JPH0621334B2 - 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法Info
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- JPH0621334B2 JPH0621334B2 JP10214386A JP10214386A JPH0621334B2 JP H0621334 B2 JPH0621334 B2 JP H0621334B2 JP 10214386 A JP10214386 A JP 10214386A JP 10214386 A JP10214386 A JP 10214386A JP H0621334 B2 JPH0621334 B2 JP H0621334B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、自動車外板など良好なプレス加工性とりわ
け深絞り性が要求される用途に用いて好適な深絞り性に
優れた高強度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。
け深絞り性が要求される用途に用いて好適な深絞り性に
優れた高強度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。
（従来の技術） 耐食性にすぐれた表面処理鋼板として、従来から合金化
溶融亜鉛めっき鋼板が知られている（たとえば特開昭58
-107414 号公報）。
溶融亜鉛めっき鋼板が知られている（たとえば特開昭58
-107414 号公報）。
しかしながら従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっ
き層の加工性が充分とはいい難く、この発明で対象とす
るような強加工に供した場合にはめっき層が素材の変形
に追従できずに粉末状または箔状にはく離してこの部分
の塗装後耐食性が劣化するという問題があった。
き層の加工性が充分とはいい難く、この発明で対象とす
るような強加工に供した場合にはめっき層が素材の変形
に追従できずに粉末状または箔状にはく離してこの部分
の塗装後耐食性が劣化するという問題があった。
この点特願昭５８−７３４９８号（特開昭５９−２００
７４９号公報）において、合金化めっき層中の鉄濃度を
15〜27wt％ とすることによってめっき層の加工性の改
善が図られたが、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素
材そのものの加工性が劣るところに問題を残していた。
７４９号公報）において、合金化めっき層中の鉄濃度を
15〜27wt％ とすることによってめっき層の加工性の改
善が図られたが、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素
材そのものの加工性が劣るところに問題を残していた。
良好なプレス成形性を有する鋼板それ自体については、
従来から種々の研究がなされていて、とくに良好な深絞
性を有するものとして、TiやNbで鋼中の固溶Ｃを固定し
たTiキルド鋼板およびNbキルド鋼板がある。しかしなが
らこれらの鋼板では、耐食性については何らの考慮も払
われていない。
従来から種々の研究がなされていて、とくに良好な深絞
性を有するものとして、TiやNbで鋼中の固溶Ｃを固定し
たTiキルド鋼板およびNbキルド鋼板がある。しかしなが
らこれらの鋼板では、耐食性については何らの考慮も払
われていない。
上述の合金化亜鉛めっき鋼板は、高温で、焼鈍を行うた
めにその高強度化手段としての固溶強化、析出強化及び
変態組織強化のうち、固溶強化では鋼中C，Si，Pなどの
めっき付着性に有害な成分を添加しなければならず、ま
た析出強化は、長時間の焼鈍を必要とする不利があり、
ここに変態組織強化が最適であるところ、従来の変態組
織強化鋼、いわゆるデュアルフェーズ(Dual Phase)鋼
は、ｒ値が低く加工性の面で難点があった。
めにその高強度化手段としての固溶強化、析出強化及び
変態組織強化のうち、固溶強化では鋼中C，Si，Pなどの
めっき付着性に有害な成分を添加しなければならず、ま
た析出強化は、長時間の焼鈍を必要とする不利があり、
ここに変態組織強化が最適であるところ、従来の変態組
織強化鋼、いわゆるデュアルフェーズ(Dual Phase)鋼
は、ｒ値が低く加工性の面で難点があった。
（発明が解決しようとする問題点） この発明は、上記の現状に鑑みて開発されたもので、素
材の成分組成のみならすめっき条件とくに合金化処理条
件に工夫を加えることによって、素材についはいうまで
もなくめっき層についても加工性に富む、すなわち厳し
い加工条件下であってもめっき層のはく離が生じること
のない深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、
その有利な製造方法に併せて提案することを目的とす
る。
材の成分組成のみならすめっき条件とくに合金化処理条
件に工夫を加えることによって、素材についはいうまで
もなくめっき層についても加工性に富む、すなわち厳し
い加工条件下であってもめっき層のはく離が生じること
のない深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、
その有利な製造方法に併せて提案することを目的とす
る。
（問題点を解決するための手段） この発明は、 C :0.009wt％ 以下、 Si:0.5wt％ 以下、 Mn:0.3〜１．０wt％、 Nb:Nb(wt％)/C(wt％) の値で3 〜15、 B :0.0005 〜0.005wt％、 Al:0.010〜0.10wt％、 N :0.0050wt％以下、 P :0.15wt％以下、 S :0.010wt％ 以下、 を含有し、残部実質的にFeの組成にて、フェライトとベ
イナイト又はアシユキュラーフェラトよりなる組織をも
つ冷延鋼板母材表面の合金化亜鉛めっき層中における鉄
濃度が、15〜35wt％ であることを特徴とする、深絞り
性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（第１発
明）、 C :0.009wt％ 以下、 Si:0.5wt％ 以下、 Mn:0.3〜１．０wt％、 Nb:Nb(wt％)/C(wt％) の値で3 〜15、 B :0.0005 〜0.005wt％、 Al:0.010〜0.10wt％、 N :0.0050wt％以下、 P :0.15wt％以下、 S :0.010wt％ 以下、 を含有し、残部実質的にFeの組成になる熱延板をAr3 変
態点温度〜Ar3+100 ℃間のFDT で仕上げたのち、通常の
冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を、400 〜550 ℃の
温度範囲に加熱してから溶融亜鉛めっき処理を施し、つ
いで800 ℃〜Ac3 変態点間の温度範囲で合金化処理を施
し、その均熱温度から400 ℃以下の温度まで５℃／ｓ以
上の冷却速度で急冷することから成る、深絞り性に優れ
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（第２発
明）、及び C :0.009wt％ 以下、 Si:０．５wt％ 以下、 Mn:０．３〜1.0wt％、 Nb:Nb(wt％)/C(wt％) の値で3 〜15、 B :0.0005 〜0.005wt％、 Al:0.010〜0.10wt％、 N :0.0050wt％以下、 P :0.15wt％以下、 S :0.010wt％ 以下、 を含有し、残部実質的にFeの組成になる熱延板をAr3 変
態点温度〜Ar3+100 ℃のFDT で仕上げたのち、通常の冷
間圧延を施して得られた冷延鋼板を、700 〜900 ℃の温
度に加熱したのち、400 〜550 ℃の温度範囲に一たん降
温してから溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで800 ℃〜
Ac3 変態点間の温度範囲で合金化処理を施しその均熱温
度から400 ℃以下の温度まで５℃／ｓ以上の冷却速度で
急冷することからなる、深絞り性に優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（第３発明）、である。
イナイト又はアシユキュラーフェラトよりなる組織をも
つ冷延鋼板母材表面の合金化亜鉛めっき層中における鉄
濃度が、15〜35wt％ であることを特徴とする、深絞り
性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（第１発
明）、 C :0.009wt％ 以下、 Si:0.5wt％ 以下、 Mn:0.3〜１．０wt％、 Nb:Nb(wt％)/C(wt％) の値で3 〜15、 B :0.0005 〜0.005wt％、 Al:0.010〜0.10wt％、 N :0.0050wt％以下、 P :0.15wt％以下、 S :0.010wt％ 以下、 を含有し、残部実質的にFeの組成になる熱延板をAr3 変
態点温度〜Ar3+100 ℃間のFDT で仕上げたのち、通常の
冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を、400 〜550 ℃の
温度範囲に加熱してから溶融亜鉛めっき処理を施し、つ
いで800 ℃〜Ac3 変態点間の温度範囲で合金化処理を施
し、その均熱温度から400 ℃以下の温度まで５℃／ｓ以
上の冷却速度で急冷することから成る、深絞り性に優れ
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（第２発
明）、及び C :0.009wt％ 以下、 Si:０．５wt％ 以下、 Mn:０．３〜1.0wt％、 Nb:Nb(wt％)/C(wt％) の値で3 〜15、 B :0.0005 〜0.005wt％、 Al:0.010〜0.10wt％、 N :0.0050wt％以下、 P :0.15wt％以下、 S :0.010wt％ 以下、 を含有し、残部実質的にFeの組成になる熱延板をAr3 変
態点温度〜Ar3+100 ℃のFDT で仕上げたのち、通常の冷
間圧延を施して得られた冷延鋼板を、700 〜900 ℃の温
度に加熱したのち、400 〜550 ℃の温度範囲に一たん降
温してから溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで800 ℃〜
Ac3 変態点間の温度範囲で合金化処理を施しその均熱温
度から400 ℃以下の温度まで５℃／ｓ以上の冷却速度で
急冷することからなる、深絞り性に優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（第３発明）、である。
（作 用） この発明において鋼板素材の成分組成（重量％は単に％
で示す）を上記の範囲に限定した理由について説明す
る。
で示す）を上記の範囲に限定した理由について説明す
る。
C ：0.009％以下 加工用鋼板として最も重要なｒ値および延性を向上させ
るためにはＣ量は少ないほどよい。Ｃ量が多いと、高強
度化の面ではコスト的に有利であるが、0.009％をこえ
るとｒ値が低くなり、きわだって加工性が劣化する。
るためにはＣ量は少ないほどよい。Ｃ量が多いと、高強
度化の面ではコスト的に有利であるが、0.009％をこえ
るとｒ値が低くなり、きわだって加工性が劣化する。
Si：０．５％以下 Siは鋼板の強度向上に有効に寄与するが、過度の添加は
溶接性の劣化を招くので、0.5％以下の範囲にしなけれ
ばならない。
溶接性の劣化を招くので、0.5％以下の範囲にしなけれ
ばならない。
Mn：0.3 〜１．０％ MnはＳによる熱間ぜい性の危険を回避するため０．３％
以上を必要とする一方、１．０％をこえるとｒ値の低下
とめっき付着性の劣化をもたらすので、０．３〜１．０
％の範囲に限定する。
以上を必要とする一方、１．０％をこえるとｒ値の低下
とめっき付着性の劣化をもたらすので、０．３〜１．０
％の範囲に限定する。
Nb:Nb(％)/C(％) の値で3 〜15 鋼中に固溶して深絞り性や延性に悪影響を及ぼすＣやＮ
を固定し、加工性さらには耐時効性を向上させ、高強度
化にも有用な元素であるが、Nb(％)/C(％) の値で３未
満のときは高強度化の寄与が乏しく、Nb(％)/C(％)が15
をこえると降伏応力が過度に増加して加工性の劣化を招
くのでNdはNb(％)/C(％) の値で3 〜15の範囲に限定さ
れる。
を固定し、加工性さらには耐時効性を向上させ、高強度
化にも有用な元素であるが、Nb(％)/C(％) の値で３未
満のときは高強度化の寄与が乏しく、Nb(％)/C(％)が15
をこえると降伏応力が過度に増加して加工性の劣化を招
くのでNdはNb(％)/C(％) の値で3 〜15の範囲に限定さ
れる。
Ｂ：0.0005〜0.005％ Ｂは焼付硬化(BH)性と引張強さ(TS)の向上に役立つが0.
0005％ に満たないと効果があらわれない一方0.005％を
超えても効果の一層の増大はないので0.0005〜0.0050％
の範囲に限定した。
0005％ に満たないと効果があらわれない一方0.005％を
超えても効果の一層の増大はないので0.0005〜0.0050％
の範囲に限定した。
Al：0.010 〜0.10％ Alは鋼中のＯを固定して、Ｏとの結合によるNbの有効量
の低下を回避するのに有用な元素であるが、0.010％未
満ではその添加効果に乏しく、一方0.10％ を超えて添
加してもその効果は飽和に達するので、0.010 〜0.10％
の範囲とした。
の低下を回避するのに有用な元素であるが、0.010％未
満ではその添加効果に乏しく、一方0.10％ を超えて添
加してもその効果は飽和に達するので、0.010 〜0.10％
の範囲とした。
Ｎ：0.0050％ 以下 ＮはＣと同様、多量に含有されるとｒ値や延性の劣化を
招くので、0.0050％ 以下の範囲に限定した。
招くので、0.0050％ 以下の範囲に限定した。
Ｐ：0.15％ 以下 ＰもSiやMnと同様に、鋼板の高強度化に有効に寄与する
が、含有量が0.15％ を超えるとやはり溶接性の劣化を
招くので0.15％ 以下の範囲に限定した。
が、含有量が0.15％ を超えるとやはり溶接性の劣化を
招くので0.15％ 以下の範囲に限定した。
Ｓ：0.010％以下 Ｓが多量に含有されるとMnで固定されなくなり、熱間圧
延時における割れの発生原因となるので、Ｓ含有量は0.
010％以下の範囲に限定した。
延時における割れの発生原因となるので、Ｓ含有量は0.
010％以下の範囲に限定した。
上記の如き成分組成として、あとで述べる加工熱履歴の
下に母材組織をフェライトとベイナイト又はアシキュラ
ーフェライトとすることによって、合金化亜鉛めっき鋼
板として優れた深絞り性と高強度化を達成することがで
きる。
下に母材組織をフェライトとベイナイト又はアシキュラ
ーフェライトとすることによって、合金化亜鉛めっき鋼
板として優れた深絞り性と高強度化を達成することがで
きる。
さて第１図に、0.004％C-0.05％Si-0.5％Mn-0.015％N
b(:Nb％/C％＝3.75)-0.04％Al-0.004％N-0.02％P-0.005
％Sを含む組成においてＢ含有量が引張り強さ(TS)と焼
付硬化(BH)性に及ぼす影響を調べた結果を第１図に示し
た。なおこの供試鋼板についてこの熱延FDT は890 ℃で
あり、また常法での冷間圧延後溶融亜鉛めっきに先立っ
て850 ℃×10s の予備加熱を施したのち430 ℃まで降温
してから430 ℃の溶融亜鉛浴中にls間浸漬し、その後85
0 ℃×10sの合金化処理を行い、引続き10℃／ｓの冷却
速度で急冷した。
b(:Nb％/C％＝3.75)-0.04％Al-0.004％N-0.02％P-0.005
％Sを含む組成においてＢ含有量が引張り強さ(TS)と焼
付硬化(BH)性に及ぼす影響を調べた結果を第１図に示し
た。なおこの供試鋼板についてこの熱延FDT は890 ℃で
あり、また常法での冷間圧延後溶融亜鉛めっきに先立っ
て850 ℃×10s の予備加熱を施したのち430 ℃まで降温
してから430 ℃の溶融亜鉛浴中にls間浸漬し、その後85
0 ℃×10sの合金化処理を行い、引続き10℃／ｓの冷却
速度で急冷した。
第１図に明らかなようにＢ含有量0.0005％ にて、TS並
びにBH性の著しい向上が0.0050％ までの間で生じるが
0.0050％ をこえると、それ以上の改善は見られず、従
ってＢは0.00050 〜0.0050％ の範囲で有効である。
びにBH性の著しい向上が0.0050％ までの間で生じるが
0.0050％ をこえると、それ以上の改善は見られず、従
ってＢは0.00050 〜0.0050％ の範囲で有効である。
次に第２図には、0.004％C-0.05％Si-０．７％Mn-0.004
0％B-0.04％Al-0.003％N-0.04％P-0.005％S を含む組成
につきNb(％)/C(％)比がTSと降伏応力(YS)に及ぼす影響
を調べた結果を、熱間圧延、めっき及び合金化処理条件
は第１図の実験と同様にした場合について示した。
0％B-0.04％Al-0.003％N-0.04％P-0.005％S を含む組成
につきNb(％)/C(％)比がTSと降伏応力(YS)に及ぼす影響
を調べた結果を、熱間圧延、めっき及び合金化処理条件
は第１図の実験と同様にした場合について示した。
図から明らかなようにNb(％)/C(％)比３以上で15に至る
までのTSの増強効果は著しいが、この比の値が15を超え
るとYSが過度に上昇し加工性の劣化を来すので、Nb(％)
/C(％)比は3 〜15の範囲で有効である。
までのTSの増強効果は著しいが、この比の値が15を超え
るとYSが過度に上昇し加工性の劣化を来すので、Nb(％)
/C(％)比は3 〜15の範囲で有効である。
次に、めっき層の加工性すなわち耐パウダリング性につ
いては、合金化めっき層中の鉄濃度が重要な意味をも
ち、第３図に、合金化めっき層中の鉄濃度が耐パウダリ
ング性に及ぼす影響について調べた結果、めっき層中鉄
濃度とめっき層加工性指数との関係で示す。
いては、合金化めっき層中の鉄濃度が重要な意味をも
ち、第３図に、合金化めっき層中の鉄濃度が耐パウダリ
ング性に及ぼす影響について調べた結果、めっき層中鉄
濃度とめっき層加工性指数との関係で示す。
めっき層加工性指数は、試験面を圧縮面として90゜曲げ
加工を行い、その曲げ加工部にセロテープを接着したの
ち、これをはがしてテープに付着したはく離めっき量
を、下記の５段階評価基準によって判定した値である。
加工を行い、その曲げ加工部にセロテープを接着したの
ち、これをはがしてテープに付着したはく離めっき量
を、下記の５段階評価基準によって判定した値である。
１…はく離量大 ２…はく離量中 ３…はく離量小 ４…はく離量極く少量 ５…はく離全くなし まためっき層中の鉄濃度は、Ｘ線回折によって求めた。
同図より明らかなように、合金化めっき層中の鉄濃度が
15〜35％ の範囲で、めっき層加工性指数５という、極
めて優れた耐パウダリング性を示した。
15〜35％ の範囲で、めっき層加工性指数５という、極
めて優れた耐パウダリング性を示した。
次にこの発明に従う深絞り性の優れた高強度合金化亜鉛
めっき鋼板の製造方法について説明する。
めっき鋼板の製造方法について説明する。
製造工程は、熱間圧延工程と溶融亜鉛めっきの前処理工
程および合金化処理工程以外は、とくに規制されること
はなく、常法に従い転炉または電気炉で溶製した鋼を、
造塊−分塊法または連続鋳造法にてスラブとしたのち、
必要に応じて真空脱ガス処理後、所定の熱間圧延を行
い、ついで通常の冷間圧延を施して冷延板とする。
程および合金化処理工程以外は、とくに規制されること
はなく、常法に従い転炉または電気炉で溶製した鋼を、
造塊−分塊法または連続鋳造法にてスラブとしたのち、
必要に応じて真空脱ガス処理後、所定の熱間圧延を行
い、ついで通常の冷間圧延を施して冷延板とする。
ここに熱間圧延のFDT をAr3 変態点〜Ar3+100℃の範囲
とすることが必要で、Ar3 点よりも低いと圧延後の組織
が不均一となり、材質面で不適切な一方、Ar3+100 ℃よ
りも高いと組織が粗大となってやはり材質上の要請が満
たされないからである。
とすることが必要で、Ar3 点よりも低いと圧延後の組織
が不均一となり、材質面で不適切な一方、Ar3+100 ℃よ
りも高いと組織が粗大となってやはり材質上の要請が満
たされないからである。
冷間圧延後前処理を施したのち、溶融亜鉛めっき、合金
化処理を施すわけであるが、この発明の方法においては
これらの処理条件がとくに重要であり、次に示す(a)，
(b)２つの熱サイクルがある。
化処理を施すわけであるが、この発明の方法においては
これらの処理条件がとくに重要であり、次に示す(a)，
(b)２つの熱サイクルがある。
(a)冷延板を、400 〜550 ℃の温度範囲に加熱してか
ら、溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで800 〜Ar3 変態
点間の温度範囲で合金化処理を施すタイクル。
ら、溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで800 〜Ar3 変態
点間の温度範囲で合金化処理を施すタイクル。
ここで冷延板を、めっき処理に先立って400 〜550 ℃の
温度に加熱するのは、鋼板の温度をめっき浴温と同程度
にしておくことが、めっき密着性の点で必要だからであ
り、上記の範囲の温度で１秒以上で処理することが好ま
しい。
温度に加熱するのは、鋼板の温度をめっき浴温と同程度
にしておくことが、めっき密着性の点で必要だからであ
り、上記の範囲の温度で１秒以上で処理することが好ま
しい。
そして後続の合金化処理条件は、この発明による深絞り
性の優れた高強度、合金化亜鉛めっき鋼板の性能を支配
するとくに重要な因子である。すなわち溶融亜鉛めっき
後に従来は単なる合金化の促進のための加熱を行ってい
たのに対し、その場合に比しより高い800 ℃〜Ar3 変態
点間の温度に加熱する処理を施すことによって、合金化
と同時に鋼板の母相をα＋γ２相状態とし、これに引続
く急冷により組織をフェライトとベイナイト又はアシキ
ュラーフェライトよりなるものとする。この高温加熱は
また合金化めっき層中の鉄濃度を高めるのにも寄与す
る。
性の優れた高強度、合金化亜鉛めっき鋼板の性能を支配
するとくに重要な因子である。すなわち溶融亜鉛めっき
後に従来は単なる合金化の促進のための加熱を行ってい
たのに対し、その場合に比しより高い800 ℃〜Ar3 変態
点間の温度に加熱する処理を施すことによって、合金化
と同時に鋼板の母相をα＋γ２相状態とし、これに引続
く急冷により組織をフェライトとベイナイト又はアシキ
ュラーフェライトよりなるものとする。この高温加熱は
また合金化めっき層中の鉄濃度を高めるのにも寄与す
る。
ここに素材鋼板の組織、材質ならびにめっき層の加工性
をともに良好ならしめるには、合金化温度は少なくとも
800 ℃を必要とし、一方Ac3 変態点温度を超えると、材
質は良好であるけれども、ｒ値の低下に加えて、合金化
が過度に促進され、めっき層中の鉄濃度が35％ 以上と
なり、却ってめっき層の加工性劣化をも招くので800 ℃
〜Ac3 変態点間の範囲に加熱する。
をともに良好ならしめるには、合金化温度は少なくとも
800 ℃を必要とし、一方Ac3 変態点温度を超えると、材
質は良好であるけれども、ｒ値の低下に加えて、合金化
が過度に促進され、めっき層中の鉄濃度が35％ 以上と
なり、却ってめっき層の加工性劣化をも招くので800 ℃
〜Ac3 変態点間の範囲に加熱する。
この点第４図にて、0.007％C-0.5％Mn-0.02％Nb-0.0030
％Bを主要成分とする冷延鋼板をめっき原板とし、上に
述べたように溶融亜鉛めっきを施したのちの合金化処理
温度がTS及びｒに及ぼす影響を示したとおりである。
％Bを主要成分とする冷延鋼板をめっき原板とし、上に
述べたように溶融亜鉛めっきを施したのちの合金化処理
温度がTS及びｒに及ぼす影響を示したとおりである。
なお、上記の温度における保持時間は、とくに期待され
ないが、処理時間はたとえば1s〜2min程度が好ましい。
ないが、処理時間はたとえば1s〜2min程度が好ましい。
次に均熱温度からの冷却処理は400 ℃以下になるまでに
５℃／ｓ以上とくに30℃／ｓ以上程度の急冷を要し、こ
の冷却速度が５℃／ｓ未満のとき、鋼板素材の材質上必
要なフェライトとベイナイト又はアシキュラーフェライ
ト組織にならないため、高強度化も期待できなくなる。
５℃／ｓ以上とくに30℃／ｓ以上程度の急冷を要し、こ
の冷却速度が５℃／ｓ未満のとき、鋼板素材の材質上必
要なフェライトとベイナイト又はアシキュラーフェライ
ト組織にならないため、高強度化も期待できなくなる。
(b) 冷延板を、700 〜900 ℃の温度にまず加熱して母
相をα＋γ２相状態としたのち、400 〜550℃の温度に
まで降温させてから溶融亜鉛めっきを施し、ついで800
℃〜Ac3 変態点間の温度範囲で合金化処理を施すサイク
ル。
相をα＋γ２相状態としたのち、400 〜550℃の温度に
まで降温させてから溶融亜鉛めっきを施し、ついで800
℃〜Ac3 変態点間の温度範囲で合金化処理を施すサイク
ル。
この場合は、上掲(a)のサイクルに、めっき処理に先立
って700 〜900 ℃の範囲の温度での予備加熱工程を加え
て、合金化処理のための加熱を含めて２回の高温加熱を
繰返すことによって粒成長を促進させ、より一層の材質
の向上が達成されるのである。
って700 〜900 ℃の範囲の温度での予備加熱工程を加え
て、合金化処理のための加熱を含めて２回の高温加熱を
繰返すことによって粒成長を促進させ、より一層の材質
の向上が達成されるのである。
第５図に、この予備加熱をしない場合に対し、とくに70
0 〜900 ℃での予備加熱を行うことによるｒ値の著大な
改善効果を示した。
0 〜900 ℃での予備加熱を行うことによるｒ値の著大な
改善効果を示した。
この場合も加熱処理時間は1s〜2min程度でよく、また延
性の向上のためには、より高温での処理が望ましい。
性の向上のためには、より高温での処理が望ましい。
（実施例） 表１に示す種々の組成になる鋼（Ａ〜Ｆ）をそれぞれ、
転炉にて溶製し、RH脱ガス処理後、連続鋳造によってス
ラブとした。ついで加熱温度：1200℃、仕上げ温度：91
0 ℃、巻取り温度：600 ℃の条件下に熱間圧延を施して
1.6 〜3.2 mm厚の熱延板とし、酸洗後、冷間圧延を施し
て0.8 mm厚の冷延板とした。
転炉にて溶製し、RH脱ガス処理後、連続鋳造によってス
ラブとした。ついで加熱温度：1200℃、仕上げ温度：91
0 ℃、巻取り温度：600 ℃の条件下に熱間圧延を施して
1.6 〜3.2 mm厚の熱延板とし、酸洗後、冷間圧延を施し
て0.8 mm厚の冷延板とした。
次にかかる冷延板を、第６図のヒートサイクルに従いそ
の一部については矢印Ａのように850 ℃×30s にわたる
予備加熱を施し、これを省略した矢印Ｂのものも含めて
450 ℃の温度としてから、溶融亜鉛めっき（めっき浴
温：450 ℃、めっき時間：2s）を施し、ついで879 ℃×
(10〜20s)の条件にて合金化処理を施した。その後15℃
／ｓの温度で冷却してから、０．５％程度の調質圧延を
施した。
の一部については矢印Ａのように850 ℃×30s にわたる
予備加熱を施し、これを省略した矢印Ｂのものも含めて
450 ℃の温度としてから、溶融亜鉛めっき（めっき浴
温：450 ℃、めっき時間：2s）を施し、ついで879 ℃×
(10〜20s)の条件にて合金化処理を施した。その後15℃
／ｓの温度で冷却してから、０．５％程度の調質圧延を
施した。
かくして得られた各合金化亜鉛めっき鋼板の種々の機械
的性質とその他の性能について調べた結果を表１に併記
した。
的性質とその他の性能について調べた結果を表１に併記
した。
（発明の効果） かくして第１発明の合金化、溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼
板素材について有利な高強度化が図れる一方合金化めっ
き層の加工性を従来に比べて格段に向上させることがで
き、従って厳しい加工条件の用途に供しても、めっき層
がはく離するおそれがなく加え、室温遅時効でBHを有し
しかも高ｒ値なので、深絞り加工用として有利に適合
し、また第２、第３各発明の方法によれば、上記の合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を簡便かつ安定につくることがで
きる。
板素材について有利な高強度化が図れる一方合金化めっ
き層の加工性を従来に比べて格段に向上させることがで
き、従って厳しい加工条件の用途に供しても、めっき層
がはく離するおそれがなく加え、室温遅時効でBHを有し
しかも高ｒ値なので、深絞り加工用として有利に適合
し、また第２、第３各発明の方法によれば、上記の合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を簡便かつ安定につくることがで
きる。
第１図はＢ含有量とTS，BH性の相関グラフ、 第２図はNb/C比のTS，YS相関グラフ、 第３図はめっき層中の鉄濃度とめっき層加工性との関係
グラフ、 第４図は合金化温度とTS，ｒとの関係グラフであり、 第５図は、予備加熱とその温度の適合がｒに及ぼす影響
を示すグラフ、 第６図はめっき処理ヒートサイクルを示す線図である。
グラフ、 第４図は合金化温度とTS，ｒとの関係グラフであり、 第５図は、予備加熱とその温度の適合がｒに及ぼす影響
を示すグラフ、 第６図はめっき処理ヒートサイクルを示す線図である。
Claims (3)
- 【請求項１】C :0.009wt％ 以下、 Si:０．５wt％ 以下、 Mn:０．３〜１．０wt％、 Nb:Nb(wt％)/C(wt％) の値で3 〜15、 B :0.0005 〜0.005wt％、 Al:0.010〜0.10wt％、 N :0.0050wt％以下、 P :0.15wt％以下、 S :0.010wt％ 以下、 を含有し、残部実質的にFeの組成にて、フェライトとベ
イナイト又はアシキュラーフェライトよりなる組織をも
つ冷延鋼板母材表面の合金化亜鉛めっき層中における鉄
濃度が、15〜35wt％ であることを特徴とする、深絞り
性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】C :0.009wt％ 以下、 Si:０．５wt％ 以下、 Mn:０．３〜１．０wt％、 Nb:Nb(wt％)/C(wt％) の値で3 〜15、 B :0.0005 〜0.005wt％、 Al:0.010〜0.10wt％、 N :0.0050wt％以下、 P :0.15wt％以下、 S :0.010wt％ 以下、 を含有し、残部実質的にFeの組成になる熱延板をAr3 変
態点温度〜Ar3+100 ℃間のFDT で仕上げたのち、通常の
冷間圧延を施して得られた冷延鋼板を、400 〜550 ℃の
温度範囲に加熱してから溶融亜鉛めっき処理を施し、つ
いで800 ℃〜Ac3 変態点間の温度範囲で合金化処理を施
し、その均熱温度から400 ℃以下の温度まで５℃／ｓ以
上の冷却速度で急冷することから成る、深絞り性に優れ
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項３】C :0.009wt％ 以下、 Si:０．５wt％ 以下、 Mn:０．３〜１．０wt％、 Nb:Nb(wt％)/C(wt％) の値で3 〜15、 B :0.0005 〜0.005wt％、 Al:0.010〜0.10wt％、 N :0.0050wt％以下、 P :0.15wt％以下、 S :0.010wt％ 以下、 を含有し、残部実質的にFeの組成になる熱延板をAr3 変
態点温度〜Ar3+100 ℃のFDT で仕上げたのち、通常の冷
間圧延を施して得られた冷延鋼板を、700 〜900 ℃の温
度に加熱したのち、400 〜550 ℃の温度範囲に一たん降
温してから溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで800 ℃〜
Ac3 変態点間の温度範囲で合金化処理を施しその均熱温
度から400 ℃以下の温度まで５℃／ｓ以上の冷却速度で
急冷することからなる、深絞り性に優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10214386A JPH0621334B2 (ja) | 1986-05-06 | 1986-05-06 | 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10214386A JPH0621334B2 (ja) | 1986-05-06 | 1986-05-06 | 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62260046A JPS62260046A (ja) | 1987-11-12 |
| JPH0621334B2 true JPH0621334B2 (ja) | 1994-03-23 |
Family
ID=14319532
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10214386A Expired - Fee Related JPH0621334B2 (ja) | 1986-05-06 | 1986-05-06 | 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0621334B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07116581B2 (ja) * | 1990-05-22 | 1995-12-13 | 新日本製鐵株式会社 | 加工によるめっき剥離が少なく焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| EP0612857B1 (en) * | 1992-09-14 | 1999-07-28 | Nippon Steel Corporation | Ferrite single phase cold rolled steel sheet or fused zinc plated steel sheet for cold non-ageing deep drawing and method for manufacturing the same |
| KR100711445B1 (ko) | 2005-12-19 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 도금밀착성 및 충격특성이 우수한 열간성형 가공용 합금화용융아연도금강판의 제조방법, 이 강판을 이용한열간성형부품의 제조방법 |
| US20100215981A1 (en) * | 2009-02-20 | 2010-08-26 | Nucor Corporation | Hot rolled thin cast strip product and method for making the same |
-
1986
- 1986-05-06 JP JP10214386A patent/JPH0621334B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62260046A (ja) | 1987-11-12 |
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