JPS6256209B2 - - Google Patents
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- JPS6256209B2 JPS6256209B2 JP2953879A JP2953879A JPS6256209B2 JP S6256209 B2 JPS6256209 B2 JP S6256209B2 JP 2953879 A JP2953879 A JP 2953879A JP 2953879 A JP2953879 A JP 2953879A JP S6256209 B2 JPS6256209 B2 JP S6256209B2
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatments In General, Especially Conveying And Cooling (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は加工性のすぐれた合金化亜鉛めつき高
張力鋼板の製造方法に係り、特にフエライト素地
中に主としてマルテンサイトから成る低温変態組
織を含む、いわゆる２相組織鋼板上に合金化亜鉛
めつき層を有する加工性のすぐれた合金化亜鉛め
つき高張力鋼板の製造方法に関する。最近加工性
の良好な高張力鋼板としてフエライト素地にマル
テンサイトを主とする低温変態生成相を含む混合
組織鋼板が注目されている。この混合組織鋼板は
延性が良好なだけでなく、マルテンサイト生成時
に導入された多量の自由転位のために降伏伸びが
現れず、降伏応力が低く引張強さの50〜70％にな
る。このように降伏応力が低いため加工時の形状
凍結性が良好であり、更に成形時には軟く加工後
の塗装焼付処理によつて著しく強度が増加すると
いう特徴を有する。この混合組織鋼板は（α＋
γ）域温度で焼鈍後、γ相の少なくとも一部がマ
ルテンサイトになるように水冷やガス冷却などの
急冷を行うことにより製造できることが一般に公
知である。この場合の冷却速度は合金元素量によ
つて変化する。 さてこのような混合組織鋼に対して合金化亜鉛
めつきを施し合金化溶融亜鉛めつき高張力鋼板を
製造する方法として連続焼鈍ラインで製造した混
合組織高張力鋼板に更に溶融亜鉛めつきもしくは
電気亜鉛めつきを行つた後合金化処理を行なう方
法が考えられる。しかしこの方法では、最初の熱
処理で得られたマルテンサイトが溶融亜鉛めつき
または合金化処理中の400℃以上の温度上昇によ
り焼戻され、その強度が低下し、結局は混合組織
鋼としての特徴が失なわれてしまう欠点がある。
また（α＋γ）２相域加熱後の冷却途中で亜鉛め
つきおよび合金化処理を行い、その後マルテンサ
イトが得られるような条件で冷却する方法が考え
られる。この方法では冷却途中の亜鉛めつきおよ
び合金化処理に伴なう滞留時間が長くなり、その
結果オーステナイトの分解が促進されマルテンサ
イト相が得られ難くなる。従つて冷却途中でのオ
ーステナイト分解を抑制するためにCrもしくは
Moなどの合金元素量が必要となるが、Crは亜鉛
めつき性を損なうため、亜鉛めつき性向上のため
鋼板の予備処理が必要となり、またMoは高価な
元素であり、これらの方法による合金化亜鉛めつ
き高張力鋼板の製造はコストの増加を来たす欠点
がある。 本発明の目的は前記従来技術の問題点を克服
し、フエライト、マルテンサイトの混合組織を有
し加工性のすぐれた合金化亜鉛めつき高張力鋼板
を低合金元素量で安価に製造する方法を提供する
ことにある。 本発明のこの目的は、下記要旨とする本発明に
よつて達成される。すなわち重量比にてＣ：
0.005〜0.20％、Mn：0.3〜2.5％を含む高張力鋼
板素材に対し亜鉛めつき後合金化処理する合金化
溶融亜鉛めつき薄鋼板の製造方法において、前記
鋼板をAc1変態点とAc3変態点間の温度に加熱し
て合金化処理を行なう工程と、前記合金化処理後
300℃以下まで冷却する工程と、を有して成り、
前記合金化処理後300℃以下までの冷却工程にお
ける冷却速度を Iog CR＝−1.73ME＋3.95 ……(1) ME＝Mn＋1.3Cr＋2.67Mo＋0.37Ni ＋0.46Cu＋0.07Si＋20P＋40B で与えられる臨界冷却速度CR（℃／sec）以上と
することを特徴とする加工性のすぐれた合金化亜
鉛めつき高張力鋼板の製造方法、である。 本発明は、亜鉛めつき鋼板をAc1変態点とAc3
変態点との間の温度に加熱したのち、組成に応じ
た冷却速度を採用することにより２相組織を有す
る鋼板上に合金化亜鉛めつき層を有する合金化亜
鉛めつき高張力鋼板を得るものであつて、その組
成は、Ｃ，Mnを除き、特に限定されるものでは
ない。 ＣとMnは次の理由により限定される。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素であ
る。特に本発明の場合には（α＋γ）域に加熱
したときのγ相の体積率は鋼中Ｃ量とその加熱
温度により決まり、ひいては冷却後のマルテン
サイト量にも影響するため重要である。而して
鋼板の強度などの機械的性質は、このマルテン
サイト分率とマルテンサイト相の硬度に大きく
支配される。 Ｃ量の下限を0.005％としたのはAc1変態点と
Ac3変態点間の高温域で加熱したときのγ相、
ひいては冷却後マルテンサイト相の分率を２〜
３％程度まで減少させることにより引張強さと
40Kg／mm2程度まで低下せしめ加工性を良好なら
しめるためである。一方Ｃ量の上限については
0.20％を越えるとスポツト溶接性が著しく劣化
すること、および鋼板中のマルテンサイト分率
が増加して加工性が劣化すると同時に降伏比も
0.7以上に増加するためその上限値を0.20％と
した。 Mn： Mnは固溶強化元素である。さらに本発明鋼に
おいては冷却途中における変態を抑制しγ相を
安定化させるために重要であるが、Mn量が多
いほど亜鉛めつき性を劣化させるため上限を
2.5％とした。しかしMnが少ない場合には本発
明の目的とするマルテンサイト相が得られず、
またMn／Ｓ比が10以下では熱間変形時に割れ
やすいことから上限を0.3％とした。 上記Ｃ，Mn以外の元素は鋼板の製造上一般
に要求される理由又は所望の強度、組織などを
得るため、次の範囲内に制限され又は添加され
ることわ望ましい。 Ｓ： Ｓは熱間圧延時に割れを発生させ易く、また冷
間での延生を劣化させるため0.02％以下が望ま
しい。 Al： Alは脱酸剤として用いられるが、0.1％を越え
ると亜鉛めつき性を著しく劣化させるため0.1
％以下が望ましい。 以上の基本組成のほかに必要に応じて下記元
素が添加される。 Si： Siはα相中の固溶Ｃ量を減少させることにより
伸びなどの延性を向上させるので材質の面から
は0.5〜1.0％程度の添加が好ましい。しかしSi
が1.0％を越えると亜鉛めつきをした場合、め
つき不良を起こすためこの面から上限を1.0％
とした方がよい。 Cr，Mo： ｒ，Moはいずれもγ相の安定度を著しく増し
その分解を抑制し、その結果マルテンサイトの
生成を助長する。特にMoはその効果が大であ
る。しかしそれぞれ0.7％，0.5％を越して添加
すると亜鉛めつき性を劣化させると同時に延性
を低下させるのでCrを0.7％以下、Moを0.5％
以下が望ましい。 Cu： Cuによるγ相の安定化効果はMoやCrに較べて
小さいがやはりγ相を安定化させ、かつ鋼板自
身の耐食性を増す効果を有している。しかし
0.7％を越えるとたとえNiとの共存下において
も熱間圧延時に割れを生じ易く“ヘゲ”状の表
面欠陥を発生させるため0.7％を上限として必
要に応じて添加される。 Ni： NiもCuと同程度にγ相を安定化させるので適
宜添加される。特にNiはCu添加による熱間圧
延時の割れの発生を抑制するので、Cuを0.3％
以上添加した場合には不可欠の元素であり、こ
の効果はCuとほぼ同量の場合に最も効果を発
揮されるため、0.7％以下の範囲内でCuとほぼ
同量添加するのがよい。 Ｂ： Ｂもγ相の分解抑制作用が大きい元素である
が、0.008％を越えるとその効果が逆に減少す
るため上限を0.008％として必要に応じて添加
される。 Ｐ： Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中にお
いてγ相の分解を抑制するので必要に応じて添
加される元素であるが、0.2％以上では延性を
劣化させるため上限を0.2％とした方がよい。 Ti：Nb：Ｖ Ti，Nb，Ｖは、いずれもこれらの炭窒化物を
析出させることにより（α＋γ）域に加熱した
時のα相およびγ相の結晶粒を微細にするため
に添加するものでありいずれも合計量で0.1％
以下の範囲内で添加可能である。合計量が0.1
％を越えて含有する場合には析出硬化により降
伏比が高くなるため好ましくないので合計量の
上限を0.1％とすることが望ましい。 REM，Zn，Ca REM，Zn，Caは硫化物系介在物の形態変化を
通じて本発明鋼の加工性を向上させる。添加す
る場合はこれらの１種または２種以上を合計量
で0.1％以下でよい。 次に上記特定の化学成分を有する鋼は通常工程
により製鋼分塊あるいは連続鋳造工程を経てスラ
ブとされ、続いて熱間圧延によりホツトコイルに
される。この間の製造条件は特に限定する必要は
ないが、比較的低い成分系で冷却速度が遅くても
フエライトとマルテンサイト組織とし、目的の組
織と機械的性質を得るためにはホツトコイルの巻
取温度を例えば（α＋γ）域温度と高くしてMn
やMoをγ相に濃化せしめる方が好ましい。その
意味では巻取温度はできるだけ高くすることが好
ましい。 ホツトコイルは引き続いて通常工程で脱スケー
ル処理されてその後直ちに亜鉛めつきされる場合
と脱スケール後冷間圧延されて上記亜鉛めつきを
施される場合がある。 冷間圧延を行なう場合冷間圧下率を40％以上、
好ましくは50％以上とするのがよい。また亜鉛め
つきは溶融亜鉛めつき、電気亜鉛めつきのいずれ
のめつき法でもよく、更にまた亜鉛めつきは鋼板
の両面に施される場合と片面にのみ施される場合
があるが、本発明法はいずれの場合にも適用する
ことができる。 かかる工程を経たのちに合金化処理が施される
が、下記に述べる理由により加熱温度および加熱
後の冷却条件がある特定範囲に限定される。加熱
温度は単なる合金化処理のためだけの加熱であれ
ば500℃〜600℃で十分であるが、合金化と同時に
材料の組織および性質をも調整する場合には極め
て重要である。而して目的とする40Kg／mm2程度の
比較的低い強度レベルから100Kg／mm2と強度の高
いものに至るまで広い強度範囲の混合組織鋼板を
得るにはマルテンサイト量ひいては加熱時のγ相
の量を広範囲に変えなければならないため（α＋
γ）２相共存域での温度も広範囲に変える必要が
ある。このため加熱温度をAc1変態点とAc3変態
点間の温度範囲とした。またこの温度範囲での保
持時間はＣだけでなくMnなどの拡散しにくい元
素までγ相に濃縮するためには長時間の方が好ま
しい場合もあるが、適正な合金化状態を確保する
ためにはできるだけ短時間の方が好ましい。 次に（α＋γ）域加熱温度からの冷却条件であ
るが、これはフエライトとマルテンサイトを主成
分とする混合組織を得るために非常に重要であ
る。（α＋γ）２相共存域加熱後の冷却途中γ相
の分解が進行し、ある冷却速度を境としてそれよ
り大きい冷却速度ではγ相分解のための時間が不
足のためマルテンサイト相が得られ、一方それよ
り小さい冷却速度ではマルテンサイト相が得られ
ない。この臨界冷却速度はγ相の安定度、従つて
鋼の組成によつて大きく変化し鋼中成分が高いほ
ど小さくなる。このようにマルテンサイトを僅か
でも含有する混合組織を得るための臨界冷却速度
と組成との関係について本発明者らの数多くの実
験結果を解析した結果以下のことが明らかになつ
た。 すなわちAc1変態点とAc3変態点間の温度に加
熱後300℃以下までの冷却速度の最小値すなわち
臨界冷却速度CR（℃／sec）は、 Iog CR＝−1.73ME＋3.93 ……(1) ME＝Mn＋1.3Cr＋2.67Mo＋0.37Ni ＋0.46Cu＋0.07Si＋2.0P＋40B で与えられる。 上記の如く300℃以下まで冷却した後は、特に
冷却速度を規制する必要はなく、そのまま室温ま
で冷却して製品とするか、必要により材質調整の
ため300℃以下で短時間の過時効処理を行なつて
もよい。また200℃程度でコイルに巻取りその後
除冷してもよい。 実施例 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製
した。その後分塊してスラブとした後通常の条件
で熱延し2.6mm厚と2.0mm厚のホツトコイルとし
た。なお熱延仕上温度は780〜880℃、巻取温度は
550℃〜750℃であつた。このホツトコイルのうち
2.6mm厚については酸洗後0.8mmに冷間圧延し、連
続溶融亜鉛めつきラインにおいて亜鉛めつきを行
つた。なお、一部の試料については電気亜鉛めつ
きを行つた。また2.0mm厚のホツトコイルについ
ては酸洗後直ちに連続溶融亜鉛めつきラインにお
いて亜鉛めつきを行つた。No.４のコイルは片面に
のみ電気亜鉛めつきを行なつたが、他の全コイル
は両面に亜鉛めつきを行なつた。 その後第２表にて示す条件で合金化処理を行な
いかくして得られた合金化亜鉛めつき鋼板は調質
圧延を行なうことなく引張試験を行なつた。これ
らの結果を第２表に示す。 第２表から明らかなように成分に応じて定まる
臨界冷却速度より早く冷却し、フエライトとマル
テンサイトから成る混合組織とした鋼板は本発明
の規制以外の方法で製造した比較鋼よりも第１図
に示すように伸びがよく、また降伏比も低い。 本発明は亜鉛めつき性およびγ相の冷却途中で
の安定度等より特定の成分を限定した鋼板を溶融
亜鉛めつきもしくは電気亜鉛めつきした後、該鋼
板をAc1変態点とAc3変態点間の温度に加熱し、
張力鋼板の製造方法に係り、特にフエライト素地
中に主としてマルテンサイトから成る低温変態組
織を含む、いわゆる２相組織鋼板上に合金化亜鉛
めつき層を有する加工性のすぐれた合金化亜鉛め
つき高張力鋼板の製造方法に関する。最近加工性
の良好な高張力鋼板としてフエライト素地にマル
テンサイトを主とする低温変態生成相を含む混合
組織鋼板が注目されている。この混合組織鋼板は
延性が良好なだけでなく、マルテンサイト生成時
に導入された多量の自由転位のために降伏伸びが
現れず、降伏応力が低く引張強さの50〜70％にな
る。このように降伏応力が低いため加工時の形状
凍結性が良好であり、更に成形時には軟く加工後
の塗装焼付処理によつて著しく強度が増加すると
いう特徴を有する。この混合組織鋼板は（α＋
γ）域温度で焼鈍後、γ相の少なくとも一部がマ
ルテンサイトになるように水冷やガス冷却などの
急冷を行うことにより製造できることが一般に公
知である。この場合の冷却速度は合金元素量によ
つて変化する。 さてこのような混合組織鋼に対して合金化亜鉛
めつきを施し合金化溶融亜鉛めつき高張力鋼板を
製造する方法として連続焼鈍ラインで製造した混
合組織高張力鋼板に更に溶融亜鉛めつきもしくは
電気亜鉛めつきを行つた後合金化処理を行なう方
法が考えられる。しかしこの方法では、最初の熱
処理で得られたマルテンサイトが溶融亜鉛めつき
または合金化処理中の400℃以上の温度上昇によ
り焼戻され、その強度が低下し、結局は混合組織
鋼としての特徴が失なわれてしまう欠点がある。
また（α＋γ）２相域加熱後の冷却途中で亜鉛め
つきおよび合金化処理を行い、その後マルテンサ
イトが得られるような条件で冷却する方法が考え
られる。この方法では冷却途中の亜鉛めつきおよ
び合金化処理に伴なう滞留時間が長くなり、その
結果オーステナイトの分解が促進されマルテンサ
イト相が得られ難くなる。従つて冷却途中でのオ
ーステナイト分解を抑制するためにCrもしくは
Moなどの合金元素量が必要となるが、Crは亜鉛
めつき性を損なうため、亜鉛めつき性向上のため
鋼板の予備処理が必要となり、またMoは高価な
元素であり、これらの方法による合金化亜鉛めつ
き高張力鋼板の製造はコストの増加を来たす欠点
がある。 本発明の目的は前記従来技術の問題点を克服
し、フエライト、マルテンサイトの混合組織を有
し加工性のすぐれた合金化亜鉛めつき高張力鋼板
を低合金元素量で安価に製造する方法を提供する
ことにある。 本発明のこの目的は、下記要旨とする本発明に
よつて達成される。すなわち重量比にてＣ：
0.005〜0.20％、Mn：0.3〜2.5％を含む高張力鋼
板素材に対し亜鉛めつき後合金化処理する合金化
溶融亜鉛めつき薄鋼板の製造方法において、前記
鋼板をAc1変態点とAc3変態点間の温度に加熱し
て合金化処理を行なう工程と、前記合金化処理後
300℃以下まで冷却する工程と、を有して成り、
前記合金化処理後300℃以下までの冷却工程にお
ける冷却速度を Iog CR＝−1.73ME＋3.95 ……(1) ME＝Mn＋1.3Cr＋2.67Mo＋0.37Ni ＋0.46Cu＋0.07Si＋20P＋40B で与えられる臨界冷却速度CR（℃／sec）以上と
することを特徴とする加工性のすぐれた合金化亜
鉛めつき高張力鋼板の製造方法、である。 本発明は、亜鉛めつき鋼板をAc1変態点とAc3
変態点との間の温度に加熱したのち、組成に応じ
た冷却速度を採用することにより２相組織を有す
る鋼板上に合金化亜鉛めつき層を有する合金化亜
鉛めつき高張力鋼板を得るものであつて、その組
成は、Ｃ，Mnを除き、特に限定されるものでは
ない。 ＣとMnは次の理由により限定される。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素であ
る。特に本発明の場合には（α＋γ）域に加熱
したときのγ相の体積率は鋼中Ｃ量とその加熱
温度により決まり、ひいては冷却後のマルテン
サイト量にも影響するため重要である。而して
鋼板の強度などの機械的性質は、このマルテン
サイト分率とマルテンサイト相の硬度に大きく
支配される。 Ｃ量の下限を0.005％としたのはAc1変態点と
Ac3変態点間の高温域で加熱したときのγ相、
ひいては冷却後マルテンサイト相の分率を２〜
３％程度まで減少させることにより引張強さと
40Kg／mm2程度まで低下せしめ加工性を良好なら
しめるためである。一方Ｃ量の上限については
0.20％を越えるとスポツト溶接性が著しく劣化
すること、および鋼板中のマルテンサイト分率
が増加して加工性が劣化すると同時に降伏比も
0.7以上に増加するためその上限値を0.20％と
した。 Mn： Mnは固溶強化元素である。さらに本発明鋼に
おいては冷却途中における変態を抑制しγ相を
安定化させるために重要であるが、Mn量が多
いほど亜鉛めつき性を劣化させるため上限を
2.5％とした。しかしMnが少ない場合には本発
明の目的とするマルテンサイト相が得られず、
またMn／Ｓ比が10以下では熱間変形時に割れ
やすいことから上限を0.3％とした。 上記Ｃ，Mn以外の元素は鋼板の製造上一般
に要求される理由又は所望の強度、組織などを
得るため、次の範囲内に制限され又は添加され
ることわ望ましい。 Ｓ： Ｓは熱間圧延時に割れを発生させ易く、また冷
間での延生を劣化させるため0.02％以下が望ま
しい。 Al： Alは脱酸剤として用いられるが、0.1％を越え
ると亜鉛めつき性を著しく劣化させるため0.1
％以下が望ましい。 以上の基本組成のほかに必要に応じて下記元
素が添加される。 Si： Siはα相中の固溶Ｃ量を減少させることにより
伸びなどの延性を向上させるので材質の面から
は0.5〜1.0％程度の添加が好ましい。しかしSi
が1.0％を越えると亜鉛めつきをした場合、め
つき不良を起こすためこの面から上限を1.0％
とした方がよい。 Cr，Mo： ｒ，Moはいずれもγ相の安定度を著しく増し
その分解を抑制し、その結果マルテンサイトの
生成を助長する。特にMoはその効果が大であ
る。しかしそれぞれ0.7％，0.5％を越して添加
すると亜鉛めつき性を劣化させると同時に延性
を低下させるのでCrを0.7％以下、Moを0.5％
以下が望ましい。 Cu： Cuによるγ相の安定化効果はMoやCrに較べて
小さいがやはりγ相を安定化させ、かつ鋼板自
身の耐食性を増す効果を有している。しかし
0.7％を越えるとたとえNiとの共存下において
も熱間圧延時に割れを生じ易く“ヘゲ”状の表
面欠陥を発生させるため0.7％を上限として必
要に応じて添加される。 Ni： NiもCuと同程度にγ相を安定化させるので適
宜添加される。特にNiはCu添加による熱間圧
延時の割れの発生を抑制するので、Cuを0.3％
以上添加した場合には不可欠の元素であり、こ
の効果はCuとほぼ同量の場合に最も効果を発
揮されるため、0.7％以下の範囲内でCuとほぼ
同量添加するのがよい。 Ｂ： Ｂもγ相の分解抑制作用が大きい元素である
が、0.008％を越えるとその効果が逆に減少す
るため上限を0.008％として必要に応じて添加
される。 Ｐ： Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中にお
いてγ相の分解を抑制するので必要に応じて添
加される元素であるが、0.2％以上では延性を
劣化させるため上限を0.2％とした方がよい。 Ti：Nb：Ｖ Ti，Nb，Ｖは、いずれもこれらの炭窒化物を
析出させることにより（α＋γ）域に加熱した
時のα相およびγ相の結晶粒を微細にするため
に添加するものでありいずれも合計量で0.1％
以下の範囲内で添加可能である。合計量が0.1
％を越えて含有する場合には析出硬化により降
伏比が高くなるため好ましくないので合計量の
上限を0.1％とすることが望ましい。 REM，Zn，Ca REM，Zn，Caは硫化物系介在物の形態変化を
通じて本発明鋼の加工性を向上させる。添加す
る場合はこれらの１種または２種以上を合計量
で0.1％以下でよい。 次に上記特定の化学成分を有する鋼は通常工程
により製鋼分塊あるいは連続鋳造工程を経てスラ
ブとされ、続いて熱間圧延によりホツトコイルに
される。この間の製造条件は特に限定する必要は
ないが、比較的低い成分系で冷却速度が遅くても
フエライトとマルテンサイト組織とし、目的の組
織と機械的性質を得るためにはホツトコイルの巻
取温度を例えば（α＋γ）域温度と高くしてMn
やMoをγ相に濃化せしめる方が好ましい。その
意味では巻取温度はできるだけ高くすることが好
ましい。 ホツトコイルは引き続いて通常工程で脱スケー
ル処理されてその後直ちに亜鉛めつきされる場合
と脱スケール後冷間圧延されて上記亜鉛めつきを
施される場合がある。 冷間圧延を行なう場合冷間圧下率を40％以上、
好ましくは50％以上とするのがよい。また亜鉛め
つきは溶融亜鉛めつき、電気亜鉛めつきのいずれ
のめつき法でもよく、更にまた亜鉛めつきは鋼板
の両面に施される場合と片面にのみ施される場合
があるが、本発明法はいずれの場合にも適用する
ことができる。 かかる工程を経たのちに合金化処理が施される
が、下記に述べる理由により加熱温度および加熱
後の冷却条件がある特定範囲に限定される。加熱
温度は単なる合金化処理のためだけの加熱であれ
ば500℃〜600℃で十分であるが、合金化と同時に
材料の組織および性質をも調整する場合には極め
て重要である。而して目的とする40Kg／mm2程度の
比較的低い強度レベルから100Kg／mm2と強度の高
いものに至るまで広い強度範囲の混合組織鋼板を
得るにはマルテンサイト量ひいては加熱時のγ相
の量を広範囲に変えなければならないため（α＋
γ）２相共存域での温度も広範囲に変える必要が
ある。このため加熱温度をAc1変態点とAc3変態
点間の温度範囲とした。またこの温度範囲での保
持時間はＣだけでなくMnなどの拡散しにくい元
素までγ相に濃縮するためには長時間の方が好ま
しい場合もあるが、適正な合金化状態を確保する
ためにはできるだけ短時間の方が好ましい。 次に（α＋γ）域加熱温度からの冷却条件であ
るが、これはフエライトとマルテンサイトを主成
分とする混合組織を得るために非常に重要であ
る。（α＋γ）２相共存域加熱後の冷却途中γ相
の分解が進行し、ある冷却速度を境としてそれよ
り大きい冷却速度ではγ相分解のための時間が不
足のためマルテンサイト相が得られ、一方それよ
り小さい冷却速度ではマルテンサイト相が得られ
ない。この臨界冷却速度はγ相の安定度、従つて
鋼の組成によつて大きく変化し鋼中成分が高いほ
ど小さくなる。このようにマルテンサイトを僅か
でも含有する混合組織を得るための臨界冷却速度
と組成との関係について本発明者らの数多くの実
験結果を解析した結果以下のことが明らかになつ
た。 すなわちAc1変態点とAc3変態点間の温度に加
熱後300℃以下までの冷却速度の最小値すなわち
臨界冷却速度CR（℃／sec）は、 Iog CR＝−1.73ME＋3.93 ……(1) ME＝Mn＋1.3Cr＋2.67Mo＋0.37Ni ＋0.46Cu＋0.07Si＋2.0P＋40B で与えられる。 上記の如く300℃以下まで冷却した後は、特に
冷却速度を規制する必要はなく、そのまま室温ま
で冷却して製品とするか、必要により材質調整の
ため300℃以下で短時間の過時効処理を行なつて
もよい。また200℃程度でコイルに巻取りその後
除冷してもよい。 実施例 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製
した。その後分塊してスラブとした後通常の条件
で熱延し2.6mm厚と2.0mm厚のホツトコイルとし
た。なお熱延仕上温度は780〜880℃、巻取温度は
550℃〜750℃であつた。このホツトコイルのうち
2.6mm厚については酸洗後0.8mmに冷間圧延し、連
続溶融亜鉛めつきラインにおいて亜鉛めつきを行
つた。なお、一部の試料については電気亜鉛めつ
きを行つた。また2.0mm厚のホツトコイルについ
ては酸洗後直ちに連続溶融亜鉛めつきラインにお
いて亜鉛めつきを行つた。No.４のコイルは片面に
のみ電気亜鉛めつきを行なつたが、他の全コイル
は両面に亜鉛めつきを行なつた。 その後第２表にて示す条件で合金化処理を行な
いかくして得られた合金化亜鉛めつき鋼板は調質
圧延を行なうことなく引張試験を行なつた。これ
らの結果を第２表に示す。 第２表から明らかなように成分に応じて定まる
臨界冷却速度より早く冷却し、フエライトとマル
テンサイトから成る混合組織とした鋼板は本発明
の規制以外の方法で製造した比較鋼よりも第１図
に示すように伸びがよく、また降伏比も低い。 本発明は亜鉛めつき性およびγ相の冷却途中で
の安定度等より特定の成分を限定した鋼板を溶融
亜鉛めつきもしくは電気亜鉛めつきした後、該鋼
板をAc1変態点とAc3変態点間の温度に加熱し、
【表】
【表】
【表】
γ相にＣを濃縮させると同時に合金化を促進
し、その後マルテンサイト相が得られるように、
冷却途中の残留γ相のMs点、300℃以下までを鋼
の成分より決まる臨界冷却速度CR（℃／sec）以
上で急冷することにより、γ相の分解をできるだ
け起さないようにすると共に、γ相と共存するα
相中のＣ量を可能な限りγ相に濃縮するようにし
てフエライトとマルテンサイトが共存する低温変
態組織を含むようにしたので極めて良好な加工性
を有する合金化亜鉛めつき高張力鋼板を得ること
ができた。 従つて本発明による合金化亜鉛めつき鋼板は通
常の溶融亜鉛めつき鋼板に較べて低降伏比で伸び
が大きく、加工性が良好であると共に形状凍結性
にすぐれているので自動車の部品のうちプレス加
工がきびしく、かつ防錆性も要求される部品に有
効に使用される効果がある。
し、その後マルテンサイト相が得られるように、
冷却途中の残留γ相のMs点、300℃以下までを鋼
の成分より決まる臨界冷却速度CR（℃／sec）以
上で急冷することにより、γ相の分解をできるだ
け起さないようにすると共に、γ相と共存するα
相中のＣ量を可能な限りγ相に濃縮するようにし
てフエライトとマルテンサイトが共存する低温変
態組織を含むようにしたので極めて良好な加工性
を有する合金化亜鉛めつき高張力鋼板を得ること
ができた。 従つて本発明による合金化亜鉛めつき鋼板は通
常の溶融亜鉛めつき鋼板に較べて低降伏比で伸び
が大きく、加工性が良好であると共に形状凍結性
にすぐれているので自動車の部品のうちプレス加
工がきびしく、かつ防錆性も要求される部品に有
効に使用される効果がある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にてＣ：0.005〜0.20％、Mn：0.3〜
2.5％を含む高張力鋼板素材に対し亜鉛めつき後
合金化処理する合金化亜鉛めつき薄鋼板の製造方
法において、前記亜鉛めつき鋼板をAc1変態点と
Ac3変態点間の温度に加熱して合金化処理を行な
う工程と、前記合金化処理後300℃以下まで冷却
する工程と、を有して成り、前記300℃以下まで
の冷却工程における冷却速度を、 Iog CR＝−1.73ME＋3.95 ME＝Mn＋1.3Cr＋2.67Mo＋0.37Ni ＋0.46Cu＋0.07Si＋20P＋40B で与えられる臨界冷却速度CR（℃／sec）以上と
することを特徴とする加工性のすぐれた合金化亜
鉛めつき高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2953879A JPS55122820A (en) | 1979-03-13 | 1979-03-13 | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with superior workability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2953879A JPS55122820A (en) | 1979-03-13 | 1979-03-13 | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with superior workability |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55122820A JPS55122820A (en) | 1980-09-20 |
| JPS6256209B2 true JPS6256209B2 (ja) | 1987-11-25 |
Family
ID=12278881
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2953879A Granted JPS55122820A (en) | 1979-03-13 | 1979-03-13 | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with superior workability |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55122820A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1992016668A1 (fr) * | 1991-03-15 | 1992-10-01 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et presentant une excellente aptitude au formage, tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et zinguee a chaud, et procede de fabrication desdites toles |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2546534B1 (fr) * | 1983-05-24 | 1989-04-21 | Usinor | Procede et installation de fabrication en continu d'une bande d'acier survieillie portant un revetement de zn, al ou d'alliage zn-al |
| JPS61284594A (ja) * | 1985-06-10 | 1986-12-15 | Nippon Steel Corp | めつき層密着性のすぐれたＺｎ系めつき鋼板 |
| JPH0627315B2 (ja) * | 1985-07-01 | 1994-04-13 | 川崎製鉄株式会社 | 高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| JPS627842A (ja) * | 1985-07-03 | 1987-01-14 | Kawasaki Steel Corp | 延性が良好な高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
| US4913746A (en) * | 1988-08-29 | 1990-04-03 | Lehigh University | Method of producing a Zn-Fe galvanneal on a steel substrate |
| KR960004773B1 (ko) * | 1991-12-06 | 1996-04-13 | 가와사키 세이데츠 가부시키가이샤 | 용융아연 도금강판의 제조방법 |
| US5690755A (en) * | 1992-08-31 | 1997-11-25 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same |
| EP1195447B1 (en) * | 2000-04-07 | 2006-01-04 | JFE Steel Corporation | Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production |
| CN101460647B (zh) | 2006-07-14 | 2015-05-20 | 株式会社神户制钢所 | 高强度钢板及其制造方法 |
| JP5438302B2 (ja) | 2008-10-30 | 2014-03-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| US9115416B2 (en) | 2011-12-19 | 2015-08-25 | Kobe Steel, Ltd. | High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability |
| JP5418702B2 (ja) * | 2012-01-12 | 2014-02-19 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼 |
| JP5860333B2 (ja) | 2012-03-30 | 2016-02-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板 |
-
1979
- 1979-03-13 JP JP2953879A patent/JPS55122820A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1992016668A1 (fr) * | 1991-03-15 | 1992-10-01 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et presentant une excellente aptitude au formage, tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et zinguee a chaud, et procede de fabrication desdites toles |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55122820A (en) | 1980-09-20 |
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