JPH0673497A - 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法Info
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- JPH0673497A JPH0673497A JP25216792A JP25216792A JPH0673497A JP H0673497 A JPH0673497 A JP H0673497A JP 25216792 A JP25216792 A JP 25216792A JP 25216792 A JP25216792 A JP 25216792A JP H0673497 A JPH0673497 A JP H0673497A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】引張強度が３９０〜６９０Ｎ／ｍｍ２程度の高
強度で、特に降伏点が低く、伸び及び伸びフランジ性に
優れ、焼付硬化性（ＢＨ性）を有する焼付硬化型高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 【構成】重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５、Ｓｉ：
０．２０以下、Ｍｎ：１．０〜２．５、Ｐ：０．０５０
以下、Ｓ：０．２０以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１２
０、Ｃｒ：０．１〜２．０を含有し残部が鉄及び不可避
的不純物よりなる成分組成を有し、７０％以上のフェラ
イト相と、残部がそれぞれ少くとも４％以上のベイナイ
ト及びマルテンサイトの３相の複合組織からなる、加工
性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。
強度で、特に降伏点が低く、伸び及び伸びフランジ性に
優れ、焼付硬化性（ＢＨ性）を有する焼付硬化型高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 【構成】重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５、Ｓｉ：
０．２０以下、Ｍｎ：１．０〜２．５、Ｐ：０．０５０
以下、Ｓ：０．２０以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１２
０、Ｃｒ：０．１〜２．０を含有し残部が鉄及び不可避
的不純物よりなる成分組成を有し、７０％以上のフェラ
イト相と、残部がそれぞれ少くとも４％以上のベイナイ
ト及びマルテンサイトの３相の複合組織からなる、加工
性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は引張強度が３９０〜６９
０Ｎ／mm2程度の冷延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板に
関し、特に降伏点が低く、伸び及び伸びフランジ性に優
れ、焼付硬化性(ＢＨ性)を有する高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板とその製造方法に関する。
０Ｎ／mm2程度の冷延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板に
関し、特に降伏点が低く、伸び及び伸びフランジ性に優
れ、焼付硬化性(ＢＨ性)を有する高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、自動車用外板として、プレス
成形時には降伏点が低く、良好な加工性を示し、その後
の塗装焼付け工程で降伏点が上昇し、耐デント性を高め
る焼付硬化型鋼板が用いられている。現在では、２７０
〜３７０Ｎ／mm2の引張強度を有する鋼板が、車体防錆
能向上の観点から亜鉛めっき鋼板として広く用いられて
おり、中でも合金化溶融亜鉛めっき鋼板はそれ自体の高
い防錆能に加えて、厚目付け化が可能なため、広く使用
されるに至っている。
成形時には降伏点が低く、良好な加工性を示し、その後
の塗装焼付け工程で降伏点が上昇し、耐デント性を高め
る焼付硬化型鋼板が用いられている。現在では、２７０
〜３７０Ｎ／mm2の引張強度を有する鋼板が、車体防錆
能向上の観点から亜鉛めっき鋼板として広く用いられて
おり、中でも合金化溶融亜鉛めっき鋼板はそれ自体の高
い防錆能に加えて、厚目付け化が可能なため、広く使用
されるに至っている。
【０００３】溶融亜鉛めっきラインは、めっき処理の前
設備として、再結晶焼鈍が可能な加熱炉を備えた連続ラ
インであるため、冷延原板の場合は冷間圧延ままの鋼板
を再結晶焼鈍を兼ねて加熱し、めっき処理が施される。
この場合、低炭素鋼ではめっき処理後或いは合金化処理
後、鋼板の冷却速度が速いため鋼中に多量の固溶Ｃが残
留することにより高いＢＨ性を示すが、同時に常温時効
性の劣化が著しくなるという問題点がある。
設備として、再結晶焼鈍が可能な加熱炉を備えた連続ラ
インであるため、冷延原板の場合は冷間圧延ままの鋼板
を再結晶焼鈍を兼ねて加熱し、めっき処理が施される。
この場合、低炭素鋼ではめっき処理後或いは合金化処理
後、鋼板の冷却速度が速いため鋼中に多量の固溶Ｃが残
留することにより高いＢＨ性を示すが、同時に常温時効
性の劣化が著しくなるという問題点がある。
【０００４】一方、原板として、極低炭素鋼を用いる
が、Ｔi、Ｎb、Ｂ、Ａlなどの炭窒化物形成元素の添加
で鋼中の固溶Ｃ量を適正に制御することによって常温時
効性の劣化なくＢＨ性を確保する方法が提案されてい
る。例えば、特開昭５７−７０２５８号公報にはＮbを
添加したＢＨ鋼板の製造方法が、特開昭６３−６９９２
３号公報にはＴi添加によるＢＨ鋼板の製造方法が、そ
して特開平２−１９７５４９号公報にはＴiとＮbを複合
添加したＢＨ鋼板の製造方法がそれぞれ開示されてい
る。
が、Ｔi、Ｎb、Ｂ、Ａlなどの炭窒化物形成元素の添加
で鋼中の固溶Ｃ量を適正に制御することによって常温時
効性の劣化なくＢＨ性を確保する方法が提案されてい
る。例えば、特開昭５７−７０２５８号公報にはＮbを
添加したＢＨ鋼板の製造方法が、特開昭６３−６９９２
３号公報にはＴi添加によるＢＨ鋼板の製造方法が、そ
して特開平２−１９７５４９号公報にはＴiとＮbを複合
添加したＢＨ鋼板の製造方法がそれぞれ開示されてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
極低炭素ＢＨ鋼板は、一般に軟質なため、強度を高める
ためにはＳi、Ｐ、Ｍnなどの固溶強化元素の添加に頼ら
ざるを得ない。
極低炭素ＢＨ鋼板は、一般に軟質なため、強度を高める
ためにはＳi、Ｐ、Ｍnなどの固溶強化元素の添加に頼ら
ざるを得ない。
【０００６】しかし、Ｓiはめっきの密着性を劣化させ
るだけでなく、スケールに起因する表面外観の劣化を招
き易いことから、また、Ｐは強化能は大きいものの合金
化を著しく遅らせるため、合金化処理温度の高温化、或
いは通板速度の低下を余儀なくされることから、それぞ
れ過度の量の添加が制限される。
るだけでなく、スケールに起因する表面外観の劣化を招
き易いことから、また、Ｐは強化能は大きいものの合金
化を著しく遅らせるため、合金化処理温度の高温化、或
いは通板速度の低下を余儀なくされることから、それぞ
れ過度の量の添加が制限される。
【０００７】一方、Ｍnは、ＳiやＰのような表面品質の
問題や製造上の問題は少ないものの、固溶強化元素とし
て用いた場合は、結晶粒の微細化を招き降伏点を上昇さ
せるため、プレス成形時には降伏点が低いというＢＨ鋼
板の利点そのものを失うこととなる。
問題や製造上の問題は少ないものの、固溶強化元素とし
て用いた場合は、結晶粒の微細化を招き降伏点を上昇さ
せるため、プレス成形時には降伏点が低いというＢＨ鋼
板の利点そのものを失うこととなる。
【０００８】このように、極低炭素ＢＨ鋼板の場合は、
現在用いられている２７０〜３７０Ｎ／mm2の引張強度
程度は可能であっても、これ以上の高強度化は非常に困
難であり、自動車の燃費向上の観点から一層の高強度鋼
板化が要求される今後、大きな問題となることが予想さ
れる。
現在用いられている２７０〜３７０Ｎ／mm2の引張強度
程度は可能であっても、これ以上の高強度化は非常に困
難であり、自動車の燃費向上の観点から一層の高強度鋼
板化が要求される今後、大きな問題となることが予想さ
れる。
【０００９】本発明は、かゝる状況に鑑みて、従来より
も高強度で、降伏比が低く、延性に優れた焼付硬化型合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供し、またその製造方法を
提供することを目的とするものである。
も高強度で、降伏比が低く、延性に優れた焼付硬化型合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供し、またその製造方法を
提供することを目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者は、引張強度が
３９０〜６９０Ｎ／mm2程度の焼付硬化型高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、鋼の高強度化を固
溶強化ではなく変態組織強化により行うべく、成分組成
及び複合組織の状態を最適化することによって加工性を
引張強度３４０〜３７０Ｎ／mm2程度の極低炭素ＢＨ鋼
板と同等程度まで高め得ることを見い出し、ここに本発
明を完成したものである。
３９０〜６９０Ｎ／mm2程度の焼付硬化型高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、鋼の高強度化を固
溶強化ではなく変態組織強化により行うべく、成分組成
及び複合組織の状態を最適化することによって加工性を
引張強度３４０〜３７０Ｎ／mm2程度の極低炭素ＢＨ鋼
板と同等程度まで高め得ることを見い出し、ここに本発
明を完成したものである。
【００１１】すなわち、本発明は、Ｃ:０.０４〜０.１
５％、Ｓi:０.２０％以下、Ｍn:１.０％〜２.５％、Ｐ:
０.０５０％以下、Ｓ:０.０２０％以下、Ａl:０.０１０
〜０.１２０％、Ｃr:０.１〜２.０％を含有し、残部が
鉄及び不可避的不純物よりなる成分組成を有し、７０％
以上のフェライト相と、残部がそれぞれ少なくとも４％
以上のベイナイト及びマルテンサイトの３相の複合組織
からなることを特徴とする加工性に優れた焼付硬化型高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を要旨としている。
５％、Ｓi:０.２０％以下、Ｍn:１.０％〜２.５％、Ｐ:
０.０５０％以下、Ｓ:０.０２０％以下、Ａl:０.０１０
〜０.１２０％、Ｃr:０.１〜２.０％を含有し、残部が
鉄及び不可避的不純物よりなる成分組成を有し、７０％
以上のフェライト相と、残部がそれぞれ少なくとも４％
以上のベイナイト及びマルテンサイトの３相の複合組織
からなることを特徴とする加工性に優れた焼付硬化型高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を要旨としている。
【００１２】また、その製造方法は、上記化学成分を有
する鋼を常法により熱間圧延した後、７００℃以下の温
度で巻取り、酸洗し、４０％以上の冷間圧延後、７８０
℃以上で１０sec以上の均熱処理に引き続いて７℃／sec
以下の冷却速度で７００〜６００℃の温度範囲まで徐冷
した後、１０℃／sec以上で冷却し、４２０〜５２０℃
で溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を行い、１
０℃／sec以上で常温まで冷却し、０.３〜０.８％の調
質圧延を行うことを特徴としている。
する鋼を常法により熱間圧延した後、７００℃以下の温
度で巻取り、酸洗し、４０％以上の冷間圧延後、７８０
℃以上で１０sec以上の均熱処理に引き続いて７℃／sec
以下の冷却速度で７００〜６００℃の温度範囲まで徐冷
した後、１０℃／sec以上で冷却し、４２０〜５２０℃
で溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を行い、１
０℃／sec以上で常温まで冷却し、０.３〜０.８％の調
質圧延を行うことを特徴としている。
【００１３】
【００１４】以下に本発明を更に具体的に説明する。ま
ず、本発明における化学成分の限定理由は以下のとおり
である。
ず、本発明における化学成分の限定理由は以下のとおり
である。
【００１５】Ｃ：Ｃは鋼の強度に大きく作用し、低温変
態生成物の量や形態を変えることで伸びや伸びフランジ
性に影響する。しかし、０.０４％未満では３９０Ｎ／m
m2以上の高強度を得ることが困難であるため、これを下
限とする。一方、０.１５％を超えて添加すると溶接性
の劣化を招くので、これを上限とする。
態生成物の量や形態を変えることで伸びや伸びフランジ
性に影響する。しかし、０.０４％未満では３９０Ｎ／m
m2以上の高強度を得ることが困難であるため、これを下
限とする。一方、０.１５％を超えて添加すると溶接性
の劣化を招くので、これを上限とする。
【００１６】Ｓi：Ｓiは多量に添加するとめっき密着性
を著しく劣化させるので、０.２０％を上限とする。な
お、０.２０％以下であれば、合金化挙動に及ぼす影響
は非常に小さく無視できる。
を著しく劣化させるので、０.２０％を上限とする。な
お、０.２０％以下であれば、合金化挙動に及ぼす影響
は非常に小さく無視できる。
【００１７】Ｍn：Ｍnはオーステナイトを安定化する元
素で、オーステナイト中の固溶Ｃ量を変化させ、冷却過
程で生成する低温変態生成物の特性に大きく影響する元
素であり、本発明ではこの低温変態生成物の生成のため
にＭnを適量にて添加する。すなわち、加工性の非常に
優れた高強度鋼板としての特性を得るためには少なくと
も１.０％の添加が必要である。しかし、２.５％を超え
ると溶製が困難になるばかりでなく、亜鉛めっき中のＦ
e濃度を過度に高くし、亜鉛めっきの防錆能を劣化させ
たりするので、これを上限とする。
素で、オーステナイト中の固溶Ｃ量を変化させ、冷却過
程で生成する低温変態生成物の特性に大きく影響する元
素であり、本発明ではこの低温変態生成物の生成のため
にＭnを適量にて添加する。すなわち、加工性の非常に
優れた高強度鋼板としての特性を得るためには少なくと
も１.０％の添加が必要である。しかし、２.５％を超え
ると溶製が困難になるばかりでなく、亜鉛めっき中のＦ
e濃度を過度に高くし、亜鉛めっきの防錆能を劣化させ
たりするので、これを上限とする。
【００１８】Ｐ：Ｐは固溶強化能の高い元素で、フェラ
イトを強化する場合には有効な強化元素として添加でき
る。しかし、０.０５０％を超えての添加は合金化処理
が困難になったり、場合によってはめっきむらが生じ易
くなるので、これを上限とする。
イトを強化する場合には有効な強化元素として添加でき
る。しかし、０.０５０％を超えての添加は合金化処理
が困難になったり、場合によってはめっきむらが生じ易
くなるので、これを上限とする。
【００１９】Ｓ：Ｓは鋼中で析出物として固定される
が、その量が増大すると伸びや伸びフランジ性の劣化を
招くので、０.０２０％を上限とする。
が、その量が増大すると伸びや伸びフランジ性の劣化を
招くので、０.０２０％を上限とする。
【００２０】Ａl：Ａlは脱酸のため少なくとも０.０１
０％以上添加する。しかし、０.１２０％を超えて添加
してもコストアップになるだけでなく、表面性状を悪く
するので、これを上限とする。
０％以上添加する。しかし、０.１２０％を超えて添加
してもコストアップになるだけでなく、表面性状を悪く
するので、これを上限とする。
【００２１】Ｃr：Ｃrはオーステナイト中にＣを濃化さ
せ、安定度を高めマルテンサイトを生成し易くする。し
かし、０.１％未満ではその効果がなく、低温変態生成
物がベイナイトだけとなり、低降伏点化、高伸び化が図
れない。一方、２.０％を超えて添加するとコストアッ
プになるだけでなく、低温変態生成物としてマルンテサ
イトが多く、ベイナイト量が少なくなり、伸びフランジ
性が劣化するだけでなく、亜鉛めっき性が劣化するの
で、これを上限とする。
せ、安定度を高めマルテンサイトを生成し易くする。し
かし、０.１％未満ではその効果がなく、低温変態生成
物がベイナイトだけとなり、低降伏点化、高伸び化が図
れない。一方、２.０％を超えて添加するとコストアッ
プになるだけでなく、低温変態生成物としてマルンテサ
イトが多く、ベイナイト量が少なくなり、伸びフランジ
性が劣化するだけでなく、亜鉛めっき性が劣化するの
で、これを上限とする。
【００２２】なお、不可避的不純物は可及的に少ないこ
とが望ましい。例えば、Ｎ(窒素)は固溶Ｎとして鋼中に
存在しても、またＡlＮの形で析出物として鋼中に存在
しても、延性を劣化させるので、１００ppm以下である
のが望ましい。
とが望ましい。例えば、Ｎ(窒素)は固溶Ｎとして鋼中に
存在しても、またＡlＮの形で析出物として鋼中に存在
しても、延性を劣化させるので、１００ppm以下である
のが望ましい。
【００２３】上記の成分組成を有する鋼は、溶融亜鉛め
っきラインにて合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造す
るが、再結晶焼鈍、めっき処理、合金化処理と続く熱サ
イクルにより、７０％以上のフェライト相と、残部がそ
れぞれ少なくとも４％以上のベイナイト及びマルテンサ
イトの３相の複合組織とすることが、本発明では重要で
ある。
っきラインにて合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造す
るが、再結晶焼鈍、めっき処理、合金化処理と続く熱サ
イクルにより、７０％以上のフェライト相と、残部がそ
れぞれ少なくとも４％以上のベイナイト及びマルテンサ
イトの３相の複合組織とすることが、本発明では重要で
ある。
【００２４】このフェライト相と硬質相との複合組織と
することで、低降伏点、高ＢＨ性と常温遅時効性といっ
た焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板としての
特性が得られる。そして、加工性として伸び及び伸びフ
ランジ性を向上させるために、この硬質な低温変態生成
物の種類と比率を規定する必要があり、少なくともそれ
ぞれ４％以上のベイナイトとマルテンサイトとするので
ある。
することで、低降伏点、高ＢＨ性と常温遅時効性といっ
た焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板としての
特性が得られる。そして、加工性として伸び及び伸びフ
ランジ性を向上させるために、この硬質な低温変態生成
物の種類と比率を規定する必要があり、少なくともそれ
ぞれ４％以上のベイナイトとマルテンサイトとするので
ある。
【００２５】すなわち、硬質相が硬いマルテンサイトだ
けでは、均一伸びは優れるものの、母相のフェライト相
との硬度差が大きく、変形を受けた際、容易に界面でボ
イドが生成し、伸びフランジ性において劣る。
けでは、均一伸びは優れるものの、母相のフェライト相
との硬度差が大きく、変形を受けた際、容易に界面でボ
イドが生成し、伸びフランジ性において劣る。
【００２６】一方、ベイナイトだけでは、マルテンサイ
トより軟質なため伸びフランジ性には優れるが、フェラ
イト相との硬度差が小さいため、複合組織としての特徴
が十分でなく、低降伏点比、伸びの向上を達成するのが
困難となる。そこで、両者の特徴を活かすために、それ
ぞれを４％以上存在させる必要がある。
トより軟質なため伸びフランジ性には優れるが、フェラ
イト相との硬度差が小さいため、複合組織としての特徴
が十分でなく、低降伏点比、伸びの向上を達成するのが
困難となる。そこで、両者の特徴を活かすために、それ
ぞれを４％以上存在させる必要がある。
【００２７】一方、上限としては、引張強度を３９０〜
６９０Ｎ／mm2程度とするためにフェライト相の比率を
一定以上とすることで、逆に硬質相の上限を規定する。
すなわち、フェライト相の比率を７０％以上とする。な
お、ここでいう比率とは、組織観察の際、認められる各
組織の面積率である。
６９０Ｎ／mm2程度とするためにフェライト相の比率を
一定以上とすることで、逆に硬質相の上限を規定する。
すなわち、フェライト相の比率を７０％以上とする。な
お、ここでいう比率とは、組織観察の際、認められる各
組織の面積率である。
【００２８】次に、上記の組織を得る製造方法として、
以下の方法が推奨される。
以下の方法が推奨される。
【００２９】まず、熱間圧延は、基本的には常法に従っ
て行えば良く、加熱温度１０００〜１３００℃、仕上温
度８００〜９５０℃、仕上圧延後の冷却速度３０〜１２
０℃／secの通常の条件範囲で実施すれば、何ら問題は
ない。
て行えば良く、加熱温度１０００〜１３００℃、仕上温
度８００〜９５０℃、仕上圧延後の冷却速度３０〜１２
０℃／secの通常の条件範囲で実施すれば、何ら問題は
ない。
【００３０】但し、巻取温度は７００℃以下に規定する
が、この温度より高温で巻取ると表面のスケールが厚く
なり酸洗性が劣化する。なお、下限は特には規定しない
が、あまり低すぎると冷間圧延性を低下させるので、３
００℃以上が望ましい。
が、この温度より高温で巻取ると表面のスケールが厚く
なり酸洗性が劣化する。なお、下限は特には規定しない
が、あまり低すぎると冷間圧延性を低下させるので、３
００℃以上が望ましい。
【００３１】熱間圧延後は、常法に従って酸洗、冷間圧
延を行うが、冷間圧延は４０％以上で実施するのが好ま
しい。これ以下の冷延率では所望の製品を得るための熱
延板が薄く長くなり、酸洗時の生産性などに影響を及ぼ
すので望ましくない。
延を行うが、冷間圧延は４０％以上で実施するのが好ま
しい。これ以下の冷延率では所望の製品を得るための熱
延板が薄く長くなり、酸洗時の生産性などに影響を及ぼ
すので望ましくない。
【００３２】次いで再結晶焼鈍を行う。この焼鈍は、Ａ
c1変態点以上で加熱すれば良いが、加工性の安定化のた
めに本発明範囲の成分鋼では７８０℃以上に加熱するの
が良い。上限は特に規定しないが、９００℃以下であれ
ば何ら問題はない。均熱は高温で処理するため１０sec
以上保持すれば十分で、フェライト＋オーステナイト組
織が得られる。
c1変態点以上で加熱すれば良いが、加工性の安定化のた
めに本発明範囲の成分鋼では７８０℃以上に加熱するの
が良い。上限は特に規定しないが、９００℃以下であれ
ば何ら問題はない。均熱は高温で処理するため１０sec
以上保持すれば十分で、フェライト＋オーステナイト組
織が得られる。
【００３３】均熱処理後はめっき浴温度まで冷却し、め
っき処理を施すが、冷却過程でフェライト相の比率を７
０％以上にするため、７℃／sec以下の冷却速度で７０
０〜６００℃の温度範囲まで徐冷し、以後４２０〜５２
０℃のめっき浴まで１０℃／sec以上で冷却し、４％以
上のベイナイト組織を得る。均熱処理後の冷却速度が７
℃／secより速い場合で、７００〜６００℃の徐冷終了
温度を外れる場合は、ベイナイト或いはパーライトが生
成し、フェライト相の比率が７０％以上とならない。ま
た、徐冷後の冷却速度が１０℃／sec未満ではパーライ
トの生成が生じ所望の組織が得られない。
っき処理を施すが、冷却過程でフェライト相の比率を７
０％以上にするため、７℃／sec以下の冷却速度で７０
０〜６００℃の温度範囲まで徐冷し、以後４２０〜５２
０℃のめっき浴まで１０℃／sec以上で冷却し、４％以
上のベイナイト組織を得る。均熱処理後の冷却速度が７
℃／secより速い場合で、７００〜６００℃の徐冷終了
温度を外れる場合は、ベイナイト或いはパーライトが生
成し、フェライト相の比率が７０％以上とならない。ま
た、徐冷後の冷却速度が１０℃／sec未満ではパーライ
トの生成が生じ所望の組織が得られない。
【００３４】なお、めっき浴に浸漬するまでの恒温保持
は何ら問題はない。合金化処理は通常どおり５００〜７
５０℃程度で実施すればよく、均熱後から合金化終了ま
での過程で４％以上のベイナイト組織を生成させ、残留
するオーステナイト中にＣを濃縮し、１０℃／sec以上
の冷却速度で常温までの冷却により、４％以上のマルテ
ンサイト組織が得られる。本発明範囲の成分組成及び製
造条件であれば、合金化処理終了時に４％以上のオース
テナイトが残留するので、上述のように１０℃／sec以
上の冷却速度で、これがマルテンサイト変態される。
は何ら問題はない。合金化処理は通常どおり５００〜７
５０℃程度で実施すればよく、均熱後から合金化終了ま
での過程で４％以上のベイナイト組織を生成させ、残留
するオーステナイト中にＣを濃縮し、１０℃／sec以上
の冷却速度で常温までの冷却により、４％以上のマルテ
ンサイト組織が得られる。本発明範囲の成分組成及び製
造条件であれば、合金化処理終了時に４％以上のオース
テナイトが残留するので、上述のように１０℃／sec以
上の冷却速度で、これがマルテンサイト変態される。
【００３５】次いで、０.３〜０.８％の調質圧延を行
う。伸び率が０.３％未満では粗度が粗く、成形後の鮮
映性を損なう。０.８％超えではＹＰ(降伏点)の上昇が
著しくなるのでこれを上限とする。
う。伸び率が０.３％未満では粗度が粗く、成形後の鮮
映性を損なう。０.８％超えではＹＰ(降伏点)の上昇が
著しくなるのでこれを上限とする。
【００３６】次に本発明の実施例を示す。
【００３７】
【００３８】表１に示す化学成分の鋼を溶製し、スラブ
とした。このスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度８
７０〜９００℃で３.２mm厚まで熱間圧延し、５０℃／s
ecの平均冷却速度で、それぞれ６００℃で巻取った。酸
洗後、１.２mm厚まで冷間圧延し、表２に示す条件で焼
鈍後、引続き４４０℃の亜鉛浴でめっきを施し、５５０
℃で合金化処理を実施した。表２に示す伸び率の調質圧
延後、機械的性質を調査した。その結果を表３に示す。
とした。このスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度８
７０〜９００℃で３.２mm厚まで熱間圧延し、５０℃／s
ecの平均冷却速度で、それぞれ６００℃で巻取った。酸
洗後、１.２mm厚まで冷間圧延し、表２に示す条件で焼
鈍後、引続き４４０℃の亜鉛浴でめっきを施し、５５０
℃で合金化処理を実施した。表２に示す伸び率の調質圧
延後、機械的性質を調査した。その結果を表３に示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】表３より明らかなように、本発明例(Ｎo.
１〜Ｎo.２、Ｎo.５、Ｎo.７、Ｎo.９)は、いずれも高
強度で良好な強度−延性バランスを示し、３０Ｎ／mm2
以上のＢＨ性を有し、著しく低い降伏比(ＹＲ)を示して
いる。
１〜Ｎo.２、Ｎo.５、Ｎo.７、Ｎo.９)は、いずれも高
強度で良好な強度−延性バランスを示し、３０Ｎ／mm2
以上のＢＨ性を有し、著しく低い降伏比(ＹＲ)を示して
いる。
【００４３】これに対し、比較例(Ｎo.３〜Ｎo.４、Ｎ
o.６、Ｎo.８、Ｎo.１０〜Ｎo.１３)では、化学成分又
は製造条件が本発明範囲外であるために、組織が本発明
で狙いとする最適な複合組織とならず、降伏比が０.６
６〜０.８０と本発明例に比して高く、強度−延性バラ
ンスも良好とは言い難い。また、比較例(Ｎo.６、Ｎo.
１１〜Ｎo.１２)では、ＢＨ性も低く３０Ｎ／mm2を下ま
わっている。
o.６、Ｎo.８、Ｎo.１０〜Ｎo.１３)では、化学成分又
は製造条件が本発明範囲外であるために、組織が本発明
で狙いとする最適な複合組織とならず、降伏比が０.６
６〜０.８０と本発明例に比して高く、強度−延性バラ
ンスも良好とは言い難い。また、比較例(Ｎo.６、Ｎo.
１１〜Ｎo.１２)では、ＢＨ性も低く３０Ｎ／mm2を下ま
わっている。
【００４４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
引張強度が３９０〜６９０Ｎ／mm2程度の高強度で、降
伏比が低く、延性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融
亜鉛鋼板が容易に得られる。
引張強度が３９０〜６９０Ｎ／mm2程度の高強度で、降
伏比が低く、延性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融
亜鉛鋼板が容易に得られる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ:０.０４〜
０.１５％、Ｓi:０.２０％以下、Ｍn:１.０％〜２.５
％、Ｐ:０.０５０％以下、Ｓ:０.０２０％以下、Ａl:
０.０１０〜０.１２０％、Ｃr:０.１〜２.０％を含有
し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる成分組成を有
し、７０％以上のフェライト相と、残部がそれぞれ少な
くとも４％以上のベイナイト及びマルテンサイトの３相
の複合組織からなることを特徴とする加工性に優れた焼
付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の化学成分を有する鋼を
常法により熱間圧延した後、７００℃以下の温度で巻取
り、酸洗し、４０％以上の冷間圧延後、７８０℃以上で
１０sec以上の均熱処理に引き続いて７℃／sec以下の冷
却速度で７００〜６００℃の温度範囲まで徐冷した後、
１０℃／sec以上で冷却し、４２０〜５２０℃で溶融亜
鉛めっきを施し、次いで合金化処理を行い、１０℃／se
c以上で常温まで冷却し、０.３〜０.８％の調質圧延を
行うことを特徴とする加工性に優れた焼付硬化型高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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Publications (2)
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| JP3263143B2 JP3263143B2 (ja) | 2002-03-04 |
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-
1992
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