JPS5943975B2 - 高張力溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 - Google Patents
高張力溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法Info
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- JPS5943975B2 JPS5943975B2 JP13413679A JP13413679A JPS5943975B2 JP S5943975 B2 JPS5943975 B2 JP S5943975B2 JP 13413679 A JP13413679 A JP 13413679A JP 13413679 A JP13413679 A JP 13413679A JP S5943975 B2 JPS5943975 B2 JP S5943975B2
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- Japan
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- cooling
- steel
- heated
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は高張力溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関す
るものである。
るものである。
従来、高張力溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法としては、
亜鉛メッキ原板に高炭素鋼を用いる方法、40%以下の
冷間圧延材を回復焼鈍した後、溶融亜鉛浴に通す方法等
がとられていたが、これらの方法では、加工性の劣るも
のしか製造できないという問題があるので、自動車用鋼
板として使用できなかつた。
亜鉛メッキ原板に高炭素鋼を用いる方法、40%以下の
冷間圧延材を回復焼鈍した後、溶融亜鉛浴に通す方法等
がとられていたが、これらの方法では、加工性の劣るも
のしか製造できないという問題があるので、自動車用鋼
板として使用できなかつた。
この発明は、上述のような観点から、加工性のきわめて
良好な高張力溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法を提供する
ものであつて、を含有するとともに、 なる関係を満足し、必要に応じて上記成分に、Nb,T
l.Vのうち1種または2種をその重量%の合計が0.
01〜0.20%となるように添加するか、または、C
r,MOのうち1種または2種をその重量%の合計が0
.05〜2.00%となるように添加してなる鋼を熱間
圧延または冷間圧延し、この圧延鋼板を連続溶融亜鉛メ
ツキラインで720〜900℃に加熱した後、この加熱
鋼板を冷却回転体により500〜460℃まで、100
〜3000C/Secの冷却速度で急冷し、次いで、溶
融亜鉛メツキを施こした後、この溶融亜鉛メツキ鋼板を
350℃以下まで、100G/Sec以上の冷却速度で
急冷することに特徴を有する。
良好な高張力溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法を提供する
ものであつて、を含有するとともに、 なる関係を満足し、必要に応じて上記成分に、Nb,T
l.Vのうち1種または2種をその重量%の合計が0.
01〜0.20%となるように添加するか、または、C
r,MOのうち1種または2種をその重量%の合計が0
.05〜2.00%となるように添加してなる鋼を熱間
圧延または冷間圧延し、この圧延鋼板を連続溶融亜鉛メ
ツキラインで720〜900℃に加熱した後、この加熱
鋼板を冷却回転体により500〜460℃まで、100
〜3000C/Secの冷却速度で急冷し、次いで、溶
融亜鉛メツキを施こした後、この溶融亜鉛メツキ鋼板を
350℃以下まで、100G/Sec以上の冷却速度で
急冷することに特徴を有する。
次に、この発明において各元素の含有成分量の数値を上
述のように限定した理由について説明する。Cは、0.
20%を超えると加工性及び溶接性が劣化するので、0
.20%以下とした。
述のように限定した理由について説明する。Cは、0.
20%を超えると加工性及び溶接性が劣化するので、0
.20%以下とした。
Siは、鋼の強化元素として有効な成分であるが、0.
30%を越えると、溶融亜鉛メツキの密着性が劣化する
ので、0.30%以下とした。
30%を越えると、溶融亜鉛メツキの密着性が劣化する
ので、0.30%以下とした。
Mnは、鋼の焼入性を高めるのに有効な元素であり、素
材をA1〜A3変態点間のフエライトとオーステナイト
の2相域に加熱した後、冷却する際にオーステナイトを
マルテンサイト、ベイナイトあるいはトルースタイトの
ような硬質相に変態させ、複合組織とするため添加する
。ところが1.0%未満ではこのような効果はない。一
方、多く添加する程有効であるが、2.5%を越えると
メツキ密着性の劣化を招くので好ましくない。従つて、
1.0〜2.5%とした。尚、Si゛とMnは、多量に
添加するとメツキ密着性を害するため、それぞれ単独で
は前述の如き添加範囲とするが、Si(5Mnの複合添
加の場合には更にSl×5+Mnく2,5%に限定する
必要がある。
材をA1〜A3変態点間のフエライトとオーステナイト
の2相域に加熱した後、冷却する際にオーステナイトを
マルテンサイト、ベイナイトあるいはトルースタイトの
ような硬質相に変態させ、複合組織とするため添加する
。ところが1.0%未満ではこのような効果はない。一
方、多く添加する程有効であるが、2.5%を越えると
メツキ密着性の劣化を招くので好ましくない。従つて、
1.0〜2.5%とした。尚、Si゛とMnは、多量に
添加するとメツキ密着性を害するため、それぞれ単独で
は前述の如き添加範囲とするが、Si(5Mnの複合添
加の場合には更にSl×5+Mnく2,5%に限定する
必要がある。
Pは、少ない方が鋼の加工性が良好になるので0.03
0%以下とした。
0%以下とした。
Sは、MnSを形成し、鋼の加工性を劣化させるので、
少ない程好ましく、このため0.020%以下とした。
少ない程好ましく、このため0.020%以下とした。
Atは、鋼の脱酸を目的として添加されるが、SOt.
!v!.として0.01Z0未満ではSiO2系の介在
物が生じ鋼の加工性を害する。
!v!.として0.01Z0未満ではSiO2系の介在
物が生じ鋼の加工性を害する。
一方、0.10%を越えても添加効果が飽和しコスト上
昇を招くのでSOt.!4J!.は0.01〜0.10
%に限定した。必要に応じて、Nb,Ti,Vのうち1
種または2種をその重量70の合計が0.01〜0,2
0%となるように添加する理由は、何れの元素も炭窒化
物を形成して引張り強さ、降伏点を高くする性質を有し
、引張り強度レベルや降伏比を高める必要のある場合に
添加するが、添加量は0.01%未満では前記効果がな
く、0.20%を越えて添加しても効果が飽和し、コス
ト面で不利となるからである。従つて、0.01〜0.
2070とした。また、必要に応じて、Cr,MOのう
ち1種または2種をその重量ZOの合計が0.05〜2
.00%となるように添加する理由は、これらの元素は
焼人性を高めるために添加し、冷却時にオーステナイト
をマルテンサイト等の硬質相に変態させ易くし、強度を
高めるのに有効であるが、0.05%未満ではその添加
効果がなく、一方、2.00%を越えて添加すると効果
はあるがコスト高となる。従つて、0.05〜2.00
%とした。この発明は、上記成分を含有した鋼を素材と
し、熱間あるいは冷間圧延して圧延鋼板とし、これをラ
イン内焼鈍炉を有する連続式溶融亜鉛メツキラインに通
すが、そのときの加熱温度を720〜900℃のA1〜
A3変態点間の温度に限定した理由は、上記成分からな
る鋼をこの温度に加熱することによりフエライトとオー
ステナイトの混合組織とし、後の冷却過程でオーステナ
イトをマルテンサイト等の硬質相に変態させて強度を上
昇させるためである。
昇を招くのでSOt.!4J!.は0.01〜0.10
%に限定した。必要に応じて、Nb,Ti,Vのうち1
種または2種をその重量70の合計が0.01〜0,2
0%となるように添加する理由は、何れの元素も炭窒化
物を形成して引張り強さ、降伏点を高くする性質を有し
、引張り強度レベルや降伏比を高める必要のある場合に
添加するが、添加量は0.01%未満では前記効果がな
く、0.20%を越えて添加しても効果が飽和し、コス
ト面で不利となるからである。従つて、0.01〜0.
2070とした。また、必要に応じて、Cr,MOのう
ち1種または2種をその重量ZOの合計が0.05〜2
.00%となるように添加する理由は、これらの元素は
焼人性を高めるために添加し、冷却時にオーステナイト
をマルテンサイト等の硬質相に変態させ易くし、強度を
高めるのに有効であるが、0.05%未満ではその添加
効果がなく、一方、2.00%を越えて添加すると効果
はあるがコスト高となる。従つて、0.05〜2.00
%とした。この発明は、上記成分を含有した鋼を素材と
し、熱間あるいは冷間圧延して圧延鋼板とし、これをラ
イン内焼鈍炉を有する連続式溶融亜鉛メツキラインに通
すが、そのときの加熱温度を720〜900℃のA1〜
A3変態点間の温度に限定した理由は、上記成分からな
る鋼をこの温度に加熱することによりフエライトとオー
ステナイトの混合組織とし、後の冷却過程でオーステナ
イトをマルテンサイト等の硬質相に変態させて強度を上
昇させるためである。
次に、上記720〜900℃の温度に加熱された鋼板を
冷却回転体により500〜460℃の温度に急冷した後
、溶融亜鉛メツキ浴中に導入するが、以下、これについ
て説明する。
冷却回転体により500〜460℃の温度に急冷した後
、溶融亜鉛メツキ浴中に導入するが、以下、これについ
て説明する。
この発明は、鋼をフエライトと硬質な変態相との混合組
織とすることによつて強度を上昇させることを基本とし
ているため、鋼板の冷却速度はできるだけ速くすること
が望ましい。すなわち、この冷却速度が遅くなると冷却
途中で拡散変態を起し易く、目標の強度を得るのに充分
な量の硬質相を得にくくなる結果、更に、焼入性を高め
るための合金元素の添加量を増す必要が生じる。通常の
連続溶融亜鉛メツキラインにおける急冷帯はガスジェッ
ト冷却であるので、その冷却速度は高々3『C/Sec
程度しか得られなかつた。この発明は、このような問題
を解消するために、水冷式の冷却回転体を用い、これと
鋼帯とを接触させて鋼帯を所定の温度まで急冷する方法
をとつたのである。この方法によれば、100〜300
たC/SecO冷却速度は簡単に得られるとともに所定
の温度で急冷を停止することも容易に行なえる。第1図
には、上記冷却回転体の一例がその断面図で示されてい
る。
織とすることによつて強度を上昇させることを基本とし
ているため、鋼板の冷却速度はできるだけ速くすること
が望ましい。すなわち、この冷却速度が遅くなると冷却
途中で拡散変態を起し易く、目標の強度を得るのに充分
な量の硬質相を得にくくなる結果、更に、焼入性を高め
るための合金元素の添加量を増す必要が生じる。通常の
連続溶融亜鉛メツキラインにおける急冷帯はガスジェッ
ト冷却であるので、その冷却速度は高々3『C/Sec
程度しか得られなかつた。この発明は、このような問題
を解消するために、水冷式の冷却回転体を用い、これと
鋼帯とを接触させて鋼帯を所定の温度まで急冷する方法
をとつたのである。この方法によれば、100〜300
たC/SecO冷却速度は簡単に得られるとともに所定
の温度で急冷を停止することも容易に行なえる。第1図
には、上記冷却回転体の一例がその断面図で示されてい
る。
この冷却回転体は端部に軸受3により支持された中空軸
体2を有する回転体本体1内に同心円状に、外周にスパ
イラル状にフイン5が形成された整流体4を設けたもの
でなつていて、前記中空軸体2の両端には夫々回転軸受
6を介して給水用配管7及び排水用配管8が接続されて
いる。冷却水は、前記給水用配管7から中空軸体2を通
つて回転体本体1内に入り、前記フイン5にガイドされ
てスパイラル状に回転体本体1内を流れた後、他方の中
空軸体2を通つて排水用配管8から排出される。従つて
、前記回転体本体1に鋼帯を接触させれば、前記鋼帯は
水冷された前記回転体本体1により冷却される。尚、前
記回転体の構造は、これと同様な効果をもたらすもので
あれば他の構造のものであつても良い。次に、上記50
0〜460℃に急冷された亜鉛メツキ鋼帯を350℃以
下の温度まで急冷するが、この場合の冷却は水スプレー
、気体噴射、その他の冷却媒体でスプレーまたは浸漬処
理により行なう。
体2を有する回転体本体1内に同心円状に、外周にスパ
イラル状にフイン5が形成された整流体4を設けたもの
でなつていて、前記中空軸体2の両端には夫々回転軸受
6を介して給水用配管7及び排水用配管8が接続されて
いる。冷却水は、前記給水用配管7から中空軸体2を通
つて回転体本体1内に入り、前記フイン5にガイドされ
てスパイラル状に回転体本体1内を流れた後、他方の中
空軸体2を通つて排水用配管8から排出される。従つて
、前記回転体本体1に鋼帯を接触させれば、前記鋼帯は
水冷された前記回転体本体1により冷却される。尚、前
記回転体の構造は、これと同様な効果をもたらすもので
あれば他の構造のものであつても良い。次に、上記50
0〜460℃に急冷された亜鉛メツキ鋼帯を350℃以
下の温度まで急冷するが、この場合の冷却は水スプレー
、気体噴射、その他の冷却媒体でスプレーまたは浸漬処
理により行なう。
尚、その後、必要に応じて過時効処理を施こしても良い
。溶融亜鉛メツキ後、メツキ鋼帯を350℃以下まで、
10ツC/?以上の冷却速度で急冷するのは、焼鈍後の
急冷によるマルテンサイトおよび/またはベイナイト等
の硬質層が、焼戻し処理を受けて軟化することを防止す
るためであり、1『C/S5未満の冷却速度では、軟化
を防止できない。第2図には、上記ライン内の熱サイク
ルが示されている。
。溶融亜鉛メツキ後、メツキ鋼帯を350℃以下まで、
10ツC/?以上の冷却速度で急冷するのは、焼鈍後の
急冷によるマルテンサイトおよび/またはベイナイト等
の硬質層が、焼戻し処理を受けて軟化することを防止す
るためであり、1『C/S5未満の冷却速度では、軟化
を防止できない。第2図には、上記ライン内の熱サイク
ルが示されている。
上記熱サイクルを特徴とするこの発明では、素材となる
鋼の焼入性を高めるために添加する合金元素量を少なく
することができるためにコスト低減が計れる。
鋼の焼入性を高めるために添加する合金元素量を少なく
することができるためにコスト低減が計れる。
次に、実施例について説明する。
転炉にて第1表に示される成分を含有する鋼を出鋼し、
連続鋳造法によりスラブを鋳造し、このスラブを通常の
熱延条件にて板厚2.8mmに熱延し、次いで酸洗し、
一方は熱延まま、他方は0.8m1Lに冷間圧延後、そ
れぞれライン内焼鈍炉を有する連続式溶融亜鉛メツキラ
インに通し、両面501菅の亜鉛メツキ処理を施こした
。
連続鋳造法によりスラブを鋳造し、このスラブを通常の
熱延条件にて板厚2.8mmに熱延し、次いで酸洗し、
一方は熱延まま、他方は0.8m1Lに冷間圧延後、そ
れぞれライン内焼鈍炉を有する連続式溶融亜鉛メツキラ
インに通し、両面501菅の亜鉛メツキ処理を施こした
。
尚、このときの加熱温度は800℃であり、急冷帯の冷
却速度は100〜300℃/.Ecで、メツキ後は水ス
プレーで約200℃まで急冷した。以上の方法により製
造した亜鉛メツキ鋼板1〜8の機械的性質、メツキ密着
性の結果が第2表及び第3表に比較鋼9,10と合わせ
て示されている。
却速度は100〜300℃/.Ecで、メツキ後は水ス
プレーで約200℃まで急冷した。以上の方法により製
造した亜鉛メツキ鋼板1〜8の機械的性質、メツキ密着
性の結果が第2表及び第3表に比較鋼9,10と合わせ
て示されている。
尚、第2表はメツキ原板が酸洗板の場合であり、第3表
はメツキ原板が冷延板の場合である。また、第2表及び
第3表において、曲げテストは、1.0トン曲げで判定
し、デユポン落錘テストは、先端径1/2′5で100
0fの重りを500鵡の高さから試験メツキ原板上に落
下させて判定したものである。上記結果から明らかなよ
うに、この発明の方法により製造した高張力溶融亜鉛メ
ツキ鋼板は優れた加工性を有し、しかも、メツキ密着性
も良好であるため、自動車用鋼板として非常に優れてい
ることがわかる。
はメツキ原板が冷延板の場合である。また、第2表及び
第3表において、曲げテストは、1.0トン曲げで判定
し、デユポン落錘テストは、先端径1/2′5で100
0fの重りを500鵡の高さから試験メツキ原板上に落
下させて判定したものである。上記結果から明らかなよ
うに、この発明の方法により製造した高張力溶融亜鉛メ
ツキ鋼板は優れた加工性を有し、しかも、メツキ密着性
も良好であるため、自動車用鋼板として非常に優れてい
ることがわかる。
以上説明したように、この発明によれば、40Kf/m
!t以上の高引張り強度を有し、しかも優れた加工性及
びメツキ密着性を備えた亜鉛メツキ鋼板が製造できると
いうきわめて有用な効果がもたらされる。
!t以上の高引張り強度を有し、しかも優れた加工性及
びメツキ密着性を備えた亜鉛メツキ鋼板が製造できると
いうきわめて有用な効果がもたらされる。
第1図は、この発明の方法に使用する冷却回転体の一例
を示す断面図、第2図は、この発明の方法の熱サイクル
を示す図である。
を示す断面図、第2図は、この発明の方法の熱サイクル
を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.20%以下、 Si:0.30%以下、 Mn:1.0〜2.5%、 P:0.030%以下、 S:0.020%以下、 Sol.Al:0.01〜0.10% を含有するとともに、 Si×5+Mn<2.5%(以上重量%)なる関係を満
足する鋼を熱間圧延または冷間圧延し、この圧延鋼板を
連続溶融亜鉛メッキラインで720〜900℃に加熱し
た後、この加熱鋼板を冷却回転体により500〜460
℃まで、100〜300℃/secの冷却速度で急冷し
、次いで、溶触亜鉛メッキを施こした後、この溶融亜鉛
メッキ鋼板を350℃以下まで、10℃/sec以上の
冷却速度で急冷することを特徴とする高張力溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。 2 C:0.20%以下、 Si:0.30%以下、 Mn:1.0〜2.5%、 P:0.030%以下、 S:0.020%以下、 Sol.Al:0.01〜0.10% を含有するとともに、 Si×5+Mn<2.5%(以上重量%)なる式を満足
し、かつ、上記成分に、 Nb、Ti、Vのうち1種または2種をその重量%の合
計が0.01〜0.20%となるように添加するか、ま
たは、Cr、Moのうち1種または2種をその重量%の
合計が0.05〜2.00%となるように添加してなる
鋼を熱間圧延または冷間圧延し、この圧延鋼板を連続溶
融亜鉛メッキラインで720〜900℃に加熱した後、
この加熱鋼板を冷却回転体により500〜460℃まで
、100〜300℃/secの冷却速度で急冷し、次い
で、溶融亜鉛メッキを施こした後、この溶融亜鉛メッキ
鋼板を350℃以下まで、10℃/sec以上の冷却速
度で急冷することを特徴とする高張力溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13413679A JPS5943975B2 (ja) | 1979-10-19 | 1979-10-19 | 高張力溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13413679A JPS5943975B2 (ja) | 1979-10-19 | 1979-10-19 | 高張力溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5658927A JPS5658927A (en) | 1981-05-22 |
JPS5943975B2 true JPS5943975B2 (ja) | 1984-10-25 |
Family
ID=15121306
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13413679A Expired JPS5943975B2 (ja) | 1979-10-19 | 1979-10-19 | 高張力溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5943975B2 (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 (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5735673A (en) * | 1980-08-11 | 1982-02-26 | Kobe Steel Ltd | High strength galvanized steel plate with surperior deep drawability |
US4361448A (en) * | 1981-05-27 | 1982-11-30 | Ra-Shipping Ltd. Oy | Method for producing dual-phase and zinc-aluminum coated steels from plain low carbon steels |
JPS63145754A (ja) * | 1986-12-10 | 1988-06-17 | Ngk Spark Plug Co Ltd | 点火プラグ主体金具及びその製造方法 |
JPS63266046A (ja) * | 1986-12-10 | 1988-11-02 | Ngk Spark Plug Co Ltd | 点火プラグ主体金具用鋼及びその製造方法 |
JPH0639676B2 (ja) * | 1988-02-04 | 1994-05-25 | 住友金属工業株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP2806121B2 (ja) * | 1992-01-08 | 1998-09-30 | 日本鋼管株式会社 | 加工性及び材質安定性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼材の製造方法 |
JP4569071B2 (ja) * | 2003-03-24 | 2010-10-27 | Jfeスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1979
- 1979-10-19 JP JP13413679A patent/JPS5943975B2/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 |
---|---|
JPS5658927A (en) | 1981-05-22 |
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