JP3354610B2 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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- JP3354610B2 JP3354610B2 JP33454392A JP33454392A JP3354610B2 JP 3354610 B2 JP3354610 B2 JP 3354610B2 JP 33454392 A JP33454392 A JP 33454392A JP 33454392 A JP33454392 A JP 33454392A JP 3354610 B2 JP3354610 B2 JP 3354610B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主として自動車用など
の加工性および耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき／
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する
ものである。
の加工性および耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき／
合金化溶融亜鉛めっき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】近年、自動車の車体重量の軽減とそれに
伴う燃費の低減、あるいは各部品強度の向上による信頼
性・安全性の向上のために、優れた耐食性を有する高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。従来、
高成形性を有する冷間圧延鋼板の製造方法としては、例
えば特開昭56-139654 号公報などを始めとしてC を低減
した極低C 鋼をベースとして加工性、時効性の改善のた
めに炭窒化物形成元素であるTi、Nbなどを添加してさら
にそれにP などの加工性を害さない元素を添加して高強
度化をはかる方法がすでに開示されているが、その強度
は引張り強度(TS)でおおむね40kgf/mm2 であった。
伴う燃費の低減、あるいは各部品強度の向上による信頼
性・安全性の向上のために、優れた耐食性を有する高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。従来、
高成形性を有する冷間圧延鋼板の製造方法としては、例
えば特開昭56-139654 号公報などを始めとしてC を低減
した極低C 鋼をベースとして加工性、時効性の改善のた
めに炭窒化物形成元素であるTi、Nbなどを添加してさら
にそれにP などの加工性を害さない元素を添加して高強
度化をはかる方法がすでに開示されているが、その強度
は引張り強度(TS)でおおむね40kgf/mm2 であった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】これをさらに高強度化
すべく例えば特開昭59-193221 号公報のようにさらにSi
を添加した鋼の製造方法も開示されているが、その場合
多量のSiの添加に伴い溶融亜鉛めっき性が劣化し、めっ
きの付着しない "不めっき" 部の発生による表面外観の
劣化、耐食性の劣化を避けることができなかった。ま
た、素地鋼板のr 値の面内異方性やめっき層の密着性が
劣化するため、プレスに使用する上で障害となってい
た。
すべく例えば特開昭59-193221 号公報のようにさらにSi
を添加した鋼の製造方法も開示されているが、その場合
多量のSiの添加に伴い溶融亜鉛めっき性が劣化し、めっ
きの付着しない "不めっき" 部の発生による表面外観の
劣化、耐食性の劣化を避けることができなかった。ま
た、素地鋼板のr 値の面内異方性やめっき層の密着性が
劣化するため、プレスに使用する上で障害となってい
た。
【０００４】このように、従来技術であるP 、Siの添加
によって、TS 40 kgf/mm2 を越える冷間圧延鋼板を用い
て、溶融亜鉛めっきを施した場合、めっき性、めっき層
の密着性が劣化し、不めっきによる表面外観の劣化、耐
食性の劣化を避けることができず、またプレス成形時め
っき層の剥離がおこり表面欠陥の原因となっていた。本
発明は、上記の問題点を解決し、深絞り性、プレス成形
性を備えしかも高強度でかつめっき性に優れた溶融亜鉛
めっき／合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
を提案することを目的とする。
によって、TS 40 kgf/mm2 を越える冷間圧延鋼板を用い
て、溶融亜鉛めっきを施した場合、めっき性、めっき層
の密着性が劣化し、不めっきによる表面外観の劣化、耐
食性の劣化を避けることができず、またプレス成形時め
っき層の剥離がおこり表面欠陥の原因となっていた。本
発明は、上記の問題点を解決し、深絞り性、プレス成形
性を備えしかも高強度でかつめっき性に優れた溶融亜鉛
めっき／合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
を提案することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張り強
さを40〜50kgf/mm2 にするために極低C 鋼をベースに検
討を進め、NbとTiの添加量を最適化することによって適
正量の固溶C の残留およびB 添加により種々の特性が改
善されること、さらにP を複合添加するすることで同様
に強化元素として添加するSiによる機械的性質の劣化を
最小限に抑制することができることを知見した。また、
P 、Si、Mnの添加量の組合わせをある適正範囲に制御す
ることによって従来の鋼種に比して極めて良好な種々の
材質を示し、まためっき性が良好で不めっきがなく耐食
性にすぐれ、めっき密着性が良好でプレス加工性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき/ 合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
得ることができることを知見した。
さを40〜50kgf/mm2 にするために極低C 鋼をベースに検
討を進め、NbとTiの添加量を最適化することによって適
正量の固溶C の残留およびB 添加により種々の特性が改
善されること、さらにP を複合添加するすることで同様
に強化元素として添加するSiによる機械的性質の劣化を
最小限に抑制することができることを知見した。また、
P 、Si、Mnの添加量の組合わせをある適正範囲に制御す
ることによって従来の鋼種に比して極めて良好な種々の
材質を示し、まためっき性が良好で不めっきがなく耐食
性にすぐれ、めっき密着性が良好でプレス加工性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき/ 合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
得ることができることを知見した。
【０００６】すなわち本発明は、C:0.0005wt% 以上0.00
50wt% 以下 Si:0.10wt%以上1.50wt% 以下 Mn:1.00wt%以上3.50wt% 以下 P:0.040wt%以上0.150wt%以下 S:0.010wt%以下 N:0.0050wt% 以下 B:0.0015wt% 以上0.0050wt% 以下 Ti:0.015wt% 以上0.100wt%以下 Nb:0.003wt% 以上0.010wt%以下 Al:0.001wt% 以上0.100wt%以下 さらにP 、Si、Mn添加量を下の式中のA を満足する範囲
に規定し、残部は不可避的不純物の組成になる素地鋼板
に溶融亜鉛めっきを施したことを特徴とする不めっきの
ない深絞り性、プレス成形性および耐食性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板であり、また上記の鋼組成にさら
にMoを0.015 〜0.500wt%含有する高強度溶融亜鉛めっき
鋼板であり、また上記の溶融亜鉛めっきがさらに加熱合
金化処理されている高強度溶融亜鉛めっき鋼板であり、
また本発明は、 C:0.0005wt% 以上0.0050wt% 以下 Si:0.10wt%以上1.50wt% 以下 Mn:1.00wt%以上3.50wt% 以下 P:0.040wt%以上0.150wt%以下 S:0.010wt%以下 N:0.0050wt% 以下 B:0.0015wt% 以上0.0050wt% 以下 Ti:0.015wt% 以上0.100wt%以下 Nb:0.003wt% 以上0.010wt%以下 Al:0.001wt% 以上0.100wt%以下 さらにP 、Si、Mn添加量を下の式中のA を満足する範囲
に規定し、残部は不可避的不純物の組成になる鋼スラブ
を素材とし、連続鋳造後300 ℃以下の温度に冷却するこ
となく加熱炉に装入し、1150℃以上1300℃以下の温度範
囲に再加熱して熱間圧延を開始して、800 ℃以上で1000
℃以下の温度範囲で仕上げ圧延を終了して、3 秒以内に
30℃/ 秒以上の冷却速度で冷却して、500 ℃以上で680
℃以下の温度で巻き取り、酸洗の後、65% 以上の冷間圧
延率で冷間圧延した素地鋼板に、800 ℃以上900 ℃以下
の焼鈍を行い、その後20℃/ 秒以上の冷却速度で急冷し
た後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする不めっき
のない深絞り性、プレス成形性および耐食性に優れた溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、さらにまた上記の
鋼組成にさらにMoを0.015 〜0.500wt%含有する高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、さらにまた上記の
方法によって鋼板を加熱し、めっき層を合金化する合金
化高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
50wt% 以下 Si:0.10wt%以上1.50wt% 以下 Mn:1.00wt%以上3.50wt% 以下 P:0.040wt%以上0.150wt%以下 S:0.010wt%以下 N:0.0050wt% 以下 B:0.0015wt% 以上0.0050wt% 以下 Ti:0.015wt% 以上0.100wt%以下 Nb:0.003wt% 以上0.010wt%以下 Al:0.001wt% 以上0.100wt%以下 さらにP 、Si、Mn添加量を下の式中のA を満足する範囲
に規定し、残部は不可避的不純物の組成になる素地鋼板
に溶融亜鉛めっきを施したことを特徴とする不めっきの
ない深絞り性、プレス成形性および耐食性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板であり、また上記の鋼組成にさら
にMoを0.015 〜0.500wt%含有する高強度溶融亜鉛めっき
鋼板であり、また上記の溶融亜鉛めっきがさらに加熱合
金化処理されている高強度溶融亜鉛めっき鋼板であり、
また本発明は、 C:0.0005wt% 以上0.0050wt% 以下 Si:0.10wt%以上1.50wt% 以下 Mn:1.00wt%以上3.50wt% 以下 P:0.040wt%以上0.150wt%以下 S:0.010wt%以下 N:0.0050wt% 以下 B:0.0015wt% 以上0.0050wt% 以下 Ti:0.015wt% 以上0.100wt%以下 Nb:0.003wt% 以上0.010wt%以下 Al:0.001wt% 以上0.100wt%以下 さらにP 、Si、Mn添加量を下の式中のA を満足する範囲
に規定し、残部は不可避的不純物の組成になる鋼スラブ
を素材とし、連続鋳造後300 ℃以下の温度に冷却するこ
となく加熱炉に装入し、1150℃以上1300℃以下の温度範
囲に再加熱して熱間圧延を開始して、800 ℃以上で1000
℃以下の温度範囲で仕上げ圧延を終了して、3 秒以内に
30℃/ 秒以上の冷却速度で冷却して、500 ℃以上で680
℃以下の温度で巻き取り、酸洗の後、65% 以上の冷間圧
延率で冷間圧延した素地鋼板に、800 ℃以上900 ℃以下
の焼鈍を行い、その後20℃/ 秒以上の冷却速度で急冷し
た後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする不めっき
のない深絞り性、プレス成形性および耐食性に優れた溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、さらにまた上記の
鋼組成にさらにMoを0.015 〜0.500wt%含有する高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、さらにまた上記の
方法によって鋼板を加熱し、めっき層を合金化する合金
化高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【０００７】A=100 ×(%P)+80 ×(%Si)-60×(%Mn) -50 ≦A<0
【０００８】
【作用】本発明においては、上記従来技術の問題点を解
決するために、Ｃ量を0.0005〜0.0050wt% に調整した極
低Ｃ鋼に、溶融めっき性、r 値異方性などを劣化させな
い範囲でP 、Siを添加し、さらにMnおよびMoを添加する
ことによって強度を増加させている。
決するために、Ｃ量を0.0005〜0.0050wt% に調整した極
低Ｃ鋼に、溶融めっき性、r 値異方性などを劣化させな
い範囲でP 、Siを添加し、さらにMnおよびMoを添加する
ことによって強度を増加させている。
【０００９】また、素地鋼板の耐二次加工性の確保のた
めに比較的多量のB を添加した。さらに、Ti、Nbを適正
量の範囲で複合添加することによって組織を微粒化する
とともに良好な深絞り性が得られる。以下にそれぞれの
添加量の限定理由を述べる。 C:0.0005wt% 以上0.0050wt% 以下 Ｃ添加量は伸び、ｒ値の向上の観点から低減が望ましい
が0.005%未満の場合、耐二次加工脆性の劣化、溶接部(
熱影響部) の強度劣化をもたらし望ましくない。また、
工業的にもそれ以下に低減することはコスト的に見合わ
ない。一方Ｃ添加量が0.0050を越える場合は当量のTi、
Nbを添加しても大きな材質改善効果が得られないし、熱
延その他の中間製造工程においても不具合を生ずる危険
が高くなり望ましくない。
めに比較的多量のB を添加した。さらに、Ti、Nbを適正
量の範囲で複合添加することによって組織を微粒化する
とともに良好な深絞り性が得られる。以下にそれぞれの
添加量の限定理由を述べる。 C:0.0005wt% 以上0.0050wt% 以下 Ｃ添加量は伸び、ｒ値の向上の観点から低減が望ましい
が0.005%未満の場合、耐二次加工脆性の劣化、溶接部(
熱影響部) の強度劣化をもたらし望ましくない。また、
工業的にもそれ以下に低減することはコスト的に見合わ
ない。一方Ｃ添加量が0.0050を越える場合は当量のTi、
Nbを添加しても大きな材質改善効果が得られないし、熱
延その他の中間製造工程においても不具合を生ずる危険
が高くなり望ましくない。
【００１０】Mn:1.00wt%以上3.50wt% 以下 Mnは単独に添加した場合は、冷間焼鈍後の引張り特性、
とくにr 値を劣化させるが、1.00以上3.50wt% 以下の範
囲で後述する他元素との相関式を満足する範囲にMn添加
量を制御することにより材質の顕著な劣化を伴うことな
く強度の上昇が図れる。また、Mnが1.00% 未満では充分
な強化が得られず、3.50% を越えて添加した場合は鋼板
が異常に硬化する結果冷間圧延工程で大きな困難を来
す。
とくにr 値を劣化させるが、1.00以上3.50wt% 以下の範
囲で後述する他元素との相関式を満足する範囲にMn添加
量を制御することにより材質の顕著な劣化を伴うことな
く強度の上昇が図れる。また、Mnが1.00% 未満では充分
な強化が得られず、3.50% を越えて添加した場合は鋼板
が異常に硬化する結果冷間圧延工程で大きな困難を来
す。
【００１１】また、Si単独添加時鋼板表面に生成される
SiO2と比較し、Mn複合添加時生成されるMn-Si 系複合酸
化物は、溶融亜鉛との濡れ性が良いため、Si単独の添加
時と比べてMnを複合的に添加した場合、溶融めっき性が
良好となり、不めっきのない耐食性の良好な溶融亜鉛め
っき/ 合金化溶融めっき鋼板を得ることができる。 Si:0.10wt%以上1.50wt% 以下 Si添加量としては、まず充分な強化効果が得られる0.10
wt% を下限とした。Si添加量は基本的には目標とする引
張り強度のレベルに応じて調節すれば良いが、1.50wt%
を越えて添加した場合は熱延母板が顕著に硬化するため
に冷間圧延性が劣化し、種々の内部欠陥も増加する傾向
にあり好ましくない。また、Siを1.5wt%を越えて添加し
た場合、Mn複合添加によっても、めっき性の改善が充分
ではなく、不めっきの発生がおこり、めっき層の密着性
が劣化するとともに、耐食性が劣化する。したがって上
限を1.5wt%とした。
SiO2と比較し、Mn複合添加時生成されるMn-Si 系複合酸
化物は、溶融亜鉛との濡れ性が良いため、Si単独の添加
時と比べてMnを複合的に添加した場合、溶融めっき性が
良好となり、不めっきのない耐食性の良好な溶融亜鉛め
っき/ 合金化溶融めっき鋼板を得ることができる。 Si:0.10wt%以上1.50wt% 以下 Si添加量としては、まず充分な強化効果が得られる0.10
wt% を下限とした。Si添加量は基本的には目標とする引
張り強度のレベルに応じて調節すれば良いが、1.50wt%
を越えて添加した場合は熱延母板が顕著に硬化するため
に冷間圧延性が劣化し、種々の内部欠陥も増加する傾向
にあり好ましくない。また、Siを1.5wt%を越えて添加し
た場合、Mn複合添加によっても、めっき性の改善が充分
ではなく、不めっきの発生がおこり、めっき層の密着性
が劣化するとともに、耐食性が劣化する。したがって上
限を1.5wt%とした。
【００１２】P:0.040wt%以上0.150wt%以下 P を添加することで詳細な機構は不明であるが強度が増
加しながらさらに加工性( 主としてr 値) が顕著に向上
することが判明した。この効果はおおむね0.040wt%以上
の添加のとき顕著である。また、0.150wt%以上添加した
場合には凝固時の偏析が極めて強固になる結果、強度の
増加が飽和することに加え加工性の劣化も招く。さらに
二次加工脆性についても大幅な劣化を招き、実質上実用
に耐えない水準まで劣化する。従って上限を0.150wt%と
した。
加しながらさらに加工性( 主としてr 値) が顕著に向上
することが判明した。この効果はおおむね0.040wt%以上
の添加のとき顕著である。また、0.150wt%以上添加した
場合には凝固時の偏析が極めて強固になる結果、強度の
増加が飽和することに加え加工性の劣化も招く。さらに
二次加工脆性についても大幅な劣化を招き、実質上実用
に耐えない水準まで劣化する。従って上限を0.150wt%と
した。
【００１３】S:0.010wt%以下 S は本発明では除去したい元素である。低減することに
よって鋼中の析出物が減少し加工性が向上することと、
C を固定する有効なTi量の向上に寄与する。このような
効果は0.010wt%以下とすることで得られる。 Al:0.001wt% 以上0.100wt%以下 Alの低減によりおおむね0.001wt%を下回るような範囲に
なると、多少鋼の清浄度が低下する傾向となり加工性が
低下する。Al添加量が0.100wt%を越えると逆にアルミナ
クラスターによる表面欠陥の急増の問題を生ずるので好
適範囲はAl:0.001wt% 以上0.100wt%以下とした。
よって鋼中の析出物が減少し加工性が向上することと、
C を固定する有効なTi量の向上に寄与する。このような
効果は0.010wt%以下とすることで得られる。 Al:0.001wt% 以上0.100wt%以下 Alの低減によりおおむね0.001wt%を下回るような範囲に
なると、多少鋼の清浄度が低下する傾向となり加工性が
低下する。Al添加量が0.100wt%を越えると逆にアルミナ
クラスターによる表面欠陥の急増の問題を生ずるので好
適範囲はAl:0.001wt% 以上0.100wt%以下とした。
【００１４】N:0.0050wt% 以下 Nは本発明においては除去したい成分であり、低減する
ことによって材質の向上が期待できる。しかし、おおむ
ね0.0050wt% 以下とすることでほぼ満足できる効果が得
られることに加え、さらなる低減はコストアップ要因と
なるので上限を0.0050wt% とした。
ことによって材質の向上が期待できる。しかし、おおむ
ね0.0050wt% 以下とすることでほぼ満足できる効果が得
られることに加え、さらなる低減はコストアップ要因と
なるので上限を0.0050wt% とした。
【００１５】Ti:0.015wt% 以上0.100wt%以下 Tiは r値の向上を図るためには必須の元素である。0.01
5wt%以上の添加で r値の改善効果が顕著になるが、0.10
0wt%を越え添加してもその効果は飽和するのに加えて素
材鋼板の表面性状の劣化が顕著となる。なお、この効果
は P添加鋼の場合は特に顕著であることを今回知見し
た。したがって、Ti添加の下限は0.015wt%、上限は0.10
0wt%とした。
5wt%以上の添加で r値の改善効果が顕著になるが、0.10
0wt%を越え添加してもその効果は飽和するのに加えて素
材鋼板の表面性状の劣化が顕著となる。なお、この効果
は P添加鋼の場合は特に顕著であることを今回知見し
た。したがって、Ti添加の下限は0.015wt%、上限は0.10
0wt%とした。
【００１６】B:0.0015wt% 以上0.0050wt% 以下 B は本発明では重要な添加元素の一つである。従来の公
知文献によればB 添加は鋼の二次加工脆性に絶大な効果
を有することが報告されているが、同時に材質( 主とし
てr 値) の劣化も避けられないため、添加量に最適な範
囲としては0.0005〜0.0010wt% であるといわれていた。
しかし、本発明で述べるP 、Si、Mnの複合添加において
はその範囲のB 添加量では充分な二次加工脆性改善効果
が得られないことが判明した。P 、Si、Mnの添加量のバ
ランスと添加するB 量を種々変化させて引張り特性と耐
二次加工脆性を調査したところB を0.0015wt% 以上添加
することで実用上問題ないレベルまで耐二次加工脆性を
改善できることが明らかになった。
知文献によればB 添加は鋼の二次加工脆性に絶大な効果
を有することが報告されているが、同時に材質( 主とし
てr 値) の劣化も避けられないため、添加量に最適な範
囲としては0.0005〜0.0010wt% であるといわれていた。
しかし、本発明で述べるP 、Si、Mnの複合添加において
はその範囲のB 添加量では充分な二次加工脆性改善効果
が得られないことが判明した。P 、Si、Mnの添加量のバ
ランスと添加するB 量を種々変化させて引張り特性と耐
二次加工脆性を調査したところB を0.0015wt% 以上添加
することで実用上問題ないレベルまで耐二次加工脆性を
改善できることが明らかになった。
【００１７】しかし、この効果はおおむね0.0050wt% で
飽和して、逆に焼鈍条件によっては加工性の低下を招く
場合もある。したがってB の添加量は0.0015〜0.0050wt
% と規定した。 Nb:0.003wt% 以上0.010wt%以下 0.003wt%以上添加することでTi単独添加の場合に比べて
より高いr 値を得ることができる。また、Nbの添加は焼
鈍時の異常な粒成長を抑制する効果があり、均一な鋼板
組織を安定して得るためにも有利である。しかし、0.01
0wt%以上を添加した場合は耐二次加工脆性が劣化すると
ともに加工性も劣化する傾向を示す。したがって、Nb添
加量は0.005 〜0.010wt%とした。
飽和して、逆に焼鈍条件によっては加工性の低下を招く
場合もある。したがってB の添加量は0.0015〜0.0050wt
% と規定した。 Nb:0.003wt% 以上0.010wt%以下 0.003wt%以上添加することでTi単独添加の場合に比べて
より高いr 値を得ることができる。また、Nbの添加は焼
鈍時の異常な粒成長を抑制する効果があり、均一な鋼板
組織を安定して得るためにも有利である。しかし、0.01
0wt%以上を添加した場合は耐二次加工脆性が劣化すると
ともに加工性も劣化する傾向を示す。したがって、Nb添
加量は0.005 〜0.010wt%とした。
【００１８】次に以下のP 、Si、Mn添加量の制限式につ
いて述べる。 A=100 ×(%P)+80 ×(%Si)-60×(%Mn) -50 ≦ A < 0 上式を満足する範囲で各元素を添加した場合、その詳細
な機構は不明であるが必要な強度が得られて、なおかつ
r 値がほとんど劣化せず高いr 値の鋼板を製造できる。
図 1は種々の元素の添加量を変化させた鋼スラブを溶製
して、それらを一律に900 ℃の仕上げ圧延温度で熱延
し、酸洗の後、圧下率で73％の冷間圧延を行いさらに85
0 ℃で約20秒の短時間焼鈍を行った場合のr 値と上式A
値の対応関係をみたものであるが、明らかにA 値を-50
≦ A < 0の範囲に保つことで高r 値の鋼板を製造できる
ことがわかる。
いて述べる。 A=100 ×(%P)+80 ×(%Si)-60×(%Mn) -50 ≦ A < 0 上式を満足する範囲で各元素を添加した場合、その詳細
な機構は不明であるが必要な強度が得られて、なおかつ
r 値がほとんど劣化せず高いr 値の鋼板を製造できる。
図 1は種々の元素の添加量を変化させた鋼スラブを溶製
して、それらを一律に900 ℃の仕上げ圧延温度で熱延
し、酸洗の後、圧下率で73％の冷間圧延を行いさらに85
0 ℃で約20秒の短時間焼鈍を行った場合のr 値と上式A
値の対応関係をみたものであるが、明らかにA 値を-50
≦ A < 0の範囲に保つことで高r 値の鋼板を製造できる
ことがわかる。
【００１９】ついで製造条件の限定理由について述べ
る。 スラブ加熱温度：1150℃以上1300℃以下 熱延においては、連続鋳造後のスラブを熱延に先立って
加熱する温度が1150℃未満では充分高い熱延仕上げ温度
を確保することが困難である。しかし、熱延時の負荷も
増大することから現状の設備を前提として1150℃を下限
とする。一方、加熱温度が1300℃を越えると最終的に鋼
板表面の性状が顕著に劣化する。したがって、上限を13
00℃とした。
る。 スラブ加熱温度：1150℃以上1300℃以下 熱延においては、連続鋳造後のスラブを熱延に先立って
加熱する温度が1150℃未満では充分高い熱延仕上げ温度
を確保することが困難である。しかし、熱延時の負荷も
増大することから現状の設備を前提として1150℃を下限
とする。一方、加熱温度が1300℃を越えると最終的に鋼
板表面の性状が顕著に劣化する。したがって、上限を13
00℃とした。
【００２０】また、本発明ではスラブの低温靱性が劣化
しているため、スラブ加熱炉に装入するまでの間は300
℃以下の温度に冷却することを避ける必要があるが、こ
のことは同時に組織の均一化にも寄与している。 仕上圧延温度：800 ℃以上1000℃以下 仕上げ圧延温度は冷間圧延、焼鈍後のr 値に代表される
加工性を良好にするために最低750 ℃が必要である。こ
れ未満の温度で圧延された場合は熱延鋼板における圧延
組織の残留が顕著となり、最終的に加工性に望ましくな
い集合組織が形成され好ましくない。一方、仕上げ圧延
温度が1000℃を越えた場合は熱延のロール損傷が大きく
なり実際の製造に大きな障害となる。したがって、熱延
の仕上げ温度は800 ℃以上1000℃以下とした。
しているため、スラブ加熱炉に装入するまでの間は300
℃以下の温度に冷却することを避ける必要があるが、こ
のことは同時に組織の均一化にも寄与している。 仕上圧延温度：800 ℃以上1000℃以下 仕上げ圧延温度は冷間圧延、焼鈍後のr 値に代表される
加工性を良好にするために最低750 ℃が必要である。こ
れ未満の温度で圧延された場合は熱延鋼板における圧延
組織の残留が顕著となり、最終的に加工性に望ましくな
い集合組織が形成され好ましくない。一方、仕上げ圧延
温度が1000℃を越えた場合は熱延のロール損傷が大きく
なり実際の製造に大きな障害となる。したがって、熱延
の仕上げ温度は800 ℃以上1000℃以下とした。
【００２１】仕上げ圧延後3 秒以内に水冷却を開始して
30℃／秒以上の冷却速度でコイル巻き取り温度まで冷却
して500 ℃以上680 ℃以下の温度で巻き取りを行う。仕
上げ圧延後3 秒を越えて空冷した場合、Tiの燐化物の析
出が顕著に進行し強度の低下のみならず、r 値をはじめ
とする加工性の低下をもたらす。さらにその後も30℃/
秒以上の冷却速度で巻き取り温度まで急冷を続けないと
同様の現象が起こって材質の劣化が生ずる。
30℃／秒以上の冷却速度でコイル巻き取り温度まで冷却
して500 ℃以上680 ℃以下の温度で巻き取りを行う。仕
上げ圧延後3 秒を越えて空冷した場合、Tiの燐化物の析
出が顕著に進行し強度の低下のみならず、r 値をはじめ
とする加工性の低下をもたらす。さらにその後も30℃/
秒以上の冷却速度で巻き取り温度まで急冷を続けないと
同様の現象が起こって材質の劣化が生ずる。
【００２２】巻き取り温度：500 ℃以上680 ℃以下 巻き取り温度が500 ℃未満であると冷却の不均一によっ
て板形状の乱れを生じ、次工程の酸洗、冷間圧延に支障
を来す。さらに材質的な見地からはTiC の析出が過度に
抑制されたためと考えられるが、同様に材質の劣化をき
たす。一方、680 ℃超にした場合はTi燐化物を生成し材
質の劣化を招くのみならずスケール厚みの増大に伴う酸
洗性の劣化も顕著になる。さらにSiなどの表面濃化にと
もなう種々の問題も顕在化してくる。したがって、熱延
の巻き取り温度は500℃以上680 ℃以下とした。
て板形状の乱れを生じ、次工程の酸洗、冷間圧延に支障
を来す。さらに材質的な見地からはTiC の析出が過度に
抑制されたためと考えられるが、同様に材質の劣化をき
たす。一方、680 ℃超にした場合はTi燐化物を生成し材
質の劣化を招くのみならずスケール厚みの増大に伴う酸
洗性の劣化も顕著になる。さらにSiなどの表面濃化にと
もなう種々の問題も顕在化してくる。したがって、熱延
の巻き取り温度は500℃以上680 ℃以下とした。
【００２３】冷間圧延率:65%以上 酸洗後の冷間圧延率を65% 以上とした。これ以下では充
分な深絞り性が得られないため下限を65% としたが、望
ましくは80% 以上である。 焼鈍温度:800〜900 ℃ 焼鈍温度は再結晶が完了し、良好な材質が得られる最低
限の温度として800 ℃が規定される。一方、いたずらに
高温の焼鈍を行った場合、TSが低下し目標とする高強度
が得られないばかりでなく、添加元素の表面濃化が顕著
になるので溶融めっき性が劣化し、不めっきの発生が起
こり耐食性が劣化する。このため、上限温度を900 ℃と
した。
分な深絞り性が得られないため下限を65% としたが、望
ましくは80% 以上である。 焼鈍温度:800〜900 ℃ 焼鈍温度は再結晶が完了し、良好な材質が得られる最低
限の温度として800 ℃が規定される。一方、いたずらに
高温の焼鈍を行った場合、TSが低下し目標とする高強度
が得られないばかりでなく、添加元素の表面濃化が顕著
になるので溶融めっき性が劣化し、不めっきの発生が起
こり耐食性が劣化する。このため、上限温度を900 ℃と
した。
【００２４】冷却速度：焼鈍温度から溶融めっきまでの
冷却速度20℃／秒以上 焼鈍温度から溶融めっきまでの冷却速度を20℃／秒以上
とする。冷却過程においても添加元素の濃化が起こるた
め、冷却過程における時間は短いことが好まれる。ま
た、これ以下の冷却速度で冷却した場合は耐二次加工性
が劣化する。またこの急冷により若干のTSの向上が延
性、r 値の劣化をともなうことなく図られる。
冷却速度20℃／秒以上 焼鈍温度から溶融めっきまでの冷却速度を20℃／秒以上
とする。冷却過程においても添加元素の濃化が起こるた
め、冷却過程における時間は短いことが好まれる。ま
た、これ以下の冷却速度で冷却した場合は耐二次加工性
が劣化する。またこの急冷により若干のTSの向上が延
性、r 値の劣化をともなうことなく図られる。
【００２５】
実施例１ 表１、２に示す各成分の鋼を転炉にて溶製し、本発明条
件に適合する以下の条件で冷間圧延鋼板を製造し、連続
溶融めっきラインで溶融亜鉛めっき／合金化溶融亜鉛め
っきを施した。
件に適合する以下の条件で冷間圧延鋼板を製造し、連続
溶融めっきラインで溶融亜鉛めっき／合金化溶融亜鉛め
っきを施した。
【００２６】スラブ加熱温度：1220〜1280℃ (連続鋳造
後350 ℃以上に保持) 仕上熱間圧延温度：850 〜880 ℃ 仕上げ圧延後3 秒以内に急冷開始、約40℃／秒で冷却 巻き取り温度 ：520 ℃ 冷間圧延率 ：78% 焼鈍温度、時間：840 ℃、30秒均熱 冷却速度 ：25℃/ 秒 めっき浴温度 ：470 ℃ めっき板温度 ：470 ℃ 合金化炉温度 ：500 ℃ 合金化時間 ：25秒
後350 ℃以上に保持) 仕上熱間圧延温度：850 〜880 ℃ 仕上げ圧延後3 秒以内に急冷開始、約40℃／秒で冷却 巻き取り温度 ：520 ℃ 冷間圧延率 ：78% 焼鈍温度、時間：840 ℃、30秒均熱 冷却速度 ：25℃/ 秒 めっき浴温度 ：470 ℃ めっき板温度 ：470 ℃ 合金化炉温度 ：500 ℃ 合金化時間 ：25秒
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】ライン速度 ：100m／分 表３および４に各溶融亜鉛めっき／合金化溶融めっき鋼
板の機械的強度および不めっきの有無、めっき層密着
性、裸耐食性、ED塗装後の耐ブリスター性を示す。各試
験方法は表５に示す。
板の機械的強度および不めっきの有無、めっき層密着
性、裸耐食性、ED塗装後の耐ブリスター性を示す。各試
験方法は表５に示す。
【００３０】
【表３】
【００３１】
【表４】
【００３２】
【表５】
【００３３】本発明による高強度溶融亜鉛めっき／合金
化溶融亜鉛めっき鋼板は、従来技術による比較鋼を用い
た溶融亜鉛めっき／合金化溶融亜鉛めっき鋼板と比較し
て、優れたElと高r 値を有し、耐二次加工脆性について
も脆化温度は-50 ℃以下と良好である。また、めっき性
は、従来技術によるものと比較し、不めっきがなく／ま
たは少なく、また、めっき層の密着性に優れる。 ま
た、本発明による高強度溶融亜鉛めっき／合金化溶融亜
鉛めっき鋼板は、従来技術によるものと比較し、不めっ
きがない／または少ないから、これらの表面欠陥が少な
く、これを原因とした耐食性の劣化が起こらず、通常の
軟鋼に溶融亜鉛めっき／合金化溶融亜鉛めっきを施した
鋼板と同等の耐食性を有する。
化溶融亜鉛めっき鋼板は、従来技術による比較鋼を用い
た溶融亜鉛めっき／合金化溶融亜鉛めっき鋼板と比較し
て、優れたElと高r 値を有し、耐二次加工脆性について
も脆化温度は-50 ℃以下と良好である。また、めっき性
は、従来技術によるものと比較し、不めっきがなく／ま
たは少なく、また、めっき層の密着性に優れる。 ま
た、本発明による高強度溶融亜鉛めっき／合金化溶融亜
鉛めっき鋼板は、従来技術によるものと比較し、不めっ
きがない／または少ないから、これらの表面欠陥が少な
く、これを原因とした耐食性の劣化が起こらず、通常の
軟鋼に溶融亜鉛めっき／合金化溶融亜鉛めっきを施した
鋼板と同等の耐食性を有する。
【００３４】実施例2 表６に示す各成分の鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造によ
ってスラブとし350 ℃以上に保持して熱延設備へ移送
し、スラブ加熱炉で1250℃に加熱した。表 4の条件で熱
延、冷間圧延を行って冷延鋼板を製造し、連続溶融めっ
きラインで合金化溶融亜鉛めっきを施した。合金化溶融
めっきの条件は実施例1 と同じとした。これらの材料特
性を同表７に示す。
ってスラブとし350 ℃以上に保持して熱延設備へ移送
し、スラブ加熱炉で1250℃に加熱した。表 4の条件で熱
延、冷間圧延を行って冷延鋼板を製造し、連続溶融めっ
きラインで合金化溶融亜鉛めっきを施した。合金化溶融
めっきの条件は実施例1 と同じとした。これらの材料特
性を同表７に示す。
【００３５】
【表６】
【００３６】
【表７】
【００３７】本発明の条件によって製造した合金化溶融
亜鉛めっき鋼板が比較条件で製造した場合に比較して良
好な特性を有することは明らかである。本実施例におい
ては合金化溶融亜鉛めっき鋼板についてのみ示したが、
合金化しない溶融亜鉛めっき鋼板においても、本発明条
件によって製造することで同様に良好な材料特性、耐食
性、めっき層密着性が得られる。
亜鉛めっき鋼板が比較条件で製造した場合に比較して良
好な特性を有することは明らかである。本実施例におい
ては合金化溶融亜鉛めっき鋼板についてのみ示したが、
合金化しない溶融亜鉛めっき鋼板においても、本発明条
件によって製造することで同様に良好な材料特性、耐食
性、めっき層密着性が得られる。
【００３８】
【発明の効果】本発明により、深絞り性およびプレス成
形性にすぐれた高強度亜鉛めっき鋼板ないしは高強度合
金化亜鉛めっき鋼板が容易に得られる。
形性にすぐれた高強度亜鉛めっき鋼板ないしは高強度合
金化亜鉛めっき鋼板が容易に得られる。
【図１】Ａ値と平均ｒ値との関係を示す特性図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28 (72)発明者 加藤 千昭 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (72)発明者 森戸 延行 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (56)参考文献 特開 平３−294463（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−25798（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (6)
- 【請求項１】 C:0.0005wt% 以上0.0050wt% 以下 Si:0.10wt%以上1.50wt% 以下 Mn:1.00wt%以上3.50wt% 以下 P:0.040wt%以上0.150wt%以下 S:0.010wt%以下 N:0.0050wt% 以下 B:0.0015wt% 以上0.0050wt% 以下 Ti:0.015wt% 以上0.100wt%以下 Nb:0.003wt% 以上0.010wt%以下 Al:0.001wt% 以上0.100wt%以下 さらにP 、Si、Mn添加量を下の式中のA を満足する範囲
に規定し、残部は不可避的不純物からなる組成の素地鋼
板に溶融亜鉛めっきを施したことを特徴とする不めっき
のない深絞り性、プレス成形性および耐食性に優れた高
強度溶融亜鉛めっき鋼板。 A=100 ×(%P)+80 ×(%Si)-60×(%Mn) -50 ≦A<0 - 【請求項２】 請求項1 記載の鋼組成にさらにMoを0.01
5 〜0.500wt%含有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の溶融亜鉛めっき
がさらに加熱合金化処理されている高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板。 - 【請求項４】 C:0.0005wt% 以上0.0050wt% 以下 Si:0.10wt%以上1.50wt% 以下 Mn:1.00wt%以上3.50wt% 以下 P:0.040wt%以上0.150wt%以下 S:0.010wt%以下 N:0.0050wt% 以下 B:0.0015wt% 以上0.0050wt% 以下 Ti:0.015wt% 以上0.100wt%以下 Nb:0.003wt% 以上0.010wt%以下 Al:0.001wt% 以上0.100wt%以下 さらにP 、Si、Mn添加量を下の式中のA を満足する範囲
に規定し、残部は不可避的不純物からなる組成の鋼スラ
ブを素材とし、連続鋳造後300 ℃以下の温度に冷却する
ことなく加熱炉に装入し、1150℃以上1300℃以下の温度
範囲に再加熱後熱間圧延を800 ℃以上で1000℃以下の温
度範囲で圧延を終了して、3 秒以内に30℃/ 秒以上の冷
却速度で冷却して、500 ℃以上で680 ℃以下の温度で巻
き取り、酸洗の後、65% 以上の断面減少率で冷間圧延し
た素地鋼板に、800 ℃以上900 ℃以下の焼鈍を行い、そ
の後20℃/ 秒以上の冷却速度で急冷した後、溶融亜鉛め
っきを施すことを特徴とする不めっきのない深絞り性、
プレス成形性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。 A=100 ×(%P)+80 ×(%Si)-60×(%Mn) -50 ≦A<0 - 【請求項５】 請求項４記載の鋼組成にさらにMoを0.01
5 〜0.500wt%含有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。 - 【請求項６】 請求項４または５記載の方法によって製
造された溶融亜鉛めっき鋼板を加熱し、そのめっき層を
合金化する合金化高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33454392A JP3354610B2 (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33454392A JP3354610B2 (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06179943A JPH06179943A (ja) | 1994-06-28 |
| JP3354610B2 true JP3354610B2 (ja) | 2002-12-09 |
Family
ID=18278593
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33454392A Expired - Lifetime JP3354610B2 (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3354610B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2837713A4 (en) * | 2012-04-13 | 2015-11-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | GALVANIZATION OF A STEEL PLATE, GALVANIZED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0823490B1 (en) * | 1996-02-22 | 2003-07-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Galvannealed sheet steel and process for producing the same |
| CN1170954C (zh) * | 1999-02-25 | 2004-10-13 | 川崎制铁株式会社 | 钢板、热镀钢板和合金化热镀钢板的制备方法 |
| KR20110097526A (ko) * | 2010-02-25 | 2011-08-31 | 현대제철 주식회사 | 강도 및 연성이 우수한 열연 고강도강 및 그 제조 방법 |
| JP6354299B2 (ja) * | 2014-05-01 | 2018-07-11 | 新日鐵住金株式会社 | 耐二次加工脆性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
-
1992
- 1992-12-15 JP JP33454392A patent/JP3354610B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2837713A4 (en) * | 2012-04-13 | 2015-11-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | GALVANIZATION OF A STEEL PLATE, GALVANIZED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US9758892B2 (en) | 2012-04-13 | 2017-09-12 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet for electroplating, electroplated steel sheet, and methods for producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06179943A (ja) | 1994-06-28 |
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