と
元の穴径（ｄ0 ）の比（ｄ／ｄ0 ）を穴拡げ比とした。
めっき密着性はインパクト試験で評価した。その方法は
鋼板に半球状のポンチ（径１２．７ｍｍφを）を落下さ
せ、形成された円上のくぼみにテープを貼り、剥離後テ
ープに付着しためっき量を目視で判定した。全面剥離を
生じたものを不良とし、その他は良好とした。
【００１８】表２及び表３においてＮｏ．１〜Ｎｏ．
５、Ｎｏ．１１およびＮｏ．２３，２４は本発明例の鋼
であり、本発明の目的とする強度と良好な穴拡げ比を有
するとともにＳｉスケールおよびＣｕヘゲの発生はな
く、めっき密着性、合金化度も良好であった。Ｎｏ．６
〜Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．２２は比較例鋼であ
る。Ｎｏ．６は加熱温度が高すぎたためＣｕヘゲが生成
し、表面性状が劣化した。Ｎｏ．７は熱間圧延工程での
粗圧延の全圧下率が低すぎたためにγの動的再結晶が不
十分で、熱延鋼板の集合組織が発達し面内異方性が大き
くなり、これに伴いＬ方向のｒ値が小さくなり、穴拡げ
比が低下した。Ｎｏ．８は熱間圧延工程での仕上圧延で
の有効歪が小さすぎたためにγの動的再結晶が不十分
で、熱延鋼板の集合組織が発達し面内異方性が大きくな
り、これに伴いＬ方向のｒ値が小さくなり、穴拡げ比が
低下した。Ｎｏ．９は熱間圧延工程での空冷時間が短か
ったためにγの未再結晶が残り、熱延鋼板の集合組織が
発達し面内異方性が大きくなり、これに伴いＬ方向のｒ
値が小さくなり、穴拡げ比が低下した。
５、Ｎｏ．１１およびＮｏ．２３，２４は本発明例の鋼
であり、本発明の目的とする強度と良好な穴拡げ比を有
するとともにＳｉスケールおよびＣｕヘゲの発生はな
く、めっき密着性、合金化度も良好であった。Ｎｏ．６
〜Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．２２は比較例鋼であ
る。Ｎｏ．６は加熱温度が高すぎたためＣｕヘゲが生成
し、表面性状が劣化した。Ｎｏ．７は熱間圧延工程での
粗圧延の全圧下率が低すぎたためにγの動的再結晶が不
十分で、熱延鋼板の集合組織が発達し面内異方性が大き
くなり、これに伴いＬ方向のｒ値が小さくなり、穴拡げ
比が低下した。Ｎｏ．８は熱間圧延工程での仕上圧延で
の有効歪が小さすぎたためにγの動的再結晶が不十分
で、熱延鋼板の集合組織が発達し面内異方性が大きくな
り、これに伴いＬ方向のｒ値が小さくなり、穴拡げ比が
低下した。Ｎｏ．９は熱間圧延工程での空冷時間が短か
ったためにγの未再結晶が残り、熱延鋼板の集合組織が
発達し面内異方性が大きくなり、これに伴いＬ方向のｒ
値が小さくなり、穴拡げ比が低下した。
【００１９】Ｎｏ．１０は熱間圧延工程での冷却速度が
遅すぎたのでフェライト粒が粗大化し、延性が低下し
た。Ｎｏ．１２は熱間圧延工程での巻取温度が高すぎた
のでフェライト粒が粗大になり、延性が低下した。Ｎ
ｏ．１３はＣが高すぎたので炭化物が生成し、穴拡げ比
が低下した。Ｎｏ．１４はＳｉが高すぎたのでＳｉスケ
ールが生成し、表面性状が劣化した。Ｎｏ．１５はＡ
ｌ、Ｐ、Ｓが高すぎたので介在物が生成し、穴拡げ比が
低下した。Ｎｏ．１６はＣｕが高すぎたのでＣｕヘゲが
生成し、表面性状が劣化した。Ｎｏ．１７はＮｉが低す
ぎたのでＣｕヘゲが生成し、穴拡げ比が低下した。Ｎ
ｏ．１８はＴｉを添加したためにγの未再結晶集合組織
が発達し、面内異方性が大きくなり、これに伴いＬ方向
のｒ値が小さくなり、穴拡げ比が低下した。Ｎｏ．１９
はＮｂ，Ｔｉを添加したためにγの未再結晶集合組織が
発達し、面内異方性が大きくなり、これに伴いＬ方向の
ｒ値が小さくなり、穴拡げ比が低下した。Ｎｏ．２０は
連続溶融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気中での温度が
低すぎたのでめっき密着性が低下した。Ｎｏ．２１は連
続溶融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気中での温度が高
すぎたのでＣｕが固溶状態となり、Ｃｕの析出ないしク
ラスター強化が得られず、目標とする強度が得られなか
った。Ｎｏ．２２は連続溶融亜鉛めっきラインでの合金
化温度が低すぎたので、めっき層中のＦｅ（％）が低下
した。
遅すぎたのでフェライト粒が粗大化し、延性が低下し
た。Ｎｏ．１２は熱間圧延工程での巻取温度が高すぎた
のでフェライト粒が粗大になり、延性が低下した。Ｎ
ｏ．１３はＣが高すぎたので炭化物が生成し、穴拡げ比
が低下した。Ｎｏ．１４はＳｉが高すぎたのでＳｉスケ
ールが生成し、表面性状が劣化した。Ｎｏ．１５はＡ
ｌ、Ｐ、Ｓが高すぎたので介在物が生成し、穴拡げ比が
低下した。Ｎｏ．１６はＣｕが高すぎたのでＣｕヘゲが
生成し、表面性状が劣化した。Ｎｏ．１７はＮｉが低す
ぎたのでＣｕヘゲが生成し、穴拡げ比が低下した。Ｎ
ｏ．１８はＴｉを添加したためにγの未再結晶集合組織
が発達し、面内異方性が大きくなり、これに伴いＬ方向
のｒ値が小さくなり、穴拡げ比が低下した。Ｎｏ．１９
はＮｂ，Ｔｉを添加したためにγの未再結晶集合組織が
発達し、面内異方性が大きくなり、これに伴いＬ方向の
ｒ値が小さくなり、穴拡げ比が低下した。Ｎｏ．２０は
連続溶融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気中での温度が
低すぎたのでめっき密着性が低下した。Ｎｏ．２１は連
続溶融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気中での温度が高
すぎたのでＣｕが固溶状態となり、Ｃｕの析出ないしク
ラスター強化が得られず、目標とする強度が得られなか
った。Ｎｏ．２２は連続溶融亜鉛めっきラインでの合金
化温度が低すぎたので、めっき層中のＦｅ（％）が低下
した。
【００２０】
【発明の効果】以上説明したように本発明の製造方法に
よれば、伸びフランジ性に優れ、かつ耐食性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を外観性状、経済性を損ね
ることなく提供できる。これにより厳しい伸びフランジ
加工が必要な部材に本発明鋼板を適用することにより、
例えば自動車等の軽量化が容易となり燃費の向上や省資
源などを可能にしうるものであり工業的価値は極めて高
い。
よれば、伸びフランジ性に優れ、かつ耐食性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を外観性状、経済性を損ね
ることなく提供できる。これにより厳しい伸びフランジ
加工が必要な部材に本発明鋼板を適用することにより、
例えば自動車等の軽量化が容易となり燃費の向上や省資
源などを可能にしうるものであり工業的価値は極めて高
い。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28 2/30 2/30 2/40 2/40 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/46,8/02 C22C 38/00 - 38/16 C23C 2/06 C23C 2/28 - 2/40
Claims (2)
- 【請求項１】 ｍａｓｓ％でＣ：０．０１％以下、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下を含
み、かつＣｕ：０．８〜２．０％を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし
た後、直ちにあるいは１０００〜１２００℃に加熱し、
熱間圧延を行うに当り、粗圧延では全圧下率を７０％以
上で圧延を行い、仕上げ圧延では圧下を有効歪［ε eff
＝最終パス圧下率（％）＋１／２（最終前１段目パス圧
下率（％））＋１／４（最終前２段目パス圧下率
（％））］を３０％以上で圧延を行い、仕上温度（Ａｒ
3 点＋２０℃）〜９５０℃で圧延を終了し、圧延後１秒
以上空冷し、続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却
し、７５０℃以下で巻取り熱延鋼帯とし、得られた熱延
鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気中で５５
０〜６８０℃で通板し、冷却後、溶融亜鉛めっき槽に浸
漬し溶融亜鉛めっきを施した後、再び加熱し５００〜６
００℃で合金化することを特徴とする伸びフランジ性が
優れ、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度合金化
溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 ｍａｓｓ％でＣ：０．０１％以下、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下を含
み、かつＣｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．３〜１．
０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる
鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１０００〜１２５
０℃に加熱し、熱間圧延を行うに当り、粗圧延では全圧
下率を７０％以上で圧延を行い、仕上げ圧延では圧下を
有効歪［ε eff＝最終パス圧下率（％）＋１／２（最終
前１段目パス圧下率（％））＋１／４（最終前２段目パ
ス圧下率（％））］を３０％以上で圧延を行い、仕上温
度（Ａｒ3 点＋２０℃）〜９５０℃で圧延を終了し、圧
延後１秒以上空冷し、続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以
上で冷却し、７５０℃以下で巻取り熱延鋼帯とし、得ら
れた熱延鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気
中で５５０〜６８０℃で通板し、冷却後、溶融亜鉛めっ
き槽に浸漬し溶融亜鉛めっきを施した後、再び加熱し５
００〜６００℃で合金化することを特徴とする伸びフラ
ンジ性が優れ、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強
度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4066981A JP3048739B2 (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 伸びフランジ性のすぐれた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4066981A JP3048739B2 (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 伸びフランジ性のすぐれた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05271782A JPH05271782A (ja) | 1993-10-19 |
| JP3048739B2 true JP3048739B2 (ja) | 2000-06-05 |
Family
ID=13331709
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4066981A Expired - Fee Related JP3048739B2 (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 伸びフランジ性のすぐれた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3048739B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5874333B2 (ja) * | 2011-06-14 | 2016-03-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-03-25 JP JP4066981A patent/JP3048739B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05271782A (ja) | 1993-10-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH07197183A (ja) | 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法 | |
| US5534089A (en) | Method of manufacturing small planar anisotropic high-strength thin can steel plate | |
| JP4696870B2 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2002012947A (ja) | 伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002322543A (ja) | 加工性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法および加工方法 | |
| JP7431325B2 (ja) | 耐久性に優れた厚物複合組織鋼及びその製造方法 | |
| JP3449003B2 (ja) | 缶用鋼板とその製造方法 | |
| JP4519373B2 (ja) | 成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4214664B2 (ja) | プレス成形用薄鋼板およびその製造方法 | |
| CN117265396A (zh) | 一种超高强度低点焊碳当量热镀锌双相钢及其制备方法 | |
| JP3932892B2 (ja) | 延性、伸びフランジ性および衝撃吸収特性に優れた高強度鋼板および高強度電気めっき鋼板とそれらの製造方法 | |
| JP3048739B2 (ja) | 伸びフランジ性のすぐれた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3293001B2 (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4747473B2 (ja) | 伸びフランジ加工性に優れた熱延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法 | |
| JP2003064446A (ja) | 歪時効硬化特性に優れるとともに室温時効劣化のない冷延鋼板および冷延めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| JP3001286B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2802513B2 (ja) | プレス成形性に優れ、成形後の熱処理による著しい硬化性と高耐食性を有する鋼板の製造方法及びその鋼板を用いた鋼構造部材の製造方法 | |
| JP2718369B2 (ja) | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001335892A (ja) | 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP2844136B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH1017994A (ja) | 耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3273383B2 (ja) | 深絞り性の優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4218598B2 (ja) | めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3471407B2 (ja) | 加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH05345916A (ja) | 伸びフランジ性および耐食性の優れた自動車足廻り部品用高強度熱延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20000314 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080324 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090324 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090324 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100324 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110324 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120324 Year of fee payment: 12 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |