JPH08134591A - プレス成形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法 - Google Patents
プレス成形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法Info
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- JPH08134591A JPH08134591A JP26998494A JP26998494A JPH08134591A JP H08134591 A JPH08134591 A JP H08134591A JP 26998494 A JP26998494 A JP 26998494A JP 26998494 A JP26998494 A JP 26998494A JP H08134591 A JPH08134591 A JP H08134591A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｃ：０．０２〜０．１４％、Ｍｎ：１．２〜
３．０％、Ｃｒ：０．３〜１．５％を含有すると共に、
「２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％」の関係を満た
す範囲で含有する鋼板を溶融亜鉛めっき後合金化熱処理
してなり、金属組織が面積率でフェライト相：５０％以
上とベイナイト相：３〜１５％およびマルテンサイト
相：５〜２０％よりなる３相組織の高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板とその製法を開示する。 【効果】 高強度で且つ降伏比が低く、しかも優れた伸
びと伸びフランジ性を兼ね備えたプレス成形に優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。
３．０％、Ｃｒ：０．３〜１．５％を含有すると共に、
「２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％」の関係を満た
す範囲で含有する鋼板を溶融亜鉛めっき後合金化熱処理
してなり、金属組織が面積率でフェライト相：５０％以
上とベイナイト相：３〜１５％およびマルテンサイト
相：５〜２０％よりなる３相組織の高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板とその製法を開示する。 【効果】 高強度で且つ降伏比が低く、しかも優れた伸
びと伸びフランジ性を兼ね備えたプレス成形に優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、プレス成形性の改善さ
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製法に関
し、特に４４０〜５９０Ｎ／ｍｍ2 レベルの引張強度を
有すると共に降伏点が低く、伸びおよび伸びフランジ性
の改善された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそ
の製法に関するものである。
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製法に関
し、特に４４０〜５９０Ｎ／ｍｍ2 レベルの引張強度を
有すると共に降伏点が低く、伸びおよび伸びフランジ性
の改善された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそ
の製法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用あるいは家庭電気製品用の外板
材等においては、耐食性の観点から亜鉛めっき鋼板が広
く使用されている。また自動車用外板材等においては、
燃費向上や排ガス低減などを目的として車体の軽量化が
進められ、殊にメンバー部品等では部品の薄肉・軽量
化、コンパクト化のため高強度亜鉛めっき鋼板の使用頻
度が増大してきている。現在では４４０〜５９０Ｎ／ｍ
ｍ2 レベルの引張強度を有し、その表面に亜鉛めっきを
施した高強度防錆鋼板が用いられており、中でも溶融亜
鉛めっき後に合金化熱処理を施した合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板は、優れた防錆能に加えて厚目付が可能であると
いった特徴を有しているところから、上記の様な用途を
始めとして広く使用されている。
材等においては、耐食性の観点から亜鉛めっき鋼板が広
く使用されている。また自動車用外板材等においては、
燃費向上や排ガス低減などを目的として車体の軽量化が
進められ、殊にメンバー部品等では部品の薄肉・軽量
化、コンパクト化のため高強度亜鉛めっき鋼板の使用頻
度が増大してきている。現在では４４０〜５９０Ｎ／ｍ
ｍ2 レベルの引張強度を有し、その表面に亜鉛めっきを
施した高強度防錆鋼板が用いられており、中でも溶融亜
鉛めっき後に合金化熱処理を施した合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板は、優れた防錆能に加えて厚目付が可能であると
いった特徴を有しているところから、上記の様な用途を
始めとして広く使用されている。
【０００３】ところが、鋼板のプレス成形性は一般に高
強度化が進むにつれて低下するので、従来から汎用され
てきた軟鋼性の自動車用メンバー部材などの代用として
上記の様な高強度鋼板を使用すると、伸びあるいは伸び
フランジ性不足による加工割れ、あるいは降伏強度が高
いことに起因する寸法精度の低下などの問題が生じてく
る。そこで従来は、部品に求められる強度特性をある程
度犠牲にしても、プレス成形性（伸びや伸びフランジ性
など）に重点をおいた素材を選定し、強度については板
厚を大きくすることによって対応しているのが実状であ
り、薄肉・軽量化の要請に逆行する。従って上記要望に
沿うためには、４４０〜５９０Ｎ／mm2レベルの高強度
を有すると共に、優れた伸びおよび伸びフランジ性と低
降伏点の３つの特性を満足し得る様な亜鉛めっき鋼板の
開発が求められている。
強度化が進むにつれて低下するので、従来から汎用され
てきた軟鋼性の自動車用メンバー部材などの代用として
上記の様な高強度鋼板を使用すると、伸びあるいは伸び
フランジ性不足による加工割れ、あるいは降伏強度が高
いことに起因する寸法精度の低下などの問題が生じてく
る。そこで従来は、部品に求められる強度特性をある程
度犠牲にしても、プレス成形性（伸びや伸びフランジ性
など）に重点をおいた素材を選定し、強度については板
厚を大きくすることによって対応しているのが実状であ
り、薄肉・軽量化の要請に逆行する。従って上記要望に
沿うためには、４４０〜５９０Ｎ／mm2レベルの高強度
を有すると共に、優れた伸びおよび伸びフランジ性と低
降伏点の３つの特性を満足し得る様な亜鉛めっき鋼板の
開発が求められている。
【０００４】ところで、特開昭５５−１２２８２１号、
同５６−４７５５５号、同５６−１４２８２１号公報等
には、鋼材の成分組成を特定すると共に溶融亜鉛めっき
前に行なわれる熱処理温度やその後の冷却条件、更には
溶融亜鉛めっき処理後の合金化熱処理条件などを制御
し、低温変態組織を適正にコントロールすることによ
り、高強度で且つ降伏点が低くしかも伸びの良好な合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が開示されてい
る。しかしながらこれらの鋼板では、自動車用メンバー
部品材として極めて重要な要求特性とされる伸びフラン
ジ性については何ら言及されていない。
同５６−４７５５５号、同５６−１４２８２１号公報等
には、鋼材の成分組成を特定すると共に溶融亜鉛めっき
前に行なわれる熱処理温度やその後の冷却条件、更には
溶融亜鉛めっき処理後の合金化熱処理条件などを制御
し、低温変態組織を適正にコントロールすることによ
り、高強度で且つ降伏点が低くしかも伸びの良好な合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が開示されてい
る。しかしながらこれらの鋼板では、自動車用メンバー
部品材として極めて重要な要求特性とされる伸びフラン
ジ性については何ら言及されていない。
【０００５】上記公報開示の技術のうち特開昭５５−１
２２８２１号公報では、適量のＭｎとＣｒを含む低炭素
鋼材を使用し、溶融亜鉛めっき処理前に行なわれる熱処
理条件や冷却条件を制御すると共に、溶融亜鉛めっき後
の合金化熱処理条件をうまくコントロールすることによ
り、低温変態組織としてマルテンサイトを生成させてフ
ェライトとマルテンサイトとの混合組織とし、上記の様
な強度レベルを確保しつつ加工性を改善する方法が開示
されている。ところが本発明者らが確認したところによ
ると、この方法によって得られる合金化溶融亜鉛めっき
鋼板は均一変形能においては良好な性能を示すものの、
硬質なマルテンサイト組織と軟質なフェライト組織の界
面で変形量の差に由来するミクロボイドが発生し易く、
局部変形能に劣るものであって伸びフランジ性に欠ける
という問題を残している。
２２８２１号公報では、適量のＭｎとＣｒを含む低炭素
鋼材を使用し、溶融亜鉛めっき処理前に行なわれる熱処
理条件や冷却条件を制御すると共に、溶融亜鉛めっき後
の合金化熱処理条件をうまくコントロールすることによ
り、低温変態組織としてマルテンサイトを生成させてフ
ェライトとマルテンサイトとの混合組織とし、上記の様
な強度レベルを確保しつつ加工性を改善する方法が開示
されている。ところが本発明者らが確認したところによ
ると、この方法によって得られる合金化溶融亜鉛めっき
鋼板は均一変形能においては良好な性能を示すものの、
硬質なマルテンサイト組織と軟質なフェライト組織の界
面で変形量の差に由来するミクロボイドが発生し易く、
局部変形能に劣るものであって伸びフランジ性に欠ける
という問題を残している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の様な
状況に着目してなされたものであって、その目的は、４
４０〜５９０Ｎ／ｍｍ2 レベルの引張強度を確保しつ
つ、低降伏比で伸びおよび伸びフランジ性の何れにおい
ても優れた性能を示す様な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
提供しようとするものである。
状況に着目してなされたものであって、その目的は、４
４０〜５９０Ｎ／ｍｍ2 レベルの引張強度を確保しつ
つ、低降伏比で伸びおよび伸びフランジ性の何れにおい
ても優れた性能を示す様な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の構成は、Ｃ：０．０２〜０．１４％を含有すると共
に、Ｍｎ：１．２〜３．０％とＣｒ：０．３〜１．５％
を、下記式の関係を満たす範囲で含有する鋼板 ２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％ を溶融亜鉛めっき後合金化熱処理してなり、金属組織が
面積率でフェライト相：５０％以上とベイナイト相：３
〜１５％およびマルテンサイト相：５〜２０％よりなる
３相組織であるところに要旨が存在する。
のできた本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の構成は、Ｃ：０．０２〜０．１４％を含有すると共
に、Ｍｎ：１．２〜３．０％とＣｒ：０．３〜１．５％
を、下記式の関係を満たす範囲で含有する鋼板 ２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％ を溶融亜鉛めっき後合金化熱処理してなり、金属組織が
面積率でフェライト相：５０％以上とベイナイト相：３
〜１５％およびマルテンサイト相：５〜２０％よりなる
３相組織であるところに要旨が存在する。
【０００８】また本発明に係る製法の構成は、上記成分
組成の要件を満足する鋼板を、 均熱温度Ａｃ1 点以上の温度で焼鈍し、４００〜６０
０℃まで１０℃／秒以上の速度で冷却してから同温度域
で５秒〜１０分間保持し、次いで溶融亜鉛めっきを行な
った後Ａｃ1 点以下の温度で合金化熱処理を行なうか、
あるいは 均熱温度Ａｃ1 点以上の温度で焼鈍し、次いで溶融亜
鉛めっきを行なった後Ａｃ1 点以下の温度で合金化熱処
理を行ない、その後４００〜６００℃まで１０℃／秒以
上の速度で冷却してから同温度域で５秒〜１０分間保持
する ことにより、上記金属組織の要件を満足するプレス成形
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
ところに要旨を有するものである。
組成の要件を満足する鋼板を、 均熱温度Ａｃ1 点以上の温度で焼鈍し、４００〜６０
０℃まで１０℃／秒以上の速度で冷却してから同温度域
で５秒〜１０分間保持し、次いで溶融亜鉛めっきを行な
った後Ａｃ1 点以下の温度で合金化熱処理を行なうか、
あるいは 均熱温度Ａｃ1 点以上の温度で焼鈍し、次いで溶融亜
鉛めっきを行なった後Ａｃ1 点以下の温度で合金化熱処
理を行ない、その後４００〜６００℃まで１０℃／秒以
上の速度で冷却してから同温度域で５秒〜１０分間保持
する ことにより、上記金属組織の要件を満足するプレス成形
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
ところに要旨を有するものである。
【０００９】
【作用】上記の様に本発明では、成分組成の特定された
鋼板を使用し、溶融亜鉛めっき処理の前もしくは後に適
正な温度で熱処理を行なった後、所定温度まで急冷して
から所定時間保持することにより、熱処理時に生成した
オーステナイト相を、フェライトと適量のベイナイトお
よびマルテンサイトを含む３相混合組織とし、それによ
り高強度で且つ降伏比が低く、しかも優れた伸びと伸び
フランジ性を兼ね備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得
ることに成功したものであり、以下それらの構成要件を
定めた理由を詳細に説明する。
鋼板を使用し、溶融亜鉛めっき処理の前もしくは後に適
正な温度で熱処理を行なった後、所定温度まで急冷して
から所定時間保持することにより、熱処理時に生成した
オーステナイト相を、フェライトと適量のベイナイトお
よびマルテンサイトを含む３相混合組織とし、それによ
り高強度で且つ降伏比が低く、しかも優れた伸びと伸び
フランジ性を兼ね備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得
ることに成功したものであり、以下それらの構成要件を
定めた理由を詳細に説明する。
【００１０】まず、鋼板の成分組成を定めた理由を明確
にする。 Ｃ：０．０２〜０．１４％ Ｃは、高強度を確保するのに欠くことのできない元素で
あり、しかもオーステナイト化後の冷却によって生成す
る低温変態生成物の量や形態にも影響を及ぼし、伸びお
よび伸びフランジ性の向上にも影響する。本発明では、
４４０Ｎ／mm2以上の引張強度を確保することの必要
上、Ｃ量を０．０２％以上と定めた。しかしＣ量が過度
に多くなると、強度は高まるものの硬質化が進んで成形
性が悪くなり、また溶接性にも悪影響が現われてくるの
で、０．１４％を上限とする。Ｃのより好ましい含有率
は０．０４〜０．１２％の範囲である。
にする。 Ｃ：０．０２〜０．１４％ Ｃは、高強度を確保するのに欠くことのできない元素で
あり、しかもオーステナイト化後の冷却によって生成す
る低温変態生成物の量や形態にも影響を及ぼし、伸びお
よび伸びフランジ性の向上にも影響する。本発明では、
４４０Ｎ／mm2以上の引張強度を確保することの必要
上、Ｃ量を０．０２％以上と定めた。しかしＣ量が過度
に多くなると、強度は高まるものの硬質化が進んで成形
性が悪くなり、また溶接性にも悪影響が現われてくるの
で、０．１４％を上限とする。Ｃのより好ましい含有率
は０．０４〜０．１２％の範囲である。
【００１１】Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｃｒ：０．３〜
１．５％ ２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％ 本発明では、特に降伏比を下げると共に伸びと伸びフラ
ンジ性を両立させるための要件として、前述の如く低温
変態生成物をフェライト相、ベイナイト相およびマルテ
ンサイト相の３相複合組織とすることが極めて重要であ
り、ＭｎとＣｒは、熱処理時にオーステナイト相中にＣ
を濃化させ、安定度を高めることにより冷却時における
マルテンサイトの生成を助長する作用を有している。図
１は、後述する実施例を含めてＭｎとＣｒの含有量が低
温変態組織に与える影響をグラフ化して示したものであ
り、低温変態生成物を本発明で意図するフェライト＋ベ
イナイト＋マルテンサイトの３相混合組織とするには、
（Ｍｎ＋Ｃｒ）を２．０〜３．５の範囲に設定する必要
があり、２．０％未満では適度のマルテンサイトがえら
れず、低温変態生成物がベイナイトあるいはパーライト
となって低降伏比化と高伸び化の目的が達成できなくな
る。一方この値が３．５％を超えると、低温変態生成物
がマルテンサイト単相となり、満足な伸びフランジ性が
確保できなくなる。
１．５％ ２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％ 本発明では、特に降伏比を下げると共に伸びと伸びフラ
ンジ性を両立させるための要件として、前述の如く低温
変態生成物をフェライト相、ベイナイト相およびマルテ
ンサイト相の３相複合組織とすることが極めて重要であ
り、ＭｎとＣｒは、熱処理時にオーステナイト相中にＣ
を濃化させ、安定度を高めることにより冷却時における
マルテンサイトの生成を助長する作用を有している。図
１は、後述する実施例を含めてＭｎとＣｒの含有量が低
温変態組織に与える影響をグラフ化して示したものであ
り、低温変態生成物を本発明で意図するフェライト＋ベ
イナイト＋マルテンサイトの３相混合組織とするには、
（Ｍｎ＋Ｃｒ）を２．０〜３．５の範囲に設定する必要
があり、２．０％未満では適度のマルテンサイトがえら
れず、低温変態生成物がベイナイトあるいはパーライト
となって低降伏比化と高伸び化の目的が達成できなくな
る。一方この値が３．５％を超えると、低温変態生成物
がマルテンサイト単相となり、満足な伸びフランジ性が
確保できなくなる。
【００１２】また、Ｍｎ量が１．２％未満では、上記３
相混合組織を確保するために必要なＣｒ量が多くなり溶
融亜鉛めっき性が低下する。一方Ｍｎ量が３．０％を超
えると、熱間圧延，冷間圧延での変形抵抗が高くなり、
工業的規模での実現性を欠くものとなるので３．０％を
上限とする。Ｃｒ量はオーステナイトを安定化するため
に有効であり、０．３％未満では上記３相混合組織を得
るための均熱処理後の冷却速度を極端に速くしなければ
ならなくなり、工業的実現性を欠くものとなる。一方Ｃ
ｒ量が多くなり過ぎると、溶融亜鉛めっき性に悪影響が
現われてくるので１．５％を上限とする。本発明で用い
られる鋼板の必須構成元素は上記の通りであるが、これ
ら基本元素に加えて次の様な元素を少量含むものであっ
ても構わない。
相混合組織を確保するために必要なＣｒ量が多くなり溶
融亜鉛めっき性が低下する。一方Ｍｎ量が３．０％を超
えると、熱間圧延，冷間圧延での変形抵抗が高くなり、
工業的規模での実現性を欠くものとなるので３．０％を
上限とする。Ｃｒ量はオーステナイトを安定化するため
に有効であり、０．３％未満では上記３相混合組織を得
るための均熱処理後の冷却速度を極端に速くしなければ
ならなくなり、工業的実現性を欠くものとなる。一方Ｃ
ｒ量が多くなり過ぎると、溶融亜鉛めっき性に悪影響が
現われてくるので１．５％を上限とする。本発明で用い
られる鋼板の必須構成元素は上記の通りであるが、これ
ら基本元素に加えて次の様な元素を少量含むものであっ
ても構わない。
【００１３】Ｓｉ：０．５％以下 少量であれば低温変態生成物や合金化挙動に与える影響
は少なく、不可避不純物として無視できるが、０．５％
を超えると溶融亜鉛めっきの密着性に悪影響を及ぼす。 Ｐ：０．０２５％以下 固溶強化能の高い元素であり、フェライトを強化する成
分として積極的に含有させることがあるが、０．０２５
％を超えると延性を劣化させる他、溶融亜鉛めっき後の
合金化を阻害したりめっきむらを起こす原因になる。
は少なく、不可避不純物として無視できるが、０．５％
を超えると溶融亜鉛めっきの密着性に悪影響を及ぼす。 Ｐ：０．０２５％以下 固溶強化能の高い元素であり、フェライトを強化する成
分として積極的に含有させることがあるが、０．０２５
％を超えると延性を劣化させる他、溶融亜鉛めっき後の
合金化を阻害したりめっきむらを起こす原因になる。
【００１４】Ａｌ：０．０１〜０．１％ ０．０１％程度以上を積極的に含有させることにより脱
酸剤としての機能が有効に発揮されるが、０．１％を超
えて過度に含有させると、非酸化物系介在物の増大によ
って表面性状を悪化させる。 Ｎ：０．０１２％以下 Ｎ量が多くなると、Ａｌ窒化物が多くなって鋼の延性が
著しく低下するので、０．０１２％以下に抑えなければ
ならない。
酸剤としての機能が有効に発揮されるが、０．１％を超
えて過度に含有させると、非酸化物系介在物の増大によ
って表面性状を悪化させる。 Ｎ：０．０１２％以下 Ｎ量が多くなると、Ａｌ窒化物が多くなって鋼の延性が
著しく低下するので、０．０１２％以下に抑えなければ
ならない。
【００１５】本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板
は、上記成分組成の要件を満たすと共に、最終製品とし
ての金属組織がフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイ
トの３相混合組織を有し、且つそれらの金属組織が面積
率でフェライト相：５０％以上、ベイナイト相：３〜１
５％、マルテンサイト相：５〜２０％を含むものでなけ
ればならない。即ち、軟質のフェライト相と硬質のマル
テンサイト及びベイナイトとの３相混合組織とすること
により、本発明で意図する高強度且つ低降伏比でしかも
高伸びと高伸びフランジ性を兼ね備えたものを得ること
ができるのである。
は、上記成分組成の要件を満たすと共に、最終製品とし
ての金属組織がフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイ
トの３相混合組織を有し、且つそれらの金属組織が面積
率でフェライト相：５０％以上、ベイナイト相：３〜１
５％、マルテンサイト相：５〜２０％を含むものでなけ
ればならない。即ち、軟質のフェライト相と硬質のマル
テンサイト及びベイナイトとの３相混合組織とすること
により、本発明で意図する高強度且つ低降伏比でしかも
高伸びと高伸びフランジ性を兼ね備えたものを得ること
ができるのである。
【００１６】しかして、硬質相がマルテンサイトだけで
ある場合は、均一伸びは良好であるものの、母相である
フェライト相との硬度差が大き過ぎるため、プレス成形
時に変形を受けたときに組織界面でボイドが発生し、満
足のいく伸びフランジ性が得られなくなる。また、硬質
相がベイナイトだけである場合は、母相であるフェライ
ト相との硬度差が小さいため伸びフランジ性は良好にな
るが、硬度差不足のため複合組織としての特徴が有効に
発揮されなくなり、低降伏比化、高伸び化の目的が達成
できなくなる。しかしながら、母相であるフェライト相
を５０％以上とすることによりプレス成形性の向上に必
要な最小限の加工性を確保し、且つ硬質相としてのマル
テンサイト相を５〜２０％とすることにより硬度差を活
用した低降伏比化と高伸び化の目的を果たし、更にフェ
ライト相よりも硬質で且つマルテンサイト相よりも軟質
であるベイナイト相を３〜１５％共存させることによ
り、前述の様な硬度差に起因するミクロボイドの発生を
抑制して伸びフランジ性の低下を防止することにより、
４４０〜５９０Ｎ／ｍｍ2 レベルの引張強度を有すると
共に降伏比が低く、且つ優れた伸びおよび伸びフランジ
性を兼ね備えた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得ら
れるのである。
ある場合は、均一伸びは良好であるものの、母相である
フェライト相との硬度差が大き過ぎるため、プレス成形
時に変形を受けたときに組織界面でボイドが発生し、満
足のいく伸びフランジ性が得られなくなる。また、硬質
相がベイナイトだけである場合は、母相であるフェライ
ト相との硬度差が小さいため伸びフランジ性は良好にな
るが、硬度差不足のため複合組織としての特徴が有効に
発揮されなくなり、低降伏比化、高伸び化の目的が達成
できなくなる。しかしながら、母相であるフェライト相
を５０％以上とすることによりプレス成形性の向上に必
要な最小限の加工性を確保し、且つ硬質相としてのマル
テンサイト相を５〜２０％とすることにより硬度差を活
用した低降伏比化と高伸び化の目的を果たし、更にフェ
ライト相よりも硬質で且つマルテンサイト相よりも軟質
であるベイナイト相を３〜１５％共存させることによ
り、前述の様な硬度差に起因するミクロボイドの発生を
抑制して伸びフランジ性の低下を防止することにより、
４４０〜５９０Ｎ／ｍｍ2 レベルの引張強度を有すると
共に降伏比が低く、且つ優れた伸びおよび伸びフランジ
性を兼ね備えた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得ら
れるのである。
【００１７】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上
記の様な成分組成の要件を満足する鋼材を常法に従って
熱間圧延した後酸洗を行ない、次いで適度の肉厚まで冷
間圧延した後、均熱処理してから溶融亜鉛めっきと合金
化熱処理を行ない、あるいは溶融亜鉛めっきおよび合金
化熱処理の後に均熱処理することによって得られる。熱
間圧延は常法に従って行なえばよく、好ましいのは加熱
温度：１０００〜１３００℃、仕上げ温度：８００〜９
５０℃、仕上げ圧延後の冷却速度：３０〜１２０℃／
秒、巻取温度：６００℃以下である。また冷間圧延は、
生産性を高める意味から３０％程度以上の圧下率で行な
うのが一般的である。
記の様な成分組成の要件を満足する鋼材を常法に従って
熱間圧延した後酸洗を行ない、次いで適度の肉厚まで冷
間圧延した後、均熱処理してから溶融亜鉛めっきと合金
化熱処理を行ない、あるいは溶融亜鉛めっきおよび合金
化熱処理の後に均熱処理することによって得られる。熱
間圧延は常法に従って行なえばよく、好ましいのは加熱
温度：１０００〜１３００℃、仕上げ温度：８００〜９
５０℃、仕上げ圧延後の冷却速度：３０〜１２０℃／
秒、巻取温度：６００℃以下である。また冷間圧延は、
生産性を高める意味から３０％程度以上の圧下率で行な
うのが一般的である。
【００１８】溶融亜鉛めっきおよび合金化熱処理に先立
って行なわれ、あるいは合金化熱処理の後に行なわれる
均熱処理温度とその後の冷却速度は、上記３相混合組織
を得るうえで極めて重要であり、Ａｃ1 点以上（好まし
くは７８０〜９００℃程度）の温度で焼鈍した後、４０
０〜６００℃までを１０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却
し、同温度域で５秒〜１０分間保持することが必要とな
る。４００〜６００℃の温度で５秒〜１０分間保持とす
ることで、所定のフェライトとベイナイト組織が得られ
る。４００℃よりも低い場合にはベイナイトの量が３％
よりも少なくなり、６００℃よりも高い場合には、パー
ライトが出てくるために伸びフランジ性が低下する。保
持時間が５秒よりも短い場合はベイナイト量が３％より
も少なくなり、１０分以上保持するとマルテンサイトを
得るためのオーステナイトの量が５％よりも少なくな
り、いずれの場合も所定の組織が得られない。
って行なわれ、あるいは合金化熱処理の後に行なわれる
均熱処理温度とその後の冷却速度は、上記３相混合組織
を得るうえで極めて重要であり、Ａｃ1 点以上（好まし
くは７８０〜９００℃程度）の温度で焼鈍した後、４０
０〜６００℃までを１０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却
し、同温度域で５秒〜１０分間保持することが必要とな
る。４００〜６００℃の温度で５秒〜１０分間保持とす
ることで、所定のフェライトとベイナイト組織が得られ
る。４００℃よりも低い場合にはベイナイトの量が３％
よりも少なくなり、６００℃よりも高い場合には、パー
ライトが出てくるために伸びフランジ性が低下する。保
持時間が５秒よりも短い場合はベイナイト量が３％より
も少なくなり、１０分以上保持するとマルテンサイトを
得るためのオーステナイトの量が５％よりも少なくな
り、いずれの場合も所定の組織が得られない。
【００１９】溶融亜鉛めっきの後は、Ａｃ1 点以下の温
度（通常は７００〜５００℃程度）で合金化熱処理され
るが、それらの各条件、特に冷却速度を、鋼材の成分組
成、特にＭｎとＣｒの含有量に応じて適正に制御するこ
とにより、低温変態生成物を上記の様な面積率を満足す
る３相複合組織のものを得ることができる。尚、上記冷
却速度が１０℃／秒未満である場合は、低温変態組織中
にパーライトが生成し、伸びフランジ性が悪くなって本
発明の目的を達成できなくなることがあるので、該冷却
速度は１０℃／秒以上に設定すべきである。
度（通常は７００〜５００℃程度）で合金化熱処理され
るが、それらの各条件、特に冷却速度を、鋼材の成分組
成、特にＭｎとＣｒの含有量に応じて適正に制御するこ
とにより、低温変態生成物を上記の様な面積率を満足す
る３相複合組織のものを得ることができる。尚、上記冷
却速度が１０℃／秒未満である場合は、低温変態組織中
にパーライトが生成し、伸びフランジ性が悪くなって本
発明の目的を達成できなくなることがあるので、該冷却
速度は１０℃／秒以上に設定すべきである。
【００２０】尚溶融亜鉛めっき後は、めっき層の密着性
を高めるため合金化熱処理が行なわれるが、このときの
温度はＡｃ1 点以下の温度に抑えることが望ましい。し
かして合金化処理温度がＡｃ1 点を超える高温になる
と、合金化速度が速過ぎるためにめっき層が硬質化し、
プレス成形時にめっき剥離を起こし易くなるからであ
る。
を高めるため合金化熱処理が行なわれるが、このときの
温度はＡｃ1 点以下の温度に抑えることが望ましい。し
かして合金化処理温度がＡｃ1 点を超える高温になる
と、合金化速度が速過ぎるためにめっき層が硬質化し、
プレス成形時にめっき剥離を起こし易くなるからであ
る。
【００２１】上記の様に、溶融亜鉛めっきおよび合金化
処理の前あるいは後の均熱温度とその後の冷却速度を規
定することによって、３％以上のベイナイト組織を生成
させると共に残留オーステナイト中にＣを濃縮し、その
後常温までの冷却過程で５％以上のマルテンサイトを生
成させることにより、上記面積比率の要件を満足する３
相混合組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板を得ることがで
きる。尚、上記合金化熱処理の後は、降伏比を更に低下
させると共に鮮映性を高めるため、０．３〜０．８％程
度の調質圧延を行なうことも有効である。
処理の前あるいは後の均熱温度とその後の冷却速度を規
定することによって、３％以上のベイナイト組織を生成
させると共に残留オーステナイト中にＣを濃縮し、その
後常温までの冷却過程で５％以上のマルテンサイトを生
成させることにより、上記面積比率の要件を満足する３
相混合組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板を得ることがで
きる。尚、上記合金化熱処理の後は、降伏比を更に低下
させると共に鮮映性を高めるため、０．３〜０．８％程
度の調質圧延を行なうことも有効である。
【００２２】
【実施例】次に本発明の実施例を示すが、本発明はもと
より下記実施例によって制限を受けるものではなく、前
後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施
することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の
技術的範囲に含まれる。
より下記実施例によって制限を受けるものではなく、前
後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施
することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の
技術的範囲に含まれる。
【００２３】実施例 表１に示す成分組成の鋼スラブを１１５０℃に加熱した
後、仕上げ温度８７０〜９００℃で厚さ３．２ｍｍまで
熱間圧延し、５０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、５５
０℃で巻取った。次いで酸洗してから厚さ１．２ｍｍま
で冷間圧延し、表２に示す条件で均熱処理してから４４
０℃の溶融亜鉛めっき浴に通してめっきを行ない、引き
続いて５５０℃で合金化熱処理を行なうか、あるいは同
様の溶融亜鉛めっきおよび合金化熱処理後に表２に示す
条件で均熱処理を行なった。得られた各溶融亜鉛めっき
鋼板の金属組織及び機械的性質を表３に示す。
後、仕上げ温度８７０〜９００℃で厚さ３．２ｍｍまで
熱間圧延し、５０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、５５
０℃で巻取った。次いで酸洗してから厚さ１．２ｍｍま
で冷間圧延し、表２に示す条件で均熱処理してから４４
０℃の溶融亜鉛めっき浴に通してめっきを行ない、引き
続いて５５０℃で合金化熱処理を行なうか、あるいは同
様の溶融亜鉛めっきおよび合金化熱処理後に表２に示す
条件で均熱処理を行なった。得られた各溶融亜鉛めっき
鋼板の金属組織及び機械的性質を表３に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】尚図１は、上記実施例で用いた鋼板中のＭ
ｎとＣｒの各含有率及びそれらの総和が、金属組織に与
える影響を整理して示したグラフであり、本発明で意図
する３相混合組織を確保するには、それらの含有量を適
正に調整しなけらばならないことが分かる。
ｎとＣｒの各含有率及びそれらの総和が、金属組織に与
える影響を整理して示したグラフであり、本発明で意図
する３相混合組織を確保するには、それらの含有量を適
正に調整しなけらばならないことが分かる。
【００２８】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、成
分組成の特定された鋼板を使用し、溶融亜鉛めっき処理
の前後で適正な温度で熱処理を行なった後急冷すること
によって、焼鈍時に生成したオーステナイト相をフェラ
イトと適量のベイナイトおよびマルテンサイトからなる
３相混合組織とし、それにより高強度で且つ降伏比が低
く、しかも優れた伸びと伸びフランジ性を兼ね備えた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供し得ることになった。
分組成の特定された鋼板を使用し、溶融亜鉛めっき処理
の前後で適正な温度で熱処理を行なった後急冷すること
によって、焼鈍時に生成したオーステナイト相をフェラ
イトと適量のベイナイトおよびマルテンサイトからなる
３相混合組織とし、それにより高強度で且つ降伏比が低
く、しかも優れた伸びと伸びフランジ性を兼ね備えた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供し得ることになった。
【図１】実施例で用いた鋼板中のＭｎとＣｒの各含有率
及びそれらの総和が、金属組織に与える影響を整理して
示したグラフである。
及びそれらの総和が、金属組織に与える影響を整理して
示したグラフである。
フロントページの続き (72)発明者 大宮 良信 東京都千代田区丸の内１丁目８番２号 株 式会社神戸製鋼所東京本社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０２〜０．１４％（重量％、以
下同じ）を含有すると共に、Ｍｎ：１．２〜３．０％と
Ｃｒ：０．３〜１．５％を、下記式の関係を満たす範囲
で含有する鋼板 ２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％ を溶融亜鉛めっき後合金化熱処理してなり、金属組織が
面積率でフェライト相：５０％以上とベイナイト相：３
〜１５％およびマルテンサイト相：５〜２０％よりなる
３相組織であることを特徴とするプレス成形性に優れた
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０２〜０．１４％を含有すると
共に、Ｍｎ：１．２〜３．０％とＣｒ：０．３〜１．５
％を、下記式の関係を満たす範囲で含有する鋼板 ２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％ を均熱温度Ａｃ1 点以上の温度で焼鈍し、４００〜６０
０℃まで１０℃／秒以上の速度で冷却してから同温度域
で５秒〜１０分間保持し、次いで溶融亜鉛めっきを行な
った後Ａｃ1 点以下の温度で合金化熱処理を行なうこと
により、金属組織を面積率でフェライト相：５０％以上
とベイナイト相：３〜１５％およびマルテンサイト相：
５〜２０％よりなる３相組織とすることを特徴とするプ
レス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製法。 - 【請求項３】 Ｃ：０．０２〜０．１４％を含有すると
共に、Ｍｎ：１．２〜３．０％とＣｒ：０．３〜１．５
％を、下記式の関係を満たす範囲で含有する鋼板 ２．０％≦（Ｍｎ＋Ｃｒ）≦３．５％ を均熱温度Ａｃ1 点以上の温度で焼鈍し、次いで溶融亜
鉛めっきを行なった後Ａｃ1 点以下の温度で合金化熱処
理を行ない、その後４００〜６００℃まで１０℃／秒以
上の速度で冷却してから同温度域で５秒〜１０分間保持
することにより、金属組織を面積率でフェライト相：５
０％以上とベイナイト相：３〜１５％およびマルテンサ
イト相：５〜２０％よりなる３相組織とすることを特徴
とするプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26998494A JPH08134591A (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | プレス成形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法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26998494A JPH08134591A (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | プレス成形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法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134591A true JPH08134591A (ja) | 1996-05-28 |
Family
ID=17479957
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26998494A Pending JPH08134591A (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | プレス成形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法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08134591A (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6306527B1 (en) * | 1999-11-19 | 2001-10-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hot-dip galvanized steel sheet and process for production thereof |
| JP2008144239A (ja) * | 2006-12-12 | 2008-06-26 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| EP1972698A1 (en) * | 2006-01-11 | 2008-09-24 | JFE Steel Corporation | Hot-dip zinc-coated steel sheets and process for production thereof |
| WO2010150919A1 (ja) | 2009-06-26 | 2010-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2011214070A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011214073A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011214071A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011214072A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2014065975A (ja) * | 2013-12-27 | 2014-04-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2014077203A (ja) * | 2013-12-27 | 2014-05-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2014095155A (ja) * | 2013-12-27 | 2014-05-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2014122426A (ja) * | 2013-12-27 | 2014-07-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-11-02 JP JP26998494A patent/JPH08134591A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6306527B1 (en) * | 1999-11-19 | 2001-10-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hot-dip galvanized steel sheet and process for production thereof |
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| EP1972698A4 (en) * | 2006-01-11 | 2014-06-18 | Jfe Steel Corp | FIRE-PLATED STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
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| WO2010150919A1 (ja) | 2009-06-26 | 2010-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| US9255318B2 (en) | 2009-06-26 | 2016-02-09 | Jfe Steel Corporation | High-steel galvanized steel sheet and method for manufacturing the same |
| JP2011214071A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011214072A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011214073A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011214070A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板およびその製造方法 |
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| JP2014122426A (ja) * | 2013-12-27 | 2014-07-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020702 |