JPH01198459A - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH01198459A JPH01198459A JP2474188A JP2474188A JPH01198459A JP H01198459 A JPH01198459 A JP H01198459A JP 2474188 A JP2474188 A JP 2474188A JP 2474188 A JP2474188 A JP 2474188A JP H01198459 A JPH01198459 A JP H01198459A
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関す
る。
る。
（従来の技術）
自動車に対する防錆力向上の要求に伴い、従来１００〜
１２０キロクラスの冷延鋼板を使用していたドアーガー
ドバ−のような内板強度部品にも亜鉛めっき鋼板を使用
する動きが出てきている。
１２０キロクラスの冷延鋼板を使用していたドアーガー
ドバ−のような内板強度部品にも亜鉛めっき鋼板を使用
する動きが出てきている。
従来、１００〜１２０キロクラスの溶融亜鉛めっき鋼板
は、存在しなかった。特公昭５９−５６４４号は５０〜
６０キロクラスの溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を開示
している。
は、存在しなかった。特公昭５９−５６４４号は５０〜
６０キロクラスの溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を開示
している。
このように、溶融亜鉛めっき鋼板は、６０キロクラスま
でで、その多（も高炭素熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを行
うか、冷延後、再結晶温度より低い温度で焼鈍してから
、溶融亜鉛めっきを行う方法が用いられており、それら
は加工性が同じクラスの冷延鋼板に比べると著しく劣っ
ていた。
でで、その多（も高炭素熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを行
うか、冷延後、再結晶温度より低い温度で焼鈍してから
、溶融亜鉛めっきを行う方法が用いられており、それら
は加工性が同じクラスの冷延鋼板に比べると著しく劣っ
ていた。
一方、冷延鋼板の場合、１００〜１２０キロクラスの高
張力鋼板には複合組織型高強度鋼板が用いられ、それを
めっき鋼板にも利用した例がある。
張力鋼板には複合組織型高強度鋼板が用いられ、それを
めっき鋼板にも利用した例がある。
例えば、特開昭５６−６９３５９号（特公昭５７−６１
８１９号）であり、このような複合組織型高強度鋼板は
低温保持帯を有する連続式熔融亜鉛めっきラインで熔融
亜鉛めっきを行っても、低温保持中にγ→α、Ｔ→ベイ
ナイト変態が進行し、マルテンサイト量が不十分となり
、１００〜１２０キロクラスの強度が得られない。
８１９号）であり、このような複合組織型高強度鋼板は
低温保持帯を有する連続式熔融亜鉛めっきラインで熔融
亜鉛めっきを行っても、低温保持中にγ→α、Ｔ→ベイ
ナイト変態が進行し、マルテンサイト量が不十分となり
、１００〜１２０キロクラスの強度が得られない。
このように、従来にあっては、■低温保持帯を有する溶
融亜鉛めっきラインでは、複合組織型高強度鋼板が得ら
れ難い、■１００〜１２０キロクラスの高強度鋼板を製
造しようとする場合、焼鈍後の冷却速度をコントロール
することによって目的とする強度を得る方法があるが、
溶融亜鉛めっきの場合、めっき段階での鋼板の温度を４
５０℃前後に調整せねばならず、急冷方法は用い難い、
■そのため、１００〜１２０キロクラスの鋼板を製造す
るためには目的の強度に応じた成分設計が必要となり、
注文量が少ない場合などには、大量の余剰スラブが発生
する。
融亜鉛めっきラインでは、複合組織型高強度鋼板が得ら
れ難い、■１００〜１２０キロクラスの高強度鋼板を製
造しようとする場合、焼鈍後の冷却速度をコントロール
することによって目的とする強度を得る方法があるが、
溶融亜鉛めっきの場合、めっき段階での鋼板の温度を４
５０℃前後に調整せねばならず、急冷方法は用い難い、
■そのため、１００〜１２０キロクラスの鋼板を製造す
るためには目的の強度に応じた成分設計が必要となり、
注文量が少ない場合などには、大量の余剰スラブが発生
する。
（発明が解決しようとする課題）
かくして、本発明の目的は、溶融亜鉛めっきラインにお
ける低温保持帯の効果に着目し、低温保持帯の保持温度
をコントロールすることによって、種々の強度の高強度
溶融亜鉛めっき鋼板を得ようとするものである。
ける低温保持帯の効果に着目し、低温保持帯の保持温度
をコントロールすることによって、種々の強度の高強度
溶融亜鉛めっき鋼板を得ようとするものである。
（１課題を解決するための手段）
ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、
Ｃ： ０．１０〜０．２０％、 Ｓｔ： ０．３０％以
下、Ｍｎ： ２．０〜３．０％、 Ｐ ： ０．０３％
以下、Ｓ Ｆ ０．０１０％以下、 Ｎ：５０〜１５０
ｐｐｍ −Ｍｏ： ０．０５〜０．３０％、 Ｖ ：
０．０２〜０．１００、ｓｏｌ、八Ｑ： ０．０１
０ 〜０．１００ ％、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有するスラブを直送または再加熱後、熱
間圧延を行い、酸洗、冷間圧延した後、連続式溶融亜鉛
めっきラインにて、再結晶温度以上に焼鈍後、低温保持
帯温度を４８０〜５６０℃の間にコントロールして溶融
亜鉛めっきを行うことを特徴とする、高強度溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法である。
下、Ｍｎ： ２．０〜３．０％、 Ｐ ： ０．０３％
以下、Ｓ Ｆ ０．０１０％以下、 Ｎ：５０〜１５０
ｐｐｍ −Ｍｏ： ０．０５〜０．３０％、 Ｖ ：
０．０２〜０．１００、ｓｏｌ、八Ｑ： ０．０１
０ 〜０．１００ ％、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有するスラブを直送または再加熱後、熱
間圧延を行い、酸洗、冷間圧延した後、連続式溶融亜鉛
めっきラインにて、再結晶温度以上に焼鈍後、低温保持
帯温度を４８０〜５６０℃の間にコントロールして溶融
亜鉛めっきを行うことを特徴とする、高強度溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法である。
（作用）
次に、本発明にあって鋼組成および熱処理条件を上述の
ように限定した理由を詳述する。
ように限定した理由を詳述する。
Ｃ： ０．１０ 〜０．２０％
焼鈍後の冷却、低温保持、めっきの各工程でマルテンサ
イトやベイナイトなどの組織を得るために、ｃ：ｏ、１
ｏ％以上が必要である。一方、０．２０％を超えるとス
ポット溶接する際、溶接部が劣化する。
イトやベイナイトなどの組織を得るために、ｃ：ｏ、１
ｏ％以上が必要である。一方、０．２０％を超えるとス
ポット溶接する際、溶接部が劣化する。
Ｓｉ： ０．３０％以下
溶融亜鉛めっきを行う場合、Ｓｉ：０．３０％超である
とめっきの密着性（パウダリング性）が劣化する。
とめっきの密着性（パウダリング性）が劣化する。
Ｍｎ： ２．０〜３．０％
急冷設備がな（低温保持帯のある溶融亜鉛めっきライン
ではγ相を安定化させる必要がある０本発明の場合、低
温保持帯での温度コントロールによって目的とする強度
を得ようとするもので、低温保持帯まで急冷された段階
でもγ相を残しておかねばならない、そのためにＭｎは
２．０％以上必要である。一方、Ｍｎ３．０％超の場合
、パウダリング性が劣化する。
ではγ相を安定化させる必要がある０本発明の場合、低
温保持帯での温度コントロールによって目的とする強度
を得ようとするもので、低温保持帯まで急冷された段階
でもγ相を残しておかねばならない、そのためにＭｎは
２．０％以上必要である。一方、Ｍｎ３．０％超の場合
、パウダリング性が劣化する。
Ｐ ： ０．０３０％以下
Ｐが０．０３０％超のとき、Ｐの中心偏析によるフェラ
イトバンドが形成され易くなり、曲げ性能を劣化させる
。
イトバンドが形成され易くなり、曲げ性能を劣化させる
。
Ｓ ： ０．０１０％以下
Ｓが０．０１０％超の場合、粗大なＭｎＳが形成され、
加工性が劣化す・る。
加工性が劣化す・る。
Ｎ：５０〜１５０ ｐｐｍ
Ｖの添加によってＶＮによる析出強化を行うためには５
０ｐｐｍ以上の添加が必要であるが、一方、１５０ｐｐ
ｍを超えるとスラブ段階でＭＮが形成され易くなり、延
性低下をもたらし、スラブ割れ等が発生する。
０ｐｐｍ以上の添加が必要であるが、一方、１５０ｐｐ
ｍを超えるとスラブ段階でＭＮが形成され易くなり、延
性低下をもたらし、スラブ割れ等が発生する。
Ｍｏ： ０．０５〜０．３０％
Ｍｏによる固溶強化、低温保持帯でＭｏＣを析出させ析
出強化を行うためには０．０５％以上の添加が必要であ
るが、０．３０％を超えるとコスト上昇が問題になるた
め、０．０５〜０．３０％に制限する。
出強化を行うためには０．０５％以上の添加が必要であ
るが、０．３０％を超えるとコスト上昇が問題になるた
め、０．０５〜０．３０％に制限する。
Ｖ ： ０．０２〜０．１０％
ＶＮによる析出強化を行うためにはＶは０．０２％以上
の添加が必要であるが、０．１０％超ではコスト上昇が
問題になるため、本発明にあって０．０２〜０．１０％
に制限する。
の添加が必要であるが、０．１０％超ではコスト上昇が
問題になるため、本発明にあって０．０２〜０．１０％
に制限する。
ｓｏｌ．Ａｌ：
ＡＱは脱酸材として作用するもので、ｓｏｌ．Ａｌとし
て０．０１０〜０．１００％添加する。
て０．０１０〜０．１００％添加する。
低温保持帯温度：４８０〜５６０℃
ＣＶ（転炉）→ＲＨ−ＣＣ→熱間圧延−酸洗一冷間圧延
の工程で製造した下記組成のコイルを８５０℃で焼鈍し
低温保持帯の温度を４４０〜６００℃に変化させ、次い
で慣用の方法で溶融亜鉛めっきを行い、低温保持帯の保
持温度の強度に及ぼす影響を調査したところ、第１図に
示す結果を得た。
の工程で製造した下記組成のコイルを８５０℃で焼鈍し
低温保持帯の温度を４４０〜６００℃に変化させ、次い
で慣用の方法で溶融亜鉛めっきを行い、低温保持帯の保
持温度の強度に及ぼす影響を調査したところ、第１図に
示す結果を得た。
コイル組成（重量％）
Ｃ：０．１６％ Ｓｉ：０．１２％ Ｍｎ：２．５８％
Ｐ：０．０１６％ Ｓ：Ｏ，００１％ ＡＱ：０．０３
６％Ｎ：０．０１００％Ｍｏ：０．１８％ Ｖ：０．０
４８％、再結晶温度７８０℃ その結果、低温保持帯の温度を４８０〜５６０℃の範囲
に制限することにより、１６０〜１２０キロクラスの高
強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能となることが分り
、本発明にあって、低温保持帯温度を４８０〜５６０℃
の範囲に制限するのである。
Ｐ：０．０１６％ Ｓ：Ｏ，００１％ ＡＱ：０．０３
６％Ｎ：０．０１００％Ｍｏ：０．１８％ Ｖ：０．０
４８％、再結晶温度７８０℃ その結果、低温保持帯の温度を４８０〜５６０℃の範囲
に制限することにより、１６０〜１２０キロクラスの高
強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能となることが分り
、本発明にあって、低温保持帯温度を４８０〜５６０℃
の範囲に制限するのである。
この低温保持帯の保持温度が４８０℃未満である場合、
焼鈍中に変態したγ相がベーナイト変態し、マルテンサ
イトが得られないため、強度が低下する。またこの範囲
の温度ではめっきが困難となる。
焼鈍中に変態したγ相がベーナイト変態し、マルテンサ
イトが得られないため、強度が低下する。またこの範囲
の温度ではめっきが困難となる。
一方、この低温保持帯での保持温度が５２０℃を超える
と、γ相がフェライトに変態するため、強度が低下する
が、５６０℃まではその影響が小さい。
と、γ相がフェライトに変態するため、強度が低下する
が、５６０℃まではその影響が小さい。
しかし５６０℃を超えると強度低下が著しく、目的とす
る強度を確保することが困難となる。
る強度を確保することが困難となる。
したがって、上記低温保持帯温度が、本発明において規
定する４８０〜５６０℃、特に４８０〜５２０℃の範囲
にある場合、γ相がフェライト、ヘイナイト相などに変
態するが、温度が高いため、一方で残留γ相が存在し易
くなり、残留γ相中にＣが濃化するため、後のめっき・
冷却過程でそれらが高炭素のマルテンサイトとなり、強
度が上昇する。
定する４８０〜５６０℃、特に４８０〜５２０℃の範囲
にある場合、γ相がフェライト、ヘイナイト相などに変
態するが、温度が高いため、一方で残留γ相が存在し易
くなり、残留γ相中にＣが濃化するため、後のめっき・
冷却過程でそれらが高炭素のマルテンサイトとなり、強
度が上昇する。
また、ＭｏＣが析出しその析出強化によっても強度が上
昇する。
昇する。
このように、本発明によれば、１００〜１２０キロクラ
スの高強度の溶融亜鉛めっき鋼板が容易に製造されるの
である。
スの高強度の溶融亜鉛めっき鋼板が容易に製造されるの
である。
なお、本発明において溶融亜鉛めっき操作それ自体は慣
用のものであればよ（、特にそれに制限されるものでは
ない。またその内容はすでに良く知られており、説明を
略する。
用のものであればよ（、特にそれに制限されるものでは
ない。またその内容はすでに良く知られており、説明を
略する。
次に、本発明をその実施例によってさらに具体的に説明
する。
する。
実施例
第１表に示す各鋼組成を有する鋼を転炉で溶製し、Ｒ１
（処理を経て連続鋳造により得たスラブ鋳片をスラブ加
熱温度１１５０〜１２００℃、仕上げ温度８６０〜９０
０℃で厚さ２．４＋ｓｍにまで熱間圧延し、６４０〜６
６０℃で巻き取った。このようにして得た熱延機は次い
で酸洗後厚さ１ 、２ｍｍにまで冷間圧延し、得られた
冷延ｗ４仮を、慣用の溶融亜鉛めっき装置によって溶融
亜鉛めっきし、それぞれ得られためっき鋼板について各
種機械的性能を評価した。結果を第２表にまとめて示す
。なお、曲げ性能判定方法は、２．５を曲げでの割れ発
生有無で判定した。また、密着性判定法は９０’曲げ後
、曲げ加工部をテープ剥離させ判定した。
（処理を経て連続鋳造により得たスラブ鋳片をスラブ加
熱温度１１５０〜１２００℃、仕上げ温度８６０〜９０
０℃で厚さ２．４＋ｓｍにまで熱間圧延し、６４０〜６
６０℃で巻き取った。このようにして得た熱延機は次い
で酸洗後厚さ１ 、２ｍｍにまで冷間圧延し、得られた
冷延ｗ４仮を、慣用の溶融亜鉛めっき装置によって溶融
亜鉛めっきし、それぞれ得られためっき鋼板について各
種機械的性能を評価した。結果を第２表にまとめて示す
。なお、曲げ性能判定方法は、２．５を曲げでの割れ発
生有無で判定した。また、密着性判定法は９０’曲げ後
、曲げ加工部をテープ剥離させ判定した。
／
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、■Ｍｎを２％以
上添加してγ相を安定化させることによって、また■め
っきラインでの焼鈍後の低温保持帯における温度コント
ロールによって組織を調整することによって、さらに■
ＭｏＣ％ＶＮの析出強化をさらに組合せて利用すること
によって、従来市販されていなかった１００〜１２０キ
ロクラスの高強度溶融亜鉛めっき鋼板が製造されるので
あり、かかる筒便な手段でもって強度部材にも溶融亜鉛
めっき鋼板の使用を可能とするのであって、その利益は
著しい。
上添加してγ相を安定化させることによって、また■め
っきラインでの焼鈍後の低温保持帯における温度コント
ロールによって組織を調整することによって、さらに■
ＭｏＣ％ＶＮの析出強化をさらに組合せて利用すること
によって、従来市販されていなかった１００〜１２０キ
ロクラスの高強度溶融亜鉛めっき鋼板が製造されるので
あり、かかる筒便な手段でもって強度部材にも溶融亜鉛
めっき鋼板の使用を可能とするのであって、その利益は
著しい。
第１図は、本発明における低温保持帯における保持温度
と強度との関連を示すグラフである。
と強度との関連を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍ
ｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．
０１０％以下、Ｎ：５０〜１５０ｐｐｍ、Ｍｏ：０．０
５〜０．３０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、残部Ｆｅおよび付随
不純物 から成る組成を有するスラブを直送または再加熱後、熱
間圧延を行い、酸洗、冷間・圧延した後、連続式溶融亜
鉛めっきラインにて、再結晶温度以上に焼鈍後、低温保
持帯温度を４８０〜５６０℃の間にコントロールして溶
融亜鉛めっきを行うことを特徴とする、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 |
|---|---|---|---|
| JP63024741A JPH0639676B2 (ja) | 1988-02-04 | 1988-02-04 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63024741A JPH0639676B2 (ja) | 1988-02-04 | 1988-02-04 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01198459A true JPH01198459A (ja) | 1989-08-10 |
| JPH0639676B2 JPH0639676B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=12146575
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63024741A Expired - Lifetime JPH0639676B2 (ja) | 1988-02-04 | 1988-02-04 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0639676B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5284680A (en) * | 1992-04-27 | 1994-02-08 | Inland Steel Company | Method for producing a galvanized ultra-high strength steel strip |
| JPH1180919A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-03-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 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 |
| US7118809B2 (en) | 2004-05-06 | 2006-10-10 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent spot weldability and stability of material properties |
| DE112006003169B4 (de) * | 2005-12-01 | 2013-03-21 | Posco | Stahlbleche zum Warmpressformen mit ausgezeichneten Wärmebehandlungs- und Schlageigenschaften, daraus hergestellte Warmpressteile und Verfahren zu deren Herstellung |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5658927A (en) * | 1979-10-19 | 1981-05-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of high tensile galvanized steel plate |
-
1988
- 1988-02-04 JP JP63024741A patent/JPH0639676B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
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| JPH1180919A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-03-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 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 |
| US7118809B2 (en) | 2004-05-06 | 2006-10-10 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent spot weldability and stability of material properties |
| DE112006003169B4 (de) * | 2005-12-01 | 2013-03-21 | Posco | Stahlbleche zum Warmpressformen mit ausgezeichneten Wärmebehandlungs- und Schlageigenschaften, daraus hergestellte Warmpressteile und Verfahren zu deren Herstellung |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0639676B2 (ja) | 1994-05-25 |
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