JPS6213415B2 - - Google Patents
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- JPS6213415B2 JPS6213415B2 JP54121589A JP12158979A JPS6213415B2 JP S6213415 B2 JPS6213415 B2 JP S6213415B2 JP 54121589 A JP54121589 A JP 54121589A JP 12158979 A JP12158979 A JP 12158979A JP S6213415 B2 JPS6213415 B2 JP S6213415B2
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- steel
- dip galvanizing
- dip
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、降伏比が0.7以下でかつ引張強さが
45Kg／mm2以上の低降伏比の高張力亜鉛めつき鋼板
の製造法に関する。 従来、インライン焼鈍型連続溶融亜鉛めつき装
置（代表的にはセンジミアー方式）で加工性の優
れた高張力亜鉛めつき鋼板を得ることは種々の難
点があつた。高張力鋼に限らず、普通材において
も、溶融亜鉛めつき処理によつて１種の焼入れ時
効が生ずるから降伏点が上昇し、降伏比が約0.8
以上の加工性の悪いめつき鋼板しか得られないの
が通常である。また、高張力鋼を素材ストリツプ
として使用する場合には、不めつき発生率が増加
して製品歩留が低下するという問題が起る。すな
わち、高張力鋼として最も一般的なMn―Si系の
材料では、Siを0.3〜1.0％含有するが、センジミ
ア方式の酸化環元処理を含む焼鈍処理過程におい
て、酸化処理工程でSi酸化物が生成し、これが還
元処理工程でも還元除去されないまま、めつき浴
に浸漬される結果、不めつき発生原因となるので
ある。第１図はこの関係を示すもので、鋼中Si含
有量と、インライン焼鈍時の酸化還元処理を経て
溶融亜鉛めつきされた鋼板の不めつきによる二級
発生率との関係を調べたものである。第１図から
明らかな如く、Si含有量を0.07％以下に抑えなけ
れば、インライン焼鈍型めつきラインでは、その
生産性に支障をきたす。 このようなことから、Si含有量が低く、しかも
低降伏比の冷延材として、Mnを２〜３％含有さ
せた複合組織鋼の適用によつて加工性の良好な高
張力亜鉛めつき鋼板を得ることが考えられる。こ
の種の鋼は、一たんオーステナイトとフエライト
の２相領域のAc1変態点〜Ac3変態点の温度域に
加熱してから急冷し、オーステナイトを低温変態
相に変態させた組織（フエライトとマルテンサイ
ト相を含む複合組織）を有するものである。だ
が、このような複合組織とした鋼を溶融亜鉛めつ
きすると、せつかく生成した低温変態相がこの亜
鉛めつき浴温度（約450℃）で焼戻されてしま
い、この結果、特徴的な低降伏比の特性が失なわ
れてしまう。これを数値により具体的に示すと表
１に示した典型的な複合組織鋼の化学成分値を有
する鋼を、冷延後、750℃×２分の焼鈍材と、こ
の焼鈍材の溶融亜鉛めつき浴でのめつき後の材料
との各々の機械的性質を第２表に比較して示し
た。
45Kg／mm2以上の低降伏比の高張力亜鉛めつき鋼板
の製造法に関する。 従来、インライン焼鈍型連続溶融亜鉛めつき装
置（代表的にはセンジミアー方式）で加工性の優
れた高張力亜鉛めつき鋼板を得ることは種々の難
点があつた。高張力鋼に限らず、普通材において
も、溶融亜鉛めつき処理によつて１種の焼入れ時
効が生ずるから降伏点が上昇し、降伏比が約0.8
以上の加工性の悪いめつき鋼板しか得られないの
が通常である。また、高張力鋼を素材ストリツプ
として使用する場合には、不めつき発生率が増加
して製品歩留が低下するという問題が起る。すな
わち、高張力鋼として最も一般的なMn―Si系の
材料では、Siを0.3〜1.0％含有するが、センジミ
ア方式の酸化環元処理を含む焼鈍処理過程におい
て、酸化処理工程でSi酸化物が生成し、これが還
元処理工程でも還元除去されないまま、めつき浴
に浸漬される結果、不めつき発生原因となるので
ある。第１図はこの関係を示すもので、鋼中Si含
有量と、インライン焼鈍時の酸化還元処理を経て
溶融亜鉛めつきされた鋼板の不めつきによる二級
発生率との関係を調べたものである。第１図から
明らかな如く、Si含有量を0.07％以下に抑えなけ
れば、インライン焼鈍型めつきラインでは、その
生産性に支障をきたす。 このようなことから、Si含有量が低く、しかも
低降伏比の冷延材として、Mnを２〜３％含有さ
せた複合組織鋼の適用によつて加工性の良好な高
張力亜鉛めつき鋼板を得ることが考えられる。こ
の種の鋼は、一たんオーステナイトとフエライト
の２相領域のAc1変態点〜Ac3変態点の温度域に
加熱してから急冷し、オーステナイトを低温変態
相に変態させた組織（フエライトとマルテンサイ
ト相を含む複合組織）を有するものである。だ
が、このような複合組織とした鋼を溶融亜鉛めつ
きすると、せつかく生成した低温変態相がこの亜
鉛めつき浴温度（約450℃）で焼戻されてしま
い、この結果、特徴的な低降伏比の特性が失なわ
れてしまう。これを数値により具体的に示すと表
１に示した典型的な複合組織鋼の化学成分値を有
する鋼を、冷延後、750℃×２分の焼鈍材と、こ
の焼鈍材の溶融亜鉛めつき浴でのめつき後の材料
との各々の機械的性質を第２表に比較して示し
た。
【表】
【表】
これより明らかなように、溶融亜鉛めつき処理
によつて複合組織鋼の低降伏比特性は全く失なわ
れてしまい、加工性の良好なものが得られなくな
る。 本発明は、以上の諸問題を克服し、インライン
焼鈍型連続溶融亜鉛めつき装置により、低降伏比
の特性を保持した複合組織鋼の亜鉛めつき鋼板を
得ることに成功したものである。すなわち、化学
成分値が、Ｃ；0.02〜0.07％、Mn；1.5〜2.5％、
Cr；0.5〜1.0％、Al；0.01〜0.10％、Si；0.07％
以下、残部が不可避的不純物であつて、しかも、 CE＝（％Ｃ）＋0.06（％Mn）＋0.03（％Cr） の式に従うCE値が0.17以上になるように成分調
整した鋼の冷延材を素材として使用し、 インライン焼鈍においてAc1変態点〜Ac3変態
点の温度に加熱してから直ちに溶融亜鉛浴に通板
するならば、インライン焼鈍型連続溶融亜鉛めつ
き装置（代表的にはセンジミア方式）によつて、
低降伏比でかつ高張力の亜鉛めつき鋼板が得られ
ることがわかつた。 本発明で使用する鋼は、先述の複合組織を得る
（インライン焼鈍で得る）鋼の範ちゆうのもので
あるが、CE値＞0.17の関係を満足するように成
分調整することにより、溶融亜鉛めつき処理によ
つても低降伏比の特性が失なわれないものであ
り、極めて特異な材料と言える。本材料の冷延ス
トリツプは、インライン型の連続焼鈍において、
Ac1変態点〜Ac3変態点のα＋γの２相域に加熱
して直ちに溶融亜鉛めつき浴に通板しても低降伏
比を保持した複合組織を維持する。 以下に、本発明を、実施例を参照しながら具体
的に説明しよう。 表３は、Ｃ＝0.05％、Al≒0.03％を含む鋼にお
けるMn含有量とCr含有量を変化させ、各鋼の冷
延材を750℃×30〜120秒の焼鈍条件と450℃×８
秒の亜鉛めつき条件を実験室モデルテストによつ
て付与した場合の機械的性質および複合組織の状
態を調べた結果を総括してなお、750℃×30〜120
秒の焼鈍から溶融亜鉛めつきまでの平均冷却速度
は１〜７℃／秒であり、溶融亜鉛めつき後350℃
までの平均冷却速度は３〜８℃／秒であつた。
によつて複合組織鋼の低降伏比特性は全く失なわ
れてしまい、加工性の良好なものが得られなくな
る。 本発明は、以上の諸問題を克服し、インライン
焼鈍型連続溶融亜鉛めつき装置により、低降伏比
の特性を保持した複合組織鋼の亜鉛めつき鋼板を
得ることに成功したものである。すなわち、化学
成分値が、Ｃ；0.02〜0.07％、Mn；1.5〜2.5％、
Cr；0.5〜1.0％、Al；0.01〜0.10％、Si；0.07％
以下、残部が不可避的不純物であつて、しかも、 CE＝（％Ｃ）＋0.06（％Mn）＋0.03（％Cr） の式に従うCE値が0.17以上になるように成分調
整した鋼の冷延材を素材として使用し、 インライン焼鈍においてAc1変態点〜Ac3変態
点の温度に加熱してから直ちに溶融亜鉛浴に通板
するならば、インライン焼鈍型連続溶融亜鉛めつ
き装置（代表的にはセンジミア方式）によつて、
低降伏比でかつ高張力の亜鉛めつき鋼板が得られ
ることがわかつた。 本発明で使用する鋼は、先述の複合組織を得る
（インライン焼鈍で得る）鋼の範ちゆうのもので
あるが、CE値＞0.17の関係を満足するように成
分調整することにより、溶融亜鉛めつき処理によ
つても低降伏比の特性が失なわれないものであ
り、極めて特異な材料と言える。本材料の冷延ス
トリツプは、インライン型の連続焼鈍において、
Ac1変態点〜Ac3変態点のα＋γの２相域に加熱
して直ちに溶融亜鉛めつき浴に通板しても低降伏
比を保持した複合組織を維持する。 以下に、本発明を、実施例を参照しながら具体
的に説明しよう。 表３は、Ｃ＝0.05％、Al≒0.03％を含む鋼にお
けるMn含有量とCr含有量を変化させ、各鋼の冷
延材を750℃×30〜120秒の焼鈍条件と450℃×８
秒の亜鉛めつき条件を実験室モデルテストによつ
て付与した場合の機械的性質および複合組織の状
態を調べた結果を総括してなお、750℃×30〜120
秒の焼鈍から溶融亜鉛めつきまでの平均冷却速度
は１〜７℃／秒であり、溶融亜鉛めつき後350℃
までの平均冷却速度は３〜８℃／秒であつた。
【表】
鋼中のMn量は、表３に示す如く、複合組織を
得るための基本的な成分であり、Mn単味で複合
組織を得ようとすれば少なくとも２％以上を必要
とする（Ｃ、Ｄ、Ｅ鋼参照）。だが、Mnを多量に
含有させることは、通常の転炉製鋼上好ましいこ
とではない。ところが、表３に示すとおり、Cr
を適量含有させると、Mn量を減少させても、溶
融亜鉛めつき後においても望ましい複合組織を維
持させることができる（Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｍ〜Ｐ鋼参
照）。 このように、連続焼鈍で得た複合組織の低降比
特性が溶融亜鉛めつき処理で失なわれないような
性質を付与するのに、CrはMnに対する置換効果
を示すことが知見されたが、このCr量とMn量に
は自ずと適正範囲があり、表３の結果に現らわれ
たように、Mn；1.5〜2.5％、Cr；0.5〜1.0％の範
囲が良結果を示す。具体的に説明すると、Crの
添加により該性質を得るのにMn量の下限を1.5％
まで下げることができる。しかし、Crを添加
し、Mnが2.5％を超えると、引張強さも80Kg／mm2
以上となり全伸びが20％以下となり（Ｌ、Ｑ鋼参
照）、一般的な加工には適さなくなる。Crの添加
量が0.5％末満では、降伏比は低いものの焼入性
の不足から複合組織鋼が得られない場合が生じる
（Ｆ、Ｇ鋼参照）。一方、Mn；1.5〜2.5％の範囲
においてCrを1.0％より多量に添加しても、加工
性には有利とはならない。 しかし、このMn1.5〜2.5％、Cr0.5〜1.0％の関
係だけでは適正な複合組織鋼とする条件が満たさ
れない（例えばＨ鋼）。焼入性に影響する主要元
素であるＣ、Mn、Crの３元素について、その相
互関係を調べたところ、 CE＝（％Ｃ）＋0.06（％Mn）＋0.03（％Cr） のCE値が0.17より小さいと、降伏比の低下した
複合組織鋼の溶融亜鉛めつき鋼板が得られないこ
とがわかつた（Ｈ鋼）。これに対し、CE値が0.17
以上になると良結果が得られる（Ｉ、Ｊ、Ｋ、
Ｎ、Ｏ、Ｐ）。 他方、Ｃ量については、複合組織鋼の加工性と
溶接の両面からできるだけ低いことが望ましい
が、製造性の面から0.02％を下限とし、スポツト
溶接性の点と加工性を維持するに必要な伸び15％
以上を保証する点とから、その上限は0.07％とす
るのがよい。 Alは脱酸剤として使用する上で必要であり、
0.01％より少ないAl量では脱酸効果がなく、0.10
％より多いと介在物の増加が著しくなつて鋼質の
低下を招く。 以上のようにして化学成分値を調整した冷延ス
トリツプをインライン焼鈍温度Ac1〜Ac3で焼鈍
しこれを溶融亜鉛めつきすると加工性の良好な高
張力亜鉛めつき鋼板が得られる。その実施例結果
を表４および表５に示した。表４は使用した鋼の
化学成分値およびCE値を示し、この表４に示す
鋼の熱延素材（2.3×1030×Ｌmm）を用いて冷間
圧延したストリツプをセンジミア型溶融亜鉛めつ
き設備に加熱条件；760℃×830℃×10〜60秒、こ
の加熱から溶融亜鉛めつきまでの平均冷却速度；
２〜８℃／秒で通板して板厚0.8mm（コイル寸法
0.8×1016×Ｌmm）の亜鉛めつき鋼板を製造した
場合の製造条件と機械的性質を表５に総括して示
した。
得るための基本的な成分であり、Mn単味で複合
組織を得ようとすれば少なくとも２％以上を必要
とする（Ｃ、Ｄ、Ｅ鋼参照）。だが、Mnを多量に
含有させることは、通常の転炉製鋼上好ましいこ
とではない。ところが、表３に示すとおり、Cr
を適量含有させると、Mn量を減少させても、溶
融亜鉛めつき後においても望ましい複合組織を維
持させることができる（Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｍ〜Ｐ鋼参
照）。 このように、連続焼鈍で得た複合組織の低降比
特性が溶融亜鉛めつき処理で失なわれないような
性質を付与するのに、CrはMnに対する置換効果
を示すことが知見されたが、このCr量とMn量に
は自ずと適正範囲があり、表３の結果に現らわれ
たように、Mn；1.5〜2.5％、Cr；0.5〜1.0％の範
囲が良結果を示す。具体的に説明すると、Crの
添加により該性質を得るのにMn量の下限を1.5％
まで下げることができる。しかし、Crを添加
し、Mnが2.5％を超えると、引張強さも80Kg／mm2
以上となり全伸びが20％以下となり（Ｌ、Ｑ鋼参
照）、一般的な加工には適さなくなる。Crの添加
量が0.5％末満では、降伏比は低いものの焼入性
の不足から複合組織鋼が得られない場合が生じる
（Ｆ、Ｇ鋼参照）。一方、Mn；1.5〜2.5％の範囲
においてCrを1.0％より多量に添加しても、加工
性には有利とはならない。 しかし、このMn1.5〜2.5％、Cr0.5〜1.0％の関
係だけでは適正な複合組織鋼とする条件が満たさ
れない（例えばＨ鋼）。焼入性に影響する主要元
素であるＣ、Mn、Crの３元素について、その相
互関係を調べたところ、 CE＝（％Ｃ）＋0.06（％Mn）＋0.03（％Cr） のCE値が0.17より小さいと、降伏比の低下した
複合組織鋼の溶融亜鉛めつき鋼板が得られないこ
とがわかつた（Ｈ鋼）。これに対し、CE値が0.17
以上になると良結果が得られる（Ｉ、Ｊ、Ｋ、
Ｎ、Ｏ、Ｐ）。 他方、Ｃ量については、複合組織鋼の加工性と
溶接の両面からできるだけ低いことが望ましい
が、製造性の面から0.02％を下限とし、スポツト
溶接性の点と加工性を維持するに必要な伸び15％
以上を保証する点とから、その上限は0.07％とす
るのがよい。 Alは脱酸剤として使用する上で必要であり、
0.01％より少ないAl量では脱酸効果がなく、0.10
％より多いと介在物の増加が著しくなつて鋼質の
低下を招く。 以上のようにして化学成分値を調整した冷延ス
トリツプをインライン焼鈍温度Ac1〜Ac3で焼鈍
しこれを溶融亜鉛めつきすると加工性の良好な高
張力亜鉛めつき鋼板が得られる。その実施例結果
を表４および表５に示した。表４は使用した鋼の
化学成分値およびCE値を示し、この表４に示す
鋼の熱延素材（2.3×1030×Ｌmm）を用いて冷間
圧延したストリツプをセンジミア型溶融亜鉛めつ
き設備に加熱条件；760℃×830℃×10〜60秒、こ
の加熱から溶融亜鉛めつきまでの平均冷却速度；
２〜８℃／秒で通板して板厚0.8mm（コイル寸法
0.8×1016×Ｌmm）の亜鉛めつき鋼板を製造した
場合の製造条件と機械的性質を表５に総括して示
した。
【表】
【表】
表５の結果より、本発明によると、降伏比が低
い高張力亜鉛メツキ鋼板がインライン焼鈍型連続
溶融めつき装置（センジミア方式）で得られたこ
とがわかる。
い高張力亜鉛メツキ鋼板がインライン焼鈍型連続
溶融めつき装置（センジミア方式）で得られたこ
とがわかる。
第１図は鋼中Si含有量とセンジミア方式による
溶融亜鉛めつき鋼板の不メツキによる２級発生率
との関係図である。
溶融亜鉛めつき鋼板の不メツキによる２級発生率
との関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 冷間圧延後のストリツプをインライン焼鈍型
連続溶融亜鉛めつき装置に通板して溶融亜鉛めつ
き鋼板を製造する方法において、 鋼の化学成分値が、Ｃ；0.02〜0.07％、Mn；
1.5〜2.5％、Cr；0.5〜1.0％、Al；0.01〜0.10
％、Si；0.07％以下、残部；不可避的不純物であ
つてかつ下式の CE＝（％Ｃ）＋0.06（％Mn）＋0.03（％Cr）に
従うCE値が0.17以上という関係を満足するもの
である鋼を、該ストリツプ材料として使用し、 該インライン焼鈍型連続溶融亜鉛めつき装置に
おいて、該ストリツプをAc1変態点〜Ac3変態点
の焼鈍温度に加熱してから直ちに溶融亜鉛浴に通
板させる、 ことを特徴とする降伏比の低い高張力亜鉛めつ
き鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12158979A JPS5647555A (en) | 1979-09-22 | 1979-09-22 | Manufacture of high-tensile galvanized steel plate with low yield ratio |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12158979A JPS5647555A (en) | 1979-09-22 | 1979-09-22 | Manufacture of high-tensile galvanized steel plate with low yield ratio |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5647555A JPS5647555A (en) | 1981-04-30 |
| JPS6213415B2 true JPS6213415B2 (ja) | 1987-03-26 |
Family
ID=14814978
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12158979A Granted JPS5647555A (en) | 1979-09-22 | 1979-09-22 | Manufacture of high-tensile galvanized steel plate with low yield ratio |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5647555A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56163219A (en) * | 1980-05-16 | 1981-12-15 | Nisshin Steel Co Ltd | Production of cold rolled high-tensile galvanized steel strip having low yield ratio |
| JPS5839770A (ja) * | 1981-09-03 | 1983-03-08 | Kobe Steel Ltd | 高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
| JPS61177378A (ja) * | 1985-02-01 | 1986-08-09 | Nippon Steel Corp | 塗装性能にすぐれたクロメ−ト系処理被覆Ｃｒ含有系鋼板 |
| US6641931B2 (en) | 1999-12-10 | 2003-11-04 | Sidmar N.V. | Method of production of cold-rolled metal coated steel products, and the products obtained, having a low yield ratio |
-
1979
- 1979-09-22 JP JP12158979A patent/JPS5647555A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5647555A (en) | 1981-04-30 |
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