JPS6114219B2 - - Google Patents
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- JPS6114219B2 JPS6114219B2 JP56129415A JP12941581A JPS6114219B2 JP S6114219 B2 JPS6114219 B2 JP S6114219B2 JP 56129415 A JP56129415 A JP 56129415A JP 12941581 A JP12941581 A JP 12941581A JP S6114219 B2 JPS6114219 B2 JP S6114219B2
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Classifications
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
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- Materials Engineering (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は加工性が優れかつ焼付硬化性を有する
溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法の創案に係り、プ
レス成形性のような加工性に優れ、しかも焼付硬
化性を有する溶融亜鉛メツキ鋼板を低コスト且つ
容易に製造することのできる方法を提供しようと
するものである。 溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法には種々ある
が、ゼンジミヤ方法などのようにライン内焼鈍炉
を有する連続式溶融亜鉛メツキラインによるもの
が経済的に有利なものとして一般的である。しか
しこのライン内焼鈍方式によるものは急熱急冷の
短時間焼鈍を基本とするものであるからその製品
はプレス成形性が劣る欠点を有しており、この故
に従来においてこの溶融亜鉛メツキ鋼板の用途と
してはあまり加工性を必要としないものが大部分
であつた。ところがこのものが優れた防錆能力を
有することについて近時再認識され、自動車部品
その他の高度の加工性が要求される用途にも大量
に使用されつつあり、上記したような従来技術に
よるものでもこのような目的に対しそれなりの検
討が加えられているが、材質的ないしコスト的に
必ずしも好ましい技術が確立されるに到つていな
い。蓋しこのライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛メ
ツキラインを用いて加工性の好ましい溶融亜鉛メ
ツキ鋼板を得るための技術としては、過時効処
理を行うこと、前焼鈍材を素材とすること、
脱ガス極低Ｃ―Ti添加鋼などの所謂IF鋼
（Interstitial Free Steel）を素材とすることの如
きがあるが、は過飽和固溶Ｃの析出を図り、加
工性（主として延性）と時効性の改善を行うもの
であるけれどもこの方法によるものは加工性の主
体である深絞り性の改善に対しては何等の効果が
ない。又は冷延後で連続式溶融亜鉛メツキライ
ン処理前に箱焼鈍を行うもので深絞り性の優れた
鋼板の製造が可能であつても前記箱焼鈍工程のた
めに製造コスト的に頗る不利とならざるを得な
い。更には再結晶温度以上の焼鈍温度さえ確保
されればよいので焼鈍工程は非常に単純である
が、Tiなどの特殊な炭窒化物形成元素を多量に
添加し、この炭窒化物形成元素添加量は固溶Ｃと
Ｎを完全に固定するために必要な量の数倍程度と
され素材の製造コストが極めて高なる不利があ
り、しかし固溶Ｃ、Ｎが完全に固定されらる結
果、その製品に焼付硬化性が全く期待できないこ
ととなり成形後の塗装焼付工程などの低温短時間
な熱処理によつて鋼板の降伏強度が上昇しないこ
ととなつて近時における自動車部品などの製品と
して有効な特性が求め得ないこととなる欠点があ
る。 本発明は上記したような実情に鑑み検討して創
案されたものであつて、Ｃ：0.010〜0.030％、
Si：0.30％以下、Mn：0.05〜0.30％、Ｐ：0.01〜
0.15％、Si：0.020％以下、sol.Al：0.020〜0.100
％、Ｎ：0.0080％以下であつて残部がFeおよび
不可避不純物より成る鋼を仕上温度A3点以上950
℃以下で熱間圧延し、巻取温度650〜750℃で巻取
り、常法により冷間圧延率50〜95％の冷延を行
い、連続式溶融亜鉛メツキラインでA1〜A3点間
における焼鈍を行い亜鉛メツキすることを提案す
るものである。 即ちこのような本発明について更に説明する
と、先ず鋼の成分組成限定理由は以下の通りであ
る。 Ｃは、0.01〜0.030％とするもので、このＣが
0.010％以下では炭化物が殆んど認められず、Ｃ
が略全量固溶する領域で時効性劣化が著しくなつ
て本発明の特質を得ることができない。又0.030
％以上は炭化物の量が増大して加工性を害するの
で好ましくないものであり、即ち本発明は深絞り
性改善の観点から熱延高温巻取を行いその炭化物
を凝集粗大化させることを必須条件とすることは
後述の通りであるが、Ｃ量が高く炭化物量が増す
とこのような深絞り性改善効果が減少する。しか
も熱延高温巻取によつてその炭化物が粗大化する
と、深絞り性が改善される反面において延性、張
出し性に対して好ましくない結果が認められ、こ
れは粗大カーバイトが冷延時に破砕されて微小ク
ラツクを生成し該クラツクは焼鈍後も完全に消失
せず、又熱延板炭化物が粗大化している結果冷延
焼鈍後の炭化物も均一分散した状態とならず群落
を形成して延性を害することなどによるものと考
えられ、これらの事情から熱延高温巻取による悪
影響が増大するので上限を0.030％とした。 Siは、亜鉛メツキの密着性を害する元素である
から最大を0.3％とすることが必要である。 Mnは、深絞り性改善の観点からは低いほど望
ましいので0.30％を上限とするが、表面性状や熱
間脆性の問題を考慮して0.05％を下限とした。 Ｐは、強度レベルの調整を目的として0.01〜
0.15％を含有させる。即ちこのＰは加工性を余り
害することなく強度を上昇させるのに有効な元素
であるが、0.15％を超えるメツキ密着性を害する
と共に溶接性や加工性を害することとなるので好
ましくなく、一方0.01％以下は製鋼作業上の困難
があり、コスト上昇を招く。 Ｓは、延性を害する元素であり、その最大を
0.020％とすることが必要である。 sol.Alは、脱酸を図り、又AlNとしてＮを固定
するために必要な素であつて、 0.020％以下ではこれらの目的を充分に達せられ
ないこととなり、又0.100％以上では表面疵を発
生し易く、しかもコスト的にも不利となるので、
これを上限とする。 Ｎは、必然的に混入するものであるが少ない程
好ましく、0.0080％以上では延性が劣化するので
好ましくない。 次に熱延条件としては仕上温度をA3点以上950
℃以下とし、巻取温度を650〜750℃とする。即ち
仕上温度がA3点以下の低温では良好な深絞り性
が得られない。又熱間圧延の操業性を考慮して上
限を950℃とする。巻取温度については熱延板の
炭化物が粗大化し、又AlNの析出が完全に得られ
るためには650℃以上が必要であり、しかも表層
に異常粗大粒を発生しないためには750℃以下と
する。製品の優れた深絞りを得るためにはこのよ
うな高温巻取をなすことが必須条件となる。 脱スケール後の冷延に関しては、良好な深絞り
性を得る上において50％以上の冷延率とすること
が必要であるが、又冷延の操業性から95％を上限
とすべきである。 溶融亜鉛メツキラインにおける通板条件として
は、焼鈍加熱温度をA1〜A3点間の温度とする。
即ちこの焼鈍加熱温度がA1点以下のときは熱延
高温度巻取で生じた粗大炭化物が大きな塊状炭化
物の群落として存在するため延性が損われること
となり、A1点以上の温度で焼鈍することにより
該炭化物は拡散してその悪影響を軽減し得る。
A1〜A3点間の範囲では高温程炭化物の拡散均一
化が進み、更にこのような高温焼鈍はフエライト
粒の成長を促進して深絞り性の改善に対しても有
利であるが、A3点を超えると集合組織がランダ
ム化して深絞り性が劣化することとなり、これを
上限とする。 本発明における連続溶融亜鉛メツキ鋼板の製造
方法は上記のような限定によつて適切に目的を達
することができ、その効果はヒートサイクルの如
何を問わない。即ち殊更に特殊な過時効処理など
を含まない通常のヒートサイクルを用いてその目
的を達し得る。但し適当な過時効処理を組合わせ
てもよいことは勿論で、適当な過時効処理を組合
わせることにより固溶Ｃ量をコントロールすれば
任意の焼付硬化性を的確に得ることができる。又
本発明の効果は亜鉛メツキの種類に影響されるこ
とがなく、例えば溶融亜鉛メツキ鋼板の裸耐食性
向上を目的としてガルバニール処理とするような
な場合においても有効である。 本発明によるものの具体的な実施例について比
較例と共に説明する以下の如くである。 次の第１表に示すような各鋼を出鋼し、連続鋳
造してスラブとした。
溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法の創案に係り、プ
レス成形性のような加工性に優れ、しかも焼付硬
化性を有する溶融亜鉛メツキ鋼板を低コスト且つ
容易に製造することのできる方法を提供しようと
するものである。 溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法には種々ある
が、ゼンジミヤ方法などのようにライン内焼鈍炉
を有する連続式溶融亜鉛メツキラインによるもの
が経済的に有利なものとして一般的である。しか
しこのライン内焼鈍方式によるものは急熱急冷の
短時間焼鈍を基本とするものであるからその製品
はプレス成形性が劣る欠点を有しており、この故
に従来においてこの溶融亜鉛メツキ鋼板の用途と
してはあまり加工性を必要としないものが大部分
であつた。ところがこのものが優れた防錆能力を
有することについて近時再認識され、自動車部品
その他の高度の加工性が要求される用途にも大量
に使用されつつあり、上記したような従来技術に
よるものでもこのような目的に対しそれなりの検
討が加えられているが、材質的ないしコスト的に
必ずしも好ましい技術が確立されるに到つていな
い。蓋しこのライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛メ
ツキラインを用いて加工性の好ましい溶融亜鉛メ
ツキ鋼板を得るための技術としては、過時効処
理を行うこと、前焼鈍材を素材とすること、
脱ガス極低Ｃ―Ti添加鋼などの所謂IF鋼
（Interstitial Free Steel）を素材とすることの如
きがあるが、は過飽和固溶Ｃの析出を図り、加
工性（主として延性）と時効性の改善を行うもの
であるけれどもこの方法によるものは加工性の主
体である深絞り性の改善に対しては何等の効果が
ない。又は冷延後で連続式溶融亜鉛メツキライ
ン処理前に箱焼鈍を行うもので深絞り性の優れた
鋼板の製造が可能であつても前記箱焼鈍工程のた
めに製造コスト的に頗る不利とならざるを得な
い。更には再結晶温度以上の焼鈍温度さえ確保
されればよいので焼鈍工程は非常に単純である
が、Tiなどの特殊な炭窒化物形成元素を多量に
添加し、この炭窒化物形成元素添加量は固溶Ｃと
Ｎを完全に固定するために必要な量の数倍程度と
され素材の製造コストが極めて高なる不利があ
り、しかし固溶Ｃ、Ｎが完全に固定されらる結
果、その製品に焼付硬化性が全く期待できないこ
ととなり成形後の塗装焼付工程などの低温短時間
な熱処理によつて鋼板の降伏強度が上昇しないこ
ととなつて近時における自動車部品などの製品と
して有効な特性が求め得ないこととなる欠点があ
る。 本発明は上記したような実情に鑑み検討して創
案されたものであつて、Ｃ：0.010〜0.030％、
Si：0.30％以下、Mn：0.05〜0.30％、Ｐ：0.01〜
0.15％、Si：0.020％以下、sol.Al：0.020〜0.100
％、Ｎ：0.0080％以下であつて残部がFeおよび
不可避不純物より成る鋼を仕上温度A3点以上950
℃以下で熱間圧延し、巻取温度650〜750℃で巻取
り、常法により冷間圧延率50〜95％の冷延を行
い、連続式溶融亜鉛メツキラインでA1〜A3点間
における焼鈍を行い亜鉛メツキすることを提案す
るものである。 即ちこのような本発明について更に説明する
と、先ず鋼の成分組成限定理由は以下の通りであ
る。 Ｃは、0.01〜0.030％とするもので、このＣが
0.010％以下では炭化物が殆んど認められず、Ｃ
が略全量固溶する領域で時効性劣化が著しくなつ
て本発明の特質を得ることができない。又0.030
％以上は炭化物の量が増大して加工性を害するの
で好ましくないものであり、即ち本発明は深絞り
性改善の観点から熱延高温巻取を行いその炭化物
を凝集粗大化させることを必須条件とすることは
後述の通りであるが、Ｃ量が高く炭化物量が増す
とこのような深絞り性改善効果が減少する。しか
も熱延高温巻取によつてその炭化物が粗大化する
と、深絞り性が改善される反面において延性、張
出し性に対して好ましくない結果が認められ、こ
れは粗大カーバイトが冷延時に破砕されて微小ク
ラツクを生成し該クラツクは焼鈍後も完全に消失
せず、又熱延板炭化物が粗大化している結果冷延
焼鈍後の炭化物も均一分散した状態とならず群落
を形成して延性を害することなどによるものと考
えられ、これらの事情から熱延高温巻取による悪
影響が増大するので上限を0.030％とした。 Siは、亜鉛メツキの密着性を害する元素である
から最大を0.3％とすることが必要である。 Mnは、深絞り性改善の観点からは低いほど望
ましいので0.30％を上限とするが、表面性状や熱
間脆性の問題を考慮して0.05％を下限とした。 Ｐは、強度レベルの調整を目的として0.01〜
0.15％を含有させる。即ちこのＰは加工性を余り
害することなく強度を上昇させるのに有効な元素
であるが、0.15％を超えるメツキ密着性を害する
と共に溶接性や加工性を害することとなるので好
ましくなく、一方0.01％以下は製鋼作業上の困難
があり、コスト上昇を招く。 Ｓは、延性を害する元素であり、その最大を
0.020％とすることが必要である。 sol.Alは、脱酸を図り、又AlNとしてＮを固定
するために必要な素であつて、 0.020％以下ではこれらの目的を充分に達せられ
ないこととなり、又0.100％以上では表面疵を発
生し易く、しかもコスト的にも不利となるので、
これを上限とする。 Ｎは、必然的に混入するものであるが少ない程
好ましく、0.0080％以上では延性が劣化するので
好ましくない。 次に熱延条件としては仕上温度をA3点以上950
℃以下とし、巻取温度を650〜750℃とする。即ち
仕上温度がA3点以下の低温では良好な深絞り性
が得られない。又熱間圧延の操業性を考慮して上
限を950℃とする。巻取温度については熱延板の
炭化物が粗大化し、又AlNの析出が完全に得られ
るためには650℃以上が必要であり、しかも表層
に異常粗大粒を発生しないためには750℃以下と
する。製品の優れた深絞りを得るためにはこのよ
うな高温巻取をなすことが必須条件となる。 脱スケール後の冷延に関しては、良好な深絞り
性を得る上において50％以上の冷延率とすること
が必要であるが、又冷延の操業性から95％を上限
とすべきである。 溶融亜鉛メツキラインにおける通板条件として
は、焼鈍加熱温度をA1〜A3点間の温度とする。
即ちこの焼鈍加熱温度がA1点以下のときは熱延
高温度巻取で生じた粗大炭化物が大きな塊状炭化
物の群落として存在するため延性が損われること
となり、A1点以上の温度で焼鈍することにより
該炭化物は拡散してその悪影響を軽減し得る。
A1〜A3点間の範囲では高温程炭化物の拡散均一
化が進み、更にこのような高温焼鈍はフエライト
粒の成長を促進して深絞り性の改善に対しても有
利であるが、A3点を超えると集合組織がランダ
ム化して深絞り性が劣化することとなり、これを
上限とする。 本発明における連続溶融亜鉛メツキ鋼板の製造
方法は上記のような限定によつて適切に目的を達
することができ、その効果はヒートサイクルの如
何を問わない。即ち殊更に特殊な過時効処理など
を含まない通常のヒートサイクルを用いてその目
的を達し得る。但し適当な過時効処理を組合わせ
てもよいことは勿論で、適当な過時効処理を組合
わせることにより固溶Ｃ量をコントロールすれば
任意の焼付硬化性を的確に得ることができる。又
本発明の効果は亜鉛メツキの種類に影響されるこ
とがなく、例えば溶融亜鉛メツキ鋼板の裸耐食性
向上を目的としてガルバニール処理とするような
な場合においても有効である。 本発明によるものの具体的な実施例について比
較例と共に説明する以下の如くである。 次の第１表に示すような各鋼を出鋼し、連続鋳
造してスラブとした。
【表】
上記のような各鋼は板厚2.8mmに熱延され、仕
上げ温度870℃、巻取温度700℃で巻取られてから
酸洗脱スケールし、次いで0.8mm（冷延率71.4
％）に冷却してから連続式溶融亜鉛メツキライン
に通板して焼鈍および亜鉛メツキ処理した。 この亜鉛メツキラインにおける通板条件と、そ
れによつて得られた製品の機械的性質を要約して
示すと、次の第２表の通りである。
上げ温度870℃、巻取温度700℃で巻取られてから
酸洗脱スケールし、次いで0.8mm（冷延率71.4
％）に冷却してから連続式溶融亜鉛メツキライン
に通板して焼鈍および亜鉛メツキ処理した。 この亜鉛メツキラインにおける通板条件と、そ
れによつて得られた製品の機械的性質を要約して
示すと、次の第２表の通りである。
【表】
【表】
即ち、第２表の結果によれば本発明法によつて
製造した鋼板は総て値が1.4を超え、深絞り性
に優れている。又これらの結果を図示しているの
が第１図であるが、従来法によつて製造した比較
材に比し本発明によるものでは延性レベルが良好
であることも明らかである。更に本発明によるも
のは３Kg/mm2以上の焼付硬化性を有することも確
認された。即ち本発明法による鋼板は加工性、焼
付硬化性に優れると共に亜鉛メツキ鋼板としての
優れた耐食性も兼備したものがあるから外気条件
下に曝される自動車材料その他に用いるに適した
材料として有用であることが確認された。 以上説明したような本発明によれば、加工性、
焼付硬化性および耐食性に優れた鋼板を低コスト
且つ容易に製造することができるもので、工業的
にその効果の大きい発明である。
製造した鋼板は総て値が1.4を超え、深絞り性
に優れている。又これらの結果を図示しているの
が第１図であるが、従来法によつて製造した比較
材に比し本発明によるものでは延性レベルが良好
であることも明らかである。更に本発明によるも
のは３Kg/mm2以上の焼付硬化性を有することも確
認された。即ち本発明法による鋼板は加工性、焼
付硬化性に優れると共に亜鉛メツキ鋼板としての
優れた耐食性も兼備したものがあるから外気条件
下に曝される自動車材料その他に用いるに適した
材料として有用であることが確認された。 以上説明したような本発明によれば、加工性、
焼付硬化性および耐食性に優れた鋼板を低コスト
且つ容易に製造することができるもので、工業的
にその効果の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図は強度と延性のバランス関係について
本発明によるものと従来法によるものとを比較し
て示した図表である。
て、第１図は強度と延性のバランス関係について
本発明によるものと従来法によるものとを比較し
て示した図表である。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.010〜0.030％、Si：0.30％以下、Mn：
0.05〜0.30％、Ｐ：0.01〜0.15％、Ｓ：0.020％以
下、sol.Al：0.020〜0.100％、Ｎ：0.0080％以下
であつて残部がFeおよび不可避不純物より成る
鋼を仕上温度A3点以上950℃以下で熱間圧延し、
巻取温度650〜750℃で巻取り、常法により冷間圧
延率50〜95％の冷延を行い、連続式溶融亜鉛メツ
キラインでA1〜A3点間における焼鈍を行い亜鉛
メツキすることを特徴とする加工性が優れかつ焼
付硬化性を有する溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12941581A JPS5831035A (ja) | 1981-08-20 | 1981-08-20 | 加工性が優れかつ焼付硬化性を有する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 |
|---|---|---|---|
| JP12941581A JPS5831035A (ja) | 1981-08-20 | 1981-08-20 | 加工性が優れかつ焼付硬化性を有する溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5831035A JPS5831035A (ja) | 1983-02-23 |
| JPS6114219B2 true JPS6114219B2 (ja) | 1986-04-17 |
Family
ID=15008960
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12941581A Granted JPS5831035A (ja) | 1981-08-20 | 1981-08-20 | 加工性が優れかつ焼付硬化性を有する溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5831035A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5852432A (ja) * | 1981-09-19 | 1983-03-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱硬化性薄鋼板の製造方法 |
| JPS5852431A (ja) * | 1981-09-19 | 1983-03-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱硬化性亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| US6068887A (en) * | 1997-11-26 | 2000-05-30 | Kawasaki Steel Corporation | Process for producing plated steel sheet |
| JP6052145B2 (ja) | 2013-11-28 | 2016-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5236962A (en) * | 1975-09-18 | 1977-03-22 | Sansha Electric Mfg Co Ltd | Firing circuit for thyristor |
| JPS5244720A (en) * | 1975-10-07 | 1977-04-08 | Nippon Steel Corp | Method of producing galvanized steel plates having excellent workabili ty amd high tensile strength |
| JPS5770269A (en) * | 1980-10-20 | 1982-04-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preparation of alloying treated galvanized sheet iron |
-
1981
- 1981-08-20 JP JP12941581A patent/JPS5831035A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5236962A (en) * | 1975-09-18 | 1977-03-22 | Sansha Electric Mfg Co Ltd | Firing circuit for thyristor |
| JPS5244720A (en) * | 1975-10-07 | 1977-04-08 | Nippon Steel Corp | Method of producing galvanized steel plates having excellent workabili ty amd high tensile strength |
| JPS5770269A (en) * | 1980-10-20 | 1982-04-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preparation of alloying treated galvanized sheet iron |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5831035A (ja) | 1983-02-23 |
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