JPH0372034A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH0372034A JPH0372034A JP20946389A JP20946389A JPH0372034A JP H0372034 A JPH0372034 A JP H0372034A JP 20946389 A JP20946389 A JP 20946389A JP 20946389 A JP20946389 A JP 20946389A JP H0372034 A JPH0372034 A JP H0372034A
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (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、自動車のメンバーやパネル類のように極めて
加工度の高い成形性と同時に高い製品の強度と高い防錆
性が要求される利用分野に提供する熱延鋼板の製造に関
するものである。
加工度の高い成形性と同時に高い製品の強度と高い防錆
性が要求される利用分野に提供する熱延鋼板の製造に関
するものである。
（従来の技術）
従来、加工用高防錆性高強度熱延鋼板は、高強度熱延銅
板に電気亜鉛めっきを施した電気亜鉛めっき熱延鋼板が
中心であった。そしてその調板の強化方法はＭｎ、 Ｐ
、 Ｓｔ等による固溶体強化、Ｃ１Ｍｎ合金の組織強化
、あるいはＮｂ、 Ｔｉ添加による析出強化を適宜組み
合わせて製造されている。しかし電気亜鉛めっきでは目
付を多くすることは経済的に困難で、より高防錆性のた
めには溶融亜鉛めっきがふされしい。しかし、溶融亜鉛
めっきでは合金系によっては亜鉛のめっき密着性に問題
が生じたり、また溶融亜鉛めっきの時の表面酸化被膜の
還元除去の熱処理にまり熱延鋼板の組織が変化し、高強
度鋼板の特性を失うなどの欠点があった。
板に電気亜鉛めっきを施した電気亜鉛めっき熱延鋼板が
中心であった。そしてその調板の強化方法はＭｎ、 Ｐ
、 Ｓｔ等による固溶体強化、Ｃ１Ｍｎ合金の組織強化
、あるいはＮｂ、 Ｔｉ添加による析出強化を適宜組み
合わせて製造されている。しかし電気亜鉛めっきでは目
付を多くすることは経済的に困難で、より高防錆性のた
めには溶融亜鉛めっきがふされしい。しかし、溶融亜鉛
めっきでは合金系によっては亜鉛のめっき密着性に問題
が生じたり、また溶融亜鉛めっきの時の表面酸化被膜の
還元除去の熱処理にまり熱延鋼板の組織が変化し、高強
度鋼板の特性を失うなどの欠点があった。
本発明ではＣｕの時効析出により高強度化を行うが、こ
のこと自体は公知である。例えば特公昭５７−１７０４
９号公報および特願昭６２−１５７８９１号（６２，６
，２６）の技術がそれにあたる。前者では低Ｃ鋼で、後
者では極低Ｃ鋼でいずれも約１〜２％のＣｕを添加し、
このＣｕを固溶状態のまますなわち軟化状態のときにプ
レス成形することにより高加工性とし、その後の熱処理
により強度を高めるというものである。
のこと自体は公知である。例えば特公昭５７−１７０４
９号公報および特願昭６２−１５７８９１号（６２，６
，２６）の技術がそれにあたる。前者では低Ｃ鋼で、後
者では極低Ｃ鋼でいずれも約１〜２％のＣｕを添加し、
このＣｕを固溶状態のまますなわち軟化状態のときにプ
レス成形することにより高加工性とし、その後の熱処理
により強度を高めるというものである。
しかしながらこの技術を溶融亜鉛めっきに適用すること
については何の言及もない。さらに、−ｉ的には溶融亜
鉛めっき時の熱処理による変化により強度や延性に大き
な変化が生じると予想される。
については何の言及もない。さらに、−ｉ的には溶融亜
鉛めっき時の熱処理による変化により強度や延性に大き
な変化が生じると予想される。
すなわち、プレス成形前に安定して高成形性の状態を保
つことは困難である。
つことは困難である。
（発明が解決しようとする課題）
本発明の課題は、高度な成形性と部品あるいは製品とし
て高い強度とさらに、極めて高い防錆性を同時に与える
ことにある。すなわち、Ｃｕ添加鋼のプレス成形前の高
延性を活かした高成形性とプレス成形後の熱処理による
硬化性、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板並みの高耐食
性を兼ね備えた熱延鋼板を素材とした鋼構造部材の製造
方法にかかわる。
て高い強度とさらに、極めて高い防錆性を同時に与える
ことにある。すなわち、Ｃｕ添加鋼のプレス成形前の高
延性を活かした高成形性とプレス成形後の熱処理による
硬化性、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板並みの高耐食
性を兼ね備えた熱延鋼板を素材とした鋼構造部材の製造
方法にかかわる。
（課題を解決するための手段）
本発明は、成形加工性とＣｕの時効析出による高強度化
性と溶融亜鉛めっき性を考慮した成分組成の鋼を出発材
とし、主としてＣｕの固溶状態を維持する条件で熱延銅
板とする工程、これにＣｕの固溶状態を維持しながら溶
融亜鉛めっきを施す工程、プレス成形する工程、鋼材の
強化および表層の亜鉛めっき層をＰｅ −Ｚｎ合金とす
る熱処理工程からなり、その要旨とするところは下記の
とおりである。
性と溶融亜鉛めっき性を考慮した成分組成の鋼を出発材
とし、主としてＣｕの固溶状態を維持する条件で熱延銅
板とする工程、これにＣｕの固溶状態を維持しながら溶
融亜鉛めっきを施す工程、プレス成形する工程、鋼材の
強化および表層の亜鉛めっき層をＰｅ −Ｚｎ合金とす
る熱処理工程からなり、その要旨とするところは下記の
とおりである。
（１）Ｃ：０．０５％以下、Ｍｎ： ０．０５〜０．５
％、Ａｔ ７０．１％以下、Ｃｕ ： ０．８〜２．０
％を含み、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし、巻
取温度２５３０℃の条件で熱延を行いコイルとし、続い
て５３０℃以下の温度に加熱し鋼板表面の還元を行った
後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とするプレス成形
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。
％、Ａｔ ７０．１％以下、Ｃｕ ： ０．８〜２．０
％を含み、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし、巻
取温度２５３０℃の条件で熱延を行いコイルとし、続い
て５３０℃以下の温度に加熱し鋼板表面の還元を行った
後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とするプレス成形
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。
（２）Ｃ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％
、Ｎ ： ０．１％以下、Ｃｕ ： ０．８〜２．０％
を含有し、さらにＴｉ ： ０．００５〜０．１％、Ｎ
ｂ ： ０．００５〜０．１％、Ｚｒ； ０．０２〜０
．１％、Ｂ ： ０．０００１−０．００３０％、Ｎｉ
：Ｎｉ／Ｃｕで０．０５〜０．３の１種または２種以上
を含み、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし、巻取
温度≦５３０ ℃の条件で熱延を行いコイルとし、続い
て５３０℃以下の温度で加熱し鋼板表面の還元を行った
後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とするプレス成形
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。
、Ｎ ： ０．１％以下、Ｃｕ ： ０．８〜２．０％
を含有し、さらにＴｉ ： ０．００５〜０．１％、Ｎ
ｂ ： ０．００５〜０．１％、Ｚｒ； ０．０２〜０
．１％、Ｂ ： ０．０００１−０．００３０％、Ｎｉ
：Ｎｉ／Ｃｕで０．０５〜０．３の１種または２種以上
を含み、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし、巻取
温度≦５３０ ℃の条件で熱延を行いコイルとし、続い
て５３０℃以下の温度で加熱し鋼板表面の還元を行った
後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とするプレス成形
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。
（３）Ｃ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％
、ＡＺ ： ０．１％以下、Ｃｕ ： ０．８〜２．０
％を含み、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし、巻
取温度２５３０℃の条件で熱延を行いコイルとし、続い
て５３０℃以下の温度に加熱、し鋼板表面の還元を行っ
た後、溶融亜鉛めっきを施した鋼板をプレス成形加工し
、続いて５５０〜６５０℃に１０秒〜２０分加熱し、続
いて溶接接合することを特徴とする優れた強度と耐食性
を有する鋼構造部材の製造方法。
、ＡＺ ： ０．１％以下、Ｃｕ ： ０．８〜２．０
％を含み、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし、巻
取温度２５３０℃の条件で熱延を行いコイルとし、続い
て５３０℃以下の温度に加熱、し鋼板表面の還元を行っ
た後、溶融亜鉛めっきを施した鋼板をプレス成形加工し
、続いて５５０〜６５０℃に１０秒〜２０分加熱し、続
いて溶接接合することを特徴とする優れた強度と耐食性
を有する鋼構造部材の製造方法。
（４）Ｃ：０．０５％以下、Ｍｒ＋： ０．０５〜０．
５％、Ｎ ： ０．１％以下、Ｃｕ ： ０．８〜２．
０％を含有し、さらにＴｉ ： ０．００５〜０．１％
、Ｎｂ ： ０．００５〜０．１％、Ｚｒ ： ０．０
２〜０．１％、Ｂ ： ０．０００１〜０．００３０％
、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．０５〜０．３の１種または２
種以上を含み、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし
、巻取温度２５３０℃の条件で熱延を行いコイルとし、
続いて５３０℃以下の温度で加熱し鋼板表面の還元を行
った後、溶融亜鉛めっきを施した鋼板をプレス成形加工
し、続いて５５０〜６５０℃に１０秒〜２０分加熱し続
いて溶接接合することを特徴とする優れた強度と耐食性
を有する鋼構造部材の製造方法。
５％、Ｎ ： ０．１％以下、Ｃｕ ： ０．８〜２．
０％を含有し、さらにＴｉ ： ０．００５〜０．１％
、Ｎｂ ： ０．００５〜０．１％、Ｚｒ ： ０．０
２〜０．１％、Ｂ ： ０．０００１〜０．００３０％
、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．０５〜０．３の１種または２
種以上を含み、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし
、巻取温度２５３０℃の条件で熱延を行いコイルとし、
続いて５３０℃以下の温度で加熱し鋼板表面の還元を行
った後、溶融亜鉛めっきを施した鋼板をプレス成形加工
し、続いて５５０〜６５０℃に１０秒〜２０分加熱し続
いて溶接接合することを特徴とする優れた強度と耐食性
を有する鋼構造部材の製造方法。
（作 用）
本発明は、溶融亜鉛めっき性を考慮した低Ｃ１軟質熱延
鋼板にＣｕを０．８〜２．０％固溶させ、その固溶状態
を維持した状態で、なおかつ加工性のため硬質な組織と
ならないように熱延を行い、その後Ｃｕが析出しない条
件で溶融亜鉛めっきを施して素材とし、次にプレス底形
を施し続いて５５０〜６５０℃に１０秒〜２０分加熱し
鋼板中のＣｕを時効析出させて鋼板を著しく硬化させる
とともに、鋼板表面の溶融亜鉛めっき層をＦｅ −Ｚｎ
合金とし耐食性、溶接性を高めようとするものである。
鋼板にＣｕを０．８〜２．０％固溶させ、その固溶状態
を維持した状態で、なおかつ加工性のため硬質な組織と
ならないように熱延を行い、その後Ｃｕが析出しない条
件で溶融亜鉛めっきを施して素材とし、次にプレス底形
を施し続いて５５０〜６５０℃に１０秒〜２０分加熱し
鋼板中のＣｕを時効析出させて鋼板を著しく硬化させる
とともに、鋼板表面の溶融亜鉛めっき層をＦｅ −Ｚｎ
合金とし耐食性、溶接性を高めようとするものである。
本発明は以上のような概略の骨子に基づくが、以下に本
発明の個々の構成要件について詳細に言及する。
発明の個々の構成要件について詳細に言及する。
Ｃは加工性の観点から０．０５％以下とする。この量を
越えると鋼中にパーライトあるいはさらに、硬質な組織
が生じ、プレス成形性を損なう。
越えると鋼中にパーライトあるいはさらに、硬質な組織
が生じ、プレス成形性を損なう。
降伏点挙動など鋼中の固溶炭素、窒素が問題となる場合
にはこれらの元素と親和力の強いＴｉ、 Ｎｂ。
にはこれらの元素と親和力の強いＴｉ、 Ｎｂ。
あるいはＺｒの１種または２種以上をＴｉ ： ０．０
０５〜０．１％、Ｎｂ ： ０．００５〜０．１％、Ｚ
ｒ： ０．０２〜０．１％の範囲で添加する。これらの
範囲未満の添加では固溶炭素、窒素固着の効果がなく、
これらの範囲を越えての添加は効果が飽和しむやみに経
済性を損なうばかりである。
０５〜０．１％、Ｎｂ ： ０．００５〜０．１％、Ｚ
ｒ： ０．０２〜０．１％の範囲で添加する。これらの
範囲未満の添加では固溶炭素、窒素固着の効果がなく、
これらの範囲を越えての添加は効果が飽和しむやみに経
済性を損なうばかりである。
また、さらにこのような固溶炭素、窒素がまったく鋼中
にない場合、これら元素は鋼の粒界強度を担っているた
め粒界か弱くなり、プレス成形後に二次加工脆化あるい
は縦割れと呼ばれる粒界脆性破壊が生じやすくなる。
にない場合、これら元素は鋼の粒界強度を担っているた
め粒界か弱くなり、プレス成形後に二次加工脆化あるい
は縦割れと呼ばれる粒界脆性破壊が生じやすくなる。
これを防ぐためＢを０．０００１〜０．００３０％の範
囲で添加することが好ましい。０．０００１％未満では
粒界破壊脆化防止効果はない。０．００３０％を越える
と固溶Ｂが増加し綱の延性を害する。
囲で添加することが好ましい。０．０００１％未満では
粒界破壊脆化防止効果はない。０．００３０％を越える
と固溶Ｂが増加し綱の延性を害する。
さらに高度な成形性のためにはＣは０．０２％以下とす
ることが好ましい。この時は製洞過程において真空脱ガ
ス等の手段で脱炭が必要となろう。
ることが好ましい。この時は製洞過程において真空脱ガ
ス等の手段で脱炭が必要となろう。
近年この分野での技術開発は目覚ましくまた成形性は低
炭素となるほど向上するのでその意味からはＣは０．０
０５％以下とすることが好ましい。
炭素となるほど向上するのでその意味からはＣは０．０
０５％以下とすることが好ましい。
次に、Ｍｎは０．０５〜０．５％の範囲で添加する。
０．０５％未満では鋼中不純物であるＳがＭｎＳとして
十分に固定されず、熱延時に割れを生しる。Ｍｎが０．
５％を越えると熱延鋼板としてのプレス成形性あるいは
溶融亜鉛めっき時におけるめっき密着性を損なう。
十分に固定されず、熱延時に割れを生しる。Ｍｎが０．
５％を越えると熱延鋼板としてのプレス成形性あるいは
溶融亜鉛めっき時におけるめっき密着性を損なう。
Ｍは鋼の脱酸のため０．１％以下添加する。この量を越
えると脱酸生成物として介在物が増し鋼の延性を害する
。好ましい下限値は脱酸可能な０．００３％程度である
。
えると脱酸生成物として介在物が増し鋼の延性を害する
。好ましい下限値は脱酸可能な０．００３％程度である
。
次に、Ｃｕは本発明にあっては極めて重要な添加元素で
ある。すなわちＣｕの時効析出により鋼を著しく高強度
化するが一方、Ｃｕは固溶状態にあっては鋼の延性をそ
れほど損なわない。時効析出による硬化量はＣｕ添加量
による。０．８％未満では硬化に長時間を要し、実用の
観点からはふされしくない。一方便化量は２．０％の添
加で飽和する。従って、Ｃｕの添加量は０．８〜２．０
％とした。安定して硬化量を確保するには１．２％以上
の添加が好ましい。
ある。すなわちＣｕの時効析出により鋼を著しく高強度
化するが一方、Ｃｕは固溶状態にあっては鋼の延性をそ
れほど損なわない。時効析出による硬化量はＣｕ添加量
による。０．８％未満では硬化に長時間を要し、実用の
観点からはふされしくない。一方便化量は２．０％の添
加で飽和する。従って、Ｃｕの添加量は０．８〜２．０
％とした。安定して硬化量を確保するには１．２％以上
の添加が好ましい。
Ｃｕ添加鋼にあって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。このＣｕヘゲを防ぐためにはＮ
ｉ添加が好ましい。Ｎｉのこのような効果はＣｕ添加量
に応じて発揮されるのでＮｉ添加量はＮｔ／Ｃｕに応し
て添加する。この比が０．０５未満ではＣｕヘゲ防止効
果がなく、一方０．３を越えると効果が飽和するうえに
、Ｎｉが高価なため経済性が著しく損なわれる。
中に生じることがある。このＣｕヘゲを防ぐためにはＮ
ｉ添加が好ましい。Ｎｉのこのような効果はＣｕ添加量
に応じて発揮されるのでＮｉ添加量はＮｔ／Ｃｕに応し
て添加する。この比が０．０５未満ではＣｕヘゲ防止効
果がなく、一方０．３を越えると効果が飽和するうえに
、Ｎｉが高価なため経済性が著しく損なわれる。
以上が本発明の収骨に関する数値限定理由であるが、そ
の他Ｓｉ、 Ｐ、 Ｃｒ、 Ｍｏ、 Ｃａ、 ＲＥＭ
の一種以上を単独あるいは組み合わせて適宜添加し強度
あるいは加工性をさらに確保することは可能である。
の他Ｓｉ、 Ｐ、 Ｃｒ、 Ｍｏ、 Ｃａ、 ＲＥＭ
の一種以上を単独あるいは組み合わせて適宜添加し強度
あるいは加工性をさらに確保することは可能である。
その場合、Ｓｉ２０．１％、Ｐ２０．０７％、 Ｃｒ２
０．５％、 Ｍｏ≦０．６％、 Ｃａ ： ０．０００
５〜０．００３０％、ＲＥＭ：０、００５〜０．０５％
の範囲内で添加すべきである。 Ｓｔ。
０．５％、 Ｍｏ≦０．６％、 Ｃａ ： ０．０００
５〜０．００３０％、ＲＥＭ：０、００５〜０．０５％
の範囲内で添加すべきである。 Ｓｔ。
Ｐ、 Ｃｒ、 Ｍｏは強度調整用に添加されるが、この
範囲を越えるとめっき密着性を損なう。特にＳ＋はめっ
き密着性に対する悪影響が大で、この観点からはＳｉ２
０．０３％（添加せずかつ不純物としてのｌ五人も極力
避ける）とするのが好ましい。Ｃａ、 ＲＥＭは加工性
向上の観点から添加されるが、この範囲未満では効果が
なく、この範囲を越えると効果は飽和する。
範囲を越えるとめっき密着性を損なう。特にＳ＋はめっ
き密着性に対する悪影響が大で、この観点からはＳｉ２
０．０３％（添加せずかつ不純物としてのｌ五人も極力
避ける）とするのが好ましい。Ｃａ、 ＲＥＭは加工性
向上の観点から添加されるが、この範囲未満では効果が
なく、この範囲を越えると効果は飽和する。
この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。スラブは通常２００〜３００ＩＩＩＩＩｌ程度
の厚みを持つが、近年進行中の１０〜ｌ１００Ｉ１の薄
スラブであっても本発明の効果は発揮される。むしろ薄
スラブの方が冷却速度が速く、Ｃｕの固溶状態がより維
持されることから好ましいとも言える。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続いて熱延さ
れる。あるいは薄スラブの場合はコイル状に巻取られた
後保温し続いて熱延される。熱延温度は終了温度がＡｒ
３変態点を下回らない方が好ましいが、異常粒成長等、
著しい加工性の劣化がない範囲内であれば多少Ａｒ３変
態点を下回ってもよい。熱延終了後ランアウトテーブル
（ＲＯＴ）で冷却されコイルに巻取られる。巻取温度は
極めて重要であり、５３０℃以下とする必要がある。５
３０℃を越える温度ではＣｕが巻取中に析出し硬質・低
延性となる。この意味からは巻取温度は４００℃以下と
することが好ましい。巻取温度の下限は特に制限すると
ころではない。ただ、Ｃ，Ｍｎｌが比較的高い場合にＲ
ＯＴでの冷却および巻取温度の組み合わせを鋼の延性が
阻害されないようにとる方が好ましい。
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。スラブは通常２００〜３００ＩＩＩＩＩｌ程度
の厚みを持つが、近年進行中の１０〜ｌ１００Ｉ１の薄
スラブであっても本発明の効果は発揮される。むしろ薄
スラブの方が冷却速度が速く、Ｃｕの固溶状態がより維
持されることから好ましいとも言える。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続いて熱延さ
れる。あるいは薄スラブの場合はコイル状に巻取られた
後保温し続いて熱延される。熱延温度は終了温度がＡｒ
３変態点を下回らない方が好ましいが、異常粒成長等、
著しい加工性の劣化がない範囲内であれば多少Ａｒ３変
態点を下回ってもよい。熱延終了後ランアウトテーブル
（ＲＯＴ）で冷却されコイルに巻取られる。巻取温度は
極めて重要であり、５３０℃以下とする必要がある。５
３０℃を越える温度ではＣｕが巻取中に析出し硬質・低
延性となる。この意味からは巻取温度は４００℃以下と
することが好ましい。巻取温度の下限は特に制限すると
ころではない。ただ、Ｃ，Ｍｎｌが比較的高い場合にＲ
ＯＴでの冷却および巻取温度の組み合わせを鋼の延性が
阻害されないようにとる方が好ましい。
熱延コイルは冷却後酸洗され続いて溶融亜鉛めっきされ
る。溶融亜鉛めっきは通常連続熔融亜鉛めっきラインに
よってなされる。その場合、通常、溶融亜鉛めっき浴に
浸漬する前に鋼板表面を還元するが、その方法は通常の
無酸化加熱−還元方式、あるいはバーナーの還元域を利
用する直接還元方式等いずれでもよい。あるいは適当な
前処理を施した後ラジアントチューブで加熱する方法で
もよい。いずれにしろ７１０熱温度は５３０℃以下とす
る必要がある。この温度を越えるとこの加熱中にＣｕが
析出し、プレス成形時に低延性となり高度なプレス成形
加工ができない。ストリップ状のコイルはその後約４５
０℃の溶融亜鉛浴中に浸漬され溶融亜鉛めっきを施され
る。亜鉛浴中にはＡｆを０．０５〜０．２％添加し亜鉛
の密着性を増してもよい。
る。溶融亜鉛めっきは通常連続熔融亜鉛めっきラインに
よってなされる。その場合、通常、溶融亜鉛めっき浴に
浸漬する前に鋼板表面を還元するが、その方法は通常の
無酸化加熱−還元方式、あるいはバーナーの還元域を利
用する直接還元方式等いずれでもよい。あるいは適当な
前処理を施した後ラジアントチューブで加熱する方法で
もよい。いずれにしろ７１０熱温度は５３０℃以下とす
る必要がある。この温度を越えるとこの加熱中にＣｕが
析出し、プレス成形時に低延性となり高度なプレス成形
加工ができない。ストリップ状のコイルはその後約４５
０℃の溶融亜鉛浴中に浸漬され溶融亜鉛めっきを施され
る。亜鉛浴中にはＡｆを０．０５〜０．２％添加し亜鉛
の密着性を増してもよい。
亜鉛の目付量は防錆性の要求に応じて適宜選択できる。
こうして溶融亜鉛めっきされた熱延鋼帯は場合によって
は調質圧延あるいは／またレベラー加工されて加工工場
に出荷される。ここで高度なプレス底形がなされるが、
その際にあらかじめ合金化された溶融亜鉛めっき鋼板で
はめっき層が固いため剥離し、それがプレス金型に付着
しつぎの成形品に疵となるいわゆるパウダリングと呼ば
れる不良現象が生じることがあるが本発明の場合、プレ
ス時にめっき層は合金化されておらずその問題は生じな
い。この点も本発明の大きな効果の一つである。
は調質圧延あるいは／またレベラー加工されて加工工場
に出荷される。ここで高度なプレス底形がなされるが、
その際にあらかじめ合金化された溶融亜鉛めっき鋼板で
はめっき層が固いため剥離し、それがプレス金型に付着
しつぎの成形品に疵となるいわゆるパウダリングと呼ば
れる不良現象が生じることがあるが本発明の場合、プレ
ス時にめっき層は合金化されておらずその問題は生じな
い。この点も本発明の大きな効果の一つである。
プレス成形された鋼製部材はあるいは部品は加熱処理さ
れる。Ｃｕの析出による部材あるいは部品の強化と表層
の亜鉛めっき層の合金化がその目的である。その条件は
５５０〜６５０℃で１０秒〜２０分である。この条件未
満ではＣｕ析出あるいはめっき層の合金化が十分でなく
、またこの条件を越えるとＣｕの過時効析出により強度
は確保されない。好ましくは６００℃，１０分以下とす
べきである。この加熱は通常の直火炉あるいは電気炉あ
るいはまたレーザーを利用するものなど温度・時間条件
が満たされれば手段は問わない。
れる。Ｃｕの析出による部材あるいは部品の強化と表層
の亜鉛めっき層の合金化がその目的である。その条件は
５５０〜６５０℃で１０秒〜２０分である。この条件未
満ではＣｕ析出あるいはめっき層の合金化が十分でなく
、またこの条件を越えるとＣｕの過時効析出により強度
は確保されない。好ましくは６００℃，１０分以下とす
べきである。この加熱は通常の直火炉あるいは電気炉あ
るいはまたレーザーを利用するものなど温度・時間条件
が満たされれば手段は問わない。
めっき層の合金化によりスポット溶接等の溶接性も通電
が可能となり、通常の溶融亜鉛めっき鋼板に比べればお
おいに改善される。
が可能となり、通常の溶融亜鉛めっき鋼板に比べればお
おいに改善される。
（実施例）
次に、本発明を実施例に基づいて説明する。
第１表に示す成分の鋼を転炉にて溶解し、真空脱ガス等
の二次精錬を経てスラブとした。符号Ａ〜Ｈが本発明に
従った成分の鋼で符号■およびＪの鋼はＣあるいは旧が
、符号にの鋼ではＣｕが本発明と異なる。また符号りは
通常極く普遍的に用いられる熱延鋼板の成分である。こ
れらの鋼を第２表に示す熱延条件にて熱延を行いコイル
とし、続いて酸洗後、表中に示すめっき条件で連続溶融
亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施した。このラ
インは無酸化加熱−還元炉方式である。還元は本発明の
条件として低温で行う必要があるため水素濃度を高め強
還元とした。また、めっき浴中にはＭを０．１７％添加
した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板のｍ械試験値を同じ
く第２表に示す。引張試験はＪＩＳＺ２２０１，５号試
験片を用い同Ｚ２２４１記載の方法に従って行った。ま
た、熱延鋼板の加工性の中で重要な伸びフランジ性は穴
広げ試験にて行った。この試験は２０ｍ１の打ち抜き穴
（クリアランスは板厚の１０％とした）を３０”円錐ポ
ンチを上昇させて広げて行く方法で、クランクが板厚を
貫通する時の穴径（ｄ）を初期穴（ｄｏ）で除した値、
ｄ ／ｄ、でもって特性値とした。
の二次精錬を経てスラブとした。符号Ａ〜Ｈが本発明に
従った成分の鋼で符号■およびＪの鋼はＣあるいは旧が
、符号にの鋼ではＣｕが本発明と異なる。また符号りは
通常極く普遍的に用いられる熱延鋼板の成分である。こ
れらの鋼を第２表に示す熱延条件にて熱延を行いコイル
とし、続いて酸洗後、表中に示すめっき条件で連続溶融
亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施した。このラ
インは無酸化加熱−還元炉方式である。還元は本発明の
条件として低温で行う必要があるため水素濃度を高め強
還元とした。また、めっき浴中にはＭを０．１７％添加
した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板のｍ械試験値を同じ
く第２表に示す。引張試験はＪＩＳＺ２２０１，５号試
験片を用い同Ｚ２２４１記載の方法に従って行った。ま
た、熱延鋼板の加工性の中で重要な伸びフランジ性は穴
広げ試験にて行った。この試験は２０ｍ１の打ち抜き穴
（クリアランスは板厚の１０％とした）を３０”円錐ポ
ンチを上昇させて広げて行く方法で、クランクが板厚を
貫通する時の穴径（ｄ）を初期穴（ｄｏ）で除した値、
ｄ ／ｄ、でもって特性値とした。
本実施例では熱延加熱温度は１１００〜１１６０℃であ
った。熱延コイルの外観観察の結果では処理Ｎｏ、２−
１．２−１４および２−１７の鋼で軽微な同へげが見ら
れた。
った。熱延コイルの外観観察の結果では処理Ｎｏ、２−
１．２−１４および２−１７の鋼で軽微な同へげが見ら
れた。
第２表の結果より、本発明に従った処理の材料はＥｊ２
が３５％以上で引張強度が４０ｋｇｆ／−級程度の軟質
熱延鋼板の材質を示すとともに、穴広げ比においても従
来の熱延鋼板並みの１．６以上の値を示している。特に
高加工性とした極低炭素鋼では、穴広げ比はとんど２．
０以上の極めて高い値を示している。これに対し、熱延
巻取温度の異なる処理Ｎｏ、２−４および２−１Ｏ１め
っき温度の異なる処理Ｎｏ、２−２．２−６および２−
ＩＬさらに成分が本発明と異なる鋼を用いた処理Ｎｏ、
２−１７および２−１８の鋼板では、めっき鋼板とし
て極めて硬質、低伸びとなっていて、プレス成形性にお
いて劣ることを示している。
が３５％以上で引張強度が４０ｋｇｆ／−級程度の軟質
熱延鋼板の材質を示すとともに、穴広げ比においても従
来の熱延鋼板並みの１．６以上の値を示している。特に
高加工性とした極低炭素鋼では、穴広げ比はとんど２．
０以上の極めて高い値を示している。これに対し、熱延
巻取温度の異なる処理Ｎｏ、２−４および２−１Ｏ１め
っき温度の異なる処理Ｎｏ、２−２．２−６および２−
ＩＬさらに成分が本発明と異なる鋼を用いた処理Ｎｏ、
２−１７および２−１８の鋼板では、めっき鋼板とし
て極めて硬質、低伸びとなっていて、プレス成形性にお
いて劣ることを示している。
なお、めっき密着性は曲げ試験にて評価したが、従来鋼
と遜色なく良好であった。
と遜色なく良好であった。
次に、この鋼板を成形加工後熱処理を行うことを想定し
て、第３表に示す予ひずみを加えた後同じく第３表に示
す熱処理条件にて熱処理を行った。
て、第３表に示す予ひずみを加えた後同じく第３表に示
す熱処理条件にて熱処理を行った。
得られた試験片の強度とめっき層のＺｎ −Ｆｅ合金化
度を同しく第３表に示す、Ｚｎ−Ｆｅ合金化度はめっき
層を化学分析し、Ｆｅの含有割合で評価した。Ｆｅ％で
８〜２０％が適正範囲である。本発明にしたがった材料
では予ひずみを加えない場合でも（成形部品において加
工程度の小さい部分の評価）、後熱処理後６０ｋｇｆ／
−級前後の引張強度を示し、まためっき層も適正と考え
られるＦｅ％にコントロールされている。これに対し後
熱゛処理条件が不足あるいは過大なＮα３−７〜３−９
．３−１３〜３−１５および３−１８の鋼板では強度上
昇はわずかであり、まためっき層については、Ｎα３−
７〜３−９．３−１３〜３−１５の調牟反はＦｅ％が低
く合金化も不十分であり、Ｎα３−１８の鋼板は逆にＦ
ｅ％が高すぎる。またＣｕが少ない鋼Ｋを用いたＮａ３
−２９あるいはＣｕが添加されていないｍＬを用いたＮ
α３−３０および３−３１の鋼板では後熱処理による強
度上昇はほとんどない。
度を同しく第３表に示す、Ｚｎ−Ｆｅ合金化度はめっき
層を化学分析し、Ｆｅの含有割合で評価した。Ｆｅ％で
８〜２０％が適正範囲である。本発明にしたがった材料
では予ひずみを加えない場合でも（成形部品において加
工程度の小さい部分の評価）、後熱処理後６０ｋｇｆ／
−級前後の引張強度を示し、まためっき層も適正と考え
られるＦｅ％にコントロールされている。これに対し後
熱゛処理条件が不足あるいは過大なＮα３−７〜３−９
．３−１３〜３−１５および３−１８の鋼板では強度上
昇はわずかであり、まためっき層については、Ｎα３−
７〜３−９．３−１３〜３−１５の調牟反はＦｅ％が低
く合金化も不十分であり、Ｎα３−１８の鋼板は逆にＦ
ｅ％が高すぎる。またＣｕが少ない鋼Ｋを用いたＮａ３
−２９あるいはＣｕが添加されていないｍＬを用いたＮ
α３−３０および３−３１の鋼板では後熱処理による強
度上昇はほとんどない。
（発明の効果）
本発明は、伸びや穴広げ性で代表される素材の加工性お
よび耐パウダリング性等の亜鉛めっき鋼板としての加工
性の双方の意味でプレス成形性に優れ、プレス成形後の
後熱処理により、著しい強度上昇と亜鉛めっき層の合金
化をもたらす銅板の製造方法を提供する。本発明によれ
ば、亜鉛めっき層の合金化によって、プレス底形部品の
組立時の溶接性やＮ４！亜鉛めっきの耐食性向上をもた
らす。
よび耐パウダリング性等の亜鉛めっき鋼板としての加工
性の双方の意味でプレス成形性に優れ、プレス成形後の
後熱処理により、著しい強度上昇と亜鉛めっき層の合金
化をもたらす銅板の製造方法を提供する。本発明によれ
ば、亜鉛めっき層の合金化によって、プレス底形部品の
組立時の溶接性やＮ４！亜鉛めっきの耐食性向上をもた
らす。
本発明は以上のように、従来亜鉛めっき鋼板が有してい
たパウダリング性等のプレス成形性不良や溶接性不良を
一気に解決するとともに、引張強度を１０〜２５ｋｇｆ
／−上昇させるという著しい高強度化を両立させた画期
的な発明である。
たパウダリング性等のプレス成形性不良や溶接性不良を
一気に解決するとともに、引張強度を１０〜２５ｋｇｆ
／−上昇させるという著しい高強度化を両立させた画期
的な発明である。
Claims (4)
- （１）質量の割合で（以下鋼中成分に関しては同様）、
Ｃ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｎ：
０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％を含み、残部実
質的に鉄からなる鋼をスラブとし、巻取温度≦５３０℃
の条件で熱延を行いコイルとし、続いて５３０℃以下の
温度に加熱し鋼板表面の還元を行った後、溶融亜鉛めっ
きを施すことを特徴とする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。 - （２）Ｃ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％
、Ｍ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％を含有し
、さらにＴｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００
５〜０．１％、Ｚｒ：０．０２〜０．１％、Ｂ：０．０
００１〜０．００３０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．０５
〜０．３の１種または２種以上を含み、残部実質的に鉄
からなる鋼をスラブとし、巻取温度≦５３０℃の条件で
熱延を行いコイルとし、続いて５３０℃以下の温度で加
熱し鋼板表面の還元を行った後、溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする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
。 - （３）Ｃ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％
、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％を含み
、残部実質的に鉄からなる鋼をスラブとし、巻取温度≦
５３０℃の条件で熱延を行いコイルとし、続いて５３０
℃以下の温度に加熱し鋼板表面の還元を行った後、溶融
亜鉛めっきを施した鋼板をプレス成形加工し、続いて５
５０〜６５０℃に１０秒〜２０分加熱し、続いて溶接接
合することを特徴とする優れた強度と耐食性を有する鋼
構造部材の製造方法。 - （４）Ｃ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％
、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％を含有
し、さらにＴｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１％、Ｚｒ：０．０２〜０．１％、Ｂ：０．
０００１〜０．００３０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．０
５〜０．３の１種または２種以上を含み、残部実質的に
鉄からなる鋼をスラブとし、巻取温度≦５３０℃の条件
で熱延を行いコイルとし、続いて５３０℃以下の温度で
加熱し鋼板表面の還元を行った後、溶融亜鉛めっきを施
した鋼板をプレス成形加工し、続いて５５０〜６５０℃
に１０秒〜２０分加熱し続いて溶接接合することを特徴
とする優れた強度と耐食性を有する鋼構造部材の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20946389A JP2802513B2 (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20946389A JP2802513B2 (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0372034A true JPH0372034A (ja) | 1991-03-27 |
| JP2802513B2 JP2802513B2 (ja) | 1998-09-24 |
Family
ID=16573289
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20946389A Expired - Fee Related JP2802513B2 (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2802513B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04346645A (ja) * | 1991-05-23 | 1992-12-02 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JP2011017089A (ja) * | 2000-04-17 | 2011-01-27 | Jfe Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2387322C (en) | 2001-06-06 | 2008-09-30 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
-
1989
- 1989-08-11 JP JP20946389A patent/JP2802513B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04346645A (ja) * | 1991-05-23 | 1992-12-02 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JP2011017089A (ja) * | 2000-04-17 | 2011-01-27 | Jfe Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2802513B2 (ja) | 1998-09-24 |
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