JPH04128320A - 伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法Info
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- JPH04128320A JPH04128320A JP24954290A JP24954290A JPH04128320A JP H04128320 A JPH04128320 A JP H04128320A JP 24954290 A JP24954290 A JP 24954290A JP 24954290 A JP24954290 A JP 24954290A JP H04128320 A JPH04128320 A JP H04128320A
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Landscapes
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- 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
（産業上の利用分野）
本発明は伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製
造方法に関し、更に詳しくは、引張強さ６０〜１２０１
ｑｒｆ／ｍｓ＋”級の複合組織溶融亜鉛めっき高強度薄
鋼板の製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
の安全性及び軽量化対策として加工性の優れた高強度冷
延鋼板が使用されるに至っている。また、自動車の寿命
向上のために、冷延鋼板に防錆力の向上が強く望まれて
いる。最近においては、バンパー、ドアインパクトビー
ム等の６０〜１２０ ｋｇｆ／ｍｕ２級の補強部材につ
いても、スポット溶接性と塗装性に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板が要望されている。 従来、裸鋼板においては、変態組織強化法を用いること
によって、高い強度−伸びバランスを有する６０ｋｇｆ
／ａｍ２級以上の高強度鋼板が得られることが知られて
いる。 例えば、本発明者らが先に提案した特開平１−３５０５
２号公報では、水焼入タイプ連続焼鈍法を用いて、再結
晶加熱温度をα＋γ２相域の低温とし、強制空冷後、所
定の温度から水冷し、４００℃以下で過時効処理して、
フェライトと硬いマルテンサイトからなる複合組織とし
、高い強度−伸びバランスの高強度薄鋼板が得られるこ
とを開示している。しかし、溶融亜鉛めっき鋼板の場合
には、再結晶加熱後、水焼入することが困難であるばか
りでなく、Ｍｓ点よりも高い温度で溶融亜鉛めっき処理
、又は合金化処理されるため、ベイナイトが生成し易く
、高い強度−伸びバランスの高強度薄鋼板が得られない
という問題点がある。 かＮる問題点を解決するために、従来、例えば、特開昭
５５−１００８２０号公報には、合金化温度をＡｃ１〜
Ａｃ、変態温度間とし、その冷却速度を添加元素との関
係によって規制して、複合組織鋼板とすることが提案さ
れている。しかし、この方、法においては、合金化温度
が高いために、めつきむらや合金層の発達の不具合によ
るパウダリング性不良等が生じて、材質を劣化させると
いう問題点がある。 また、特開昭５５−１００９３５号公報では、２．３％
以上のＭｎ＋Ｓｉを添加することによってγ相を安定化
し、合金化処理後にマルテンサイト変態させ、複合組織
とすることが提案されている。 しかしながら、この提案では、加熱後に比較的遅い冷却
速度でめっき槽まで単純に冷却し、また合金化処理後も
空冷という非常に遅い冷却速度を用いている。このため
、強化能の高いマルテンサイト組織が十分に得られず、
したがって、高い強度−伸びバランスが得られない。 以上のように、６０ ｋｇｆ／ｍｍ”以上の溶融亜鉛め
っき高強度鋼板を製造するに際しては、強度、伸び、低
降伏比の点で有利な複合組織強化が必要となるが、高強
度であるために、単に化学成分、冷却速度等に着目した
方法で、降伏比、加工性及び表面性状の面で優れた溶融
亜鉛めっき高強度鋼板を製造することは困難である。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、６０ｋｇｆ
／ｍｍ”以上の高強度で伸びの優れた溶融亜鉛めっき高
強度鋼板を製造し得る方法を提供することを目的とする
ものである。 （課題を解決するための手段） 本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究した
結果、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱（均熱）温度と
、加熱温度から溶融亜鉛めっき浴までの冷却条件、及び
溶融亜鉛めっき処理又は合金化処理後の冷却速度を制御
することによって、伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度
薄鋼板が得られることを見い出し、ここに本発明をなす
に至ったものである。 すなわち、本発明に係る伸びの優れた溶融亜鉛めっき高
強度薄鋼板製造方法は、Ｃ：０．０６〜０゜３％、Ｓｉ
：０．６％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．１
％以下及びＡｌ：０．１％以下を含有し、必要に応じて
更にＭｏ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０゜１〜１．５％
及びＶ：０．１〜１．５％のうちの１種又は２種以上を
含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を通
常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融
亜鉛めっきラインにて、再結晶焼鈍する際に、その加熱
温度をＡｃ工変態点〜９００℃にし、２０℃／ｓｅｃ以
下の冷却速度にて５００〜６５０℃の温度域に冷却し１
次いで、めっき浴の温度まで、 ｌｏｇＣＲ＝−１，１８Ｍｅｑ、＋３．３７ここで、 ＭｅＱ．：Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．１０Ｃｒ＋１．４
１Ｖ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐ で示される臨界冷却速度ＣＲ（”Ｃ／ ５ｅｅ）以上の
冷却速度にて冷却した後、溶融亜鉛めっきし、臨界冷却
速度ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷却すること
を特徴とするものであり、また、前記溶融亜鉛めっき後
、次いで５００〜７５０℃の温度にて合金化処理を施し
、臨界冷却速度ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷
却することを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） 第１図は本発明で規制する連続亜鉛めっきラインの熱履
歴を示した図であり、加熱（均熱）温度から５００〜６
５０℃までの冷却を１次冷却、次のめっき槽温度までの
冷却を２次冷却、溶融亜鉛めっき後或いは合金化処理後
の冷却を３次冷却とし、それぞれの冷却速度を、１次冷
却速度、２次冷却速度、３次冷却速度と称する。なお、
１次冷却から２次冷却に変わる時の温度を急冷開始温度
と称する。 まず１本発明における鋼の化学成分の限定理由について
述べる。 Ｃ： Ｃは鋼板の強化に不可欠な元素であって、６０ｋｇｆ／
ｌｌ１１２以上の複合組織鋼板を得るためには、少なく
とも０．０６％を添加する必要があるが、０゜３％を超
えるとマルテンサイト等の硬質相の体積率が高くなり、
延性が劣化するだけでなく、スポット溶接性も低下する
ので、Ｃ量は０．０６〜０゜３％の範囲とする。 、Ｓｉ： Ｓｉはフェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中へ排出
する効果を有するので、１次、２次冷却過程で、オース
テナイト中のＣ濃度を高めて、その安定化が図られ、め
っき処理後の冷却によって強化能の高いマルテンサイト
などの硬質相を得ることができる。しかし、過多に添加
すると、合金化処理を施した場合にめっき不良を生じる
ので、Ｓｉ量は０．６％以下とする。 Ｍｎ： Ｍｎはオーステナイト相を安定化し、冷却過程において
硬質相の生成を容易にし、高強度にするために添加する
。したがって、添加量が少ないと高強度を達成するため
の硬質相を得ることができないので、少なくとも０．６
％が必要である。しかし、過多に添加すると、バンド組
織が発達し。 延性などが低下するだけでなく、コスト高になるため、
Ｍｎ量は０．６〜３．０％の範囲とする。 Ｐ： ＰはＳｉと同様の作用を有し、強度と伸びとのバランス
を確保するために有効であるが、０．１％を超えて添加
するとめっき不良などが発生するので、Ｐ量は０．１％
以下とする。なお、上記効果を得るには０．０２％以上
が好ましい。 Ａｌ： Ａｌは鋼の脱酸のために添加されるが、過多に添加して
も効果が飽和するのみならず、めっき不良を招くので、
０．１％以下とする。 なお、本発明においては、上記各必須成分のほか、必要
に応じて、Ｍｏ：Ｑ、ｌ〜ｌ、５％、Ｃｒ：０゜１〜１
．５％、Ｖ：０．１〜１．５％よりなる群カラ選ばれる
少なくとも１種の元素を含有させてもよい。 ＭＯ＝ ＭＯはオーステナイト相を著しく安定化し、冷却過程に
おいて硬質相の生成を容易にし、高強度にする作用があ
るので、必要に応じて添加される。 しかし、添加量が少ないと、高強度を達成するための硬
質相を得ることができないので、０．１％以上の添加が
必要であるが、１．５％を超えて添、加すると伸びを低
下させると同時にめっき不良を招くので、添加量は０．
１〜１．５％の範囲とする。 Ｃｒ、ｖ： Ｃｒ及びＶはＭｎと同様な効果を有し、オーステナイト
相を安定化し、硬質相の生成を容易にして高強度を得る
ために、必要に応じて添加される。 その効果を得るには少なくとも０．１％必要であるが、
過多に添加すると伸びを低下させるので。 添加量はそれぞれ０．１〜１．５％の範囲とする。 次に本発明の方法における製造条件について説明する。 まず、上記の化学成分を有する鋼は、通常工程により製
鋼分塊又は連続鋳造を経てスラブとした後、熱間圧延を
経て、ホットコイルにする。熱間圧延に際しては、特に
限定する必要はないが、均一微細なフェライトとマルテ
ンサイトなどの複合組織の溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板
を得るには、熱間圧延の巻取温度を低くし、好ましくは
６００℃以下にし、均一なフェライトとベイナイトの組
織にした方が良い。 その後、常法に従って酸洗し、冷間圧延を施して、薄鋼
板を得る０通常、冷間圧延率は３０％以上である。 次いで、この薄鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに導い
て、再結晶焼鈍、溶融亜鉛めっきを施し、或いは更に合
金化処理を施す。 再結晶焼鈍は、Ａｃ１変態点〜９００℃の温度にて施す
ことが必要である。この加熱温度がＡｃｍ変態点よりも
低いときは、変態を伴わず、硬質相が生成せず、高強度
を得ることが困難である。他方、加熱温度が９００℃よ
りも高いときは、オーステナイト粒が粗大化し、１次、
２次冷却過程でのフェライト生成が減り、組織が不均一
となるため、伸びが劣化する。加熱保持時間は１０秒以
上が好ましい。 次いで、再結晶焼鈍加熱温度からめつき浴までの冷却は
、まず、５００〜６５０℃の温度域（急冷開始温度）に
２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却して、フェライト
を析出させ、残部オーステナイトのＣ濃度を上げること
により、オーステナイトを安定化し、ベイナイトの生成
を抑制する。冷却速度が２０℃／ｓｅｃを超えるときは
、十分にフェライトが析出できず、オーステナイトのＣ
濃度が低いためにベイナイトの生成が多くなり、伸びが
劣化する。 次いで、急冷開始温度からめつき浴の温度まで、ｌｏｇ
ＣＲ＝−１，１８Ｍｅｑ、＋３．３７ここで、 ＭｅＱ．：Ｍｎ＋ １．５２ Ｍｏ＋ １．１０ Ｃｒ
＋１．４１Ｖ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐ で示される臨界冷却速度ＣＲ（”Ｃ／ ５ｅｅ）以上の
冷却速度（２次冷却速度）にて冷却する。更に、溶融亜
鉛めっきを施した後、或いは更に５００〜７５０℃の温
度にて合金化処理した後、臨界冷却速度ＣＲ以上の冷却
速度（３次冷却速度）にてＭｓ点以下に冷却することに
より、硬質相が得られる。このいずれの冷却速度（２次
、３次冷却速度）ともＣＲより小さいときは、パーライ
ト及びベイナイトの生成により、高強度を得ることが困
難となる。 めっき浴温度は概ね４４０〜４８０℃である。 なお、合金化処理は５００〜７５０℃の範囲で行うこと
ができる。５００℃未満では短時間の処理では合金化が
不十分となり、塗装性が悪くなり、また７５０℃を超え
ると合金化が著しくなり、プレス時のパウダリング発生
が大となるので、好ましくない、このように低温で合金
化処理を行うことができるので、めっきむら、パウダリ
ング性等、表面性状の向上に加えてエネルギー費用の低
減も可能である。 次に本発明の詳細な説明する。勿論、本発明はこの実施
例により何ら限定されるものでない。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、２０■厚の
スラブにした。これを仕上げ温度８５０℃、巻取温度５
６０℃で熱間圧延し、３．２＋ａ＋＋＋厚の熱延鋼板と
した。得られた鋼板を酸洗し、冷間圧延して１．２＋ｓ
＋ｓ厚（圧下率６２．５％）の冷延鋼板を得た。 得られた冷延鋼板について第２表に示す条件にて合金化
溶融亜鉛めっきを施した。なお、めっき。浴温度（２次
冷却終了温度）は４６０℃である。 引張特性及び組織を調べた結果を第２表に併記する。 第２表より、以下の如く考察される。 本発明例のＡ１．Ａ２は、いずれも、８０ｋｇｆ／ａｍ
”以上の高強度で、２２％以上の高い伸びを示すが、比
較例Ａ３は焼鈍加熱温度が低いためにマルテンサイトが
殆ど得られず、強度−伸びバランスが低い。 比較例Ａ４は、６００℃までの冷却速度（１次冷却速度
）が３０℃／ｓｅｃと速いため、フェライトが十分に析
出せず、伸びが低い。 比較例Ａ５は、急冷開始温度が７５０℃と高いため、フ
ェライトの析出が不十分で伸びが劣る。 比較例Ｄ３は、急冷開始温度からめっき浴までの冷却速
度が１０℃／ｓｅｃで、Ｄ鋼のＣＲ（２１゜３℃／５ｅ
ｅ）よりも低いため、パーライトが生成し、マルテンサ
イトが得られず、強度−伸びバランスが低い。 比較例Ｄ４は、合金化処理後の冷却速度が１０”Ｃ／ｓ
ｅｃで、Ｄ鋼のＣＲよりも低いため、マルテンサイトが
得られず、本発明例に比べ、強度−伸びバランスが低い
。 一方、本発明例Ｂ、Ｃ，Ｄｉ、Ｄ２、Ｅ、Ｆ、Ｇは、い
ずれも６０ｋｇｆ／■Ｉ１２以上の高強度で、高い伸び
を示している。それらの組織はいずれもフェライトとマ
ルテンサイトを主体とした硬質相との複合組織である。 なお、本発明例Ｄ２は合金化処理しない例である。 また、製造条件が本発明で規一定する範囲内であっても
、化学成分が本発明範囲外の比較例Ｈ−Ｌは、強度、伸
びのいずれか一方の特性が劣る。 第２図は各側で得られた鋼板の強度−伸びバランスを示
したものである。
造方法に関し、更に詳しくは、引張強さ６０〜１２０１
ｑｒｆ／ｍｓ＋”級の複合組織溶融亜鉛めっき高強度薄
鋼板の製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
の安全性及び軽量化対策として加工性の優れた高強度冷
延鋼板が使用されるに至っている。また、自動車の寿命
向上のために、冷延鋼板に防錆力の向上が強く望まれて
いる。最近においては、バンパー、ドアインパクトビー
ム等の６０〜１２０ ｋｇｆ／ｍｕ２級の補強部材につ
いても、スポット溶接性と塗装性に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板が要望されている。 従来、裸鋼板においては、変態組織強化法を用いること
によって、高い強度−伸びバランスを有する６０ｋｇｆ
／ａｍ２級以上の高強度鋼板が得られることが知られて
いる。 例えば、本発明者らが先に提案した特開平１−３５０５
２号公報では、水焼入タイプ連続焼鈍法を用いて、再結
晶加熱温度をα＋γ２相域の低温とし、強制空冷後、所
定の温度から水冷し、４００℃以下で過時効処理して、
フェライトと硬いマルテンサイトからなる複合組織とし
、高い強度−伸びバランスの高強度薄鋼板が得られるこ
とを開示している。しかし、溶融亜鉛めっき鋼板の場合
には、再結晶加熱後、水焼入することが困難であるばか
りでなく、Ｍｓ点よりも高い温度で溶融亜鉛めっき処理
、又は合金化処理されるため、ベイナイトが生成し易く
、高い強度−伸びバランスの高強度薄鋼板が得られない
という問題点がある。 かＮる問題点を解決するために、従来、例えば、特開昭
５５−１００８２０号公報には、合金化温度をＡｃ１〜
Ａｃ、変態温度間とし、その冷却速度を添加元素との関
係によって規制して、複合組織鋼板とすることが提案さ
れている。しかし、この方、法においては、合金化温度
が高いために、めつきむらや合金層の発達の不具合によ
るパウダリング性不良等が生じて、材質を劣化させると
いう問題点がある。 また、特開昭５５−１００９３５号公報では、２．３％
以上のＭｎ＋Ｓｉを添加することによってγ相を安定化
し、合金化処理後にマルテンサイト変態させ、複合組織
とすることが提案されている。 しかしながら、この提案では、加熱後に比較的遅い冷却
速度でめっき槽まで単純に冷却し、また合金化処理後も
空冷という非常に遅い冷却速度を用いている。このため
、強化能の高いマルテンサイト組織が十分に得られず、
したがって、高い強度−伸びバランスが得られない。 以上のように、６０ ｋｇｆ／ｍｍ”以上の溶融亜鉛め
っき高強度鋼板を製造するに際しては、強度、伸び、低
降伏比の点で有利な複合組織強化が必要となるが、高強
度であるために、単に化学成分、冷却速度等に着目した
方法で、降伏比、加工性及び表面性状の面で優れた溶融
亜鉛めっき高強度鋼板を製造することは困難である。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、６０ｋｇｆ
／ｍｍ”以上の高強度で伸びの優れた溶融亜鉛めっき高
強度鋼板を製造し得る方法を提供することを目的とする
ものである。 （課題を解決するための手段） 本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究した
結果、連続溶融亜鉛めっきラインの加熱（均熱）温度と
、加熱温度から溶融亜鉛めっき浴までの冷却条件、及び
溶融亜鉛めっき処理又は合金化処理後の冷却速度を制御
することによって、伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度
薄鋼板が得られることを見い出し、ここに本発明をなす
に至ったものである。 すなわち、本発明に係る伸びの優れた溶融亜鉛めっき高
強度薄鋼板製造方法は、Ｃ：０．０６〜０゜３％、Ｓｉ
：０．６％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．１
％以下及びＡｌ：０．１％以下を含有し、必要に応じて
更にＭｏ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０゜１〜１．５％
及びＶ：０．１〜１．５％のうちの１種又は２種以上を
含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を通
常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融
亜鉛めっきラインにて、再結晶焼鈍する際に、その加熱
温度をＡｃ工変態点〜９００℃にし、２０℃／ｓｅｃ以
下の冷却速度にて５００〜６５０℃の温度域に冷却し１
次いで、めっき浴の温度まで、 ｌｏｇＣＲ＝−１，１８Ｍｅｑ、＋３．３７ここで、 ＭｅＱ．：Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．１０Ｃｒ＋１．４
１Ｖ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐ で示される臨界冷却速度ＣＲ（”Ｃ／ ５ｅｅ）以上の
冷却速度にて冷却した後、溶融亜鉛めっきし、臨界冷却
速度ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷却すること
を特徴とするものであり、また、前記溶融亜鉛めっき後
、次いで５００〜７５０℃の温度にて合金化処理を施し
、臨界冷却速度ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷
却することを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） 第１図は本発明で規制する連続亜鉛めっきラインの熱履
歴を示した図であり、加熱（均熱）温度から５００〜６
５０℃までの冷却を１次冷却、次のめっき槽温度までの
冷却を２次冷却、溶融亜鉛めっき後或いは合金化処理後
の冷却を３次冷却とし、それぞれの冷却速度を、１次冷
却速度、２次冷却速度、３次冷却速度と称する。なお、
１次冷却から２次冷却に変わる時の温度を急冷開始温度
と称する。 まず１本発明における鋼の化学成分の限定理由について
述べる。 Ｃ： Ｃは鋼板の強化に不可欠な元素であって、６０ｋｇｆ／
ｌｌ１１２以上の複合組織鋼板を得るためには、少なく
とも０．０６％を添加する必要があるが、０゜３％を超
えるとマルテンサイト等の硬質相の体積率が高くなり、
延性が劣化するだけでなく、スポット溶接性も低下する
ので、Ｃ量は０．０６〜０゜３％の範囲とする。 、Ｓｉ： Ｓｉはフェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中へ排出
する効果を有するので、１次、２次冷却過程で、オース
テナイト中のＣ濃度を高めて、その安定化が図られ、め
っき処理後の冷却によって強化能の高いマルテンサイト
などの硬質相を得ることができる。しかし、過多に添加
すると、合金化処理を施した場合にめっき不良を生じる
ので、Ｓｉ量は０．６％以下とする。 Ｍｎ： Ｍｎはオーステナイト相を安定化し、冷却過程において
硬質相の生成を容易にし、高強度にするために添加する
。したがって、添加量が少ないと高強度を達成するため
の硬質相を得ることができないので、少なくとも０．６
％が必要である。しかし、過多に添加すると、バンド組
織が発達し。 延性などが低下するだけでなく、コスト高になるため、
Ｍｎ量は０．６〜３．０％の範囲とする。 Ｐ： ＰはＳｉと同様の作用を有し、強度と伸びとのバランス
を確保するために有効であるが、０．１％を超えて添加
するとめっき不良などが発生するので、Ｐ量は０．１％
以下とする。なお、上記効果を得るには０．０２％以上
が好ましい。 Ａｌ： Ａｌは鋼の脱酸のために添加されるが、過多に添加して
も効果が飽和するのみならず、めっき不良を招くので、
０．１％以下とする。 なお、本発明においては、上記各必須成分のほか、必要
に応じて、Ｍｏ：Ｑ、ｌ〜ｌ、５％、Ｃｒ：０゜１〜１
．５％、Ｖ：０．１〜１．５％よりなる群カラ選ばれる
少なくとも１種の元素を含有させてもよい。 ＭＯ＝ ＭＯはオーステナイト相を著しく安定化し、冷却過程に
おいて硬質相の生成を容易にし、高強度にする作用があ
るので、必要に応じて添加される。 しかし、添加量が少ないと、高強度を達成するための硬
質相を得ることができないので、０．１％以上の添加が
必要であるが、１．５％を超えて添、加すると伸びを低
下させると同時にめっき不良を招くので、添加量は０．
１〜１．５％の範囲とする。 Ｃｒ、ｖ： Ｃｒ及びＶはＭｎと同様な効果を有し、オーステナイト
相を安定化し、硬質相の生成を容易にして高強度を得る
ために、必要に応じて添加される。 その効果を得るには少なくとも０．１％必要であるが、
過多に添加すると伸びを低下させるので。 添加量はそれぞれ０．１〜１．５％の範囲とする。 次に本発明の方法における製造条件について説明する。 まず、上記の化学成分を有する鋼は、通常工程により製
鋼分塊又は連続鋳造を経てスラブとした後、熱間圧延を
経て、ホットコイルにする。熱間圧延に際しては、特に
限定する必要はないが、均一微細なフェライトとマルテ
ンサイトなどの複合組織の溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板
を得るには、熱間圧延の巻取温度を低くし、好ましくは
６００℃以下にし、均一なフェライトとベイナイトの組
織にした方が良い。 その後、常法に従って酸洗し、冷間圧延を施して、薄鋼
板を得る０通常、冷間圧延率は３０％以上である。 次いで、この薄鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに導い
て、再結晶焼鈍、溶融亜鉛めっきを施し、或いは更に合
金化処理を施す。 再結晶焼鈍は、Ａｃ１変態点〜９００℃の温度にて施す
ことが必要である。この加熱温度がＡｃｍ変態点よりも
低いときは、変態を伴わず、硬質相が生成せず、高強度
を得ることが困難である。他方、加熱温度が９００℃よ
りも高いときは、オーステナイト粒が粗大化し、１次、
２次冷却過程でのフェライト生成が減り、組織が不均一
となるため、伸びが劣化する。加熱保持時間は１０秒以
上が好ましい。 次いで、再結晶焼鈍加熱温度からめつき浴までの冷却は
、まず、５００〜６５０℃の温度域（急冷開始温度）に
２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却して、フェライト
を析出させ、残部オーステナイトのＣ濃度を上げること
により、オーステナイトを安定化し、ベイナイトの生成
を抑制する。冷却速度が２０℃／ｓｅｃを超えるときは
、十分にフェライトが析出できず、オーステナイトのＣ
濃度が低いためにベイナイトの生成が多くなり、伸びが
劣化する。 次いで、急冷開始温度からめつき浴の温度まで、ｌｏｇ
ＣＲ＝−１，１８Ｍｅｑ、＋３．３７ここで、 ＭｅＱ．：Ｍｎ＋ １．５２ Ｍｏ＋ １．１０ Ｃｒ
＋１．４１Ｖ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐ で示される臨界冷却速度ＣＲ（”Ｃ／ ５ｅｅ）以上の
冷却速度（２次冷却速度）にて冷却する。更に、溶融亜
鉛めっきを施した後、或いは更に５００〜７５０℃の温
度にて合金化処理した後、臨界冷却速度ＣＲ以上の冷却
速度（３次冷却速度）にてＭｓ点以下に冷却することに
より、硬質相が得られる。このいずれの冷却速度（２次
、３次冷却速度）ともＣＲより小さいときは、パーライ
ト及びベイナイトの生成により、高強度を得ることが困
難となる。 めっき浴温度は概ね４４０〜４８０℃である。 なお、合金化処理は５００〜７５０℃の範囲で行うこと
ができる。５００℃未満では短時間の処理では合金化が
不十分となり、塗装性が悪くなり、また７５０℃を超え
ると合金化が著しくなり、プレス時のパウダリング発生
が大となるので、好ましくない、このように低温で合金
化処理を行うことができるので、めっきむら、パウダリ
ング性等、表面性状の向上に加えてエネルギー費用の低
減も可能である。 次に本発明の詳細な説明する。勿論、本発明はこの実施
例により何ら限定されるものでない。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、２０■厚の
スラブにした。これを仕上げ温度８５０℃、巻取温度５
６０℃で熱間圧延し、３．２＋ａ＋＋＋厚の熱延鋼板と
した。得られた鋼板を酸洗し、冷間圧延して１．２＋ｓ
＋ｓ厚（圧下率６２．５％）の冷延鋼板を得た。 得られた冷延鋼板について第２表に示す条件にて合金化
溶融亜鉛めっきを施した。なお、めっき。浴温度（２次
冷却終了温度）は４６０℃である。 引張特性及び組織を調べた結果を第２表に併記する。 第２表より、以下の如く考察される。 本発明例のＡ１．Ａ２は、いずれも、８０ｋｇｆ／ａｍ
”以上の高強度で、２２％以上の高い伸びを示すが、比
較例Ａ３は焼鈍加熱温度が低いためにマルテンサイトが
殆ど得られず、強度−伸びバランスが低い。 比較例Ａ４は、６００℃までの冷却速度（１次冷却速度
）が３０℃／ｓｅｃと速いため、フェライトが十分に析
出せず、伸びが低い。 比較例Ａ５は、急冷開始温度が７５０℃と高いため、フ
ェライトの析出が不十分で伸びが劣る。 比較例Ｄ３は、急冷開始温度からめっき浴までの冷却速
度が１０℃／ｓｅｃで、Ｄ鋼のＣＲ（２１゜３℃／５ｅ
ｅ）よりも低いため、パーライトが生成し、マルテンサ
イトが得られず、強度−伸びバランスが低い。 比較例Ｄ４は、合金化処理後の冷却速度が１０”Ｃ／ｓ
ｅｃで、Ｄ鋼のＣＲよりも低いため、マルテンサイトが
得られず、本発明例に比べ、強度−伸びバランスが低い
。 一方、本発明例Ｂ、Ｃ，Ｄｉ、Ｄ２、Ｅ、Ｆ、Ｇは、い
ずれも６０ｋｇｆ／■Ｉ１２以上の高強度で、高い伸び
を示している。それらの組織はいずれもフェライトとマ
ルテンサイトを主体とした硬質相との複合組織である。 なお、本発明例Ｄ２は合金化処理しない例である。 また、製造条件が本発明で規一定する範囲内であっても
、化学成分が本発明範囲外の比較例Ｈ−Ｌは、強度、伸
びのいずれか一方の特性が劣る。 第２図は各側で得られた鋼板の強度−伸びバランスを示
したものである。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明の方法によれば、再結晶焼
鈍の加熱温度から溶融亜鉛めっき温度までの冷却条件、
特に冷却速度を制御して、伸びの向上に寄与するフェラ
イトを十分に析呂させ、また、この過程で残部オーステ
ナイトのＣ濃度を高め、安定化することにより、溶融亜
鉛めっき処理及び合金化処理中でのパーライト及びベイ
ナイトの生成を抑制し、更に溶融亜鉛めっき処理後又は
合金化処理後の冷却により、オーステナイトをマルテン
サイトに変態させ、フェライト及びマルテンサイト複合
組織にするので、６０〜１２０ｋｇｆ／ 、１１２級で
伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板が得られる。 しかも、低温にて合金化処理を行うことができるので、
めっきむら、パウダリング性等、表面性状の向上に加え
て、エネルギー費用の低減も可能である。
鈍の加熱温度から溶融亜鉛めっき温度までの冷却条件、
特に冷却速度を制御して、伸びの向上に寄与するフェラ
イトを十分に析呂させ、また、この過程で残部オーステ
ナイトのＣ濃度を高め、安定化することにより、溶融亜
鉛めっき処理及び合金化処理中でのパーライト及びベイ
ナイトの生成を抑制し、更に溶融亜鉛めっき処理後又は
合金化処理後の冷却により、オーステナイトをマルテン
サイトに変態させ、フェライト及びマルテンサイト複合
組織にするので、６０〜１２０ｋｇｆ／ 、１１２級で
伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板が得られる。 しかも、低温にて合金化処理を行うことができるので、
めっきむら、パウダリング性等、表面性状の向上に加え
て、エネルギー費用の低減も可能である。
第１図は合金化溶融亜鉛めっき及び溶融亜鉛めっきの熱
履歴を示す図、 第２図は合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び溶融亜鉛めっき
鋼板の引張強さと全伸びの関係を示す図である。
履歴を示す図、 第２図は合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び溶融亜鉛めっき
鋼板の引張強さと全伸びの関係を示す図である。
Claims (3)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０６〜０．３％ Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：０．６〜３．０％ Ｐ：０．１％以下 Ａｌ：０．１％以下 を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を
通常の方法で熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶
融亜鉛めっきラインにて、再結晶焼鈍する際に、その加
熱温度をＡｃ＿１変態点〜９００℃にし、２０℃／ｓｅ
ｃ以下の冷却速度にて５００〜６５０℃の温度域に冷却
し、次いで、めっき浴の温度まで、 ｌｏｇＣＲ＝−１．１８Ｍｅｑ．＋３．３７ここで、 Ｍｅｑ．：Ｍｎ＋１．５２Ｍｏ＋１．１０Ｃｒ＋１．４
１Ｖ＋０．１０Ｓｉ＋２．１Ｐ で示される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓｅｃ）以上の冷却
速度にて冷却した後、溶融亜鉛めっきし、臨界冷却速度
ＣＲ以上の冷却速度にてＭｓ点以下に冷却することを特
徴とする伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板製造
方法。 - （２）前記溶融亜鉛めっき後、次いで５００〜７５０℃
の温度にて合金化処理を施し、臨界冷却速度ＣＲ以上の
冷却速度にてＭｓ点以下に冷却する請求項１に記載の方
法。 - （３）前記鋼が更にＭｏ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０
．１〜１．５％及びＶ：０．１〜１．５％のうちの１種
又は２種以上を含有するものである請求項１又は２に記
載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24954290A JP2862186B2 (ja) | 1990-09-19 | 1990-09-19 | 伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP24954290A JP2862186B2 (ja) | 1990-09-19 | 1990-09-19 | 伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04128320A true JPH04128320A (ja) | 1992-04-28 |
| JP2862186B2 JP2862186B2 (ja) | 1999-02-24 |
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| JP24954290A Expired - Lifetime JP2862186B2 (ja) | 1990-09-19 | 1990-09-19 | 伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 |
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Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2794133A1 (fr) * | 1999-05-28 | 2000-12-01 | Kobe Steel Ltd | Feuille d'acier galvanisee a chaud et production de celle-ci |
| US6306527B1 (en) | 1999-11-19 | 2001-10-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hot-dip galvanized steel sheet and process for production thereof |
| EP1227167A1 (en) * | 2000-01-24 | 2002-07-31 | Nkk Corporation | Hot dip zinc plated steel sheet and method for producing the same |
| US6709535B2 (en) | 2002-05-30 | 2004-03-23 | Kobe Steel, Ltd. | Superhigh-strength dual-phase steel sheet of excellent fatigue characteristic in a spot welded joint |
| US6811624B2 (en) | 2002-11-26 | 2004-11-02 | United States Steel Corporation | Method for production of dual phase sheet steel |
| JP2005538248A (ja) * | 2002-09-06 | 2005-12-15 | ユジノール | 超高機械強度鋼材、および亜鉛または亜鉛合金で被覆したそのシートの作製方法 |
| US7311789B2 (en) | 2002-11-26 | 2007-12-25 | United States Steel Corporation | Dual phase steel strip suitable for galvanizing |
| US7678204B2 (en) * | 2002-12-10 | 2010-03-16 | Nippon Steel Corporation | Good-workability and high-strength cold-rolled steel sheet excellent in post-painting corrosion resistance |
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|---|---|---|---|---|
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1990
- 1990-09-19 JP JP24954290A patent/JP2862186B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| EP1227167A1 (en) * | 2000-01-24 | 2002-07-31 | Nkk Corporation | Hot dip zinc plated steel sheet and method for producing the same |
| EP1227167A4 (en) * | 2000-01-24 | 2003-03-19 | Nippon Kokan Kk | HOT DIP ZINC PLATED STEEL SHEET AND PRODUCTION METHOD THEREOF |
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| JP2005538248A (ja) * | 2002-09-06 | 2005-12-15 | ユジノール | 超高機械強度鋼材、および亜鉛または亜鉛合金で被覆したそのシートの作製方法 |
| US6811624B2 (en) | 2002-11-26 | 2004-11-02 | United States Steel Corporation | Method for production of dual phase sheet steel |
| US7311789B2 (en) | 2002-11-26 | 2007-12-25 | United States Steel Corporation | Dual phase steel strip suitable for galvanizing |
| US7678204B2 (en) * | 2002-12-10 | 2010-03-16 | Nippon Steel Corporation | Good-workability and high-strength cold-rolled steel sheet excellent in post-painting corrosion resistance |
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| JP2862186B2 (ja) | 1999-02-24 |
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