JPS5946296B2 - 高張力溶融亜鉛メッキ用鋼板 - Google Patents
高張力溶融亜鉛メッキ用鋼板Info
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- JPS5946296B2 JPS5946296B2 JP54008488A JP848879A JPS5946296B2 JP S5946296 B2 JPS5946296 B2 JP S5946296B2 JP 54008488 A JP54008488 A JP 54008488A JP 848879 A JP848879 A JP 848879A JP S5946296 B2 JPS5946296 B2 JP S5946296B2
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- steel
- steel plate
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は高張力亜鉛メッキ用鋼板に関する。
近時、自動車車体の強度向上あるいは重量軽減を目的と
する高張力鋼板の利用ならびに耐食性向上を目的とする
亜鉛メッキ鋼板の利用が進められており、自動車用に適
した高張力亜鉛メッキ鋼板の開発が望まれている。自動
車用鋼板は、プレス成形あるいはロール成形して使用さ
れるので、成形時割れやしわが発生しないことおよび形
状性が良好なことが必要である。
する高張力鋼板の利用ならびに耐食性向上を目的とする
亜鉛メッキ鋼板の利用が進められており、自動車用に適
した高張力亜鉛メッキ鋼板の開発が望まれている。自動
車用鋼板は、プレス成形あるいはロール成形して使用さ
れるので、成形時割れやしわが発生しないことおよび形
状性が良好なことが必要である。
形状性とは鋼板がプレス型あるいはロール型によくなじ
みかつ成形品を型からはずした時スプリングバックしに
くいことであり、鋼板の降伏強度が低いほどまた降伏比
（降伏強度／引張強度）が低いほど良好なことが一般に
知られている。しかるに一般のフェライト＋パーライト
組織の低炭素鋼板では、その降伏比は０．６５〜０．８
５の範囲にありあまり変化しないので、鋼の引張強度が
増すと降伏強度は上昇してしまい、一般的に言つて高張
力鋼板のプレス成形品の形状性ははなはだ悪く自動車用
にはあまり使用されていなかつた。最近フェライト地中
にマルテンサイトを細かく分散させた鋼板が開発された
。この鋼では、該マルテンサイトが転位の発生源となり
ー様な変形が比較的容易に行なわれて０．６０以下の低
い降伏比が容易に得られるため、引張強度が高くても降
伏強度が低いことおよび加工硬化が著しいこと（低降伏
比に相当）のためプレス成形品の形状性が良好なことが
確認されている。０．６０以下の低い降伏比を得るため
には、急速加熱、短時間焼鈍、急速冷却の過程よりなる
連続焼鈍法によるのが最適とされている。
みかつ成形品を型からはずした時スプリングバックしに
くいことであり、鋼板の降伏強度が低いほどまた降伏比
（降伏強度／引張強度）が低いほど良好なことが一般に
知られている。しかるに一般のフェライト＋パーライト
組織の低炭素鋼板では、その降伏比は０．６５〜０．８
５の範囲にありあまり変化しないので、鋼の引張強度が
増すと降伏強度は上昇してしまい、一般的に言つて高張
力鋼板のプレス成形品の形状性ははなはだ悪く自動車用
にはあまり使用されていなかつた。最近フェライト地中
にマルテンサイトを細かく分散させた鋼板が開発された
。この鋼では、該マルテンサイトが転位の発生源となり
ー様な変形が比較的容易に行なわれて０．６０以下の低
い降伏比が容易に得られるため、引張強度が高くても降
伏強度が低いことおよび加工硬化が著しいこと（低降伏
比に相当）のためプレス成形品の形状性が良好なことが
確認されている。０．６０以下の低い降伏比を得るため
には、急速加熱、短時間焼鈍、急速冷却の過程よりなる
連続焼鈍法によるのが最適とされている。
これは第１図の熱履歴曲線Ｐで代表される加熱、均熱、
冷却を行なわせるもので、特にその加熱温度と冷却速度
が重要である。すなわち加熱（均熱）はフェライト（α
）＋オーステナイト（γ）の２相共存温度域（７００〜
８５０℃）にし、オーステナイト中にＣ原子を濃化させ
、その後の急速冷却過程でオーステナイト相をマルテン
サイトに変態させ、室温にてフェライトとマルテンサイ
トの混合組織にすることを特徴としている。冷却速度は
７００℃から３００℃間平均で１０℃／ｓｅｃ以上が普
通で、これ以下の冷却速度や４００℃以上での保持を含
む段付冷却では、前記オスステナイトはパーライトに変
態してしまい、マルテンサイトが得られにくく、上記０
．６以下の低降伏比の鋼板は得られにくい。連続溶融Ｚ
ｎメツキラインにて低降伏比の鋼板を得るのは必ずしも
容易ではない。
冷却を行なわせるもので、特にその加熱温度と冷却速度
が重要である。すなわち加熱（均熱）はフェライト（α
）＋オーステナイト（γ）の２相共存温度域（７００〜
８５０℃）にし、オーステナイト中にＣ原子を濃化させ
、その後の急速冷却過程でオーステナイト相をマルテン
サイトに変態させ、室温にてフェライトとマルテンサイ
トの混合組織にすることを特徴としている。冷却速度は
７００℃から３００℃間平均で１０℃／ｓｅｃ以上が普
通で、これ以下の冷却速度や４００℃以上での保持を含
む段付冷却では、前記オスステナイトはパーライトに変
態してしまい、マルテンサイトが得られにくく、上記０
．６以下の低降伏比の鋼板は得られにくい。連続溶融Ｚ
ｎメツキラインにて低降伏比の鋼板を得るのは必ずしも
容易ではない。
なぜなら同ラインにては鋼板は７００℃〜９００℃に加
熱後、一旦低温保持帯で５００℃前後に保持された後、
約４５０℃の溶融亜鉛浴内に浸漬される関係上、前記低
温保持の間にｒ相のパーライト変態が生じマルテンサイ
トの形成が抑制されると共に、鋼中にＳｉが多いときに
は鋼板に対する亜鉛の密着性が悪化するからであつて、
目的とする低降伏比の高張力溶融亜鉛メツキ鋼板を得る
ことは容易でない。そこで種々実験研究の結果、発明者
等は鋼に適当量のＭｎを添加することによつてγ相の組
織を安定せしめて前述の連続溶融亜鉛メツキラインのヒ
ートパターンによる加熱処理でのγ相のパーライト変態
を抑制し、メッキライン通過後の鋼板にフエライト地中
にマルテンサイトを細かく分布した組織を形成せしめる
ことにより低降伏比が得られることならびにＳｉ含有量
を低減することによつて良好な亜鉛密着性が得られるこ
とを見出した。
熱後、一旦低温保持帯で５００℃前後に保持された後、
約４５０℃の溶融亜鉛浴内に浸漬される関係上、前記低
温保持の間にｒ相のパーライト変態が生じマルテンサイ
トの形成が抑制されると共に、鋼中にＳｉが多いときに
は鋼板に対する亜鉛の密着性が悪化するからであつて、
目的とする低降伏比の高張力溶融亜鉛メツキ鋼板を得る
ことは容易でない。そこで種々実験研究の結果、発明者
等は鋼に適当量のＭｎを添加することによつてγ相の組
織を安定せしめて前述の連続溶融亜鉛メツキラインのヒ
ートパターンによる加熱処理でのγ相のパーライト変態
を抑制し、メッキライン通過後の鋼板にフエライト地中
にマルテンサイトを細かく分布した組織を形成せしめる
ことにより低降伏比が得られることならびにＳｉ含有量
を低減することによつて良好な亜鉛密着性が得られるこ
とを見出した。
詳述するならば、第３図はＣＯ．Ｏ５〜０．１０％、Ｐ
Ｏ．ＯＯ６〜０．０２５％、ＳＯｌＡｌＯ．ＯｌＯ〜０
．０６７％を含有し、これにＭｎ．ＳｉをＭｎ４．Ｏ％
以下、Ｓｉｌ．Ｏ％以下の範囲でそれぞれ変化させて添
加して溶製した各種の高張力鋼を、冷間圧延により０．
８ｍｍ厚の鋼板に仕上げた後、通常の連続溶融亜鉛メツ
キラインを通し、第２図の特性曲線Ｑにて示すヒートパ
ターンで両面に１００ｔ／イの割合で亜鉛が付着するよ
う亜鉛メツキした場合における、Ｍｎ．Ｓｉの含有量と
降伏比との関係ならびにＳｉ含有量と亜鉛密着性との関
係を示した図表である。第３図において、○印は降伏比
０．６０以下、×印は降伏比０．６０を越えるものを示
す記号であり、一点鎖線ＲはＭｎ．Ｓｉ量による降伏比
の前記○Ｘの範囲の境界を示す特性曲線である。
Ｏ．ＯＯ６〜０．０２５％、ＳＯｌＡｌＯ．ＯｌＯ〜０
．０６７％を含有し、これにＭｎ．ＳｉをＭｎ４．Ｏ％
以下、Ｓｉｌ．Ｏ％以下の範囲でそれぞれ変化させて添
加して溶製した各種の高張力鋼を、冷間圧延により０．
８ｍｍ厚の鋼板に仕上げた後、通常の連続溶融亜鉛メツ
キラインを通し、第２図の特性曲線Ｑにて示すヒートパ
ターンで両面に１００ｔ／イの割合で亜鉛が付着するよ
う亜鉛メツキした場合における、Ｍｎ．Ｓｉの含有量と
降伏比との関係ならびにＳｉ含有量と亜鉛密着性との関
係を示した図表である。第３図において、○印は降伏比
０．６０以下、×印は降伏比０．６０を越えるものを示
す記号であり、一点鎖線ＲはＭｎ．Ｓｉ量による降伏比
の前記○Ｘの範囲の境界を示す特性曲線である。
また○×印の右肩の数値は代表例の降伏比を示し、左肩
の△印は亜鉛密着性の良好なもの、▲印は悪いものを示
す。第３図に見る通り、Ｓｉ≦０．２０％、Ｍｎ＋Ｓｉ
≧２．０％とすることによつて降伏比が０．６０以下で
かつ、亜鉛密着性の良好なものが得られ、Ｍｎが３．５
％を越えると降伏比低下の効果が飽和する。
の△印は亜鉛密着性の良好なもの、▲印は悪いものを示
す。第３図に見る通り、Ｓｉ≦０．２０％、Ｍｎ＋Ｓｉ
≧２．０％とすることによつて降伏比が０．６０以下で
かつ、亜鉛密着性の良好なものが得られ、Ｍｎが３．５
％を越えると降伏比低下の効果が飽和する。
本発明は上記知見に基いて、合金成分の面から改良を加
えた新しい高張力溶融亜鉛メツキ用鋼板を提供するもの
であつて、℃０．００５〜０．２００％、ＳｌＯ．２Ｏ
％以下、ＰＯ．ｌ５Ｏ％以下、ＳＯｌＡｌＯ．Ｏｌ〜０
．２０％、Ｍｎ３．５％以下でＭｎ＋Ｓｉ２．Ｏ％以上
を含有し、残部が実質的にＦｅから成ることを特徴とす
る高張力溶融亜鉛メツキ用鋼板を要旨とする。
えた新しい高張力溶融亜鉛メツキ用鋼板を提供するもの
であつて、℃０．００５〜０．２００％、ＳｌＯ．２Ｏ
％以下、ＰＯ．ｌ５Ｏ％以下、ＳＯｌＡｌＯ．Ｏｌ〜０
．２０％、Ｍｎ３．５％以下でＭｎ＋Ｓｉ２．Ｏ％以上
を含有し、残部が実質的にＦｅから成ることを特徴とす
る高張力溶融亜鉛メツキ用鋼板を要旨とする。
本発明において鋼の成分を上記の如く限定した理由につ
いて説明する。
いて説明する。
Ｃ：Ｃは溶融亜鉛メッキラインにおける加熱時にオース
テナイト相を形成させ、冷却時にマルテンサイトを形成
させやすくし、低降伏比を得るために添加される。
テナイト相を形成させ、冷却時にマルテンサイトを形成
させやすくし、低降伏比を得るために添加される。
Ｃが０．００５％未満ではＡｃ／変態温度が上昇するた
め通常の溶融亜鉛メッキの加熱条件ではオーステナイト
相が形成されにくく、所望の特性が得られにくい。一方
０．２０％を越えて添加すると溶接性が悪化し、自動車
用用途としては不適当となる。Ｓｉ：Ｓｉは鋼の強度を
増加させるだけでなく、冷却時のマルテンサイトの形成
を容易にさせ、その結果低降伏比を達成させる効果があ
る。
め通常の溶融亜鉛メッキの加熱条件ではオーステナイト
相が形成されにくく、所望の特性が得られにくい。一方
０．２０％を越えて添加すると溶接性が悪化し、自動車
用用途としては不適当となる。Ｓｉ：Ｓｉは鋼の強度を
増加させるだけでなく、冷却時のマルテンサイトの形成
を容易にさせ、その結果低降伏比を達成させる効果があ
る。
但し、０．２０％を越えて添加すると、鋼板の表面性状
が劣化し、亜鉛の密着性が悪化する。Ｐ：Ｐ＜）Ｓｉと
同様、鋼の強度を増加させるだけでなく、冷却時のマル
テンサイトの形成を容易とさせ、その結果低降伏比を達
成させる効果がある。
が劣化し、亜鉛の密着性が悪化する。Ｐ：Ｐ＜）Ｓｉと
同様、鋼の強度を増加させるだけでなく、冷却時のマル
テンサイトの形成を容易とさせ、その結果低降伏比を達
成させる効果がある。
但し、０．１５０％を越えて添加すると鋼が脆性破壊を
起すおそれがあるので好ましくない。ＳＯｌＡｌ：凝固
時の成分適中を容易とし、かつポーリングアクションを
沈静化させるために添加する。０．０１％未満では鋼の
清浄度が悪化し、加工性が低下する。
起すおそれがあるので好ましくない。ＳＯｌＡｌ：凝固
時の成分適中を容易とし、かつポーリングアクションを
沈静化させるために添加する。０．０１％未満では鋼の
清浄度が悪化し、加工性が低下する。
一方０．２０％を越えて添加すると、ノズルつまりを起
し易く、鋼の溶製が困難となる。
し易く、鋼の溶製が困難となる。
Ｍｎ：ＭｎはＡｃ／変態温度を低下させ、溶融亜鉛メツ
キの加熱時にオーステナイト相を形成させやすくすると
同時に、そのオーステナイトを安定化させ、冷却時にお
けるマルテンサイトの形成を容易にさせる作用がある。
キの加熱時にオーステナイト相を形成させやすくすると
同時に、そのオーステナイトを安定化させ、冷却時にお
けるマルテンサイトの形成を容易にさせる作用がある。
降伏比を低下させるためには、Ｍｎ＋Ｓｉ量を増加させ
、上記マルテンサイトの形成を容易にさせる必要があり
、このためＭｎ＋Ｓｉは２．０％以上添加させなければ
ならない。２．０％未満では降伏比が上昇して所望の形
状性が得られない。
、上記マルテンサイトの形成を容易にさせる必要があり
、このためＭｎ＋Ｓｉは２．０％以上添加させなければ
ならない。２．０％未満では降伏比が上昇して所望の形
状性が得られない。
一方Ｍｎを３．５％を越えて添加するとコストが著しく
嵩むだけで低降伏比を得るという効果が飽和してしまう
ので３．５％以下が好ましい。次に本発明の実施例につ
いて説明する。
嵩むだけで低降伏比を得るという効果が飽和してしまう
ので３．５％以下が好ましい。次に本発明の実施例につ
いて説明する。
供試鋼ＣＡ）（Ｂ）ＣＸ珠Ｄ（ト）０（自）（１）（Ｊ
疋Ｄ（財）の成分を第１表に示す。
疋Ｄ（財）の成分を第１表に示す。
上表の供試鋼Ａ（８）ＣＸＩ）ＣＥ））（Ｆ）（Ｑ（ロ
）は本発明範囲の鋼、（ＩＸＪ）（ＫＸＵ（１Ｖ１）は
比較冫である。
）は本発明範囲の鋼、（ＩＸＪ）（ＫＸＵ（１Ｖ１）は
比較冫である。
第１表の成分からなる供試鋼（Ａ）（Ｂ）（Ｃ）（Ｄ（
Ｅ）じ旧）圓（１）（Ｊ閃偉）＆１１）をそれぞれ転炉
で溶製し、通常の熱間圧延にて２，３１１厚の鋼板に仕
上げ酸洗後、通常の冷間圧延にて０．８ｎ厚に仕上げた
後、通常の連続溶融亜鉛メツキラインにて６０ｍ／Ｍｍ
のライン速度で亜鉛メッキした。上記メツキラインにお
いては、加熱炉にて板温８００℃に３０ｓｅｃ保持後空
冷し、低温保持帯で板温５００℃に３０ｓｅｃ保持後、
４６０℃の溶融亜鉛浴内に浸漬するヒートパターンにて
亜鉛付着量片面９０ｔ／Ｍ゜の亜鉛メツキ鋼板を製造し
た。前記各亜鉛メッキ供試鋼板の引張試験による降伏強
度、引張強度、降伏比ならびに亜鉛密着性の調査結果を
第２表に示す。
Ｅ）じ旧）圓（１）（Ｊ閃偉）＆１１）をそれぞれ転炉
で溶製し、通常の熱間圧延にて２，３１１厚の鋼板に仕
上げ酸洗後、通常の冷間圧延にて０．８ｎ厚に仕上げた
後、通常の連続溶融亜鉛メツキラインにて６０ｍ／Ｍｍ
のライン速度で亜鉛メッキした。上記メツキラインにお
いては、加熱炉にて板温８００℃に３０ｓｅｃ保持後空
冷し、低温保持帯で板温５００℃に３０ｓｅｃ保持後、
４６０℃の溶融亜鉛浴内に浸漬するヒートパターンにて
亜鉛付着量片面９０ｔ／Ｍ゜の亜鉛メツキ鋼板を製造し
た。前記各亜鉛メッキ供試鋼板の引張試験による降伏強
度、引張強度、降伏比ならびに亜鉛密着性の調査結果を
第２表に示す。
なお前記引張試験値はＪＩＳ５号によるＬ方向引張の試
験値であり、亜鉛密着性は密着曲げ試験による亜鉛皮膜
の剥離性を調査した結果を示したものである。
験値であり、亜鉛密着性は密着曲げ試験による亜鉛皮膜
の剥離性を調査した結果を示したものである。
第２表に見る通り、本発明鋼（Ａ）ＢＸＣ）Ｄ）（ト）
）ＦＸＧ）申はいずれも降伏比が０．６０以下でかつ亜
鉛密着性が良好であり、形状性にすぐれた高張力亜鉛メ
ツキ鋼板に合格する成績を示しているが、比較鋼（１）
（財）は降伏比は０．６０以下であるがＳｉ量が多すぎ
るため亜鉛の密着性が悪く、比較鋼（．］）ＫＤは亜鉛
の密着性は良好であるが（ＪＸＫ）はＭｎ＋Ｓｉ量が低
すぎるため、又（ＤはＣ量が低すぎるため降伏比が０．
６０を越えており、いずれも形状性にすぐれた高張力溶
融亜鉛メツキ用鋼板として不適格である。
）ＦＸＧ）申はいずれも降伏比が０．６０以下でかつ亜
鉛密着性が良好であり、形状性にすぐれた高張力亜鉛メ
ツキ鋼板に合格する成績を示しているが、比較鋼（１）
（財）は降伏比は０．６０以下であるがＳｉ量が多すぎ
るため亜鉛の密着性が悪く、比較鋼（．］）ＫＤは亜鉛
の密着性は良好であるが（ＪＸＫ）はＭｎ＋Ｓｉ量が低
すぎるため、又（ＤはＣ量が低すぎるため降伏比が０．
６０を越えており、いずれも形状性にすぐれた高張力溶
融亜鉛メツキ用鋼板として不適格である。
なお本発明鋼（Ａ）（Ｂ）（Ｃ）旧（ト））Ｆ）Ｇ）車
を熱間圧延して得た鋼板を酸洗後直ちに前記同様の連続
溶融亜鉛メッキラインによる亜鉛メッキを施した場合に
おいても、前記と同様に降伏比が０．６０以下で亜鉛密
着性の良好な高張力亜鉛メツキ鋼板が得られたので、本
発明の亜鉛メツキ鋼板の亜鉛メツキ用素材は冷間圧延を
経ない熱延鋼板でも差し支えない。
を熱間圧延して得た鋼板を酸洗後直ちに前記同様の連続
溶融亜鉛メッキラインによる亜鉛メッキを施した場合に
おいても、前記と同様に降伏比が０．６０以下で亜鉛密
着性の良好な高張力亜鉛メツキ鋼板が得られたので、本
発明の亜鉛メツキ鋼板の亜鉛メツキ用素材は冷間圧延を
経ない熱延鋼板でも差し支えない。
第１図は従来の連続焼鈍炉におけるヒートパターンを示
した図表、第２図は通常の連続溶融亜鉛メツキラインに
おけるヒートパターンを示す図表、第３図は本発明亜鉛
メッキ鋼板及び比較亜鉛メッキ鋼板におけるＭｎ．Ｓｉ
の含有量と降伏比との関係ならびにＳｉ含有量と亜鉛密
着性との関係を示した図表である。
した図表、第２図は通常の連続溶融亜鉛メツキラインに
おけるヒートパターンを示す図表、第３図は本発明亜鉛
メッキ鋼板及び比較亜鉛メッキ鋼板におけるＭｎ．Ｓｉ
の含有量と降伏比との関係ならびにＳｉ含有量と亜鉛密
着性との関係を示した図表である。
Claims (1)
- １ Ｃ０．００５〜０．２００％、Ｓｉ０．２０％以下
、Ｐ０．１５０％以下、ＳｏｌＡｌ０．０１〜０．２０
％、Ｍｎ３．５％以下でＭｎ＋Ｓｉ２．０％以上を含有
し、残部が実質的にＦｅから成ることを特徴とする高張
力溶融亜鉛メッキ用鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54008488A JPS5946296B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 高張力溶融亜鉛メッキ用鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54008488A JPS5946296B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 高張力溶融亜鉛メッキ用鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55100958A JPS55100958A (en) | 1980-08-01 |
| JPS5946296B2 true JPS5946296B2 (ja) | 1984-11-12 |
Family
ID=11694491
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP54008488A Expired JPS5946296B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 高張力溶融亜鉛メッキ用鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5946296B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60144658U (ja) * | 1984-02-29 | 1985-09-25 | リグナイト株式会社 | 鋼矢板の防蝕化構造 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS537371A (en) * | 1976-07-09 | 1978-01-23 | Seikosha Kk | Repeat mechanism for clock |
| JPS5922195B2 (ja) * | 1976-07-13 | 1984-05-24 | セイコーエプソン株式会社 | キ−ボ−ド付時計 |
| JPS53122612A (en) * | 1977-04-01 | 1978-10-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of fabricating high tensile cold rolled steel plate |
-
1979
- 1979-01-27 JP JP54008488A patent/JPS5946296B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55100958A (en) | 1980-08-01 |
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