JPH083127B2 - 加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH083127B2 JPH083127B2 JP2416280A JP41628090A JPH083127B2 JP H083127 B2 JPH083127 B2 JP H083127B2 JP 2416280 A JP2416280 A JP 2416280A JP 41628090 A JP41628090 A JP 41628090A JP H083127 B2 JPH083127 B2 JP H083127B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法に係り、より詳しくは、引張強度４５〜６０キロ
の高強度熱間圧延鋼板を原板として、冷間圧延すること
なしに、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて、強度
が殆ど低下することなく、熱延原板と同等又は同等以上
の優れた加工性、特に穴拡げ率が１１０％以上の局部延
性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関す
るものである。
造方法に係り、より詳しくは、引張強度４５〜６０キロ
の高強度熱間圧延鋼板を原板として、冷間圧延すること
なしに、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて、強度
が殆ど低下することなく、熱延原板と同等又は同等以上
の優れた加工性、特に穴拡げ率が１１０％以上の局部延
性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
自動車等の補強部材や足回り部材の軽量化及び防錆性能
の向上という観点から、強加工と高強度を有する熱延原
板溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが強くなっている。
自動車等の補強部材や足回り部材の軽量化及び防錆性能
の向上という観点から、強加工と高強度を有する熱延原
板溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが強くなっている。
【０００３】しかし、溶融亜鉛めっき鋼板は冷延鋼板が
主体であり、熱延鋼板を用いる場合でも、溶融亜鉛めっ
き鋼板は軟鋼板が主体となっており(特開昭６３−１７
９０２４号、特開昭６０−２０４８２７号)、高強度熱
間圧延鋼板の溶融亜鉛めっき化は未だ殆ど実用化されて
いない。
主体であり、熱延鋼板を用いる場合でも、溶融亜鉛めっ
き鋼板は軟鋼板が主体となっており(特開昭６３−１７
９０２４号、特開昭６０−２０４８２７号)、高強度熱
間圧延鋼板の溶融亜鉛めっき化は未だ殆ど実用化されて
いない。
【０００４】もっとも、局部延性の優れた高強度熱延鋼
板については、熱延まま材では、変態組織強化タイプの
フェライト・ベイナイト組織鋼が既に開発されている
(特願昭５９−２５２２４２号、特願昭６０−２９８５
４２号)。しかし、変態組織強化材を溶融亜鉛めっきす
ると、めっき化による熱履歴を被るため、局部延性の低
下が著しくなり、加工性に不安があるため、前述のめっ
き化には踏み切れない状況にある。
板については、熱延まま材では、変態組織強化タイプの
フェライト・ベイナイト組織鋼が既に開発されている
(特願昭５９−２５２２４２号、特願昭６０−２９８５
４２号)。しかし、変態組織強化材を溶融亜鉛めっきす
ると、めっき化による熱履歴を被るため、局部延性の低
下が著しくなり、加工性に不安があるため、前述のめっ
き化には踏み切れない状況にある。
【０００５】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し
て、熱延原板を用いて、加工性に優れた高強度溶融亜鉛
めっき鋼板が得られる方法を提供することを目的とする
ものである。
て、熱延原板を用いて、加工性に優れた高強度溶融亜鉛
めっき鋼板が得られる方法を提供することを目的とする
ものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者は、かゝる問題
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、局部延性の優
れた変態組織強化タイプの熱延まま高強度熱延鋼板に対
して、特に引張強度を４５〜６０キロに限定し、最適な
めっき化熱履歴を施すことにより、組織、炭化物形状、
固溶Ｃを適切に制御して、局部延性の優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板を安定して製造できることを見い出し、
ここに本発明をなしたものである。
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、局部延性の優
れた変態組織強化タイプの熱延まま高強度熱延鋼板に対
して、特に引張強度を４５〜６０キロに限定し、最適な
めっき化熱履歴を施すことにより、組織、炭化物形状、
固溶Ｃを適切に制御して、局部延性の優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板を安定して製造できることを見い出し、
ここに本発明をなしたものである。
【０００７】すなわち、本発明は、Ｃ:０.０１〜０.１
５％、Ｓi:２.００％以下、Ｍn:０.１〜２.０％、Ｐ:
０.１０％以下、Ｓ:０.０１％以下、Ａｌ:０.０１〜０.
１０％及びＮb:０.０１〜０.２０％を含有し、必要に応
じて更にＶ:０.５％以下、Ｔi:０.５％以下、Ｃu:０.５
％以下、Ｎi:０.５％以下、Ｃr:０.５％以下及びＣa:
０.０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残
部がＦe又は不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を
熱間圧延し、６００〜３５０℃の温度で巻取って熱延鋼
板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍溶融
亜鉛めっきラインにおいて均熱最高温度５５０〜６７０
℃で処理することを特徴とする加工性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法を要旨とするものである。
以下に本発明を更に詳述する。
５％、Ｓi:２.００％以下、Ｍn:０.１〜２.０％、Ｐ:
０.１０％以下、Ｓ:０.０１％以下、Ａｌ:０.０１〜０.
１０％及びＮb:０.０１〜０.２０％を含有し、必要に応
じて更にＶ:０.５％以下、Ｔi:０.５％以下、Ｃu:０.５
％以下、Ｎi:０.５％以下、Ｃr:０.５％以下及びＣa:
０.０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残
部がＦe又は不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を
熱間圧延し、６００〜３５０℃の温度で巻取って熱延鋼
板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍溶融
亜鉛めっきラインにおいて均熱最高温度５５０〜６７０
℃で処理することを特徴とする加工性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法を要旨とするものである。
以下に本発明を更に詳述する。
【０００８】
【作用】まず、本発明における化学成分の限定理由を示
す。
す。
【０００９】Ｃ：Ｃ成分は鋼の強度を向上する作用を有
しているが、その含有量が０.０１％未満では所望の強
度を確保することができず、一方、０.１５％を超える
と溶接性の劣化を招くことから、Ｃ含有量は０.０１〜
０.１５％の範囲とする。
しているが、その含有量が０.０１％未満では所望の強
度を確保することができず、一方、０.１５％を超える
と溶接性の劣化を招くことから、Ｃ含有量は０.０１〜
０.１５％の範囲とする。
【００１０】Ｓi：Ｓi成分は固溶体硬化を通じ、微量添
加であっても鋼の強度上昇と延性の向上に有効な働きを
する元素である。しかし、２.００％を超えて含有する
と、溶接性の劣化を招くことから、Ｓi含有量は２.０％
以下とする。なお、特に鋼板表面のスケール性に厳しい
要求がなされる場合には、０.０７％以下にすることが
好ましい。
加であっても鋼の強度上昇と延性の向上に有効な働きを
する元素である。しかし、２.００％を超えて含有する
と、溶接性の劣化を招くことから、Ｓi含有量は２.０％
以下とする。なお、特に鋼板表面のスケール性に厳しい
要求がなされる場合には、０.０７％以下にすることが
好ましい。
【００１１】Ｍn：Ｍn成分には固溶体強化、変態強化、
細粒化強化により鋼の強度と靭性の両方を向上させる作
用がある。しかし、その含有量が０.１％未満では所望
の効果が得られず、一方、２.０％を超えて含有すると
溶接性が劣化することから、Ｍn含有量は０.０１〜２.
０％の範囲とする。
細粒化強化により鋼の強度と靭性の両方を向上させる作
用がある。しかし、その含有量が０.１％未満では所望
の効果が得られず、一方、２.０％を超えて含有すると
溶接性が劣化することから、Ｍn含有量は０.０１〜２.
０％の範囲とする。
【００１２】Ｐ：Ｐ成分は鋼の延性に対して好ましくな
い元素であり、可能な限り少ない方がよい。本発明にお
いては、熱延の低温巻取りにおいてＰの悪影響を軽減で
きること及び経済性を考慮して、上限を０.１０％とす
る。好ましくは０.０２０％以下である。
い元素であり、可能な限り少ない方がよい。本発明にお
いては、熱延の低温巻取りにおいてＰの悪影響を軽減で
きること及び経済性を考慮して、上限を０.１０％とす
る。好ましくは０.０２０％以下である。
【００１３】Ｓ：Ｓ成分はＭnと結合してＡ系介在物を
生じ、延性の低下や耐縦割れ性の劣化を招くので、可及
的に少ない方がよい。しかし、経済性を考慮して上限を
０.０１０％とする。好ましくは０.００５％以下であ
る。
生じ、延性の低下や耐縦割れ性の劣化を招くので、可及
的に少ない方がよい。しかし、経済性を考慮して上限を
０.０１０％とする。好ましくは０.００５％以下であ
る。
【００１４】Ａｌ：Ａｌ成分は鋼の脱酸のために必要な
元素であり、充分な脱酸効果を確保するためには、０.
０１％以上含有させる必要がある。一方、０.１０％を
超えるとその効果が飽和すると共に、クラスター状の介
在物が多くなり、加工性が劣化する。したがって、Ａｌ
含有量は０.０１〜０.１０％の範囲とする。
元素であり、充分な脱酸効果を確保するためには、０.
０１％以上含有させる必要がある。一方、０.１０％を
超えるとその効果が飽和すると共に、クラスター状の介
在物が多くなり、加工性が劣化する。したがって、Ａｌ
含有量は０.０１〜０.１０％の範囲とする。
【００１５】Ｎb：Ｎb成分は微量添加で大幅な強度上昇
と優れた低温靭性を付与する好ましい元素である。ま
た、比較的複雑な冷却パターンをとらなくても局部延性
の改善に有効なベイナイトなどの低温生成相を生じ易く
する。かゝる効果が大いに期待できる下限量は０.０１
％であり、一方、０.２０％を超えて含有されると溶接
性が劣化する。したがって、Ｎb含有量は０.０１〜０.
２０％の範囲とする。
と優れた低温靭性を付与する好ましい元素である。ま
た、比較的複雑な冷却パターンをとらなくても局部延性
の改善に有効なベイナイトなどの低温生成相を生じ易く
する。かゝる効果が大いに期待できる下限量は０.０１
％であり、一方、０.２０％を超えて含有されると溶接
性が劣化する。したがって、Ｎb含有量は０.０１〜０.
２０％の範囲とする。
【００１６】更に、本発明においては、必要に応じて、
熱延鋼板の機械的性質の改善、特に強度のアップと延
性、靭性の強化を図るため、以下の元素の少なくとも１
種を適量で添加してもよい。
熱延鋼板の機械的性質の改善、特に強度のアップと延
性、靭性の強化を図るため、以下の元素の少なくとも１
種を適量で添加してもよい。
【００１７】Ｖ、Ｔi、Ｃr、Ｃu、Ｎi：これらの成分は
鋼の強靭化に有効な元素である。しかし、経済性を考慮
して、それぞれの上限を０.５％とする。
鋼の強靭化に有効な元素である。しかし、経済性を考慮
して、それぞれの上限を０.５％とする。
【００１８】Ｃa：Ｃa成分は、介在物の形態制御によ
り、低温靭性、延性の向上に好ましいが、多すぎると鋼
中の介在物量が増加して延性の劣化が生じるので、上限
を０.０１％とする。
り、低温靭性、延性の向上に好ましいが、多すぎると鋼
中の介在物量が増加して延性の劣化が生じるので、上限
を０.０１％とする。
【００１９】次に本発明における製造条件について説明
する。上記化学成分を有する鋼は常法により溶解、鋳造
し、熱間圧延に供され、巻き取られるが、熱延板の巻取
温度は３５０〜６００℃とする必要がある。これは、極
めて局部延性に優れた(穴拡げ率の高い)材質を熱延原板
で得るためである。６００℃を超えると局部延性に優れ
たフェライト−ベイナイト組織が得られず、また３５０
℃未満では第二相がマルテンサイトなど硬質の低温変態
生成相となり、局部延性が極めて劣化する。なお、冷却
速度は前記巻取温度が確保できる通常の熱延実操業範囲
内でよい。
する。上記化学成分を有する鋼は常法により溶解、鋳造
し、熱間圧延に供され、巻き取られるが、熱延板の巻取
温度は３５０〜６００℃とする必要がある。これは、極
めて局部延性に優れた(穴拡げ率の高い)材質を熱延原板
で得るためである。６００℃を超えると局部延性に優れ
たフェライト−ベイナイト組織が得られず、また３５０
℃未満では第二相がマルテンサイトなど硬質の低温変態
生成相となり、局部延性が極めて劣化する。なお、冷却
速度は前記巻取温度が確保できる通常の熱延実操業範囲
内でよい。
【００２０】次いで、酸洗後、冷間圧延することなく、
連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインに供される。このめっき
ラインの均熱温度(Ｔ)は溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率
値に影響を及ぼし、５５０〜６７０℃では穴拡げ率の低
下量は小さく、熱延原板ままの値に近く、また６００℃
近傍では若干熱延原板ままよりも高くなる傾向がある
(図１参照)。その理由は、この均熱温度域で粒界のセメ
ンタイト及びベイナイト組織中のセメンタイトが細かく
球状化するものと考えられる。一方、均熱温度(Ｔ)が６
７０℃を超えると穴拡げ率が大きく低下する理由は、局
部延性の向上に有効なベイナイト組織が消滅すると共
に、固溶Ｃが増大するためと考えられる。また、均熱温
度(Ｔ)が５５０℃未満で穴拡げ率が低下する理由は、セ
メンタイトが粒界に沿って伸展した形態をとったまま、
若干、粒成長すること及び固溶Ｃが増大するためと考え
られる。したがって、均熱温度(Ｔ)は５５０〜６７０℃
の範囲とする。なお、このめっきラインの他の条件は特
に制限されない。
連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインに供される。このめっき
ラインの均熱温度(Ｔ)は溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率
値に影響を及ぼし、５５０〜６７０℃では穴拡げ率の低
下量は小さく、熱延原板ままの値に近く、また６００℃
近傍では若干熱延原板ままよりも高くなる傾向がある
(図１参照)。その理由は、この均熱温度域で粒界のセメ
ンタイト及びベイナイト組織中のセメンタイトが細かく
球状化するものと考えられる。一方、均熱温度(Ｔ)が６
７０℃を超えると穴拡げ率が大きく低下する理由は、局
部延性の向上に有効なベイナイト組織が消滅すると共
に、固溶Ｃが増大するためと考えられる。また、均熱温
度(Ｔ)が５５０℃未満で穴拡げ率が低下する理由は、セ
メンタイトが粒界に沿って伸展した形態をとったまま、
若干、粒成長すること及び固溶Ｃが増大するためと考え
られる。したがって、均熱温度(Ｔ)は５５０〜６７０℃
の範囲とする。なお、このめっきラインの他の条件は特
に制限されない。
【００２１】次に本発明の実施例を示す。
【００２２】
【表１】 に示す化学成分を有する供試材について、
【表２】 に示す製造条件で熱延板を得て、次いで冷間圧延するこ
となく、表２に示す条件の連続焼鈍亜鉛めっきラインに
供した。溶融亜鉛めっき後の機械的性質を表２に併記す
る。なお、穴拡げ率(λ)は、式λ＝｛（割れ時の穴径ｄ
−初期穴径ｄ0）／（初期穴径ｄ0）｝×１００(％)から
求めた。
となく、表２に示す条件の連続焼鈍亜鉛めっきラインに
供した。溶融亜鉛めっき後の機械的性質を表２に併記す
る。なお、穴拡げ率(λ)は、式λ＝｛（割れ時の穴径ｄ
−初期穴径ｄ0）／（初期穴径ｄ0）｝×１００(％)から
求めた。
【００２３】表２より、本発明例はいずれも、溶融亜鉛
めっき後の穴拡げ率(λ)の低下量が５％以下と極めて低
く、その結果、引張強さが４５〜６０キロの溶融亜鉛め
っき材でλが１１０％以上の優れた加工性を有する熱延
原板溶融亜鉛めっき鋼板が得られることがわかる。図１
は鋼Ａについてめっきラインでの均熱温度と穴拡げ率の
関係を示している。
めっき後の穴拡げ率(λ)の低下量が５％以下と極めて低
く、その結果、引張強さが４５〜６０キロの溶融亜鉛め
っき材でλが１１０％以上の優れた加工性を有する熱延
原板溶融亜鉛めっき鋼板が得られることがわかる。図１
は鋼Ａについてめっきラインでの均熱温度と穴拡げ率の
関係を示している。
【００２４】一方、比較例Ｎo.１とＮo.７は熱延巻取温
度が本発明範囲外であるため、熱延原板のλが１００％
以下である。比較例Ｎo.２、Ｎo.３、Ｎo.６は均熱温度
が本発明範囲外であるため、溶融亜鉛めっき後のλ低下
量が大きく、λ＜１１０％である。比較例Ｎo.１２はＣ
量が多いため、熱延条件と溶融亜鉛めっき条件を適切に
してもλ値は低くい。比較例Ｎo.１３はＮbが添加され
ていないため、λ≧１００％の熱延原板が得られない。
度が本発明範囲外であるため、熱延原板のλが１００％
以下である。比較例Ｎo.２、Ｎo.３、Ｎo.６は均熱温度
が本発明範囲外であるため、溶融亜鉛めっき後のλ低下
量が大きく、λ＜１１０％である。比較例Ｎo.１２はＣ
量が多いため、熱延条件と溶融亜鉛めっき条件を適切に
してもλ値は低くい。比較例Ｎo.１３はＮbが添加され
ていないため、λ≧１００％の熱延原板が得られない。
【００２５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
溶融亜鉛めっき後の穴拡げ率低下量が５％以下と極めて
低く、その結果、引張強さ４５〜６０キロの溶融亜鉛め
っき材でλ≧１１０％以上の優れた加工性を有する熱延
原板溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
溶融亜鉛めっき後の穴拡げ率低下量が５％以下と極めて
低く、その結果、引張強さ４５〜６０キロの溶融亜鉛め
っき材でλ≧１１０％以上の優れた加工性を有する熱延
原板溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【図１】めっきラインでの均熱温度と穴拡げ率(λ)の関
係を示す図である。
係を示す図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/40
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ:０.０１〜
０.１５％、Ｓi:２.００％以下、Ｍn:０.１〜２.０％、
Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:０.０１％以下、Ａｌ:０.０１〜
０.１０％及びＮb:０.０１〜０.２０％を含有し、残部
がＦe又は不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を熱
間圧延し、６００〜３５０℃の温度で巻取って熱延鋼板
とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍溶融亜
鉛めっきラインにおいて均熱最高温度５５０〜６７０℃
で処理することを特徴とする加工性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が、更にＶ:０.５％以下、Ｔi:
０.５％以下、Ｃu:０.５％以下、Ｎi:０.５％以下、Ｃ
r:０.５％以下及びＣa:０.０１％以下のうちの１種又は
２種以上を含有するものである請求項１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2416280A JPH083127B2 (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 加工性の優れた高強度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 |
|---|---|---|---|
| JP2416280A JPH083127B2 (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04314828A JPH04314828A (ja) | 1992-11-06 |
| JPH083127B2 true JPH083127B2 (ja) | 1996-01-17 |
Family
ID=18524511
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2416280A Expired - Fee Related JPH083127B2 (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH083127B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000313936A (ja) | 1999-04-27 | 2000-11-14 | Kobe Steel Ltd | 延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| KR100814610B1 (ko) * | 2006-12-30 | 2008-03-18 | 현대하이스코 주식회사 | 일반강을 이용한 구조용 고장력 아연도금강판 제조방법 |
| KR101313957B1 (ko) * | 2009-05-27 | 2013-10-01 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 피로 특성과 연신 및 충돌 특성이 우수한 고강도 강판, 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판 및 그들의 제조 방법 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5745456A (en) * | 1980-09-02 | 1982-03-15 | Fuji Photo Film Co Ltd | Method for photographic-chemical immunoassay |
| JPS5842726A (ja) * | 1981-09-04 | 1983-03-12 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPS62133059A (ja) * | 1985-12-04 | 1987-06-16 | Kawasaki Steel Corp | 高張力、合金化溶融亜鉛めつき熱延鋼板と製造方法 |
| JPH0627312B2 (ja) * | 1987-06-15 | 1994-04-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2549539B2 (ja) * | 1988-01-07 | 1996-10-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 超深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH0833502B2 (ja) * | 1988-08-11 | 1996-03-29 | 宇部日東化成株式会社 | 光ファイバ担持用スペーサ |
-
1990
- 1990-12-28 JP JP2416280A patent/JPH083127B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04314828A (ja) | 1992-11-06 |
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