JPS5858413B2 - 成形性のすぐれた高張力めつき鋼板の製造法 - Google Patents
成形性のすぐれた高張力めつき鋼板の製造法Info
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- JPS5858413B2 JPS5858413B2 JP9433980A JP9433980A JPS5858413B2 JP S5858413 B2 JPS5858413 B2 JP S5858413B2 JP 9433980 A JP9433980 A JP 9433980A JP 9433980 A JP9433980 A JP 9433980A JP S5858413 B2 JPS5858413 B2 JP S5858413B2
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、成形性のすぐれた高張力めっき鋼板の製造
法に関する。
法に関する。
冷延鋼板の製造法は、周知のごとく、熱間圧延機で圧延
した鋼板を巻取った後、酸洗→冷間圧延→表面清浄→焼
なまし・・・めっきの各処理工程を経てめっき鋼板を製
造しているが、その材質としては近年リムド鋼に変って
、アルミキルド鋼が使用されるようになってきた。
した鋼板を巻取った後、酸洗→冷間圧延→表面清浄→焼
なまし・・・めっきの各処理工程を経てめっき鋼板を製
造しているが、その材質としては近年リムド鋼に変って
、アルミキルド鋼が使用されるようになってきた。
これば、高強度鋼素材であると共に成分偏析にもとづく
特性変動が少なく、しかも時効劣化し難い特徴を有する
のみならず、バッチ式焼なまし法ではその材質中に固溶
している窒素（Ｎ）を焼なまし処理工程中に微細なＡＩ
Ｎとして析出させて成形性（深絞り性）の指数として用
いられるランクフォード値（以下ｒ値と称す）を高いレ
ベルに持ちきたすことができるためである。
特性変動が少なく、しかも時効劣化し難い特徴を有する
のみならず、バッチ式焼なまし法ではその材質中に固溶
している窒素（Ｎ）を焼なまし処理工程中に微細なＡＩ
Ｎとして析出させて成形性（深絞り性）の指数として用
いられるランクフォード値（以下ｒ値と称す）を高いレ
ベルに持ちきたすことができるためである。
ところが、連続焼なまし法においては、このアルミキル
ド鋼の特徴であるところの微細なＡＩＨの析出によるｒ
値の向上が一般的に難しい。
ド鋼の特徴であるところの微細なＡＩＨの析出によるｒ
値の向上が一般的に難しい。
これは昇熱速度が速いため、微細ＡＩＨの析出後、再結
晶が進行するという順序が逆転又はこれに近い状態にな
ることによる。
晶が進行するという順序が逆転又はこれに近い状態にな
ることによる。
これば、連続焼なまし法においで、ＡＩＮとしての析出
効果が全く得られない上に、再結晶粒成長をも阻害して
いる。
効果が全く得られない上に、再結晶粒成長をも阻害して
いる。
そこで、連続焼なまし法における、このｒ値の向上につ
いては近年、下記に示すような方法が提案されている。
いては近年、下記に示すような方法が提案されている。
すなわち、１ ダウンコイラでの巻取りを、高温巻取り
とすることにより、炭化物の凝集及びＡＩＮの大型析出
物を析出させ、ｒ値の向上と再結晶粒成長を図ったもの
。
とすることにより、炭化物の凝集及びＡＩＮの大型析出
物を析出させ、ｒ値の向上と再結晶粒成長を図ったもの
。
２ 連続炉での再結黒焼なまし温度を通常より昇温させ
、その鋼板の組織をフェライト＋オーステナイト領域ま
で昇温しで集合組織の改善を図り、ｒ値の向上を目指し
たもの。
、その鋼板の組織をフェライト＋オーステナイト領域ま
で昇温しで集合組織の改善を図り、ｒ値の向上を目指し
たもの。
３ チタンを添加することによりｒ値の向上を図ったも
のがある。
のがある。
しかし、上記ｌの高温巻取りを行うと、脱スケール性や
表面性状の悪化、結晶粒の粗大化、形状不良などが生じ
、又、２の再結黒焼なまし温度を上げると、連続炉に要
する燃料原単位が増大し、コストアップとなる。
表面性状の悪化、結晶粒の粗大化、形状不良などが生じ
、又、２の再結黒焼なまし温度を上げると、連続炉に要
する燃料原単位が増大し、コストアップとなる。
又、３のチタンを添加することは、チタンは炭素と結合
するため、チタンの添加時はその際に真空脱炭処理も施
さねばならず、その処理とチタンの使用により、コスト
アップとなるなどの欠点があった。
するため、チタンの添加時はその際に真空脱炭処理も施
さねばならず、その処理とチタンの使用により、コスト
アップとなるなどの欠点があった。
この発明は、これらの方法をとらず、連続焼なまし過程
でのヒートパターンを一部変えることにより、上記の欠
点を解消し得る成形性のすぐれた３５〜６０ｋｇ／ｍｔ
？ｔクラスのめつき高張力鋼板の製造法を提供するもの
である。
でのヒートパターンを一部変えることにより、上記の欠
点を解消し得る成形性のすぐれた３５〜６０ｋｇ／ｍｔ
？ｔクラスのめつき高張力鋼板の製造法を提供するもの
である。
すなわち、この発明は、
■ 炭素０．１５％以下、けい素０．２０％以下、マン
ガン０．４０〜３．０％、りん０．２０％以下、アルミ
ニウム０．０２〜０．１５％、窒素０．００２５〜０．
０２０％、残部実質的に鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼を、通常の熱間圧延を施して６００℃以下３００℃以
上でコイルに巻取り、酸洗後圧下率４０％以上で冷間圧
延を行った後、３５０℃以上再結晶温度以下、好ましく
は４５０〜５５０℃の温度域に１０〜６０秒予熱保持し
、引続き再結晶温度以上８５０℃以下の温度域に短時間
保持して再結黒焼なましを行い、引続きめつき処理を施
し、次いで２５０〜４５０℃の温度域に降温しで過時効
処理を施すか、又はめつき処理後冷却しコイルに巻取り
、バッチ炉で２５０〜４５００Ｃの温度域に再加熱し、
過時効処理を施すことを特徴とする成形性のすぐれた高
張力めっき鋼板の製造法。
ガン０．４０〜３．０％、りん０．２０％以下、アルミ
ニウム０．０２〜０．１５％、窒素０．００２５〜０．
０２０％、残部実質的に鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼を、通常の熱間圧延を施して６００℃以下３００℃以
上でコイルに巻取り、酸洗後圧下率４０％以上で冷間圧
延を行った後、３５０℃以上再結晶温度以下、好ましく
は４５０〜５５０℃の温度域に１０〜６０秒予熱保持し
、引続き再結晶温度以上８５０℃以下の温度域に短時間
保持して再結黒焼なましを行い、引続きめつき処理を施
し、次いで２５０〜４５０℃の温度域に降温しで過時効
処理を施すか、又はめつき処理後冷却しコイルに巻取り
、バッチ炉で２５０〜４５００Ｃの温度域に再加熱し、
過時効処理を施すことを特徴とする成形性のすぐれた高
張力めっき鋼板の製造法。
２ 上記第１項の成分に加えて、さらにクロム０．５％
以下とモリブデン０．３％以下のうち１種又は２種を含
有することを特徴とする成形性のすぐれた高張力めっき
鋼板の製造法。
以下とモリブデン０．３％以下のうち１種又は２種を含
有することを特徴とする成形性のすぐれた高張力めっき
鋼板の製造法。
を要旨とする。
次に、この発明について具体的に説明する。
第１図に示すように、曲線１ａはこの発明法の再結黒焼
なまし過程及びめっき処理、過時効処理におけるヒート
パターンの曲線を示し、曲線１ｂは従来法の再結黒焼な
まし過程及びめっき処理におけるヒートパターンの曲線
を示すもので、連続炉においてコイルを連続的に焼なま
し炉の中を通過させながら連続焼なましを行うが、鋼板
を、いったん３５０℃以上〜再結晶温度以下の温度範囲
の焼なまし予熱温度域ＰｒｅＲＡで１０〜６０秒程度の
短時間予熱保持する。
なまし過程及びめっき処理、過時効処理におけるヒート
パターンの曲線を示し、曲線１ｂは従来法の再結黒焼な
まし過程及びめっき処理におけるヒートパターンの曲線
を示すもので、連続炉においてコイルを連続的に焼なま
し炉の中を通過させながら連続焼なましを行うが、鋼板
を、いったん３５０℃以上〜再結晶温度以下の温度範囲
の焼なまし予熱温度域ＰｒｅＲＡで１０〜６０秒程度の
短時間予熱保持する。
この焼なまし予熱温度域Ｐ ｒ ｅ ＲＡを施すことに
より、冷延鋼板中の窒素をＡＩＮとして微細に析出する
ようにしたものである。
より、冷延鋼板中の窒素をＡＩＮとして微細に析出する
ようにしたものである。
すなわち、アルミキルド鋼は冷延後の再結黒焼なまし初
期段階においてＡＩＮを微細に析出させやすく、これに
より再結晶集合組織を改善し、高ｒ値の得られることが
知られている。
期段階においてＡＩＮを微細に析出させやすく、これに
より再結晶集合組織を改善し、高ｒ値の得られることが
知られている。
そこで、発明者は連続焼なまし法において、ＡＩＨの析
出しやすい温度域に短時間保持することにより、ＡＩＮ
を十分析出させて集合組織を改善し、ｒ値を向上せしめ
、成形性の向上を図ると共に過時効処理によりその後の
成品にひずみ時効を発生させないようにしたものである
。
出しやすい温度域に短時間保持することにより、ＡＩＮ
を十分析出させて集合組織を改善し、ｒ値を向上せしめ
、成形性の向上を図ると共に過時効処理によりその後の
成品にひずみ時効を発生させないようにしたものである
。
そして、その後の温度過程は通常のヒートパターンと同
様の熱処理を施す。
様の熱処理を施す。
すなわち、Ａ１変態点近傍の再結黒焼なまし温度域ＲＡ
（温度は後述する）まで昇温しで２０〜１２０秒程度保
持し、この間に再結晶、粒成長の過程を経て軟化させ、
成形加工性を向上させるものである。
（温度は後述する）まで昇温しで２０〜１２０秒程度保
持し、この間に再結晶、粒成長の過程を経て軟化させ、
成形加工性を向上させるものである。
次いで、めっき処理を施した後、２５０〜４５０℃の過
時効処理温度域ＯＡまで降温して２〜４分間保持し、時
効の発生原因となる固溶炭素を減少させる方法である。
時効処理温度域ＯＡまで降温して２〜４分間保持し、時
効の発生原因となる固溶炭素を減少させる方法である。
なお、上記めっき処理は、既設の焼なまし方式の連続め
っき設備を有するラインで行えばよく、めっき処理はそ
の処理温度（めつ□浴温度約４５０℃）などから再結黒
焼なまし工程後に引続いて行うのが好ましい。
っき設備を有するラインで行えばよく、めっき処理はそ
の処理温度（めつ□浴温度約４５０℃）などから再結黒
焼なまし工程後に引続いて行うのが好ましい。
図中のＭば、めっき処理温度域を示す。
又、過時効処理においては、設備の都合上バッチ炉で過
時効処理を行う、いわゆるボストアニール法であっても
基本的にはなんら差異がないため、ボストアニールを適
用したものでもよい。
時効処理を行う、いわゆるボストアニール法であっても
基本的にはなんら差異がないため、ボストアニールを適
用したものでもよい。
すなわち、第２図に示すように、再結黒焼なまし温度域
ＲＡから急冷した後、コイルに巻取った後バッチ式加熱
炉を用いて上記２５０〜４５０℃の過時効処理温度域Ｏ
Ａに再加熱し、コールドスポット（最冷点）において３
０分以上保持する過時効処理方法である。
ＲＡから急冷した後、コイルに巻取った後バッチ式加熱
炉を用いて上記２５０〜４５０℃の過時効処理温度域Ｏ
Ａに再加熱し、コールドスポット（最冷点）において３
０分以上保持する過時効処理方法である。
又、第２図はこの発明の別の１実施例を図示したもので
、第２図の曲線２ａｌ／′ｉこの発明法を、曲線２ｂは
従来法を示した再結黒焼なまし過程及びめっき処理、過
時効処理におけるヒートパターンの曲線を示す。
、第２図の曲線２ａｌ／′ｉこの発明法を、曲線２ｂは
従来法を示した再結黒焼なまし過程及びめっき処理、過
時効処理におけるヒートパターンの曲線を示す。
上記焼なまし予熱温度域Ｐ ｒ ｅ ＲＡを３５０℃以
上〜再結晶温度以下としたのは、３５０°Ｃ未満でばＡ
ＩＮの析出に必要な熱量が得られず、又再結晶温度を越
えると、この発明の目的とする「微細ＡＩＨの析出後再
結晶させ、集合組織を改善する」というこの発明の目的
を得ることが困難となるためである。
上〜再結晶温度以下としたのは、３５０°Ｃ未満でばＡ
ＩＮの析出に必要な熱量が得られず、又再結晶温度を越
えると、この発明の目的とする「微細ＡＩＨの析出後再
結晶させ、集合組織を改善する」というこの発明の目的
を得ることが困難となるためである。
又、その時間を１０秒以上保持すれば、その間に十分Ａ
■Ｎを析出できる。
■Ｎを析出できる。
このＡＩＮ析出時間は長いほど好ましいが、設備長さの
増大につながることから、実質的には６０秒ぐらいが上
限となる。
増大につながることから、実質的には６０秒ぐらいが上
限となる。
上記再結黒焼なまし温度域ＲＡば、再結晶温度以上８５
０℃以下又は通常と同じ７００〜８５０℃の範囲のいず
れでもよいが、炉の燃料原単位を考慮してできるだけ低
い方がよい。
０℃以下又は通常と同じ７００〜８５０℃の範囲のいず
れでもよいが、炉の燃料原単位を考慮してできるだけ低
い方がよい。
この点に関し、フェライト−相組織鋼の場合後述するｒ
値の向上により、再結晶温度以上〜８５０℃以下で再結
黒焼なましが可能となり、好ましくは６５０〜７５０℃
がよい。
値の向上により、再結晶温度以上〜８５０℃以下で再結
黒焼なましが可能となり、好ましくは６５０〜７５０℃
がよい。
又、その保持時間は長い方がよいが、設備上許容範囲内
の２０−１２０秒程度で十分結晶焼なまし処理効果が得
られる。
の２０−１２０秒程度で十分結晶焼なまし処理効果が得
られる。
一方、フェライト＋マルテンサイトの複合組織を有する
いわゆる二相組織鋼の場合、再結黒焼なまし温度はフェ
ライトα＋オーステナイトγ域で均熱保持し、γ相への
成分元素濃化を図るため、７５０〜８５０℃が必要であ
る。
いわゆる二相組織鋼の場合、再結黒焼なまし温度はフェ
ライトα＋オーステナイトγ域で均熱保持し、γ相への
成分元素濃化を図るため、７５０〜８５０℃が必要であ
る。
その保持時間は長い方がよいが、設備上許容範囲内の２
０〜１２０秒程度でその効果が得られる。
０〜１２０秒程度でその効果が得られる。
又、過時効処理温度ＯＡは、通常と同じ２５０〜４５０
°Ｃの時効処理に適した温度範囲でよく、その時間も同
じく通常の２〜４分の時効処理時間で十分である。
°Ｃの時効処理に適した温度範囲でよく、その時間も同
じく通常の２〜４分の時効処理時間で十分である。
上記焼なまし炉内における焼なましの予熱操作は、炉内
の温度調整を行うことにより、容易にこの発明の焼なま
し予熱帯を設けることができる。
の温度調整を行うことにより、容易にこの発明の焼なま
し予熱帯を設けることができる。
このように、再結黒焼なまし時のヒートパターンを一部
変えるのみで、成品のｒ値が向上し、成形性がすぐれ、
ひずみ時効の発生を抑制した高品質の成品を製造するこ
とができる。
変えるのみで、成品のｒ値が向上し、成形性がすぐれ、
ひずみ時効の発生を抑制した高品質の成品を製造するこ
とができる。
このｒ値の向上に伴い、下記に示す種々の問題も解消さ
れる。
れる。
すなわち、ダウンコイラでの７５０°Ｃ前後の高温巻取
りを要せず、コイルの巻取温度を６００°Ｃ以下にして
も確実にｒ値の向上を図ることができる。
りを要せず、コイルの巻取温度を６００°Ｃ以下にして
も確実にｒ値の向上を図ることができる。
したがって、高温巻取りにより生じる脱スケール性、表
面性状の悪化や結晶粒の粗大化、形状不良などを抑制す
ることができる。
面性状の悪化や結晶粒の粗大化、形状不良などを抑制す
ることができる。
又、再結黒焼なまし温度域ＲＡは、通常集合組織の改善
を図ってｒ値を向上し得るように、短時間内に７００〜
８５０℃まで昇温しでいるが、この発明法においては予
熱段階を新たに設けてｒ値を向上し得るものであるから
、フェライト−相組織鋼の場合、再結黒焼なまし温度域
ＲＡを６５０〜７５０℃程度まで下げることができる。
を図ってｒ値を向上し得るように、短時間内に７００〜
８５０℃まで昇温しでいるが、この発明法においては予
熱段階を新たに設けてｒ値を向上し得るものであるから
、フェライト−相組織鋼の場合、再結黒焼なまし温度域
ＲＡを６５０〜７５０℃程度まで下げることができる。
このため、連続炉における燃料原単位を確実に低減でき
る。
る。
又、チタンの添加や真空脱炭処理なども要せず、きわめ
て簡単かつ確実にｒ値の向上を得ることができる。
て簡単かつ確実にｒ値の向上を得ることができる。
又、この発明のアルミキルド鋼冷延鋼板は、例えば連続
鋳造法又は造塊法により製造しためつき鋼板用高張力冷
延鋼板、二相組織高張力冷延鋼板が対象となる。
鋳造法又は造塊法により製造しためつき鋼板用高張力冷
延鋼板、二相組織高張力冷延鋼板が対象となる。
この発明において、鋼の化学成分を限定したのは次の理
由による。
由による。
炭素は、強度を得るために必要な元素であるが、炭素が
０，１５％を越えると、溶接性が悪化するため、０．１
５％以下とした。
０，１５％を越えると、溶接性が悪化するため、０．１
５％以下とした。
けい素は、０．２０％を越えると、鋼板表面に焼なまし
時に着色し、又スケールによる表面欠陥となるため、０
．２０％以下とした。
時に着色し、又スケールによる表面欠陥となるため、０
．２０％以下とした。
マンガンは、強度を得るために必要な元素であるが、０
．４０％未満では目標とする強度を得るには十分でなく
、フェライト−相組織鋼の場合はマンガン量は０．４０
〜１．５０％が適しているが、方フェライト＋マルテノ
サイトニ相組織鋼の場合のマンガン量は１．５％以上が
必要であるが、３．０％を越えると溶製が困難であり、
かつコスト高となるため、０．４０〜３．０％とした。
．４０％未満では目標とする強度を得るには十分でなく
、フェライト−相組織鋼の場合はマンガン量は０．４０
〜１．５０％が適しているが、方フェライト＋マルテノ
サイトニ相組織鋼の場合のマンガン量は１．５％以上が
必要であるが、３．０％を越えると溶製が困難であり、
かつコスト高となるため、０．４０〜３．０％とした。
りんば、高張力化に必要であるが、０．２ ’Ｏ％を越
えると、二次加工脆化の危険性があり、又スポット溶接
性が劣化するため０．２０％以下とした。
えると、二次加工脆化の危険性があり、又スポット溶接
性が劣化するため０．２０％以下とした。
アルミニウムは、ＡＩＨの析出に必要で、０．０２％未
満では効果が少なく、０．１５％を越えるとスラブ加熱
時のＡＩＮの固溶化が不完全となり、結晶粒の微細化に
より延性が低下するため、０．０２〜０．１５％とした
。
満では効果が少なく、０．１５％を越えるとスラブ加熱
時のＡＩＮの固溶化が不完全となり、結晶粒の微細化に
より延性が低下するため、０．０２〜０．１５％とした
。
窒素は、伸びを向上させるためには少ない方がよいが、
０．００２５％未満ではＡＩＨの析出が不十分であり、
０．０２０％を越えると伸びが低下し、アルミニウムと
相俟ってスラブ加熱時のＡＩＮの固溶化が不完全となる
ため、０．００２５〜０．０２０％とした。
０．００２５％未満ではＡＩＨの析出が不十分であり、
０．０２０％を越えると伸びが低下し、アルミニウムと
相俟ってスラブ加熱時のＡＩＮの固溶化が不完全となる
ため、０．００２５〜０．０２０％とした。
クロムは、強度向上のため及び二相組織化にあたり、マ
ンガン量の低減に有効であるが、０．５％を越えると、
添加のわりにこれらの効果の上昇がすくない上むしろ集
合組織を劣化させるので、０．５％以下とした。
ンガン量の低減に有効であるが、０．５％を越えると、
添加のわりにこれらの効果の上昇がすくない上むしろ集
合組織を劣化させるので、０．５％以下とした。
又、モリブデンも同様の理由により、０．３％以下とし
た。
た。
又、熱間圧延後の巻取温度を６００’Ｃ以下３００℃以
上としたのは、６００°Ｃを越えると巻取後の冷却中に
大型のＡＩＮが析出してしまい、本来の目的である処の
予熱温度域ＰｒｅＲＡでの微細なＡＩＨの析出が不可能
となるため、６００℃以下とした。
上としたのは、６００°Ｃを越えると巻取後の冷却中に
大型のＡＩＮが析出してしまい、本来の目的である処の
予熱温度域ＰｒｅＲＡでの微細なＡＩＨの析出が不可能
となるため、６００℃以下とした。
また、３００℃以下では巻取時の銅帯強度が高く、巻取
が困難となり、製造上の不具合を生じたり、水冷却のた
めの水量を増大または能率の低下をきたす。
が困難となり、製造上の不具合を生じたり、水冷却のた
めの水量を増大または能率の低下をきたす。
一方で３００℃以下としても、絞り性向上に対する効果
は変らない。
は変らない。
このため、巻取温度の下限は３００℃とした。
又、酸洗して表面を脱スケール処理した鋼板を、圧下率
４０％以上で冷間圧延を行うのは、通常の絞り用めっき
鋼板等と同様で成品の寸法精度、形状性の向上や再結晶
集合組織を改善するためである。
４０％以上で冷間圧延を行うのは、通常の絞り用めっき
鋼板等と同様で成品の寸法精度、形状性の向上や再結晶
集合組織を改善するためである。
〔実施例 １〕
高張力めっき鋼板試ｑ、％ １ 、２ 、３ 、８と、
二相組織高張力めっき鋼板試料Ａ４，５，６，７゜９の
製造過程を例にとって、この発明法と従来法とを比較し
た実施結果を第１表に示し、その成品の組成と焼なまし
処理条件を併せて示した。
二相組織高張力めっき鋼板試料Ａ４，５，６，７゜９の
製造過程を例にとって、この発明法と従来法とを比較し
た実施結果を第１表に示し、その成品の組成と焼なまし
処理条件を併せて示した。
なお、めっき処理は付着量４５／４５９／−合金化処理
を標準とした。
を標準とした。
なお、めっき処理はゼンジミア式連続亜鉛めっき用の連
続炉を用いた。
続炉を用いた。
又、この発明の試ｌ＃＋Ａ３の過時効処理はバッチ炉で
行った（ボストアニール）。
行った（ボストアニール）。
上記第１表より、この発明の試刺應１〜應７は従来法の
試ｑＡ８．Ａ９に比べてｒ値を大幅に向上させることが
できた。
試ｑＡ８．Ａ９に比べてｒ値を大幅に向上させることが
できた。
このことは、この発明法のＡＩＮを析出させるという予
熱焼なましを施すことによってｒ値の向上に著しく貢献
できることがわかる。
熱焼なましを施すことによってｒ値の向上に著しく貢献
できることがわかる。
この発明は上記のごとく、連続焼なまし法において、所
定の焼なまし高温度まで急熱せず、予熱過程を経て再結
晶焼なまし処理を施すことにより、成形性にすぐれたア
ルミキルド鋼高強度めっきｍ板を低コストで、しかも容
易に製造できるものである。
定の焼なまし高温度まで急熱せず、予熱過程を経て再結
晶焼なまし処理を施すことにより、成形性にすぐれたア
ルミキルド鋼高強度めっきｍ板を低コストで、しかも容
易に製造できるものである。
第１図はこの発明の再結晶焼なまし過程のヒートパター
ンを示す図表、第２図はこの発明の他の再結晶焼なまし
過程のヒートパターンの実施例を示す図表である。 Ｐ ｒ ｅ ＲＡ・・・・・・焼なまし予熱温度域、Ｒ
Ａ・・・・・・再結晶焼なまし温度域、Ｍ・・・・・・
めっき処理温度域、ＯＡ・・・・・・過時効処理温度域
、１ａ、２ａ・・・・・・この発明法の再結晶焼なまし
過程におけるヒートパターンの曲線例、１ｂ、２ｂ・・
・・・・従来法の再結晶焼なまし過程におけるヒートパ
ターンの曲線例。
ンを示す図表、第２図はこの発明の他の再結晶焼なまし
過程のヒートパターンの実施例を示す図表である。 Ｐ ｒ ｅ ＲＡ・・・・・・焼なまし予熱温度域、Ｒ
Ａ・・・・・・再結晶焼なまし温度域、Ｍ・・・・・・
めっき処理温度域、ＯＡ・・・・・・過時効処理温度域
、１ａ、２ａ・・・・・・この発明法の再結晶焼なまし
過程におけるヒートパターンの曲線例、１ｂ、２ｂ・・
・・・・従来法の再結晶焼なまし過程におけるヒートパ
ターンの曲線例。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 炭素０．１５％以下、けい素０．２０％以下、マン
ガン０．４０〜３．０％、りん０．２０％以下、アルミ
ニウム０．０２〜０．１５％、窒素０．００２５〜０、
０２０％、残部実質的に鉄よりなる鋼を、通常の熱間圧
延を施して６００℃以下３００℃以上でコイルに巻取り
、酸洗後圧下率４．０％以上で冷間圧延を行った後、３
５０℃以上再結晶温度以下の温度域に１０〜６０秒予熱
保持し、引続き再結晶温度以上８５０℃以下の温度域に
短時間保持して再結晶焼なましを行い、引続きめつき処
理を施し、次いで２５０〜４５０℃の温度域に降温しで
過時効処理を施すか、めっき処理後コイルに巻取った後
パッチ炉で再加熱して２５０〜４５０°Ｃの温度域で過
時効処理を施すことを特徴とする成形性のすぐれた高張
力めつぎ鋼板の製造法。 ２ 炭素０１１５％以下、けい素０．２０％以下、マン
ガン０．４０〜３．０％、りん０．２０％以下、アルミ
ニウム０．０２〜０．１５％、窒素０．００２５〜０．
０２０％にクロム０．５％以下、モリブデン０．３％以
下のうち１種又は２種を含有し、残部は実質的に鉄及び
不可避的不純物よりなる鋼を、通常の熱間圧延を施して
６００’Ｃ以下３００℃以上でコイルに巻取り、酸洗後
圧下率４０％以上で冷間圧延を行った後、３５０’Ｃ以
上再結晶温度以下の温度域に１０〜６０秒予熱保持し、
引＠き再結晶温度以上８５０℃以下の温度域に短時間保
持して再結晶焼なましを行い、引続きめつき処理を施し
、次いで２５０〜４５０℃の温度域に降温して過時効処
理を施すか、めっき処理後コイルに巻取った後バッチ炉
で、再加熱し２５０〜４５０ ’Ｃの温度域で過時効処
理を施すことを特徴とする成形性のすぐれた高張力めっ
き鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9433980A JPS5858413B2 (ja) | 1980-07-09 | 1980-07-09 | 成形性のすぐれた高張力めつき鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9433980A JPS5858413B2 (ja) | 1980-07-09 | 1980-07-09 | 成形性のすぐれた高張力めつき鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5719332A JPS5719332A (en) | 1982-02-01 |
| JPS5858413B2 true JPS5858413B2 (ja) | 1983-12-24 |
Family
ID=14107527
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9433980A Expired JPS5858413B2 (ja) | 1980-07-09 | 1980-07-09 | 成形性のすぐれた高張力めつき鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5858413B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006109522A1 (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4591395A (en) * | 1983-05-05 | 1986-05-27 | Armco Inc. | Method of heat treating low carbon steel strip |
| KR20020046708A (ko) * | 2000-12-15 | 2002-06-21 | 이구택 | 내시효성이 우수한 자동차 구조부재용 고성형 고강도저탄소 냉연강판의 제조 방법 |
-
1980
- 1980-07-09 JP JP9433980A patent/JPS5858413B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006109522A1 (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5719332A (en) | 1982-02-01 |
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