JPH0693331A - 伸びフランジ性の極めて優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性の極めて優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH0693331A JPH0693331A JP24531992A JP24531992A JPH0693331A JP H0693331 A JPH0693331 A JP H0693331A JP 24531992 A JP24531992 A JP 24531992A JP 24531992 A JP24531992 A JP 24531992A JP H0693331 A JPH0693331 A JP H0693331A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、伸びフランジ性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提供するもの
である。 【構成】 質量割合でＣ≦０．０１％、Ｓｉ＞０．３
％、Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．８〜２．
０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％、必要に応じてＣｒ：
０．２〜２．０％とＣａ：０．０００１〜０．００３０
％の１種以上を含有させた鋼を、巻取温度条件を限定し
た方法で熱延し、これにより得られた熱延鋼帯を常法で
酸洗および冷延後連続溶融亜鉛めっきラインを通板させ
るに際し、加熱温度と加熱中の酸化バランスの各条件を
限定する。これにより、伸びフランジ性に極めて優れた
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提供するもの
である。 【構成】 質量割合でＣ≦０．０１％、Ｓｉ＞０．３
％、Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．８〜２．
０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％、必要に応じてＣｒ：
０．２〜２．０％とＣａ：０．０００１〜０．００３０
％の１種以上を含有させた鋼を、巻取温度条件を限定し
た方法で熱延し、これにより得られた熱延鋼帯を常法で
酸洗および冷延後連続溶融亜鉛めっきラインを通板させ
るに際し、加熱温度と加熱中の酸化バランスの各条件を
限定する。これにより、伸びフランジ性に極めて優れた
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車の足廻り部材を
代表例に、バーリング加工（伸びフランジ加工）して用
いられる、引張強度が超４４０Ｎ／ｍｍ2 であり、伸び
フランジ性に極めて優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
製造する方法に係わる。
代表例に、バーリング加工（伸びフランジ加工）して用
いられる、引張強度が超４４０Ｎ／ｍｍ2 であり、伸び
フランジ性に極めて優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
製造する方法に係わる。
【０００２】
【従来の技術】自動車産業を代表例として、高い成形性
を有する高強度鋼板に対する利用者側からの要求は、昨
今のアメニティーの追究や地球規模の環境問題などから
今後益々高くなる趨勢にある。すなわち、従来にも増し
て複雑な形状を有する部材の増加、ならびに鋼板の薄手
化を行うことによる軽量化の推進である。特に、本発明
が対象としている足廻り部材は、軽量化効果がパネル類
よりも高いことが知られており、これの軽量化の重要性
は極めて高い。しかも、これは従来より高い防錆性を加
味させた上でのことであり、さらに経済的であることが
前提条件となっている。従って、高い成形性を有する高
強度高防錆性鋼板を低コストで製造する技術が必要とな
る。
を有する高強度鋼板に対する利用者側からの要求は、昨
今のアメニティーの追究や地球規模の環境問題などから
今後益々高くなる趨勢にある。すなわち、従来にも増し
て複雑な形状を有する部材の増加、ならびに鋼板の薄手
化を行うことによる軽量化の推進である。特に、本発明
が対象としている足廻り部材は、軽量化効果がパネル類
よりも高いことが知られており、これの軽量化の重要性
は極めて高い。しかも、これは従来より高い防錆性を加
味させた上でのことであり、さらに経済的であることが
前提条件となっている。従って、高い成形性を有する高
強度高防錆性鋼板を低コストで製造する技術が必要とな
る。
【０００３】従来から提案されている、伸びフランジ成
形性を向上させるための技術としては、例えば特開昭５
７−２３０２５号公報や、特開昭５８−１１７３４号公
報記載のものがある。これらは、いずれも伸びフランジ
性を阻害する硫化物系介在物を徹底的に排除するために
鋼中のＳ量を徹底的に下げ、かつ不可避的に存在するＳ
をＣａにより無害化した鋼を用い、熱延方法を工夫する
ことによりパーライトを微細にしたり、ベイナイトとす
る方法である。これらは、熱延まま材として用いられる
のが一般的であり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする考
慮が全くなされていないものであり、かつ該鋼板にする
ことが困難な技術である。さらに、例えば５４０Ｎ／ｍ
ｍ2 級でｄ／ｄｏはせいぜい１．７レベルのものであ
る。
形性を向上させるための技術としては、例えば特開昭５
７−２３０２５号公報や、特開昭５８−１１７３４号公
報記載のものがある。これらは、いずれも伸びフランジ
性を阻害する硫化物系介在物を徹底的に排除するために
鋼中のＳ量を徹底的に下げ、かつ不可避的に存在するＳ
をＣａにより無害化した鋼を用い、熱延方法を工夫する
ことによりパーライトを微細にしたり、ベイナイトとす
る方法である。これらは、熱延まま材として用いられる
のが一般的であり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする考
慮が全くなされていないものであり、かつ該鋼板にする
ことが困難な技術である。さらに、例えば５４０Ｎ／ｍ
ｍ2 級でｄ／ｄｏはせいぜい１．７レベルのものであ
る。
【０００４】一方、昨今注目されている元素としてＣｕ
がある。Ｃｕは固溶強化のみならず、ＣやＮとの複合化
合物としてではなく単独で析出し、かつ析出強化能を持
つために注目されている。これを用いた技術として特開
昭５３−７９７１７号公報や特開平１−７９３４７号公
報に記載のものなどがある。しかしながら、これらはい
ずれも合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することについ
て考慮にいれておらず、さらに高伸びフランジ性を発揮
させるための処置をとっているとは言い難い。
がある。Ｃｕは固溶強化のみならず、ＣやＮとの複合化
合物としてではなく単独で析出し、かつ析出強化能を持
つために注目されている。これを用いた技術として特開
昭５３−７９７１７号公報や特開平１−７９３４７号公
報に記載のものなどがある。しかしながら、これらはい
ずれも合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することについ
て考慮にいれておらず、さらに高伸びフランジ性を発揮
させるための処置をとっているとは言い難い。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】以上述べてきた通り、
引張強度が超４４０Ｎ／ｍｍ2 であり、かつ高い伸びフ
ランジ性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造技術
は現存せず、本発明が解決しようとするのはこの点であ
る。
引張強度が超４４０Ｎ／ｍｍ2 であり、かつ高い伸びフ
ランジ性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造技術
は現存せず、本発明が解決しようとするのはこの点であ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決する手段
として、本発明者らは鋭意検討の結果、本発明を創案し
たもので、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１） 質量割合でＣ≦０．０１％、Ｓｉ＞０．３％、
Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、
Ｎｉ：０．４〜１．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を熱延後、３５０℃以下で巻取
り、次いで常法により酸洗し、冷延して得られた鋼板を
連続溶融亜鉛めっきラインで６５０℃以上に加熱し、そ
の際溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の同鋼板表面から３
０ｎｍまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2 以下となる
ように加熱中の酸化バランスを調整し、次いで溶融亜鉛
ポットに浸漬して合金化処理を施すことを特徴とする伸
びフランジ性の極めて優れた高強度合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法。
として、本発明者らは鋭意検討の結果、本発明を創案し
たもので、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１） 質量割合でＣ≦０．０１％、Ｓｉ＞０．３％、
Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、
Ｎｉ：０．４〜１．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を熱延後、３５０℃以下で巻取
り、次いで常法により酸洗し、冷延して得られた鋼板を
連続溶融亜鉛めっきラインで６５０℃以上に加熱し、そ
の際溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の同鋼板表面から３
０ｎｍまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2 以下となる
ように加熱中の酸化バランスを調整し、次いで溶融亜鉛
ポットに浸漬して合金化処理を施すことを特徴とする伸
びフランジ性の極めて優れた高強度合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法。
【０００７】（２） さらに鋼中にＣｒ：０．２〜２．
０％とＣａ：０．０００１〜０．００３０％の何れか１
種以上を含有することを特徴とする前項１記載の伸びフ
ランジ性の極めて優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。
０％とＣａ：０．０００１〜０．００３０％の何れか１
種以上を含有することを特徴とする前項１記載の伸びフ
ランジ性の極めて優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。
【０００８】
【作用】次に、本発明の数値限定理由について詳細に説
明する。 Ｃ：Ｃは、伸びフランジ性を阻害する元素であり徹底し
て下げる必要がある。そのためには少なくとも０．０１
％以下にする必要がある。下限は特に規定しないが、現
状で達成し得るＣの下限値は０．０００５％程度であろ
う。これ以下であっても本発明は効果を発揮させること
ができる。好ましくは、０．００１０〜０．００２５％
の範囲の含有である。
明する。 Ｃ：Ｃは、伸びフランジ性を阻害する元素であり徹底し
て下げる必要がある。そのためには少なくとも０．０１
％以下にする必要がある。下限は特に規定しないが、現
状で達成し得るＣの下限値は０．０００５％程度であろ
う。これ以下であっても本発明は効果を発揮させること
ができる。好ましくは、０．００１０〜０．００２５％
の範囲の含有である。
【０００９】Ｓｉ：Ｓｉは、本発明にあっては引張強度
を高くするために必要な元素である。さらに高いＳｉが
含有されても、後に述べる連続溶融亜鉛めっきラインに
おける酸化バランスの調整を行うため、本発明範囲内の
含有は問題にならない。上限は強度に応じて決定すれば
よく、特に規定する必要はないが、２．０％を超える量
を含有させてもいたずらにコストが高くなる。好ましい
含有範囲は、０．４〜１．５％である。
を高くするために必要な元素である。さらに高いＳｉが
含有されても、後に述べる連続溶融亜鉛めっきラインに
おける酸化バランスの調整を行うため、本発明範囲内の
含有は問題にならない。上限は強度に応じて決定すれば
よく、特に規定する必要はないが、２．０％を超える量
を含有させてもいたずらにコストが高くなる。好ましい
含有範囲は、０．４〜１．５％である。
【００１０】Ｍｎ：Ｍｎも本発明にあっては引張強度を
高くするために必要な元素である。３．０％を超える含
有は実質上製鋼工程での溶製限度を超えるものであるの
で、これを上限とした。０．５〜１．５％が好ましい含
有範囲である。 Ｐ：Ｐも本発明にあっては安価に引張強度を高くするこ
とのできる元素であることから必要な元素である。Ｐは
連続溶融亜鉛めっきラインにおける合金化過程の合金化
速度を遅くすることから、上限は０．１０％とした。好
ましい含有範囲は０．０７％以下である。
高くするために必要な元素である。３．０％を超える含
有は実質上製鋼工程での溶製限度を超えるものであるの
で、これを上限とした。０．５〜１．５％が好ましい含
有範囲である。 Ｐ：Ｐも本発明にあっては安価に引張強度を高くするこ
とのできる元素であることから必要な元素である。Ｐは
連続溶融亜鉛めっきラインにおける合金化過程の合金化
速度を遅くすることから、上限は０．１０％とした。好
ましい含有範囲は０．０７％以下である。
【００１１】Ｓ：Ｓ含有量が高いと、不必要に鋼中に硫
化物を形成することになる。従って、本発明にあっては
徹底的に下げることが好ましい。そのために上限を０．
０１％に定めた。好ましくは、０．００５％以下の含有
である。 Ａｌ：Ａｌは製鋼での溶製段階における脱酸剤として必
要であり、０．０１〜０．１０％をその範囲に定めた。
化物を形成することになる。従って、本発明にあっては
徹底的に下げることが好ましい。そのために上限を０．
０１％に定めた。好ましくは、０．００５％以下の含有
である。 Ａｌ：Ａｌは製鋼での溶製段階における脱酸剤として必
要であり、０．０１〜０．１０％をその範囲に定めた。
【００１２】Ｃｕ：Ｃｕは本発明においては固溶強化元
素として用いるものであり、析出させてしまうと破断伸
び特性を劣化させてしまう。その効果を発揮させるため
には少なくとも０．８％以上の含有が必要である。上限
は、２．０％に定めた。これは、以下の理由による。現
在の熱延能力ではどうしても加熱温度を１０５０℃以下
に下げることが困難である。１０５０℃を超える熱延加
熱温度では、Ｃｕが鉄表面の粒界に濃化することが原因
とされている、いわゆるＣｕヘゲが生じる。これを避け
るためにＮｉの添加を行うが、Ｃｕの含有量が多くなる
とＮｉの含有量も多くする必要がある。Ｎｉは、コスト
の非常に高い元素であるため、Ｃｕを多く含有させるこ
とは素材コストのいたずらな上昇を招くことになる。こ
れを避けるために、Ｃｕの含有量の上限を２．０％に定
めた。好ましくは、１．０〜１．５％の含有である。も
ちろん、技術革新により、現在の熱延加熱に相当する温
度が例えば安定して１０５０℃もしくはそれ以下にでき
るようになれば、Ｎｉを添加する必要がなくなる。その
ため、Ｃｕの含有量は最終製品として得たい引張強度に
応じて変更すればよく、上限を定める必要はない。
素として用いるものであり、析出させてしまうと破断伸
び特性を劣化させてしまう。その効果を発揮させるため
には少なくとも０．８％以上の含有が必要である。上限
は、２．０％に定めた。これは、以下の理由による。現
在の熱延能力ではどうしても加熱温度を１０５０℃以下
に下げることが困難である。１０５０℃を超える熱延加
熱温度では、Ｃｕが鉄表面の粒界に濃化することが原因
とされている、いわゆるＣｕヘゲが生じる。これを避け
るためにＮｉの添加を行うが、Ｃｕの含有量が多くなる
とＮｉの含有量も多くする必要がある。Ｎｉは、コスト
の非常に高い元素であるため、Ｃｕを多く含有させるこ
とは素材コストのいたずらな上昇を招くことになる。こ
れを避けるために、Ｃｕの含有量の上限を２．０％に定
めた。好ましくは、１．０〜１．５％の含有である。も
ちろん、技術革新により、現在の熱延加熱に相当する温
度が例えば安定して１０５０℃もしくはそれ以下にでき
るようになれば、Ｎｉを添加する必要がなくなる。その
ため、Ｃｕの含有量は最終製品として得たい引張強度に
応じて変更すればよく、上限を定める必要はない。
【００１３】ここで、Ｃｕは固溶強化元素として用いる
ものであり、析出させると破断伸び特性が劣化するため
に好ましくないと説明したが、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおける溶融亜鉛浸漬後の合金化過程において、不可
避的に析出するＣｕが含まれていても本発明は十分にそ
の効果を発揮する。本発明者らはこれまでこの点につい
ても度重なる検討を行った。Ｃｕの析出は検討したもの
の中で一部のものについて、全Ｃｕ量に対し数％程度も
しくはそれ以下の析出しか認められず、Ｃｕの固溶によ
る高い破断伸び特性は維持された。
ものであり、析出させると破断伸び特性が劣化するため
に好ましくないと説明したが、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおける溶融亜鉛浸漬後の合金化過程において、不可
避的に析出するＣｕが含まれていても本発明は十分にそ
の効果を発揮する。本発明者らはこれまでこの点につい
ても度重なる検討を行った。Ｃｕの析出は検討したもの
の中で一部のものについて、全Ｃｕ量に対し数％程度も
しくはそれ以下の析出しか認められず、Ｃｕの固溶によ
る高い破断伸び特性は維持された。
【００１４】Ｎｉ：Ｎｉは上記に示した理由から含有さ
せる。そのためには、少なくとも０．４％の含有が必要
であり、１．０％までの含有で十分である。さらに、必
要に応じて、Ｃｒを０．２〜２．０％の範囲で、Ｃａを
０．０００１〜０．００３０％の範囲でいずれか一方ま
たは両方とも含有させてもよい。Ｃｒは、目的とする強
度を得るに際して、さらにＹＰを低め、破断伸びを高く
したいときに用いる。０．２％未満の含有であるとその
効果は発揮されず、２．０％を超える添加は極低炭素鋼
をベースとする本発明の場合、製鋼工程での溶製上の限
界にあるのでこれを上限とした。
せる。そのためには、少なくとも０．４％の含有が必要
であり、１．０％までの含有で十分である。さらに、必
要に応じて、Ｃｒを０．２〜２．０％の範囲で、Ｃａを
０．０００１〜０．００３０％の範囲でいずれか一方ま
たは両方とも含有させてもよい。Ｃｒは、目的とする強
度を得るに際して、さらにＹＰを低め、破断伸びを高く
したいときに用いる。０．２％未満の含有であるとその
効果は発揮されず、２．０％を超える添加は極低炭素鋼
をベースとする本発明の場合、製鋼工程での溶製上の限
界にあるのでこれを上限とした。
【００１５】Ｃａは、不可避的に鋼中に存在するＳを無
害化する必要の生じた場合に使用することができる。
０．０００１％未満ではその効果が発揮されず、０．０
０３０％を超える含有は効果が飽和するだけでなく、い
たずらにＣａ系の化合物を生成させることになるため不
適当である。好ましい含有範囲は０．００１０〜０．０
０２５％である。
害化する必要の生じた場合に使用することができる。
０．０００１％未満ではその効果が発揮されず、０．０
０３０％を超える含有は効果が飽和するだけでなく、い
たずらにＣａ系の化合物を生成させることになるため不
適当である。好ましい含有範囲は０．００１０〜０．０
０２５％である。
【００１６】次に、製造方法の限定理由について説明す
る。熱延するに際し、巻取温度は３５０℃以下とする必
要がある。これは、Ｃｕを固溶状態としておくために必
要な条件である。２００℃以下の巻取温度とすることが
より好ましい。これにより得られた熱延鋼帯を常法で酸
洗後冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインを通す。
る。熱延するに際し、巻取温度は３５０℃以下とする必
要がある。これは、Ｃｕを固溶状態としておくために必
要な条件である。２００℃以下の巻取温度とすることが
より好ましい。これにより得られた熱延鋼帯を常法で酸
洗後冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインを通す。
【００１７】この連続溶融亜鉛めっきラインを通板させ
るに際し、６５０℃以上に加熱する必要がある。これ
は、この連続溶融亜鉛めっきラインに加熱する工程があ
るためのみならず、この加熱時に後述する酸化バランス
の調整をする必要があるために行うが、この際、Ｃｕの
不必要な析出を防止するために６５０℃以上を加熱温度
の範囲とした。本発明は、熱延工程で変態して得られた
フェライトを主とする組織をそのまま用いればよく、冷
延した場合のように再結晶させる必要がない。その観点
から、Ｃｕの析出しない最低温度以上であれば低いほど
経済的である。上限はその意味から特に規定しないが、
現状の連続溶融亜鉛めっきラインであれば９００℃が能
力最高であろう。
るに際し、６５０℃以上に加熱する必要がある。これ
は、この連続溶融亜鉛めっきラインに加熱する工程があ
るためのみならず、この加熱時に後述する酸化バランス
の調整をする必要があるために行うが、この際、Ｃｕの
不必要な析出を防止するために６５０℃以上を加熱温度
の範囲とした。本発明は、熱延工程で変態して得られた
フェライトを主とする組織をそのまま用いればよく、冷
延した場合のように再結晶させる必要がない。その観点
から、Ｃｕの析出しない最低温度以上であれば低いほど
経済的である。上限はその意味から特に規定しないが、
現状の連続溶融亜鉛めっきラインであれば９００℃が能
力最高であろう。
【００１８】また、ここで加熱するに際し、溶融亜鉛ポ
ットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまでのＳｉ
濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2 以下となるように加熱中の酸
化バランスを調整する必要がある。これは、常法では難
めっき性を示すＳｉやＰを含有する鋼にめっきを施すの
に必要な条件であり、これを本発明において用いる。Ｓ
ｉ濃化量が１．５ｍｇ／ｍ2 を超えると不めっきが生じ
たり、合金化速度が遅くなることから通板速度を遅くす
ることによるコスト増などの不具合が生じる。
ットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまでのＳｉ
濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2 以下となるように加熱中の酸
化バランスを調整する必要がある。これは、常法では難
めっき性を示すＳｉやＰを含有する鋼にめっきを施すの
に必要な条件であり、これを本発明において用いる。Ｓ
ｉ濃化量が１．５ｍｇ／ｍ2 を超えると不めっきが生じ
たり、合金化速度が遅くなることから通板速度を遅くす
ることによるコスト増などの不具合が生じる。
【００１９】
実施例１ 表１に示す供試鋼を転炉ならびに真空脱ガス設備等の二
次精錬設備で溶製し、連続鋳造によりスラブとした。本
表のうち、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉは本
発明範囲にあるものであり、その他は表中に示した下線
の成分について本発明範囲外のものである。これらを熱
延加熱温度＝１１２０℃、仕上圧延終了温度＝９２０
℃、巻取温度＝５０〜１５０℃の条件で熱延し、板厚
２．６ｍｍのコイルとした。この熱延コイルを常法によ
り酸洗後、０．８ｍｍまで冷延し、最高加熱温度＝７５
０℃の条件で連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた。
なお、溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３
０ｎｍでのＳｉ濃化量が１．３ｍｇ／ｍ2 以下になるよ
うに加熱中の酸化バランスを調整した。なお、溶融亜鉛
ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまでのＳ
ｉ濃化量の測定は、本発明者らの度重なる検討から、実
ラインと同じヒートサイクルによる実験室での焼鈍試験
後の表面分析から求める方法を採用した。これに常法の
調質圧延を０．８〜１．０％施し、製品とした。なお、
製品段階でのめっき付着量は、４０〜５０ｇ／ｍ2 であ
った。
次精錬設備で溶製し、連続鋳造によりスラブとした。本
表のうち、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉは本
発明範囲にあるものであり、その他は表中に示した下線
の成分について本発明範囲外のものである。これらを熱
延加熱温度＝１１２０℃、仕上圧延終了温度＝９２０
℃、巻取温度＝５０〜１５０℃の条件で熱延し、板厚
２．６ｍｍのコイルとした。この熱延コイルを常法によ
り酸洗後、０．８ｍｍまで冷延し、最高加熱温度＝７５
０℃の条件で連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた。
なお、溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３
０ｎｍでのＳｉ濃化量が１．３ｍｇ／ｍ2 以下になるよ
うに加熱中の酸化バランスを調整した。なお、溶融亜鉛
ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまでのＳ
ｉ濃化量の測定は、本発明者らの度重なる検討から、実
ラインと同じヒートサイクルによる実験室での焼鈍試験
後の表面分析から求める方法を採用した。これに常法の
調質圧延を０．８〜１．０％施し、製品とした。なお、
製品段階でのめっき付着量は、４０〜５０ｇ／ｍ2 であ
った。
【００２０】このようにして得た製品の機械試験値とめ
っき特性を評価した。引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１記
載の５号試験片を用い、同Ｚ２２４１記載の方法に従っ
て行い、降伏点強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、破断伸びＥｌ
を測定した。また、伸びフランジ性は穴拡げ試験による
穴拡げ比で評価した。すなわち、製品を２５０ｍｍの正
方形に切り出し、その中心にポンチ直径＝２０ｍｍ、ダ
イス直径＝２０．５ｍｍ（ｄｏ）による打ち抜きを施し
た。この打ち抜き穴を３０度の頂角を有する円錐ポンチ
で押しひろげ、割れが板厚を貫通した時点で押しひろげ
を止め、その穴径（ｄ）を測定し、ｄ／ｄｏを穴拡げ比
とした。なお、グランクのしわ押さえは６０トンとし
た。
っき特性を評価した。引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１記
載の５号試験片を用い、同Ｚ２２４１記載の方法に従っ
て行い、降伏点強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、破断伸びＥｌ
を測定した。また、伸びフランジ性は穴拡げ試験による
穴拡げ比で評価した。すなわち、製品を２５０ｍｍの正
方形に切り出し、その中心にポンチ直径＝２０ｍｍ、ダ
イス直径＝２０．５ｍｍ（ｄｏ）による打ち抜きを施し
た。この打ち抜き穴を３０度の頂角を有する円錐ポンチ
で押しひろげ、割れが板厚を貫通した時点で押しひろげ
を止め、その穴径（ｄ）を測定し、ｄ／ｄｏを穴拡げ比
とした。なお、グランクのしわ押さえは６０トンとし
た。
【００２１】さらに、めっき特性としてはＺｎ−Ｆｅ合
金層の鉄含有率、外観観察、およびパウダリング性を評
価した。鉄含有量は分析して、パウダリング性は６０度
のＶ曲げ、曲げ戻し後ポンチ側のテープ剥離幅で表裏を
評価した。従来の実績から板厚が２．６ｍｍの場合では
この剥離幅が１５ｍｍ以下でパウダリング性は問題ない
レベルとしている。
金層の鉄含有率、外観観察、およびパウダリング性を評
価した。鉄含有量は分析して、パウダリング性は６０度
のＶ曲げ、曲げ戻し後ポンチ側のテープ剥離幅で表裏を
評価した。従来の実績から板厚が２．６ｍｍの場合では
この剥離幅が１５ｍｍ以下でパウダリング性は問題ない
レベルとしている。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】表２中、Ｎｏ．のアルファベットは表１に
対応したものである。表２にあるように、本発明による
方法はいずれもｄ／ｄｏ≧２．２の優れた伸びフランジ
性を示し、かつめっき特性も優れたものとなった。比較
法であるＪｌ材は、鋼中のＣ量が高いためにｄ／ｄｏが
本発明鋼に比べ低くなった。Ｌｌ材は、Ｓ量が高いため
これも本発明鋼に比べｄ／ｄｏが低くなった。Ｋｌ材は
Ｐ量が高いために溶融めっき後合金化させることができ
なかった。
対応したものである。表２にあるように、本発明による
方法はいずれもｄ／ｄｏ≧２．２の優れた伸びフランジ
性を示し、かつめっき特性も優れたものとなった。比較
法であるＪｌ材は、鋼中のＣ量が高いためにｄ／ｄｏが
本発明鋼に比べ低くなった。Ｌｌ材は、Ｓ量が高いため
これも本発明鋼に比べｄ／ｄｏが低くなった。Ｋｌ材は
Ｐ量が高いために溶融めっき後合金化させることができ
なかった。
【００２５】実施例２ 表１の鋼Ｅを用い、熱延と実施例１に示したＥｌと同じ
条件で圧延した鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインを通板
させるに際し、表３に示すような、鋼板表面から３０ｎ
ｍでのＳｉ濃化量になるように調整した。なお、最高加
熱温度は７５０℃とした。これにより得られた製品のめ
っき外観を評価した。
条件で圧延した鋼帯を連続溶融亜鉛めっきラインを通板
させるに際し、表３に示すような、鋼板表面から３０ｎ
ｍでのＳｉ濃化量になるように調整した。なお、最高加
熱温度は７５０℃とした。これにより得られた製品のめ
っき外観を評価した。
【００２６】
【表３】
【００２７】
【発明の効果】本発明によれば、伸びフランジ性に極め
て優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が工業的にか
つ経済的に製造でき、昨今の環境問題に対して苦慮して
いる産業界、とりわけ自動車産業に寄与する貢献度は多
大なものである。
て優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が工業的にか
つ経済的に製造でき、昨今の環境問題に対して苦慮して
いる産業界、とりわけ自動車産業に寄与する貢献度は多
大なものである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２３Ｃ 2/28
Claims (2)
- 【請求項１】 質量割合でＣ≦０．０１％、 Ｓｉ＞０．３％、 Ｍｎ≦３．０％、 Ｐ≦０．１０％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：０．８〜２．０％、 Ｎｉ：０．４〜１．０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
熱延後、３５０℃以下で巻取り、次いで常法により酸洗
し、冷延して得られた鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン
で６５０℃以上に加熱し、その際溶融亜鉛ポットに浸漬
させる前の同鋼板表面から３０ｎｍまでのＳｉ濃化量を
１．５ｍｇ／ｍ2 以下となるように加熱中の酸化バラン
スを調整し、次いで溶融亜鉛ポットに浸漬して合金化処
理を施すことを特徴とする伸びフランジ性の極めて優れ
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 さらに鋼中にＣｒ：０．２〜２．０％と
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％の何れか１種以上
を含有することを特徴とする請求項１記載の伸びフラン
ジ性の極めて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 |
|---|---|---|---|
| JP24531992A JPH0693331A (ja) | 1992-09-14 | 1992-09-14 | 伸びフランジ性の極めて優れた高強度合金化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 |
|---|---|---|---|
| JP24531992A JPH0693331A (ja) | 1992-09-14 | 1992-09-14 | 伸びフランジ性の極めて優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0693331A true JPH0693331A (ja) | 1994-04-05 |
Family
ID=17131896
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24531992A Withdrawn JPH0693331A (ja) | 1992-09-14 | 1992-09-14 | 伸びフランジ性の極めて優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0693331A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007024260A (ja) * | 2005-07-20 | 2007-02-01 | Ntn Corp | 転動部品およびこれを用いた転がり軸受 |
-
1992
- 1992-09-14 JP JP24531992A patent/JPH0693331A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007024260A (ja) * | 2005-07-20 | 2007-02-01 | Ntn Corp | 転動部品およびこれを用いた転がり軸受 |
| JP4608379B2 (ja) * | 2005-07-20 | 2011-01-12 | Ｎｔｎ株式会社 | 転動部品およびこれを用いた転がり軸受 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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