JPH05112830A - 耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents
耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法Info
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- JPH05112830A JPH05112830A JP29763591A JP29763591A JPH05112830A JP H05112830 A JPH05112830 A JP H05112830A JP 29763591 A JP29763591 A JP 29763591A JP 29763591 A JP29763591 A JP 29763591A JP H05112830 A JPH05112830 A JP H05112830A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 優れた耐孔あき腐食性を具備する加工性の良
好な低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。 【構成】 重量％で, Ｃ：0.02〜0.25％, Ｓi：2.0％以
下, Ｍn：1.6〜3.5％, Ｐ：0.03〜0.20％, Ｓ：0.02％
以下, Ｃu：0.05〜2.0％, sol.Ａl：0.005〜0.100％,
Ｎ：0.008％以下を含有し, 場合によってはさらに，Ｔ
i：0.005〜0.06％またはＮb：0.005〜0.06％の少なくと
も一種以上，および／またはＮi：2.0％以下, Ｍo：3.0
％以下またはＣr：3.0％以下の少なくとも一種以上を含
有し, 場合によってはさらにＢ：0.0003〜0.005％を含
有し, 残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼のスラ
ブを熱間圧延し, 酸洗後, その熱延コイルを，連続電気
めっき装置で鉄めっきを施すかまたは施さずして，イン
ライン焼鈍型の連続溶融亜鉛めっきラインに通板し，該
ライン内で720〜950℃の温度で連続焼鈍して溶融亜鉛め
っきを行う。
好な低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。 【構成】 重量％で, Ｃ：0.02〜0.25％, Ｓi：2.0％以
下, Ｍn：1.6〜3.5％, Ｐ：0.03〜0.20％, Ｓ：0.02％
以下, Ｃu：0.05〜2.0％, sol.Ａl：0.005〜0.100％,
Ｎ：0.008％以下を含有し, 場合によってはさらに，Ｔ
i：0.005〜0.06％またはＮb：0.005〜0.06％の少なくと
も一種以上，および／またはＮi：2.0％以下, Ｍo：3.0
％以下またはＣr：3.0％以下の少なくとも一種以上を含
有し, 場合によってはさらにＢ：0.0003〜0.005％を含
有し, 残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼のスラ
ブを熱間圧延し, 酸洗後, その熱延コイルを，連続電気
めっき装置で鉄めっきを施すかまたは施さずして，イン
ライン焼鈍型の連続溶融亜鉛めっきラインに通板し，該
ライン内で720〜950℃の温度で連続焼鈍して溶融亜鉛め
っきを行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は，高延性であって且つ
耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法に関するものである。
耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車産業では車体の防錆化と軽量化を
目的として耐食性と加工性に優れた高張力鋼板が要求さ
れている。一般に鋼は降伏点および引張強さ等の強度が
上昇するに従って伸びや曲げ等の延性が低下する。した
がって，固溶強化，析出強化等を利用して強度を高めた
高張力鋼板では加工用途には不充分となる。
目的として耐食性と加工性に優れた高張力鋼板が要求さ
れている。一般に鋼は降伏点および引張強さ等の強度が
上昇するに従って伸びや曲げ等の延性が低下する。した
がって，固溶強化，析出強化等を利用して強度を高めた
高張力鋼板では加工用途には不充分となる。
【０００３】このような背景から開発された高張力鋼板
として複合組織高張力鋼板があり，これに溶融亜鉛めっ
きを施した複合組織熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板が知
られている。例えば特開昭58-58264号公報や特開昭56-1
08830号公報には，Ｃ-Ｓi-高Ｍn鋼をＡ1変態点以上Ａ3
変態点以下の温度で箱焼鈍してフエライト＋マルテンサ
イトの複合組織鋼とし，これに溶融亜鉛めっきを施すこ
とによって，強度と伸びをともに向上させた熱延高張力
溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が記載されている。
として複合組織高張力鋼板があり，これに溶融亜鉛めっ
きを施した複合組織熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板が知
られている。例えば特開昭58-58264号公報や特開昭56-1
08830号公報には，Ｃ-Ｓi-高Ｍn鋼をＡ1変態点以上Ａ3
変態点以下の温度で箱焼鈍してフエライト＋マルテンサ
イトの複合組織鋼とし，これに溶融亜鉛めっきを施すこ
とによって，強度と伸びをともに向上させた熱延高張力
溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】複合組織鋼板の製造技
術は, 特に自動車用高張力鋼板向けにその強度と伸びを
同時に付与するのに開発され，自動車用鋼板の薄肉化す
なわち軽量化を達成しようとするものであるが，前記公
報に記載の製造法では複合組織とするために箱焼鈍を必
要とし，また，前者では充分な伸びが得られない。
術は, 特に自動車用高張力鋼板向けにその強度と伸びを
同時に付与するのに開発され，自動車用鋼板の薄肉化す
なわち軽量化を達成しようとするものであるが，前記公
報に記載の製造法では複合組織とするために箱焼鈍を必
要とし，また，前者では充分な伸びが得られない。
【０００５】また，これら鋼板の採用によって強度面か
らは鋼板の板厚を薄くすることは可能であるが，板厚を
薄くすると鋼板の孔あき腐食の問題が顕在化してくる。
らは鋼板の板厚を薄くすることは可能であるが，板厚を
薄くすると鋼板の孔あき腐食の問題が顕在化してくる。
【０００６】したがって本発明は，複合組織鋼板自体の
耐食性と加工性を同時に改善し，優れた耐孔あき腐食性
を具備する加工性の良好な低降伏比熱延高張力溶融亜鉛
めっき鋼板を得ることを目的とする。
耐食性と加工性を同時に改善し，優れた耐孔あき腐食性
を具備する加工性の良好な低降伏比熱延高張力溶融亜鉛
めっき鋼板を得ることを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，重量％
で, Ｃ：0.02〜0.25％, Ｓi：2.0％以下, Ｍn：1.6〜3.
5％, Ｐ：0.03〜0.20％, Ｓ：0.02％以下, Ｃu：0.05〜
2.0％, sol.Ａl：0.005〜0.100％, Ｎ：0.008％以下を
含有し, 場合によってはさらに，Ｔi：0.005〜0.06％ま
たはＮb：0.005〜0.06％の少なくとも一種以上，および
／またはＮi：2.0％以下, Ｍo：3.0％以下またはＣr：
3.0％以下の少なくとも一種以上を含有し, 場合によっ
てはさらにＢ：0.0003〜0.005％を含有し, 残部が鉄お
よび不可避的不純物よりなる鋼のスラブを熱間圧延し,
酸洗後, その熱延コイルをインライン焼鈍型の連続溶融
亜鉛めっきラインに通板し，該ライン内で720〜950℃の
温度で連続焼鈍して溶融亜鉛めっきを行うことからな
る，耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
で, Ｃ：0.02〜0.25％, Ｓi：2.0％以下, Ｍn：1.6〜3.
5％, Ｐ：0.03〜0.20％, Ｓ：0.02％以下, Ｃu：0.05〜
2.0％, sol.Ａl：0.005〜0.100％, Ｎ：0.008％以下を
含有し, 場合によってはさらに，Ｔi：0.005〜0.06％ま
たはＮb：0.005〜0.06％の少なくとも一種以上，および
／またはＮi：2.0％以下, Ｍo：3.0％以下またはＣr：
3.0％以下の少なくとも一種以上を含有し, 場合によっ
てはさらにＢ：0.0003〜0.005％を含有し, 残部が鉄お
よび不可避的不純物よりなる鋼のスラブを熱間圧延し,
酸洗後, その熱延コイルをインライン焼鈍型の連続溶融
亜鉛めっきラインに通板し，該ライン内で720〜950℃の
温度で連続焼鈍して溶融亜鉛めっきを行うことからな
る，耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
【０００８】
【作用】低炭素鋼に焼入れ性を向上させるＭn,Ｎi,Ｃr
等の合金元素を添加するとインライン焼鈍型の連続溶融
亜鉛めっきライン内での連続熱処理によってフエライト
＋マルテンサイトの複合組織鋼とすることができ，また
適量のＣu,Ｐの含有はこの鋼の耐食性を向上させる。さ
らに, 微量のＴi,Ｎbを含有させると複合組織鋼の欠点
である孔拡げ性を改善でき，高強度化と耐食性を向上さ
せるにはＳi,Ｍnの添加およびＮi,Ｍo,Ｃrの添加が有効
である。これらの複合的な作用によって加工性と耐食性
に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る
ことができる。
等の合金元素を添加するとインライン焼鈍型の連続溶融
亜鉛めっきライン内での連続熱処理によってフエライト
＋マルテンサイトの複合組織鋼とすることができ，また
適量のＣu,Ｐの含有はこの鋼の耐食性を向上させる。さ
らに, 微量のＴi,Ｎbを含有させると複合組織鋼の欠点
である孔拡げ性を改善でき，高強度化と耐食性を向上さ
せるにはＳi,Ｍnの添加およびＮi,Ｍo,Ｃrの添加が有効
である。これらの複合的な作用によって加工性と耐食性
に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る
ことができる。
【０００９】また，連続溶融亜鉛めっきラインに通板す
る前の熱延コイルを連続電気めっき処理によって予め鉄
めっきを施しておくと，Ｓi添加の場合になどに見られ
る不めっきを回避して一層密着性のよい溶融亜鉛めっき
鋼板を得ることができる。
る前の熱延コイルを連続電気めっき処理によって予め鉄
めっきを施しておくと，Ｓi添加の場合になどに見られ
る不めっきを回避して一層密着性のよい溶融亜鉛めっき
鋼板を得ることができる。
【００１０】溶融亜鉛めっきのあと，そのめっき層を40
0〜650℃の温度範囲に保持して母材鋼板との間で合金層
を形成させると塗膜密着性および重ね抵抗溶接性を改善
できる。
0〜650℃の温度範囲に保持して母材鋼板との間で合金層
を形成させると塗膜密着性および重ね抵抗溶接性を改善
できる。
【００１１】以下に本発明の内容を詳述する。本発明法
に従う母材熱延鋼板の各種成分の作用およびその含有量
範囲の限定理由は次のとおりである。
に従う母材熱延鋼板の各種成分の作用およびその含有量
範囲の限定理由は次のとおりである。
【００１２】Ｃは, フエライトとマルテンサイトからな
る複合組織を得ること，また強度を向上させるに有効な
元素である。目的とする複合組織を得るために，Ｃは0.
02％以上必要であるが，0.25％を超えると延性および溶
接性が悪くなる。このため下限を0.02％, 上限を0.25％
とした。
る複合組織を得ること，また強度を向上させるに有効な
元素である。目的とする複合組織を得るために，Ｃは0.
02％以上必要であるが，0.25％を超えると延性および溶
接性が悪くなる。このため下限を0.02％, 上限を0.25％
とした。
【００１３】Ｓiは，加工性を損なわず鋼の強度を向上
させるに好ましい元素であり，また焼鈍時に高温のオー
ステナイトからの冷却過程においてフエライトの生成が
促進されことを通じて複合組織が得られる効果がある
が，Ｓiが約2.0％を超えるとこの効果が飽和するととも
に硬質となり延性が劣化する。このため上限を2.0％と
した。一方，本発明者らの研究によればインライン焼鈍
型連続亜鉛めっきラインでは鋼中Ｓiを約0.1以上にする
と不めっきを生じやすくなる。したがって，Ｓiは0.1％
未満にすることがこの意味からは望ましい。しかし該連
続亜鉛めっきライン通板に先立って電気めっきにて付着
量約２g/m2程度の鉄めっきを施しておけばこの問題は完
全に解消される。
させるに好ましい元素であり，また焼鈍時に高温のオー
ステナイトからの冷却過程においてフエライトの生成が
促進されことを通じて複合組織が得られる効果がある
が，Ｓiが約2.0％を超えるとこの効果が飽和するととも
に硬質となり延性が劣化する。このため上限を2.0％と
した。一方，本発明者らの研究によればインライン焼鈍
型連続亜鉛めっきラインでは鋼中Ｓiを約0.1以上にする
と不めっきを生じやすくなる。したがって，Ｓiは0.1％
未満にすることがこの意味からは望ましい。しかし該連
続亜鉛めっきライン通板に先立って電気めっきにて付着
量約２g/m2程度の鉄めっきを施しておけばこの問題は完
全に解消される。
【００１４】Ｍnは，鋼の焼入れ性を向上させ，複合組
織を得るために有効に作用する元素である。Ｍn量が1.6
％未満では低降伏比特性を有する複合組織が得られず，
一方, 3.5％を超えると加工性および溶接性を低下させ
る。このため下限を1.6％,上限を3.5％とした。
織を得るために有効に作用する元素である。Ｍn量が1.6
％未満では低降伏比特性を有する複合組織が得られず，
一方, 3.5％を超えると加工性および溶接性を低下させ
る。このため下限を1.6％,上限を3.5％とした。
【００１５】ＰおよびＣuは，本発明における特徴的な
元素であり,これらの元素の複合添加によって耐食性が
著しく改善される。耐食性の改善のためにＰは0.03％以
上,Ｃuは0.05％以上必要である。一方Ｐは0.20％を, Ｃ
uは2.0％を超えて添加しても耐食性改善効果が飽和し，
延性が劣化する。このためＰは0.03〜0.2％, Ｃuは0.05
〜2.0％とする。
元素であり,これらの元素の複合添加によって耐食性が
著しく改善される。耐食性の改善のためにＰは0.03％以
上,Ｃuは0.05％以上必要である。一方Ｐは0.20％を, Ｃ
uは2.0％を超えて添加しても耐食性改善効果が飽和し，
延性が劣化する。このためＰは0.03〜0.2％, Ｃuは0.05
〜2.0％とする。
【００１６】Ｓは，本発明鋼にとって本質的に有害な元
素であり, 少ないほど望ましいが，0.02％までは許容で
きるので0.02％以下とした。
素であり, 少ないほど望ましいが，0.02％までは許容で
きるので0.02％以下とした。
【００１７】Ａlは，脱酸剤としての役割を果たすため
に0.005％以上必要であるが，0.10％を超えるとＡl2Ｏ3
などの介在物が増加し，加工性および表面品質を劣化さ
せるので，下限を0.005％, 上限を0.10％とした。
に0.005％以上必要であるが，0.10％を超えるとＡl2Ｏ3
などの介在物が増加し，加工性および表面品質を劣化さ
せるので，下限を0.005％, 上限を0.10％とした。
【００１８】Ｎは，本発明鋼にとって本質的に有害な元
素であり, 少ないほど望ましいが，0.008％までは許容
できるので0.008％以下とした。
素であり, 少ないほど望ましいが，0.008％までは許容
できるので0.008％以下とした。
【００１９】また，本発明においては，2.0％までのＮ
i, 3.0％までのＭo, 3.0％までのＣrの一種もしくは二
種以上含有させると鋼板の強度と耐食性を改善すること
ができる。
i, 3.0％までのＭo, 3.0％までのＣrの一種もしくは二
種以上含有させると鋼板の強度と耐食性を改善すること
ができる。
【００２０】Ｎiは，Ｃuによる熱間脆性の防止と耐食性
の改善に有効に作用するが，2.0％を超えるとその効果
は飽和するとともに製造コストが高価となる。このため
上限を2.0％とする。
の改善に有効に作用するが，2.0％を超えるとその効果
は飽和するとともに製造コストが高価となる。このため
上限を2.0％とする。
【００２１】Ｍoは，鋼板の強度上昇と耐食性の改善に
有効に作用するが，3.0％を超えるとその効果は飽和す
るとともに製造コストが高価となるので上限を3.0％と
する。
有効に作用するが，3.0％を超えるとその効果は飽和す
るとともに製造コストが高価となるので上限を3.0％と
する。
【００２２】Ｃrは，耐孔あき腐食性の改善に有効に作
用するが３％を超えると製造コスト高となるので，上限
を3.0％とする。
用するが３％を超えると製造コスト高となるので，上限
を3.0％とする。
【００２３】Ｂは，焼入れ性を向上させるとともに粒界
を強化する元素である。このような効果を得るには0.00
03％以上の添加が必要であるが,0.005％を超えて添加し
てもその効果は飽和する。このため下限を0.0003％, 上
限を0.005％とする。
を強化する元素である。このような効果を得るには0.00
03％以上の添加が必要であるが,0.005％を超えて添加し
てもその効果は飽和する。このため下限を0.0003％, 上
限を0.005％とする。
【００２４】ＴiとＮbは金属組織を微細化し，延性を向
上させまた複合組織鋼の欠点である孔拡げ性の改善に効
果がある。このような効果を得るには0.005％以上の添
加が必要であるが，0.06％を超えて添加すると微細なＴ
iＣやＮbＣの析出量が多くなり延性を劣化させる。この
ためいずれの元素も下限を0.005％, 上限を0.06％とす
る。
上させまた複合組織鋼の欠点である孔拡げ性の改善に効
果がある。このような効果を得るには0.005％以上の添
加が必要であるが，0.06％を超えて添加すると微細なＴ
iＣやＮbＣの析出量が多くなり延性を劣化させる。この
ためいずれの元素も下限を0.005％, 上限を0.06％とす
る。
【００２５】本発明においては, かかる成分を含有する
鋼のスラブを熱間圧延し，酸洗後，その熱延コイルをイ
ンライン焼鈍型の連続溶融亜鉛めっきラインに通板し，
該ライン内で720〜950℃の温度で連続焼鈍して溶融亜鉛
めっきを行うのであるが，熱間圧延での仕上げ温度はＡ
r3変態点以上とするのが加工性向上のうえから好まし
く, 巻取り温度は500〜750℃の範囲内で行えばよい。
鋼のスラブを熱間圧延し，酸洗後，その熱延コイルをイ
ンライン焼鈍型の連続溶融亜鉛めっきラインに通板し，
該ライン内で720〜950℃の温度で連続焼鈍して溶融亜鉛
めっきを行うのであるが，熱間圧延での仕上げ温度はＡ
r3変態点以上とするのが加工性向上のうえから好まし
く, 巻取り温度は500〜750℃の範囲内で行えばよい。
【００２６】連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍温
度の下限を720℃とするのは，複合組織を得るために必
要な最低温度として720℃は要するからである。上限を9
50℃としたのはこの温度を超えても加工性の向上効果が
飽和すると共に連続溶融亜鉛めっきラインにおいて表面
疵が発生し易くなるためである。
度の下限を720℃とするのは，複合組織を得るために必
要な最低温度として720℃は要するからである。上限を9
50℃としたのはこの温度を超えても加工性の向上効果が
飽和すると共に連続溶融亜鉛めっきラインにおいて表面
疵が発生し易くなるためである。
【００２７】なお連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼
鈍後の冷却過程において冷却速度が遅いと複合組織が得
難くなる場合がある。これは前述の焼入れ性向上元素の
添加によって回避できるが，この冷却速度は速い方が望
ましい。インラインでの焼鈍温度から溶融亜鉛めっき浴
（約460℃) までの平均冷却速度が３℃/sec以上であれ
ば問題はない。
鈍後の冷却過程において冷却速度が遅いと複合組織が得
難くなる場合がある。これは前述の焼入れ性向上元素の
添加によって回避できるが，この冷却速度は速い方が望
ましい。インラインでの焼鈍温度から溶融亜鉛めっき浴
（約460℃) までの平均冷却速度が３℃/sec以上であれ
ば問題はない。
【００２８】溶融亜鉛めっき処理においては, めっき層
の合金化処理を行なうことも望ましい。この合金化処理
を施しても本発明材の材質を損なうものではなく，亜鉛
めっき鋼板の塗膜密着性および重ね抵抗溶接性が改善さ
せるので, 自動車向け等の本発明材の用途面では好まし
い処理といえる。通常, 合金化処理は連続溶融亜鉛めっ
きライン内のめっき浴のあとで行われるが，400〜650℃
の温度範囲にて行えば合金化の達成は必要にして充分と
なる。この温度範囲より低温となれば合金化不足, 高温
となれば合金化過剰となり逆にめっき層の密着性が損な
われることもある。
の合金化処理を行なうことも望ましい。この合金化処理
を施しても本発明材の材質を損なうものではなく，亜鉛
めっき鋼板の塗膜密着性および重ね抵抗溶接性が改善さ
せるので, 自動車向け等の本発明材の用途面では好まし
い処理といえる。通常, 合金化処理は連続溶融亜鉛めっ
きライン内のめっき浴のあとで行われるが，400〜650℃
の温度範囲にて行えば合金化の達成は必要にして充分と
なる。この温度範囲より低温となれば合金化不足, 高温
となれば合金化過剰となり逆にめっき層の密着性が損な
われることもある。
【００２９】
【実施例１】表１に示す化学成分値の鋼を，表２に示す
条件の熱間圧延によって板厚2.5mmの熱延板としたう
え，酸洗後，表２に示す焼鈍温度で連続焼鈍し, 付着量
30g/m2の溶融亜鉛めっきを施し, その後, 伸び率0.3％
のスキンパス圧延を行った。得られた熱延焼鈍亜鉛めっ
き鋼板の特性を調べ，その結果を表２に示した。
条件の熱間圧延によって板厚2.5mmの熱延板としたう
え，酸洗後，表２に示す焼鈍温度で連続焼鈍し, 付着量
30g/m2の溶融亜鉛めっきを施し, その後, 伸び率0.3％
のスキンパス圧延を行った。得られた熱延焼鈍亜鉛めっ
き鋼板の特性を調べ，その結果を表２に示した。
【００３０】なお，引張特性はJIS Z 2201の５号試験片
を用いた。孔拡げ試験は150×150mmの試験片の中心部に
直径10mmの打抜き孔をあけ，その後, 直径50mmの球頭ポ
ンチにて孔拡げ試験を行った。耐食試験は70×150mmの
試験片を切りだし, 複合腐食試験を行った。複合腐食試
験はJIS Z 2371の塩水噴霧試験に準じ, 塩水濃度が５％
の塩水噴霧試験を２時間→60℃の熱風乾燥を４時間→湿
潤試験を２時間, の合計８時間の処理を１サイクルとし
て，240サイクル後の腐食による最大侵食深さを測定す
ることによって評価した。
を用いた。孔拡げ試験は150×150mmの試験片の中心部に
直径10mmの打抜き孔をあけ，その後, 直径50mmの球頭ポ
ンチにて孔拡げ試験を行った。耐食試験は70×150mmの
試験片を切りだし, 複合腐食試験を行った。複合腐食試
験はJIS Z 2371の塩水噴霧試験に準じ, 塩水濃度が５％
の塩水噴霧試験を２時間→60℃の熱風乾燥を４時間→湿
潤試験を２時間, の合計８時間の処理を１サイクルとし
て，240サイクル後の腐食による最大侵食深さを測定す
ることによって評価した。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】表２の結果に見られるように，Ｍn,Ｐが本
発明で規定する量より低く且つＣu無添加の鋼を用いて
製造したNo.1の比較例の溶融亜鉛めっき鋼板は，降伏比
(ＹＲ）が高くて低降伏比の複合組織鋼板が得られてい
ない。このため，強度・伸びバランス (TS×El),さらに
は強度・孔拡げバランス (TS×λ) に劣り, 且つ耐食性
が劣る。同じくＰが低く且つＣu無添加のNo.2の比較例
（No.1よりＭnが増量している) では降伏比（ＹＲ）が
低くまた伸び（Ｅｌ）も良好な複合組織鋼となっている
が，耐食性が劣る。また，強度・伸びバランス (TS×E
l) および強度・孔拡げバランス (TS×λ) も充分では
ない。
発明で規定する量より低く且つＣu無添加の鋼を用いて
製造したNo.1の比較例の溶融亜鉛めっき鋼板は，降伏比
(ＹＲ）が高くて低降伏比の複合組織鋼板が得られてい
ない。このため，強度・伸びバランス (TS×El),さらに
は強度・孔拡げバランス (TS×λ) に劣り, 且つ耐食性
が劣る。同じくＰが低く且つＣu無添加のNo.2の比較例
（No.1よりＭnが増量している) では降伏比（ＹＲ）が
低くまた伸び（Ｅｌ）も良好な複合組織鋼となっている
が，耐食性が劣る。また，強度・伸びバランス (TS×E
l) および強度・孔拡げバランス (TS×λ) も充分では
ない。
【００３４】これに対して, 本発明法に従うNo.3〜11の
溶融亜鉛めっき鋼板は, いずれも降伏比（ＹＲ）が低
く，伸び（Ｅｌ）も良好な複合組織鋼が得られており，
強度が高いわりに孔拡げ率（λ）も高く, 良好な強度・
伸びバランス (TS×El) と強度・孔拡げバランス (TS×
λ) を備えており，しかも比較例のものに比べて耐食性
が格段に優れている。
溶融亜鉛めっき鋼板は, いずれも降伏比（ＹＲ）が低
く，伸び（Ｅｌ）も良好な複合組織鋼が得られており，
強度が高いわりに孔拡げ率（λ）も高く, 良好な強度・
伸びバランス (TS×El) と強度・孔拡げバランス (TS×
λ) を備えており，しかも比較例のものに比べて耐食性
が格段に優れている。
【００３５】
【実施例２】表３に示す化学成分値の鋼を，表４に示す
条件の熱間圧延によって板厚2.5mmの熱延板としたう
え，酸洗後，電気めっき法で付着量２g/m2のＦe-0.05％
Ｂのめっきを施し, 表４に示す焼鈍温度で連続焼鈍し,
付着量30g/m2の溶融亜鉛めっきを施し, その後, 伸び率
0.3％のスキンパス圧延を行った。得られた熱延焼鈍亜
鉛めっき鋼板の特性を実施例１と同じ方法で調べ，その
結果を表４に示した。
条件の熱間圧延によって板厚2.5mmの熱延板としたう
え，酸洗後，電気めっき法で付着量２g/m2のＦe-0.05％
Ｂのめっきを施し, 表４に示す焼鈍温度で連続焼鈍し,
付着量30g/m2の溶融亜鉛めっきを施し, その後, 伸び率
0.3％のスキンパス圧延を行った。得られた熱延焼鈍亜
鉛めっき鋼板の特性を実施例１と同じ方法で調べ，その
結果を表４に示した。
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】表４の結果に見られるように，Ｐが本発明
で規定する量より低く且つＣu無添加の鋼を用いて製造
した比較例No.12の溶融亜鉛めっき鋼板は，降伏比 (Ｙ
Ｒ)が低く, 伸び（Ｅｌ）も良好であるが耐食性が劣
る。これに対して本発明に従うNo.13〜15の溶融亜鉛め
っき鋼板は，降伏比 (ＹＲ) が低く，伸び（Ｅｌ）も良
好であり, さらに強度が高いわりに孔拡げ率（λ）が高
い。そしてNo.12 のものに比べて耐食性が格段に優れて
いる。
で規定する量より低く且つＣu無添加の鋼を用いて製造
した比較例No.12の溶融亜鉛めっき鋼板は，降伏比 (Ｙ
Ｒ)が低く, 伸び（Ｅｌ）も良好であるが耐食性が劣
る。これに対して本発明に従うNo.13〜15の溶融亜鉛め
っき鋼板は，降伏比 (ＹＲ) が低く，伸び（Ｅｌ）も良
好であり, さらに強度が高いわりに孔拡げ率（λ）が高
い。そしてNo.12 のものに比べて耐食性が格段に優れて
いる。
【００３９】
【発明の効果】以上のように本発明によれば，低降伏
比, 高延性および良好な孔拡げ性を維持し, しかも耐食
性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが
できる。この鋼板は自動車の車体特に足回り部品の軽量
化と腐食防止に大きく寄与することができる。
比, 高延性および良好な孔拡げ性を維持し, しかも耐食
性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが
できる。この鋼板は自動車の車体特に足回り部品の軽量
化と腐食防止に大きく寄与することができる。
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/16
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で, Ｃ：0.02〜0.25％, Ｓi：2.0
％以下, Ｍn：1.6〜3.5％, Ｐ：0.03〜0.20％, Ｓ：0.0
2％以下, Ｃu：0.05〜2.0％, sol.Ａl：0.005〜0.100
％, Ｎ：0.008％以下を含有し，残部が鉄および不可避
的不純物よりなる鋼のスラブを熱間圧延し, 酸洗後, そ
の熱延コイルをインライン焼鈍型の連続溶融亜鉛めっき
ラインに通板し，該ライン内で720〜950℃の温度で連続
焼鈍して溶融亜鉛めっきを行うことからなる，耐孔あき
腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で, Ｃ：0.02〜0.25％, Ｓi：2.0
％以下, Ｍn：1.6〜3.5％, Ｐ：0.03〜0.20％, Ｓ：0.0
2％以下, Ｃu：0.05〜2.0％, sol.Ａl：0.005〜0.100
％, Ｎ：0.008％以下を含有したうえ，さらに，Ｔi：0.
005〜0.06％またはＮb：0.005〜0.06％の少なくとも一
種以上，および／またはＮi：2.0％以下, Ｍo：3.0％以
下またはＣr：3.0％以下の少なくとも一種以上を含有
し, 残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼のスラブ
を熱間圧延し, 酸洗後, その熱延コイルをインライン焼
鈍型の連続溶融亜鉛めっきラインに通板し，該ライン内
で720〜950℃の温度で連続焼鈍して溶融亜鉛めっきを行
うことからなる，耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延
高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で, Ｃ：0.02〜0.25％, Ｓi：2.0
％以下, Ｍn：1.6〜3.5％, Ｐ：0.03〜0.20％, Ｓ：0.0
2％以下, Ｃu：0.05〜2.0％, sol.Ａl：0.005〜0.100
％, Ｎ：0.008％以下，Ｂ：0.0003〜0.005％を含有した
うえ，さらに，Ｔi：0.005〜0.06％またはＮb：0.005〜
0.06％の少なくとも一種以上，および／またはＮi：2.0
％以下, Ｍo：3.0％以下またはＣr：3.0％以下の少なく
とも一種以上を含有し, 残部が鉄および不可避的不純物
よりなる鋼のスラブを熱間圧延し, 酸洗後, その熱延コ
イルをインライン焼鈍型の連続溶融亜鉛めっきラインに
通板し，該ライン内で720〜950℃の温度で連続焼鈍して
溶融亜鉛めっきを行うことからなる，耐孔あき腐食性に
優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。 - 【請求項４】 Ｓi含有量が0.1％未満である請求項１，
２または３に記載の耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱
延高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 Ｓi含有量が0.1〜2.0％であり，このＳi
含有量の熱延コイルは，連続溶融亜鉛めっきラインに通
板される前に連続式電気めっきラインで鉄めっきが施さ
れる請求項１，２または３に記載の耐孔あき腐食性に優
れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。 - 【請求項６】 溶融亜鉛めっきは，付着した亜鉛めっき
層を400〜650℃の温度範囲で母材鋼板と合金化する処理
を含む請求項１，２，３，４または５に記載の耐孔あき
腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03297635A JP3142922B2 (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | 耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力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 |
|---|---|---|---|
| JP03297635A JP3142922B2 (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | 耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05112830A true JPH05112830A (ja) | 1993-05-07 |
| JP3142922B2 JP3142922B2 (ja) | 2001-03-07 |
Family
ID=17849132
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03297635A Expired - Fee Related JP3142922B2 (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | 耐孔あき腐食性に優れた低降伏比熱延高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3142922B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5447802A (en) * | 1992-03-30 | 1995-09-05 | Kawasaki Steel Corporation | Surface treated steel strip with minimal plating defects and method for making |
| EP1146132A1 (en) * | 1999-10-22 | 2001-10-17 | Kawasaki Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet having high strength and also being excellent in formability and galvanizing property |
| US6699590B2 (en) | 2001-04-25 | 2004-03-02 | Kobe Steel, Ltd. | Hot-dip galvanized steel sheet |
-
1991
- 1991-10-18 JP JP03297635A patent/JP3142922B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5447802A (en) * | 1992-03-30 | 1995-09-05 | Kawasaki Steel Corporation | Surface treated steel strip with minimal plating defects and method for making |
| EP1146132A1 (en) * | 1999-10-22 | 2001-10-17 | Kawasaki Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet having high strength and also being excellent in formability and galvanizing property |
| EP1146132A4 (en) * | 1999-10-22 | 2002-06-05 | Kawasaki Steel Co | HOT-DIPPED GALVANIZED STEEL SHEET WITH HIGH STRENGTH AND EXCELLENT PROPERTIES FOR FORMING AND GALVANIZING |
| US6537394B1 (en) | 1999-10-22 | 2003-03-25 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing hot-dip galvanized steel sheet having high strength and also being excellent in formability and galvanizing property |
| US6699590B2 (en) | 2001-04-25 | 2004-03-02 | Kobe Steel, Ltd. | Hot-dip galvanized steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3142922B2 (ja) | 2001-03-07 |
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