JP3293190B2 - 焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は焼付硬化性に優れた薄鋼
板、即ち熱延鋼板、冷延鋼板及び各種の表面処理鋼板の
製造方法に関するものであり、例えば自動車用の外板パ
ネルに使用するのに好適な鋼板である。
板、即ち熱延鋼板、冷延鋼板及び各種の表面処理鋼板の
製造方法に関するものであり、例えば自動車用の外板パ
ネルに使用するのに好適な鋼板である。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境問題が重視され、自動車
の排気ガス排出量を低減するため、自動車の車体軽量化
による燃費向上が進められている。その対策として、自
動車用外板パネルでは、板厚の薄肉化により車体重量の
軽減が図られており、更に自動車用鋼板には耐デント性
（鋼板のへこみにくさ）が要求されている。このような
要求を克服するため、焼付硬化型鋼板が開発されてい
る。焼付硬化型鋼板とは、プレス成形時には軟質でプレ
ス成形しやすく、後工程である塗装焼付処理時に、鋼中
の固溶Ｃによる歪時効で降伏点が上昇して、耐デント性
が向上することを特徴とする鋼板である。
の排気ガス排出量を低減するため、自動車の車体軽量化
による燃費向上が進められている。その対策として、自
動車用外板パネルでは、板厚の薄肉化により車体重量の
軽減が図られており、更に自動車用鋼板には耐デント性
（鋼板のへこみにくさ）が要求されている。このような
要求を克服するため、焼付硬化型鋼板が開発されてい
る。焼付硬化型鋼板とは、プレス成形時には軟質でプレ
ス成形しやすく、後工程である塗装焼付処理時に、鋼中
の固溶Ｃによる歪時効で降伏点が上昇して、耐デント性
が向上することを特徴とする鋼板である。
【０００３】焼付硬化性を有する薄鋼板を製造するうえ
で問題となる点は、製造過程で鋼板を加熱すると、固溶
Ｃが結晶粒界に拡散して析出したり、あるいは転位に固
着して、焼付硬化性が低下することである。したがっ
て、鋼板の加熱に際し、焼付硬化性の低下を極力小さく
する必要がある。本発明では、高周波誘導加熱炉を用い
ることにより、上記の問題点が解決されることを見いだ
した。
で問題となる点は、製造過程で鋼板を加熱すると、固溶
Ｃが結晶粒界に拡散して析出したり、あるいは転位に固
着して、焼付硬化性が低下することである。したがっ
て、鋼板の加熱に際し、焼付硬化性の低下を極力小さく
する必要がある。本発明では、高周波誘導加熱炉を用い
ることにより、上記の問題点が解決されることを見いだ
した。
【０００４】高周波誘導加熱炉を用いて鋼板を加熱する
方法として例えば特公平２−３７４２５号公報がある。
これは連続溶融亜鉛めっきラインにおいて亜鉛めっきを
施した後、高周波誘導加熱炉で鋼板を加熱して合金化を
行うことを開示している。しかし、これは合金化層の形
成を目的としたもので、高周波誘導加熱炉を用いること
により焼付硬化性に与える影響についてはなんら言及し
ていない。
方法として例えば特公平２−３７４２５号公報がある。
これは連続溶融亜鉛めっきラインにおいて亜鉛めっきを
施した後、高周波誘導加熱炉で鋼板を加熱して合金化を
行うことを開示している。しかし、これは合金化層の形
成を目的としたもので、高周波誘導加熱炉を用いること
により焼付硬化性に与える影響についてはなんら言及し
ていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上述した問
題、即ち製造過程における加熱による鋼板の焼付硬化性
の低下を高周波誘導加熱を用いることにより克服し、優
れた焼付硬化性を有する薄鋼板の製造方法に関するもの
である。尚、本明細書では、薄鋼板とは、熱延鋼板、冷
延鋼板および各種の表面処理鋼板を含む広い概念であ
り、表面処理鋼板とは、亜鉛めっき鋼板、錫めっき鋼板
等の表面処理を施した鋼板をいう。
題、即ち製造過程における加熱による鋼板の焼付硬化性
の低下を高周波誘導加熱を用いることにより克服し、優
れた焼付硬化性を有する薄鋼板の製造方法に関するもの
である。尚、本明細書では、薄鋼板とは、熱延鋼板、冷
延鋼板および各種の表面処理鋼板を含む広い概念であ
り、表面処理鋼板とは、亜鉛めっき鋼板、錫めっき鋼板
等の表面処理を施した鋼板をいう。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、ＩＦ鋼（Ｉｎ
ｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼）を使用した優れた
焼付硬化性を有する薄鋼板の製造方法に関するものであ
り、以下の要件で構成されるものである。
ｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼）を使用した優れた
焼付硬化性を有する薄鋼板の製造方法に関するものであ
り、以下の要件で構成されるものである。
【０００７】（１）下記の工程（下記の成分組成はｗｔ
％である）を具えた焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方
法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1 %以下、
P:0.1%以下、S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06
%、 N:0.004 % 以下、Mn:0.1〜2 % 、 Cr:(2-Mn)
/1.2 ％以下、Nb、Tiの１種又は２種を、下式の範囲で
含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる薄鋼板を用意し、
（ｂ）前記薄鋼板を、下式を満たす周波数ｆ(Hz)の交番
磁場中で高周波誘導加熱する。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
％である）を具えた焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方
法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1 %以下、
P:0.1%以下、S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06
%、 N:0.004 % 以下、Mn:0.1〜2 % 、 Cr:(2-Mn)
/1.2 ％以下、Nb、Tiの１種又は２種を、下式の範囲で
含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる薄鋼板を用意し、
（ｂ）前記薄鋼板を、下式を満たす周波数ｆ(Hz)の交番
磁場中で高周波誘導加熱する。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
【０００８】（２）下記の工程（下記の成分組成はｗｔ
％である）を具えた焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造
方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1% 以下、
P:0.1%以下、S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06
%、 N:0.004 % 以下、Mn:0.1〜2 % 、 Cr: ≦(2-
Mn)/1.2％以下、さらにNb、Tiの１種又は２種以上を、
それぞれ、下式の範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる冷延鋼板を用意
し、（ｂ）前記冷延鋼板を焼鈍し、続いて、（ｃ）下式
を満たす周波数ｆ(Hz)の交番磁場中で、高周波誘導加熱
して、過時効処理を行なう。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
％である）を具えた焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造
方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1% 以下、
P:0.1%以下、S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06
%、 N:0.004 % 以下、Mn:0.1〜2 % 、 Cr: ≦(2-
Mn)/1.2％以下、さらにNb、Tiの１種又は２種以上を、
それぞれ、下式の範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる冷延鋼板を用意
し、（ｂ）前記冷延鋼板を焼鈍し、続いて、（ｃ）下式
を満たす周波数ｆ(Hz)の交番磁場中で、高周波誘導加熱
して、過時効処理を行なう。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
【０００９】（３）下記の工程（下記の成分組成はｗｔ
％である）を具えた焼付硬化性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:0.4% 以下、
P:0.06% 以下、S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.
06 %、 N:0.004 % 以下、Mn:0.1〜2 % 、 Cr:
(2-Mn)/1.2 ％以下、さらにNb、Tiの１種又は２種を下
式の範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板を用意し、
（ｂ）前記鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施した後、
下式の周波数ｆ(Hz)の交番磁場中で前記鋼板を高周波誘
導加熱して合金化処理を行う。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
％である）を具えた焼付硬化性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:0.4% 以下、
P:0.06% 以下、S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.
06 %、 N:0.004 % 以下、Mn:0.1〜2 % 、 Cr:
(2-Mn)/1.2 ％以下、さらにNb、Tiの１種又は２種を下
式の範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板を用意し、
（ｂ）前記鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施した後、
下式の周波数ｆ(Hz)の交番磁場中で前記鋼板を高周波誘
導加熱して合金化処理を行う。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
【００１０】（４）下記の工程（下記の成分組成はｗｔ
％である）を具えた焼付硬化性に優れた錫めっき鋼板の
製造方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1% 以下、
P:0.1%以下、S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06
%、 N:0.004 % 以下、Mn:0.1〜2 % 、 Cr:(2-
Mn)/1.2 % 以下、さらにNb、Tiの１種又は２種以上を下
式の範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板を用意し、
（ｂ）前記鋼板に錫めっきを施した後、下式を満たす周
波数ｆ(Hz)の交番磁場中で高周波誘導加熱してリフロー
処理を行う。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
％である）を具えた焼付硬化性に優れた錫めっき鋼板の
製造方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1% 以下、
P:0.1%以下、S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06
%、 N:0.004 % 以下、Mn:0.1〜2 % 、 Cr:(2-
Mn)/1.2 % 以下、さらにNb、Tiの１種又は２種以上を下
式の範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板を用意し、
（ｂ）前記鋼板に錫めっきを施した後、下式を満たす周
波数ｆ(Hz)の交番磁場中で高周波誘導加熱してリフロー
処理を行う。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
【００１１】
【作用】本発明において最も重要な構成要件は上記成分
を有するＩＦ鋼を、高周波誘導加熱炉を用いて適正な周
波数の交番磁場中で加熱することである。即ち、本発明
では、適当な量のＭｎおよびＣｒを含有する鋼板を、高
周波誘導加熱炉を使用して適当な周波数の交番磁場中で
加熱することにより、通常のガス加熱炉などを使用して
加熱した場合と比較して製品の焼付硬化性が向上するこ
とを見出した。
を有するＩＦ鋼を、高周波誘導加熱炉を用いて適正な周
波数の交番磁場中で加熱することである。即ち、本発明
では、適当な量のＭｎおよびＣｒを含有する鋼板を、高
周波誘導加熱炉を使用して適当な周波数の交番磁場中で
加熱することにより、通常のガス加熱炉などを使用して
加熱した場合と比較して製品の焼付硬化性が向上するこ
とを見出した。
【００１２】この新しい知見の概要をまず最初に述べ
る。薄鋼板を加熱処理すると焼付硬化性が低下する。こ
の原因は加熱により鋼中の固溶Ｃの拡散速度が速まり、
固溶Ｃが粒界に析出したり転位へ固着し、焼付硬化性に
寄与する固溶Ｃが減少するためである。
る。薄鋼板を加熱処理すると焼付硬化性が低下する。こ
の原因は加熱により鋼中の固溶Ｃの拡散速度が速まり、
固溶Ｃが粒界に析出したり転位へ固着し、焼付硬化性に
寄与する固溶Ｃが減少するためである。
【００１３】さらに、連続焼鈍ライン等連続熱処理ライ
ンにおけるラインの張力や鋼板を支持するロールによる
曲歪み等は固溶Ｃの析出や転位への固着を促進するた
め、連続式の設備で加熱処理する場合には焼付硬化性の
低下が特に顕著である。しかし、後述するように、所定
の周波数以上の高周波誘導加熱により、固溶Ｃの析出や
固着が抑制されて、焼付硬化性が向上する。
ンにおけるラインの張力や鋼板を支持するロールによる
曲歪み等は固溶Ｃの析出や転位への固着を促進するた
め、連続式の設備で加熱処理する場合には焼付硬化性の
低下が特に顕著である。しかし、後述するように、所定
の周波数以上の高周波誘導加熱により、固溶Ｃの析出や
固着が抑制されて、焼付硬化性が向上する。
【００１４】固溶Ｃの析出や固着が抑制される理由は明
らかではないが、高周波の交番磁場に起因する結晶の格
子振動によるものと推測される。すなわち、磁場中に強
磁性体を置くと弾性歪である磁歪が生じ、結晶格子を歪
ませることが知られており、この磁歪により高周波誘導
加熱における交番磁場中では、高周波による格子振動が
生じて、Ｃ原子の析出や固着を抑制するものと推定され
る。また他の原因として、鋼中に発生する渦電流により
Ｃの析出や固着を抑制する効果があるとも考えられる。
以上の説明から明らかなとおり薄鋼板の高周波加熱は、
全く独立に、又は連続焼鈍中に若しくはメッキライン中
に行っても同一の効果が得られる。
らかではないが、高周波の交番磁場に起因する結晶の格
子振動によるものと推測される。すなわち、磁場中に強
磁性体を置くと弾性歪である磁歪が生じ、結晶格子を歪
ませることが知られており、この磁歪により高周波誘導
加熱における交番磁場中では、高周波による格子振動が
生じて、Ｃ原子の析出や固着を抑制するものと推定され
る。また他の原因として、鋼中に発生する渦電流により
Ｃの析出や固着を抑制する効果があるとも考えられる。
以上の説明から明らかなとおり薄鋼板の高周波加熱は、
全く独立に、又は連続焼鈍中に若しくはメッキライン中
に行っても同一の効果が得られる。
【００１５】本発明の構成要件である、高周波誘導加熱
における交番磁場の周波数を限定する理由について以下
に述べる。以下においては連続焼鈍ラインにおける高周
波加熱について述べるが、前述の通り全く独立した高周
波誘導加熱を行っても同一の効果が得られる。
における交番磁場の周波数を限定する理由について以下
に述べる。以下においては連続焼鈍ラインにおける高周
波加熱について述べるが、前述の通り全く独立した高周
波誘導加熱を行っても同一の効果が得られる。
【００１６】Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：０．７％、Ｐ：
０．０３％、Ｓ：０．００４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
４１％、Ｎ：０．００２％、Ｎｂ：０．０１５％をベー
スとしてＣが０．００２２％、０．００３４％、０．０
０４０％、の３水準を含有する鋼を、スラブ加熱温度１
２５０℃、仕上温度９００℃、巻取温度６５０℃で熱間
圧延して、厚さ３．２ｍｍの熱延板とし、酸洗後、冷間
圧延して０．８ｍｍとし、連続焼鈍した。焼鈍は８３０
℃で６０秒間行い、１５０℃まで冷却した後、高周波誘
導加熱により３８０℃に加熱して過時効処理をした。
０．０３％、Ｓ：０．００４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
４１％、Ｎ：０．００２％、Ｎｂ：０．０１５％をベー
スとしてＣが０．００２２％、０．００３４％、０．０
０４０％、の３水準を含有する鋼を、スラブ加熱温度１
２５０℃、仕上温度９００℃、巻取温度６５０℃で熱間
圧延して、厚さ３．２ｍｍの熱延板とし、酸洗後、冷間
圧延して０．８ｍｍとし、連続焼鈍した。焼鈍は８３０
℃で６０秒間行い、１５０℃まで冷却した後、高周波誘
導加熱により３８０℃に加熱して過時効処理をした。
【００１７】図１は、焼付硬化性（ＢＨ性）と高周波誘
導加熱における交番磁場の周波数の関係を示した図であ
る。比較材として図１中の左端には、高周波誘導加熱の
代わりにガス加熱した場合のＢＨを併せて示した。な
お、ＢＨはＪＩＳ５号試験片に２％の引張予歪を与え、
１７０℃で２０分間の熱処理を行い、熱処理前後の降伏
応力の増加分により求めた。図１より、焼付硬化性が向
上するのは、７５００Ｈｚ以上の高周波帯域に限られる
のがわかる。ガス加熱した場合と比較して、７５００Ｈ
ｚより低周波ではＢＨが向上する効果はほとんど無い。
したがって交番磁場の周波数には下限が存在することが
わかる。また、Ｃ含有量が高いほどＢＨ量の向上は大き
いが、有効周波数の下限はいずれも同じである事から、
Ｃ以外の因子により臨界周波数が決定されることが明ら
かである。
導加熱における交番磁場の周波数の関係を示した図であ
る。比較材として図１中の左端には、高周波誘導加熱の
代わりにガス加熱した場合のＢＨを併せて示した。な
お、ＢＨはＪＩＳ５号試験片に２％の引張予歪を与え、
１７０℃で２０分間の熱処理を行い、熱処理前後の降伏
応力の増加分により求めた。図１より、焼付硬化性が向
上するのは、７５００Ｈｚ以上の高周波帯域に限られる
のがわかる。ガス加熱した場合と比較して、７５００Ｈ
ｚより低周波ではＢＨが向上する効果はほとんど無い。
したがって交番磁場の周波数には下限が存在することが
わかる。また、Ｃ含有量が高いほどＢＨ量の向上は大き
いが、有効周波数の下限はいずれも同じである事から、
Ｃ以外の因子により臨界周波数が決定されることが明ら
かである。
【００１８】Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：０．３％、Ｐ：
０．０３％、Ｓ：０．００６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
４％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０２２％の含有す
る鋼について、Ｍｎを０．４％、１．１％及び２．２％
含有した鋼を図１の場合と同様の条件で製造した。ＢＨ
と交番磁場の周波数との関係を図２に示す。
０．０３％、Ｓ：０．００６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
４％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０２２％の含有す
る鋼について、Ｍｎを０．４％、１．１％及び２．２％
含有した鋼を図１の場合と同様の条件で製造した。ＢＨ
と交番磁場の周波数との関係を図２に示す。
【００１９】図２より、Ｍｎの添加量が増大するにつ
れ、ＢＨの向上する量は少なくなり、有効周波数帯域は
高周波側に移動する。さらに、Ｍｎを２．２％添加する
と、周波数を上げてもＢＨの向上はわずかになる。これ
はＭｎとＣとの相互作用に起因するものと考えられる。
Ｍｎは固溶Ｃと相互作用を通じてＭｎ−Ｃ双極子（dipo
le) を形成するため、固溶ＣがＭｎ−Ｃ双極子として存
在すると、高周波の交番磁場が、固溶Ｃの析出や固着を
抑制する効果は減少するものと推定される。したがっ
て、Ｍｎ添加量が増大するに伴い、より高い周波数の交
番磁場を鋼板にかけなければＢＨの向上を図ることがで
きないのである。有効周波数の下限を設定するに当た
り、Ｍｎ添加量の範囲を限定し、Ｍｎの添加量に応じて
周波数を限定する必要がある。
れ、ＢＨの向上する量は少なくなり、有効周波数帯域は
高周波側に移動する。さらに、Ｍｎを２．２％添加する
と、周波数を上げてもＢＨの向上はわずかになる。これ
はＭｎとＣとの相互作用に起因するものと考えられる。
Ｍｎは固溶Ｃと相互作用を通じてＭｎ−Ｃ双極子（dipo
le) を形成するため、固溶ＣがＭｎ−Ｃ双極子として存
在すると、高周波の交番磁場が、固溶Ｃの析出や固着を
抑制する効果は減少するものと推定される。したがっ
て、Ｍｎ添加量が増大するに伴い、より高い周波数の交
番磁場を鋼板にかけなければＢＨの向上を図ることがで
きないのである。有効周波数の下限を設定するに当た
り、Ｍｎ添加量の範囲を限定し、Ｍｎの添加量に応じて
周波数を限定する必要がある。
【００２０】Ｃ：０．００２８％、Ｓｉ：０．３％、
Ｐ：０．０５％、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０３％、Ｎ：０．００１５％、Ｎｂ：０．０１％、
Ｔｉ：０．０１％で種々のＭｎ量を含有した鋼を、図１
と同様の製造条件で冷延鋼板とした。図３はこの結果で
あり、Ｍｎ量と周波数がΔＢＨに及ぼす結果を示したも
のである。ΔＢＨは、高周波誘導加熱した場合と通常の
ガス加熱した場合のＢＨ量との差を示している。
Ｐ：０．０５％、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０３％、Ｎ：０．００１５％、Ｎｂ：０．０１％、
Ｔｉ：０．０１％で種々のＭｎ量を含有した鋼を、図１
と同様の製造条件で冷延鋼板とした。図３はこの結果で
あり、Ｍｎ量と周波数がΔＢＨに及ぼす結果を示したも
のである。ΔＢＨは、高周波誘導加熱した場合と通常の
ガス加熱した場合のＢＨ量との差を示している。
【００２１】図３から、Ｍｎ添加量と有効周波数の範囲
がわかる。すなわち、Ｍｎ添加量が２％を超えるとＭｎ
とＣの相互作用が大き過ぎるため、いかなる周波数を用
いてもＢＨの向上は図れない。したがって、Ｍｎ添加量
の上限を２％以下に限定する。図３より、Ｍｎは少なけ
れば少ないほど、ＢＨの向上に効果があることがわかる
が、０．１％を下回ると熱間圧延時に割れを生じるおそ
れがあるため、下限を０．１％とする。有効周波数の下
限はＭｎ添加量の増大に従って上昇し、Ｍｎが１％増大
することにより１３００Ｈｚ上昇する。したがって、加
熱時の周波数をＭｎ添加量に応じて、１３００×Ｍｎ＋
６５００Ｈｚ以上とする。
がわかる。すなわち、Ｍｎ添加量が２％を超えるとＭｎ
とＣの相互作用が大き過ぎるため、いかなる周波数を用
いてもＢＨの向上は図れない。したがって、Ｍｎ添加量
の上限を２％以下に限定する。図３より、Ｍｎは少なけ
れば少ないほど、ＢＨの向上に効果があることがわかる
が、０．１％を下回ると熱間圧延時に割れを生じるおそ
れがあるため、下限を０．１％とする。有効周波数の下
限はＭｎ添加量の増大に従って上昇し、Ｍｎが１％増大
することにより１３００Ｈｚ上昇する。したがって、加
熱時の周波数をＭｎ添加量に応じて、１３００×Ｍｎ＋
６５００Ｈｚ以上とする。
【００２２】次に本発明においては、Ｍｎと同様なＣと
の相互作用を生ずるＣｒ−Ｃ双極子を形成するＣｒの添
加量および交番磁場の周波数について述べる。Ｃ：０．
００５％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．６％、Ｐ：０．
０２％、Ｓ：０．００４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３５
％、Ｎ：０．００２５％、Ｎｂ：０．００７％、Ｔｉ：
０．０２５％の組成を有し、さらに、Ｃｒを０％、０．
５％、０．７％、１．０％、を含有する鋼について交番
磁場の周波数とＢＨの関係を図４に示す。
の相互作用を生ずるＣｒ−Ｃ双極子を形成するＣｒの添
加量および交番磁場の周波数について述べる。Ｃ：０．
００５％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．６％、Ｐ：０．
０２％、Ｓ：０．００４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３５
％、Ｎ：０．００２５％、Ｎｂ：０．００７％、Ｔｉ：
０．０２５％の組成を有し、さらに、Ｃｒを０％、０．
５％、０．７％、１．０％、を含有する鋼について交番
磁場の周波数とＢＨの関係を図４に示す。
【００２３】図４より、ＣｒについてもＭｎと同様の効
果があることがわかる。図４から臨界周波数を読み取
り、Ｃｒとの関係を示したのが図５である。Ｃｒ添加量
の増大に伴い臨界周波数は上昇し、上昇量はＣｒが１％
増大するにつき１５６０Ｈｚであるため、Ｃｒの効果は
Ｍｎの１．２倍である。したがって、ＭｎとＣｒを複合
添加した場合には、Ｃｒ添加量の上限を２．０％のＭｎ
に相当する(2.0-Mn)/1.2% に限定する。また、交番磁場
の周波数は1300×(Mn+1.2 ×Cr)+6500Hz以上に限定す
る。
果があることがわかる。図４から臨界周波数を読み取
り、Ｃｒとの関係を示したのが図５である。Ｃｒ添加量
の増大に伴い臨界周波数は上昇し、上昇量はＣｒが１％
増大するにつき１５６０Ｈｚであるため、Ｃｒの効果は
Ｍｎの１．２倍である。したがって、ＭｎとＣｒを複合
添加した場合には、Ｃｒ添加量の上限を２．０％のＭｎ
に相当する(2.0-Mn)/1.2% に限定する。また、交番磁場
の周波数は1300×(Mn+1.2 ×Cr)+6500Hz以上に限定す
る。
【００２４】以上は連続焼鈍ラインでの高周波加熱に関
して交番磁場の周波数の影響を説明したが、高周波誘導
加熱は全く独立に行ってもよい。以上が請求項１及び２
に付いての作用である。
して交番磁場の周波数の影響を説明したが、高周波誘導
加熱は全く独立に行ってもよい。以上が請求項１及び２
に付いての作用である。
【００２５】高周波誘導加熱を、溶融亜鉛めっき鋼板の
合金化において利用したのが請求項３の発明であり、錫
めっき鋼板のリフロー処理に利用したのが請求項４の発
明であり、同様な効果が得られ、いずれの場合もガス加
熱した場合に比較して焼付硬化性が向上する。合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、亜鉛めっきの下
地に熱延板、冷延板いずれを使用しても焼付硬化性の向
上を図ることができる。また、錫めっきにおけるリフロ
ー処理に高周波誘導加熱を使用すると焼付硬化性の向上
ばかりでなく、リフローによる固溶Ｃの転位への固着を
抑制し、降伏点伸びの回復が抑制される。
合金化において利用したのが請求項３の発明であり、錫
めっき鋼板のリフロー処理に利用したのが請求項４の発
明であり、同様な効果が得られ、いずれの場合もガス加
熱した場合に比較して焼付硬化性が向上する。合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、亜鉛めっきの下
地に熱延板、冷延板いずれを使用しても焼付硬化性の向
上を図ることができる。また、錫めっきにおけるリフロ
ー処理に高周波誘導加熱を使用すると焼付硬化性の向上
ばかりでなく、リフローによる固溶Ｃの転位への固着を
抑制し、降伏点伸びの回復が抑制される。
【００２６】本発明では適正量のＭｎおよびＣｒを含有
し、適当な固溶Ｃ量を有する鋼板ならば、高周波誘導加
熱を用いて、ＭｎおよびＣｒ量に左右される所定の交番
磁場の周波数で加熱することにより、焼付硬化性を向上
させることが可能であるが、特に優れたプレス成形性が
要求される冷延鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
製造する場合には、以下に述べる条件で製造することが
望ましい。
し、適当な固溶Ｃ量を有する鋼板ならば、高周波誘導加
熱を用いて、ＭｎおよびＣｒ量に左右される所定の交番
磁場の周波数で加熱することにより、焼付硬化性を向上
させることが可能であるが、特に優れたプレス成形性が
要求される冷延鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
製造する場合には、以下に述べる条件で製造することが
望ましい。
【００２７】熱間圧延の仕上温度はＡｒ3 点を下回ると
熱延板の表層近傍の粒径が粗大化するため、プレス成形
性の指標であるｒ値が劣化するので、Ａｒ3 点以上が望
ましい。熱間圧延の巻取温度が低すぎると、熱延板中に
固溶Ｎや固溶Ｃが残留して、冷間圧延後の再結晶焼鈍時
に好ましい集合組織の形成を阻害するので、５６０℃以
上が望ましい。
熱延板の表層近傍の粒径が粗大化するため、プレス成形
性の指標であるｒ値が劣化するので、Ａｒ3 点以上が望
ましい。熱間圧延の巻取温度が低すぎると、熱延板中に
固溶Ｎや固溶Ｃが残留して、冷間圧延後の再結晶焼鈍時
に好ましい集合組織の形成を阻害するので、５６０℃以
上が望ましい。
【００２８】つぎに、冷間圧延は焼鈍後の集合組織を発
達させるため、冷圧率を７０％以上で行うのが望まし
い。連続焼鈍ライン及び連続溶融亜鉛めっきラインでの
再結晶焼鈍は、焼鈍温度が高いほど焼付硬化性は向上す
るが、Ａｃ3 点を越えて焼鈍すると変態集合組織となり
ｒ値を著しく劣化させるので、Ａｃ3 点以下で７５０℃
以上が望ましい。
達させるため、冷圧率を７０％以上で行うのが望まし
い。連続焼鈍ライン及び連続溶融亜鉛めっきラインでの
再結晶焼鈍は、焼鈍温度が高いほど焼付硬化性は向上す
るが、Ａｃ3 点を越えて焼鈍すると変態集合組織となり
ｒ値を著しく劣化させるので、Ａｃ3 点以下で７５０℃
以上が望ましい。
【００２９】つぎに、調質圧延は、プレス時にストレッ
チャストレインが発生するのを防止し、材質の常温時効
を抑制するため、０．８％以上の伸長率で行うのが望ま
しいが、伸長率が３％を越えると降伏強度の上昇や、延
性の劣化など、材質劣化が著しいので３％以下が望まし
い。
チャストレインが発生するのを防止し、材質の常温時効
を抑制するため、０．８％以上の伸長率で行うのが望ま
しいが、伸長率が３％を越えると降伏強度の上昇や、延
性の劣化など、材質劣化が著しいので３％以下が望まし
い。
【００３０】次に、主要な元素の限定理由について説明
する。 Ｃ：０．０１％以下とする。Ｃは鋼板に焼付硬化性を与
えるうえで必須の元素である。しかし、多量の添加は常
温における材質の時効劣化が問題となるため上記範囲と
する。特に加工性が要求される場合には０．００６％以
下が望ましい。
する。 Ｃ：０．０１％以下とする。Ｃは鋼板に焼付硬化性を与
えるうえで必須の元素である。しかし、多量の添加は常
温における材質の時効劣化が問題となるため上記範囲と
する。特に加工性が要求される場合には０．００６％以
下が望ましい。
【００３１】Ｓｉ：１％以下とする。Ｓｉは、固溶強化
により鋼を高強度化するために添加するが、多量の添加
は熱延板の表面にスケール性欠陥を生じさせるので上記
範囲とする。合金化溶融亜鉛めっきを行う場合には、
０．４％を越える添加は亜鉛めっき層の密着性を著しく
損なうため、上限を０．４％とする（請求項３）。
により鋼を高強度化するために添加するが、多量の添加
は熱延板の表面にスケール性欠陥を生じさせるので上記
範囲とする。合金化溶融亜鉛めっきを行う場合には、
０．４％を越える添加は亜鉛めっき層の密着性を著しく
損なうため、上限を０．４％とする（請求項３）。
【００３２】Ｐ：０．１％以下とする。Ｐは、比較的プ
レス成形性を損なう事がなく、固溶強化により鋼板の高
強度化を図る上で最も有効な元素であるため添加する。
しかし、多量の添加は鋼板を硬質化させるので上限を
０．１％とする。合金化溶融亜鉛めっきを行う場合に
は、０．０６％を越えた添加は合金化を遅滞させて焼き
むらの原因になるため、０．０６％以下とする（請求項
３）。
レス成形性を損なう事がなく、固溶強化により鋼板の高
強度化を図る上で最も有効な元素であるため添加する。
しかし、多量の添加は鋼板を硬質化させるので上限を
０．１％とする。合金化溶融亜鉛めっきを行う場合に
は、０．０６％を越えた添加は合金化を遅滞させて焼き
むらの原因になるため、０．０６％以下とする（請求項
３）。
【００３３】Ｓ：０．０１％以下とする。Ｓは、含有量
が高いと鋼板の延性を低下させるほか、Ｔｉを添加する
場合にはＴｉＳを形成してＴｉの歩留まりを下げたり、
Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を形成して焼付硬化性を低下させるため
少ないほど望ましい。よって、上記範囲に限定する。
が高いと鋼板の延性を低下させるほか、Ｔｉを添加する
場合にはＴｉＳを形成してＴｉの歩留まりを下げたり、
Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を形成して焼付硬化性を低下させるため
少ないほど望ましい。よって、上記範囲に限定する。
【００３４】ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％とす
る。ＡｌはＭｎ、Ｔｉの歩留りを確保しつつ溶鋼の脱酸
を行うため添加する。しかし、多量の添加は合金のコス
トを高めるばかりでなく、鋼中介在物を増加させて成形
性を損なうので、酸可溶のＡｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）のレベ
ルで上記範囲とする。
る。ＡｌはＭｎ、Ｔｉの歩留りを確保しつつ溶鋼の脱酸
を行うため添加する。しかし、多量の添加は合金のコス
トを高めるばかりでなく、鋼中介在物を増加させて成形
性を損なうので、酸可溶のＡｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）のレベ
ルで上記範囲とする。
【００３５】Ｎ：０．００４％以下とする。Ｎは含有量
が高いと鋼板中に固溶Ｎとして残存し、常温における材
質の時効劣化を著しく促進するほか、鋼中の介在物を増
加させて材質を損なうので、少ない方が望ましい。した
がって上記範囲とする。
が高いと鋼板中に固溶Ｎとして残存し、常温における材
質の時効劣化を著しく促進するほか、鋼中の介在物を増
加させて材質を損なうので、少ない方が望ましい。した
がって上記範囲とする。
【００３６】Ｎｂ：Ｎｂは固溶Ｃを適度に固定して、優
れた焼付硬化性と常温における材質の非時効性を具備さ
せるため添加する。Ｎｂは多量に添加すると焼付硬化性
が期待出来なくなるほか、延性を低下させるので、その
添加量を下記の範囲とする。 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1
れた焼付硬化性と常温における材質の非時効性を具備さ
せるため添加する。Ｎｂは多量に添加すると焼付硬化性
が期待出来なくなるほか、延性を低下させるので、その
添加量を下記の範囲とする。 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1
【００３７】Ｔｉ：Ｔｉは固溶Ｃを固定する以外に、常
温時効性を劣化させるＮをＴｉＮとして析出固定して、
コイルの長手方向の材質変動の低減に効果があるので添
加する。しかし多量に添加すると焼付硬化性が期待でき
なくなるばかりか、スラブの表面性状を劣化させるの
で、その添加量を下記の範囲に限定する。 (48/14) N ≦Ti≦(48/14) N ＋(48/32) S ＋(48/12) C
温時効性を劣化させるＮをＴｉＮとして析出固定して、
コイルの長手方向の材質変動の低減に効果があるので添
加する。しかし多量に添加すると焼付硬化性が期待でき
なくなるばかりか、スラブの表面性状を劣化させるの
で、その添加量を下記の範囲に限定する。 (48/14) N ≦Ti≦(48/14) N ＋(48/32) S ＋(48/12) C
【００３８】
【実施例】本発明の製造方法について実施例を以下に説
明する。 （実施例１）本実施例においては高周波誘導加熱を連続
焼鈍ラインで行った場合を説明する（請求項２の実施
例）。表１に示す化学成分を有する１〜４０の鋼を連続
鋳造によりスラブとなし、熱間圧延を行った。熱間圧延
条件はスラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９００℃、
巻取温度６８０℃で、板厚２．８ｍｍの熱延板とした。
こうして得られた熱延板を、酸洗後冷間圧延して板厚
０．８ｍｍの冷圧板とし、引き続き連続焼鈍を行った。
連続焼鈍は８２０℃で３０秒行い、１２０℃に冷却後、
高周波誘導加熱により３５０℃に加熱して過時効処理を
した。調質圧延は伸長率１．２％で行った。
明する。 （実施例１）本実施例においては高周波誘導加熱を連続
焼鈍ラインで行った場合を説明する（請求項２の実施
例）。表１に示す化学成分を有する１〜４０の鋼を連続
鋳造によりスラブとなし、熱間圧延を行った。熱間圧延
条件はスラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９００℃、
巻取温度６８０℃で、板厚２．８ｍｍの熱延板とした。
こうして得られた熱延板を、酸洗後冷間圧延して板厚
０．８ｍｍの冷圧板とし、引き続き連続焼鈍を行った。
連続焼鈍は８２０℃で３０秒行い、１２０℃に冷却後、
高周波誘導加熱により３５０℃に加熱して過時効処理を
した。調質圧延は伸長率１．２％で行った。
【００３９】表２に、高周波誘導加熱の交番磁場の周波
数と、これらの鋼板の特性と５０℃で１４日間促進時効
した後の降伏点伸びを示す。表中のΔＢＨは、過時効処
理をガス加熱炉を用いて行った鋼板のＢＨ量との差であ
る。５０℃で１４日間の促進時効は常温（２５℃）で６
ケ月間の時効と等価である。したがって、降伏点伸びが
０．２％以下ならば常温非時効である。表２から比較鋼
のΔＢＨは約５Ｎ／ｍｍ2 以下であるが、発明鋼のΔＢ
Ｈは１０Ｎ／ｍｍ2 以上であり、その効果は明らかであ
る。
数と、これらの鋼板の特性と５０℃で１４日間促進時効
した後の降伏点伸びを示す。表中のΔＢＨは、過時効処
理をガス加熱炉を用いて行った鋼板のＢＨ量との差であ
る。５０℃で１４日間の促進時効は常温（２５℃）で６
ケ月間の時効と等価である。したがって、降伏点伸びが
０．２％以下ならば常温非時効である。表２から比較鋼
のΔＢＨは約５Ｎ／ｍｍ2 以下であるが、発明鋼のΔＢ
Ｈは１０Ｎ／ｍｍ2 以上であり、その効果は明らかであ
る。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】（実施例２）本実施例においては、実施例
１の場合と同様連続焼鈍中における高周波誘導加熱の効
果を示す。表１の１、６、１９、２１、３７、４０の鋼
を連続鋳造によりスラブとなし、熱延圧延を行った。熱
間圧延条件は、スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度８
９０℃、巻取温度６３０℃で、板厚２．８ｍｍの熱延板
とした。こうして得られた熱延板を酸洗後、冷間圧延し
て板厚０．８ｍｍの冷延板として、連続焼鈍した。連続
焼鈍は８４０℃で６０秒間行い、１８０℃に冷却後、高
周波誘導加熱により種々の周波数の交番磁場中で加熱し
て、３６０℃で過時効処理を行った。また調質圧延は伸
長率１．４％で行った。表３に高周波誘導加熱の交番磁
場の周波数、ＢＨおよびΔＢＨを示す。本実施例から本
発明における周波数の下限値以上で加熱した場合と、そ
れ以下の周波数で加熱した場合との差はＢＨ量及びΔＢ
Ｈ量に顕著に現れている。即ち、比較鋼においては特に
ΔＢＨ量は約１０Ｎ／ｍｍ2 以下であるのに対して、本
発明鋼においては１０Ｎ／ｍｍ2 以上である。
１の場合と同様連続焼鈍中における高周波誘導加熱の効
果を示す。表１の１、６、１９、２１、３７、４０の鋼
を連続鋳造によりスラブとなし、熱延圧延を行った。熱
間圧延条件は、スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度８
９０℃、巻取温度６３０℃で、板厚２．８ｍｍの熱延板
とした。こうして得られた熱延板を酸洗後、冷間圧延し
て板厚０．８ｍｍの冷延板として、連続焼鈍した。連続
焼鈍は８４０℃で６０秒間行い、１８０℃に冷却後、高
周波誘導加熱により種々の周波数の交番磁場中で加熱し
て、３６０℃で過時効処理を行った。また調質圧延は伸
長率１．４％で行った。表３に高周波誘導加熱の交番磁
場の周波数、ＢＨおよびΔＢＨを示す。本実施例から本
発明における周波数の下限値以上で加熱した場合と、そ
れ以下の周波数で加熱した場合との差はＢＨ量及びΔＢ
Ｈ量に顕著に現れている。即ち、比較鋼においては特に
ΔＢＨ量は約１０Ｎ／ｍｍ2 以下であるのに対して、本
発明鋼においては１０Ｎ／ｍｍ2 以上である。
【００４３】
【表３】
【００４４】（実施例３）本実施例においては高周波誘
導加熱を連続溶融亜鉛めっきラインにおいて行った場合
の効果を示す。表１に示す化学組成を有する１〜４０の
鋼を連続鋳造によりスラブとなし、熱間圧延を行った。
熱間圧延条件はスラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９
００℃、巻取温度６８０℃で、板厚３．６ｍｍの熱延板
とした。かくして得られた熱延板を酸洗後、冷間圧延し
て板厚０．７ｍｍの冷延板とし、続いて連続溶融亜鉛め
っきラインにおいて焼鈍および合金化溶融亜鉛めっきを
施した。焼鈍は８２０℃で３０秒行い、板温４７５℃で
浴温４５５℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、続いて高周
波誘導加熱炉を用いて誘導を加熱し、５００℃で合金化
を行った。めっき目付量は、両面で６０ｇ／ｍｍ2 であ
る。引き続き調質圧延は伸長率０．８％で行った。
導加熱を連続溶融亜鉛めっきラインにおいて行った場合
の効果を示す。表１に示す化学組成を有する１〜４０の
鋼を連続鋳造によりスラブとなし、熱間圧延を行った。
熱間圧延条件はスラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９
００℃、巻取温度６８０℃で、板厚３．６ｍｍの熱延板
とした。かくして得られた熱延板を酸洗後、冷間圧延し
て板厚０．７ｍｍの冷延板とし、続いて連続溶融亜鉛め
っきラインにおいて焼鈍および合金化溶融亜鉛めっきを
施した。焼鈍は８２０℃で３０秒行い、板温４７５℃で
浴温４５５℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、続いて高周
波誘導加熱炉を用いて誘導を加熱し、５００℃で合金化
を行った。めっき目付量は、両面で６０ｇ／ｍｍ2 であ
る。引き続き調質圧延は伸長率０．８％で行った。
【００４５】表４に高周波誘導加熱における交番磁場の
周波数、これらの鋼板の材料特性、めっき密着性、５０
℃で１４日間促進時効した後の降伏点伸びを示す。また
鋼２、１８、２７については６００℃で巻取った熱延板
を酸洗して、合金化溶融亜鉛めっきした結果も併せて示
す。表中のΔＢＨは、合金化溶融亜鉛めっき処理を、ガ
ス加熱炉を用いて同様の熱サイクルで行った場合のＢＨ
量との差である。めっき密着性は、ドロービード試験に
よりめっき剥離量を測定して評価し、１〜５の５段階で
評点づけした。連続溶融亜鉛めっきを行った溶融亜鉛め
っきラインにおいて、合金化溶融亜鉛めっきを行った場
合においても、本発明における所定以上の交番周波数で
加熱した鋼板はＢＨ及びΔＢＨを共に比較鋼に対して顕
著である。
周波数、これらの鋼板の材料特性、めっき密着性、５０
℃で１４日間促進時効した後の降伏点伸びを示す。また
鋼２、１８、２７については６００℃で巻取った熱延板
を酸洗して、合金化溶融亜鉛めっきした結果も併せて示
す。表中のΔＢＨは、合金化溶融亜鉛めっき処理を、ガ
ス加熱炉を用いて同様の熱サイクルで行った場合のＢＨ
量との差である。めっき密着性は、ドロービード試験に
よりめっき剥離量を測定して評価し、１〜５の５段階で
評点づけした。連続溶融亜鉛めっきを行った溶融亜鉛め
っきラインにおいて、合金化溶融亜鉛めっきを行った場
合においても、本発明における所定以上の交番周波数で
加熱した鋼板はＢＨ及びΔＢＨを共に比較鋼に対して顕
著である。
【００４６】
【表４】
【００４７】（実施例４）表１中の２、６、１９、２
１、３７、４０の鋼を連続鋳造によりスラブとなし、熱
間圧延を行った。熱間圧延条件はスラブ加熱温度１２０
０℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６３０℃で、板厚
３．６ｍｍの熱延板とした。得られた熱延板を酸洗後、
冷間圧延して板厚０．７ｍｍの冷延板とし、続いて連続
溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍および合金化溶融亜
鉛めっきを施した。焼鈍は８４０℃で６０秒行い、板温
４８５℃で浴温４７０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、
高周波誘導加熱炉を用いて種々の周波数の交番磁場中で
加熱して、４８０℃で溶融亜鉛めっき層の合金化処理を
行った。めっき目付量は両面で６０ｇ／ｍｍ2 である。
表５に高周波誘導加熱炉の交番磁場の周波数とＢＨ量お
よびΔＢＨ量を示す。本実施例においても本発明におい
て規定する所定の周波数以上で誘導加熱を行った場合に
はＢＨおよびΔＢＨ量は所定以下の周波数で加熱した場
合と比較しその効果は顕著である。
１、３７、４０の鋼を連続鋳造によりスラブとなし、熱
間圧延を行った。熱間圧延条件はスラブ加熱温度１２０
０℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６３０℃で、板厚
３．６ｍｍの熱延板とした。得られた熱延板を酸洗後、
冷間圧延して板厚０．７ｍｍの冷延板とし、続いて連続
溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍および合金化溶融亜
鉛めっきを施した。焼鈍は８４０℃で６０秒行い、板温
４８５℃で浴温４７０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、
高周波誘導加熱炉を用いて種々の周波数の交番磁場中で
加熱して、４８０℃で溶融亜鉛めっき層の合金化処理を
行った。めっき目付量は両面で６０ｇ／ｍｍ2 である。
表５に高周波誘導加熱炉の交番磁場の周波数とＢＨ量お
よびΔＢＨ量を示す。本実施例においても本発明におい
て規定する所定の周波数以上で誘導加熱を行った場合に
はＢＨおよびΔＢＨ量は所定以下の周波数で加熱した場
合と比較しその効果は顕著である。
【００４８】
【表５】
【００４９】（実施例５）表６に示す化学組成を有する
１〜４鋼を連続鋳造によりスラブとなし、熱間圧延を行
った。熱間圧延条件は、スラブ加熱温度１１５０℃、仕
上温度８８０℃、巻取温度６００℃で、板厚２．４ｍｍ
の熱延板とした。引き続き酸洗後、冷間圧延して板厚
０．２ｍｍの冷延板とし、連続焼鈍後、伸長率１．５％
で調質圧延を行った。焼鈍は７６０℃で３０秒行い、錫
めっきを施した後、高周波誘導加熱により種々の周波数
の交番磁場中で加熱してリフロー処理をした。リフロー
処理の温度は２５０℃であった。表６に交番磁場の周波
数、ＢＨ、ΔＢＨおよびロックウェル硬さ（ＨＲ３０
Ｔ）を示す。表６においても、本発明に限定する周波数
以上の高周波誘導加熱をした場合とそうでない場合を比
較すると、本発明における所定の周波数を適応した場合
にはＢＨおよびΔＢＨ量の差は極めて顕著であり、発明
の効果は明らかである。
１〜４鋼を連続鋳造によりスラブとなし、熱間圧延を行
った。熱間圧延条件は、スラブ加熱温度１１５０℃、仕
上温度８８０℃、巻取温度６００℃で、板厚２．４ｍｍ
の熱延板とした。引き続き酸洗後、冷間圧延して板厚
０．２ｍｍの冷延板とし、連続焼鈍後、伸長率１．５％
で調質圧延を行った。焼鈍は７６０℃で３０秒行い、錫
めっきを施した後、高周波誘導加熱により種々の周波数
の交番磁場中で加熱してリフロー処理をした。リフロー
処理の温度は２５０℃であった。表６に交番磁場の周波
数、ＢＨ、ΔＢＨおよびロックウェル硬さ（ＨＲ３０
Ｔ）を示す。表６においても、本発明に限定する周波数
以上の高周波誘導加熱をした場合とそうでない場合を比
較すると、本発明における所定の周波数を適応した場合
にはＢＨおよびΔＢＨ量の差は極めて顕著であり、発明
の効果は明らかである。
【００５０】
【表６】
【００５１】
【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、焼付硬化性に優れた薄鋼板又は表面処理鋼板を
製造できる。
よれば、焼付硬化性に優れた薄鋼板又は表面処理鋼板を
製造できる。
【図１】高周波誘導加熱における交番周波数が焼付硬化
量ＢＨに与える影響を示す図である。
量ＢＨに与える影響を示す図である。
【図２】種々のＭｎ量を含むＩＦ鋼における誘導加熱の
交番周波数と焼付硬化量ＢＨとの関係を示す図である。
交番周波数と焼付硬化量ＢＨとの関係を示す図である。
【図３】Ｍｎ添加量と臨界の高周波周波数との関係を示
す図である。
す図である。
【図４】Ｃｒ添加量の異なるＩＦ鋼における交番周波数
と焼付硬化量ＢＨとの関係を示す図である。
と焼付硬化量ＢＨとの関係を示す図である。
【図５】Ｃｒ添加量と臨界の交番磁場の周波数との関係
を示す図である。
を示す図である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−255325（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−241122（ＪＰ，Ａ) 特公 平２−1212（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48
Claims (4)
- 【請求項１】 下記の工程（下記の成分組成はｗｔ％で
ある）を具えた焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1 %以下、
P:0.1%以下、 S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06 %、 N:0.00
4 % 以下、 Mn:0.1〜2 % 、 Cr:(2-Mn)/1.2 ％以下、 Nb、Tiの１種又は２種を、下式の範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる薄鋼板を用意し、
（ｂ）前記鋼板を、下式を満たす周波数ｆ(Hz)の交番磁
場中で高周波誘導加熱する。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500 - 【請求項２】 下記の工程（下記の成分組成はｗｔ％で
ある）を具えた焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方
法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1% 以下、
P:0.1%以下、 S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06 %、 N:0.00
4 % 以下、 Mn:0.1〜2 % 、 Cr: (2-Mn)/1.2％以下、 さらにNb、Tiの１種又は２種以上を、それぞれ、下式の
範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる冷延鋼板を用意
し、（ｂ）前記冷延鋼板を連続焼鈍ラインで焼鈍し、
（ｃ）高周波誘導加熱を、下式を満たす周波数ｆ(Hz)の
交番磁場中で高周波誘導加熱して、過時効処理を行な
う。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500 - 【請求項３】 下記の工程（下記の成分組成はｗｔ％で
ある）を具えた焼付硬化性に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:0.4% 以下、
P:0.06% 以下、 S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06 %、 N:0.
004 % 以下、 Mn:0.1〜2 % 、 Cr:(2-Mn)/1.2 ％以下、 さらにNb、Tiの１種又は２種を下式の範囲で含有し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる薄鋼板を用意し、
（ｂ）前記鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施した後、
下式の周波数ｆ(Hz)の交番磁場中で前記鋼板を高周波誘
導加熱して合金化処理を行う。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500 - 【請求項４】 下記の工程（下記の成分組成はｗｔ％で
ある）を具えた焼付硬化性に優れた錫めっき鋼板の製造
方法。 （ａ）C:0.01% 以下、 Si:1% 以下、
P:0.1%以下、 S:0.01% 以下、 sol.Al:0.01 〜0.06 %、 N:0.
004 % 以下、 Mn:0.1〜2 % 、 Cr:(2-Mn)/1.2 % 以下 さらにNb、Tiの１種又は２種以上を下式の範囲で含有
し、 0＜(Nb/93)/(C/12)≦1 、 (48/14)N≦Ti≦(48/14)N＋(48/32)S＋(48/12)C、 残部がFe及び不可避的不純物からなる冷延鋼板を用意
し、（ｂ）前記鋼板に錫めっきを施した後、（ｃ）続い
て下式を満たす周波数ｆ(Hz)の交番磁場中で高周波誘導
加熱してリフロー処理を行う。 f≧1300×(Mn ＋1.2 ×Cr) ＋6500
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| JP26231992A JP3293190B2 (ja) | 1992-09-30 | 1992-09-30 | 焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法 |
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| JP26231992A JP3293190B2 (ja) | 1992-09-30 | 1992-09-30 | 焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法 |
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| JPH06108154A JPH06108154A (ja) | 1994-04-19 |
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|---|---|---|---|---|
| CN110541136B (zh) * | 2019-10-08 | 2021-05-28 | 安徽工业大学 | 一种高强钢材的热浸镀锌方法 |
-
1992
- 1992-09-30 JP JP26231992A patent/JP3293190B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH06108154A (ja) | 1994-04-19 |
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