JPH10273754A - 高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方 法 - Google Patents
高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方 法Info
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- JPH10273754A JPH10273754A JP7960797A JP7960797A JPH10273754A JP H10273754 A JPH10273754 A JP H10273754A JP 7960797 A JP7960797 A JP 7960797A JP 7960797 A JP7960797 A JP 7960797A JP H10273754 A JPH10273754 A JP H10273754A
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Abstract
の非複合組織の高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板を
製造する。 【解決手段】 重量%で、C :0.07〜0.25%、Mn:1.5
〜2.5 %、Nb:0.10%以下、Ti:0.3 %以下、Si:0.1
%以下、Cr:0.1 %以下、P :0.05%以下、Sol.Al:0.
010 〜0.100 %、S :0.01%以下、N :0.01%以下を含
有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板上に
溶融亜鉛めっき皮膜を形成した溶融亜鉛めっき鋼板。前
記鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延後、連続溶融亜鉛め
っきラインで、750 ℃以上880 ℃以下の温度範囲で30se
c 以上90sec 以下焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施す前
または溶融亜鉛めっきを施した後のいずれか一方あるい
は両方に、515 ℃〜600 ℃の温度域で15sec 以上保持す
る第2焼鈍を行う。冷却速度を極端に小さくしなくて
も、非複合組織を安定して得ることができる。
Description
溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
と排気ガス低減の観点から車体の軽量化が要求されてき
た。また、多くの場合、耐食性も要求されることから、
自動車用部材の素材として高強度溶融亜鉛めっき鋼板が
使用されてきた。
れるようになった。そのため、自動車の客室部分の構造
部品については、単に高強度というだけでなく、衝突時
の変形が少ない材料、すなわち高速変形量の小さい材料
が要求されるようになった。材料の高速変形量は降伏点
と関係があり、高速変形量を小さくするためには、材料
の降伏点を高めればよいことが知られている(昭和48年
自動車技術会春期学術講演会論文集,p.60 )。
っき鋼板、特に引張強度が60kg/mm2以上の高強度溶融亜
鉛めっき鋼板は、鋼板組織がフェライト相+ マルテンサ
イト相あるいはフェライト相+ ベイナイト相等の複合組
織であった。例えば、特公昭59-5649 号公報、特開平4-
236741号公報、特公昭57-61819号公報、特公昭59-43975
号公報、特開平3-94018 号公報、特開平5-125485号公
報、特開平5-247586号公報、特開平6-93340 号公報等に
開示される前記鋼板は、いずれも降伏比の低い、いわゆ
る高強度低降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板であり、これま
で高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板が開発された例
はほとんどない。
板が低降伏比型である理由として、比較的少ない添加元
素で高強度が得られること、および降伏点が低い方がプ
レス成型時の加工が容易であることなど、鋼板製造面、
使用面の利点を有する点が挙げられる。
亜鉛めっき鋼板を製造するためには、鋼板組織をマルテ
ンサイト相やベイナイト相のない、フェライト相および
パーライト相から成る非複合組織(以下、単に、非複合
組織という)にすればよい。しかし、鋼板を必要な強度
まで強化するには、固溶強化あるいは析出強化等を目的
として多量の元素を添加する必要があるが、多量の元素
の添加によって鋼板の焼入性が向上し、マルテンサイト
相やベイナイト相が生成されて、安定して非複合組織を
得ることが困難になるという問題点がある。
成分組成によらず非複合組織が得られるが、実際の連続
ラインでは、設備上の制約や生産性の問題から、冷却速
度を極端に小さくすることが困難である。
際の連続ラインで冷却速度を極端に小さくしなくても、
非複合組織を安定して得ることができる引張強度が45kg
/mm2以上で降伏比が80%以上の高強度高降伏比型溶融亜
鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的
とする。
題を解決するために、鋼板成分および鋼板の製造方法の
両面から検討を加え、現実的な鋼板成分および製造方法
により、非複合組織の高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき
鋼板を安定して得られることを見いだした。
りである。 (1)第一発明は、組成が重量%で、C :0.07〜0.25
%、Mn:1.5 〜2.5 %、Nb:0.10%以下、Ti:0.3 %以
下、Si:0.1 %以下、Cr:0.1 %以下、P :0.05%以
下、Sol.Al:0.010 〜0.100 %、S :0.01%以下、N :
0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼板上に、溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融
亜鉛めっき皮膜を形成してなる、45kg/mm2以上の引張強
度と80%以上の降伏比を有することを特徴とする高強度
高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板である。
を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛め
っきラインで焼鈍後、溶融亜鉛めっきを行って溶融亜鉛
めっき鋼板を製造するに際して、750 ℃以上880 ℃以下
の温度範囲で30sec 以上90sec以下焼鈍した後、溶融亜
鉛めっきを施す前または溶融亜鉛めっきを施した後のい
ずれか一方あるいは両方に、515 ℃〜600 ℃の温度域で
15sec 以上保持する第2焼鈍を行うことを特徴とする高
強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
まず、本発明の鋼板成分の限定理由について述べる。
高強度を得るために0.07%を下限とする。しかし、C の
過剰な添加は、溶接性および耐遅れ破壊性を劣化させる
とともに、鋼板の焼入性が向上して、非複合組織を安定
して得ることが困難になるため、上限を0.25%とする。
と靭性を向上させるために必要な成分である。しかし反
面、オーステナイト相を安定化させ、ベイナイト相、マ
ルテンサイト相といった変態相を生成して、鋼板組織を
複合組織にする作用もある。本発明では、必要な強度と
靭性を得るために下限を1.5 %とし、安定して非複合組
織を得るために上限を2.5 %とする。
るため、目的とする強度に応じて添加する。また、冷却
過程におけるオーステナイト相からフェライト相への変
態を促進する効果もある。0.10%を超える量を添加して
も前記効果が飽和するため、0.10%以下(無添加を含
む)とする。
を向上させる効果があるため、目的とする強度に応じて
添加する。また、冷却過程におけるオーステナイト相か
らフェライト相への変態を促進する効果もある。0.3 %
を超える量を添加しても前記効果が飽和するため、0.3
%以下(無添加を含む)とする。
強化に有効であるが、めっき性を劣化させ、めっき皮膜
の合金化を著しく遅延させるという欠点がある。本発明
では、めっき性の劣化とめっき皮膜の合金化の遅延を防
止するために、なるべく低減することとし、上限を0.1
%(無添加を含む)とする。
組織の生成を困難にする。また、めっきのぬれ性に対し
ても有害である。そこで本発明では、なるべく低減する
こととし、上限を0.1 %(無添加を含む)とする。
の点で低い方が望ましく、上限を0.05%とする。
得るために下限を0.010 %とし、0.100 %を超える量を
添加してもこの効果が飽和するため、上限を0.100 %と
する。
する。
る。
について述べる。 焼鈍温度:750 ℃〜880 ℃(好適範囲:800 ℃〜880
℃) 焼鈍は、冷間圧延組織とバンド組織を完全に解消し、均
質な組織にして鋼板の加工性を向上させるためと鋼板の
形状を良好にするために行う。
伏比を80% 以上とするために、鋼板組織が微細なフェラ
イト相+パーライト相になっている必要がある。そのた
めには、焼鈍中は、フェライト+オーステナイトの二相
組織(以下、α+ γの二相組織)になっている必要があ
る。これは、焼鈍中にフェライト結晶(以下、α結晶)
界面にオーステナイト結晶(以下、γ結晶)が生成する
ことによって、その後の冷却過程で、このγ結晶がα結
晶に変態し、室温での鋼板組織が微細なα結晶となるた
めである。750 ℃未満では、γ結晶の生成が不十分にな
り、前記のα結晶粒の微細化により鋼板を強化するとい
う作用が低下するので、下限を750 ℃とする。800 ℃以
上では、前記の作用がより安定するので、下限を800 ℃
とすることがより好ましい。また、880 ℃を超えると、
結晶が粗大化し、強度が低下するため、上限を880 ℃と
する。
織になっている必要があるが、焼鈍時間が30sec 未満で
は、γ結晶の生成が不十分になり、α結晶粒の微細化に
より鋼板を強化するという作用が低下する。また、また
90sec を超えて焼鈍しても、γ変態は定常状態に達して
いるため、それ以上、γ変態が進行しない。したがっ
て、下限を30sec 、上限を90sec とする。
の冷却速度はなるべく小さい方が良く、本発明者らの検
討の結果では、冷却速度はできれば2 ℃/sec以下にする
ことが好ましい。しかし、ラインの設備上の制約や生産
性を考えると、実際にこの冷却速度を得ることは困難で
ある。しかし、本発明者らは、請求項1に記載した組成
の鋼板に関しては、焼鈍後の冷却過程で、515 ℃〜600
℃の温度域において一定時間以上保持する第2焼鈍を行
うことにより、オーステナイト相のフェライト相への変
態(以下、γ→α変態)を進行させて、冷却速度が大き
い場合であっても、マルテンサイト相やベイナイト相の
生成を防止することができることを見出した。
相)をこの第2焼鈍中に完全にフェライト相(以下、α
相)に変態させ、その後の冷却においてベイナイト相、
マルテンサイト相などの第二相が生成しないようにする
こと、あるいは、焼鈍後の冷却過程でこれらの第二相が
生成しても、第2焼鈍中に、前記の第二相をα相に変態
させることができる。この保持温度が、515 ℃未満では
ベイナイト相が生成する。また、600 ℃を超えるとγ→
α変態が十分起こらないため、その後の冷却過程でマル
テンサイト相、あるいはベイナイト相が生成する可能性
がある。そのため、保持温度は、下限を515 ℃、上限を
600 ℃とした。
ないため、保持時間の下限を15sec とした。
の成分範囲に溶製した鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延
して得た鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて焼
鈍と溶融亜鉛めっきを行って製造する。鋼の溶製、熱間
圧延、酸洗、冷間圧延方法や、請求項2に規定する焼鈍
条件および第2焼鈍条件以外の溶融亜鉛めっきの条件や
合金化条件等は特に限定されず、通常行われている方法
でよい。
工程の前に行ってもよいし、めっき工程の後に行っても
よい。
めっき工程の前に第2焼鈍を行う必要がある。この場
合、設備上可能であれば、焼鈍炉に付随した冷却設備を
利用してもよいが、焼鈍炉とめっき浴の間に専用の設備
を設けてもよい。
亜鉛めっき皮膜を形成する場合、第2焼鈍をめっき工程
の後に行えば、めっき皮膜の合金化処理を兼ねることが
できる。もちろん、合金化溶融亜鉛めっきを行う場合
も、第2焼鈍の後にめっきを行い、その後に合金化処理
を行ってもよい。
ルを巻き取った後、別の設備で第2焼鈍を行う方法も本
発明に含まれる。
を行う場合、図1(b)は、めっき工程の後で第2焼鈍
を行う場合の熱サイクルのパターンの一例を示す。ただ
し、本発明の熱サイクルのパターンは、これらのパター
ンに限定されるものではない。
溶解により表1に示す鋼(発明例:a 〜f 、比較例:g
〜h )を溶製し、鋳造して得られた鋳塊を板厚2.6mmに
熱間圧延した。熱間圧延は、仕上げ温度を900 ℃とし、
最終圧延後、650 ℃の炉に1h保持した。次いで、冷却後
酸洗し、さらに冷間圧延して板厚1.0mm の鋼板を得た。
鈍、冷却し、めっき浴温度465 ℃で片面当たり60g/m2の
溶融亜鉛めっきを施した。その際、めっき前あるいはめ
っき後に第2焼鈍工程を設け、焼鈍後あるいは第2焼鈍
後の冷却は、全て冷却速度が5〜10℃/secの空冷で行っ
た。
2の第2焼鈍パターンの欄の符号は図1の(a)〜
(c)に示される第2焼鈍工程とめっき工程の順序、あ
るいは第2焼鈍工程の有無を示している。 1:図1(a)のめっき工程の前に第2焼鈍を行うパタ
ーン 2:図1(b)のめっき工程の後に第2焼鈍を行うパタ
ーン なし:図1(c)の第2焼鈍がないパターン
P)を、JIS5号引張試験片によって測定し、また、降伏
比YR(=YP/TS)を求めた。得られた結果を表2に示す。な
お、表2の皮膜GIは亜鉛めっき皮膜、GAは合金化溶融亜
鉛めっき皮膜である。
発明例である。いずれも引張強度(TS)が45kg/mm2以上で
降伏比(YR)が80%以上になっている。
る。いずれも降伏比(YR)が80%未満である。
め、冷却過程において複合組織となり、降伏比が低くな
った。No.4は第2焼鈍温度が高すぎたため、γ→α変態
が起こらず、残ったγ相がその後の冷却中にマルテンサ
イト相になり、降伏比が低くなった。No.5は逆に第2焼
鈍温度が低すぎたため、生成したベイナイト相がフェラ
イト相に変態せず、降伏比が低くなった。
温度が900 ℃と高かったため、焼鈍中にγ相の体積率が
多くなりすぎて、第2焼鈍を行っても、γ→α変態が完
了しなかったものと推測される。
複合組織化し降伏比が低くなった。No.17 は供試材のCr
濃度が高かったため、複合組織化し降伏比が低くなっ
た。
引張強度(TS)が45kg/mm2以上で降伏比が80%以上の高強
度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
本発明の鋼板は、高速変形量が少ないので、衝突安全性
の求められる自動車の客室部材等の用途に使用すること
ができる。
サイクルのパターンを示す図。
Claims (2)
- 【請求項1】 組成が重量%で、C :0.07〜0.25%、M
n:1.5 〜2.5 %、Nb:0.10%以下、Ti:0.3 %以下、S
i:0.1 %以下、Cr:0.1 %以下、P :0.05%以下、So
l.Al:0.010 〜0.100 %、S :0.01%以下、N :0.01%
以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
鋼板上に、溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛め
っき皮膜を形成してなる、45kg/mm2以上の引張強度と80
%以上の降伏比を有することを特徴とする高強度高降伏
比型溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項2】 請求項1記載の組成の鋼を、熱間圧延、
酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインで焼
鈍後、溶融亜鉛めっきを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製
造するに際して、750 ℃以上880 ℃以下の温度範囲で30
sec 以上90sec 以下焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施す
前または溶融亜鉛めっきを施した後のいずれか一方ある
いは両方に、515 ℃〜600 ℃の温度域で15sec 以上保持
する第2焼鈍を行うことを特徴とする高強度高降伏比型
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP07960797A JP3780611B2 (ja) | 1997-03-31 | 1997-03-31 | 高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方 法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP07960797A JP3780611B2 (ja) | 1997-03-31 | 1997-03-31 | 高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方 法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10273754A true JPH10273754A (ja) | 1998-10-13 |
JP3780611B2 JP3780611B2 (ja) | 2006-05-31 |
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
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Country Status (1)
Country | Link |
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JP (1) | JP3780611B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN104109814A (zh) * | 2014-08-08 | 2014-10-22 | 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 | 一种具有翻边特性冷轧热镀锌双相钢板及制造方法 |
KR20180112817A (ko) | 2016-03-11 | 2018-10-12 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 박강판 및 그의 제조 방법 |
-
1997
- 1997-03-31 JP JP07960797A patent/JP3780611B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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CN104109814A (zh) * | 2014-08-08 | 2014-10-22 | 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 | 一种具有翻边特性冷轧热镀锌双相钢板及制造方法 |
KR20180112817A (ko) | 2016-03-11 | 2018-10-12 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 박강판 및 그의 제조 방법 |
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---|---|
JP3780611B2 (ja) | 2006-05-31 |
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