JP2553413B2 - バーリング性と延性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents
バーリング性と延性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法Info
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- JP2553413B2 JP2553413B2 JP3045666A JP4566691A JP2553413B2 JP 2553413 B2 JP2553413 B2 JP 2553413B2 JP 3045666 A JP3045666 A JP 3045666A JP 4566691 A JP4566691 A JP 4566691A JP 2553413 B2 JP2553413 B2 JP 2553413B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車のメンバー類や
アーム類のように極めて高いバーリング成形性、詳しく
は引張強さが４１ｋｇｆ／ｍｍ2以上で打ち抜き穴拡げ
比≧１．７でかつ延性が優れ同時に高い防錆性が要求さ
れる利用分野に提供する高強度溶融亜鉛めっき鋼板，お
よび高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方
法に関するものである。
アーム類のように極めて高いバーリング成形性、詳しく
は引張強さが４１ｋｇｆ／ｍｍ2以上で打ち抜き穴拡げ
比≧１．７でかつ延性が優れ同時に高い防錆性が要求さ
れる利用分野に提供する高強度溶融亜鉛めっき鋼板，お
よび高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術及びその課題】近年、車体防錆化の観点か
ら、防錆鋼板が多く使われるようになった。折からの、
車体軽量化ニーズからの高強度鋼板の使用と合わせて、
最近では高強度高防錆性鋼板を望まれるようになってき
た。 従来、加工用高防錆性高強度熱延鋼板は、高強度
熱延鋼板に電気亜鉛めっきを施した電気亜鉛めっき熱延
鋼板が中心であった。しかし、電気めっきでは目付量を
多くすることは経済的に困難であり、より防錆性を向上
させるためには溶融亜鉛めっきによる方法の方がよい。
溶融亜鉛めっきラインには焼鈍工程があるために、冷延
鋼板を原板とし組織の作り込みをライン内で同時に行う
のが一般的である一方で、原価低減を目的として熱延原
板を用いる技術も提案されるようになってきた。熱延原
板を用いて溶融亜鉛めっきを施す技術としては、特開昭
６２−４８６０号公報と特開昭６２−１３３０５９号公
報がある。前者は、連続溶融亜鉛めっきラインにて冷却
速度を限定することにより目的とする材質を作り込む技
術と判断される。後者も、溶融亜鉛めっきを施す前の原
板については特に特別な組織制御を行なわず連続溶融亜
鉛めっきにて目的とする特性を完成させるものと判断さ
れる。これらは、いずれも熱延鋼板として重要であるバ
ーリング性について最適な処置を施した技術とは言い難
い。
ら、防錆鋼板が多く使われるようになった。折からの、
車体軽量化ニーズからの高強度鋼板の使用と合わせて、
最近では高強度高防錆性鋼板を望まれるようになってき
た。 従来、加工用高防錆性高強度熱延鋼板は、高強度
熱延鋼板に電気亜鉛めっきを施した電気亜鉛めっき熱延
鋼板が中心であった。しかし、電気めっきでは目付量を
多くすることは経済的に困難であり、より防錆性を向上
させるためには溶融亜鉛めっきによる方法の方がよい。
溶融亜鉛めっきラインには焼鈍工程があるために、冷延
鋼板を原板とし組織の作り込みをライン内で同時に行う
のが一般的である一方で、原価低減を目的として熱延原
板を用いる技術も提案されるようになってきた。熱延原
板を用いて溶融亜鉛めっきを施す技術としては、特開昭
６２−４８６０号公報と特開昭６２−１３３０５９号公
報がある。前者は、連続溶融亜鉛めっきラインにて冷却
速度を限定することにより目的とする材質を作り込む技
術と判断される。後者も、溶融亜鉛めっきを施す前の原
板については特に特別な組織制御を行なわず連続溶融亜
鉛めっきにて目的とする特性を完成させるものと判断さ
れる。これらは、いずれも熱延鋼板として重要であるバ
ーリング性について最適な処置を施した技術とは言い難
い。
【０００３】
【課題を解決するための手段】以上のことから開発、実
用化に必要な要件は、高防錆性である溶融亜鉛めっき鋼
板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、経済性，
点溶接性をそこねることなく、自動車部材用熱延鋼板に
とって重要になったバーリング性と延性の向上を両立さ
せた技術であり、本発明者は鋭意検討の結果本発明に至
らしめた。本発明の要旨とするところは以下の通りであ
る。 （１） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相当
半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１
％以下であることを特徴とするバーリング性と延性の優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 （２） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相当
半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１
％以下であることを特徴とするバーリング性と延性の優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 （３） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後連続亜鉛めっきを行うに際し７０
０℃以下に加熱し鋼板表面の還元を行った後溶融亜鉛め
っきを施すことにより得られる、円相当半径が０．１μ
ｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１％以下であるこ
とを特徴とするバーリング性と延性の優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。 （４） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後連続亜鉛めっきを行うに際し７０
０℃以下に加熱し鋼板表面の還元を行った後溶融亜鉛め
っきを施し、その後合金化処理することにより得られ
る、円相当半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織
率が０．１％以下であることを特徴とするバーリング性
と延性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。 （５） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後必要に応じてＮｉ，またはＦｅフ
ラッシュめっきを施した後連続亜鉛めっきを行うに際し
過酸化雰囲気内で７００℃以下に加熱し、その後鋼板表
面の還元を行った後に溶融亜鉛めっきを施すことにより
得られる、円相当半径が０．１μｍ以上のセメンタイト
の組織率が０．１％以下であることを特徴とするバーリ
ング性と延性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。 （６） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取る。さらに酸洗後必要に応じてＮｉ，またはＦｅフ
ラッシュめっきを施した後連続亜鉛めっきを行うに際し
過酸化雰囲気内で７００℃以下に加熱し、その後鋼板表
面の還元を行った後に溶融亜鉛めっきを施し、その後合
金化処理することにより得られる、円相当半径が０．１
μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１％以下である
ことを特徴とするバーリング性と延性の優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
用化に必要な要件は、高防錆性である溶融亜鉛めっき鋼
板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、経済性，
点溶接性をそこねることなく、自動車部材用熱延鋼板に
とって重要になったバーリング性と延性の向上を両立さ
せた技術であり、本発明者は鋭意検討の結果本発明に至
らしめた。本発明の要旨とするところは以下の通りであ
る。 （１） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相当
半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１
％以下であることを特徴とするバーリング性と延性の優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 （２） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相当
半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１
％以下であることを特徴とするバーリング性と延性の優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 （３） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後連続亜鉛めっきを行うに際し７０
０℃以下に加熱し鋼板表面の還元を行った後溶融亜鉛め
っきを施すことにより得られる、円相当半径が０．１μ
ｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１％以下であるこ
とを特徴とするバーリング性と延性の優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。 （４） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後連続亜鉛めっきを行うに際し７０
０℃以下に加熱し鋼板表面の還元を行った後溶融亜鉛め
っきを施し、その後合金化処理することにより得られ
る、円相当半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織
率が０．１％以下であることを特徴とするバーリング性
と延性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。 （５） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後必要に応じてＮｉ，またはＦｅフ
ラッシュめっきを施した後連続亜鉛めっきを行うに際し
過酸化雰囲気内で７００℃以下に加熱し、その後鋼板表
面の還元を行った後に溶融亜鉛めっきを施すことにより
得られる、円相当半径が０．１μｍ以上のセメンタイト
の組織率が０．１％以下であることを特徴とするバーリ
ング性と延性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。 （６） 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取る。さらに酸洗後必要に応じてＮｉ，またはＦｅフ
ラッシュめっきを施した後連続亜鉛めっきを行うに際し
過酸化雰囲気内で７００℃以下に加熱し、その後鋼板表
面の還元を行った後に溶融亜鉛めっきを施し、その後合
金化処理することにより得られる、円相当半径が０．１
μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１％以下である
ことを特徴とするバーリング性と延性の優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【０００４】
【作用】次に本発明の各構成要件の限定理由について詳
述する。Ｃは強度確保のために必要であり、最小限０．
０５％必要である。しかし、０．１８％を超えると点溶
接性が劣化する。そのためＣは０．０５〜０．１８％と
した。Ｓｉは本発明において最も重要な元素である。本
発明においては、延性とバーリング性の向上を意図して
いる。本発明において克服したのは、後で述べる熱延条
件との組合せにより組織を最適化すると共にこのＳｉの
含有により延性とバーリング性の両者を向上させたこと
である。この現象を発揮するためには最小限Ｓｉは０．
５％以上必要である。上限は、めっき濡れ性、めっき密
着性、経済性、点溶接性を考慮し、１．５％までとし
た。Ｍｎは、強度確保のために必要な元素であり、０．
７％以上の含有が必要である。上限は、強度安定性、経
済性、点溶接性などを総合的に判断し１．５％とした。
Ｐは点溶接性を低下させると共にＡｒ３変態点を上昇さ
せる元素であるために徹底的にその含有量を下げる必要
があり、０．０２％以下とした。好ましくは０．０１％
以下に下げた方が良い。さらにこれは、合金化処理を施
す際にも有効である。また、Ｓは点溶接性、バーリング
性の観点よりこれまた徹底的に下げる必要があり０．０
０５％以下にする必要がある。好ましくは０．００２％
以下に下げた方が良い。さらに硫化物系介在物の形態制
御のためにＣａを添加する。０．０００５％未満の添加
では形態制御の効果はなく０．００５％を超える添加は
形態制御の効果が飽和するだけでなく、逆にＣａ系の介
在物が増加するために悪影響がでるために上限をここに
定めた。Ａｌは、脱酸剤として必要である。０．０１％
未満では効果がなく０．１０％を超えるとアルミナ系介
在物が増加し、鋼の延性を劣化させる。本発明が意図す
る製品段階の組織は、Ｓｉを含有することにより延性が
向上するベイナイトと場合によっては熱延急冷中に生成
する粒界の角ばったフェライトからなり、大きさが円相
当半径で０．１μｍ以上のセメンタイトを０．１％以下
に限定した。勿論この限定は、この範囲以上であるとバ
ーリング性が劣化するために好ましくないために設定し
た。ここでセメンタイトの組織率の定義は次の通りであ
る。 セメンタイトの組織率（％）＝（透過電子顕微鏡写真を画像解析することによ り得た、円相当半径が０．１μｍ以上のセメン タイトの面積の合計）÷（全面積）×１００ 次にセメンタイト組織の限定理由について詳述する。低
炭素鋼により高いバーリング性と延性を維持するために
は、金属組成の制御が不可欠である。金属組織の制御と
は大きなセメンタイトを生成させないことである。セメ
ンタイトは、本発明においてはパーライト（フェライト
とセメンタイトの層状組織）とベーナイト中の鉄炭化物
とフェライト粒界の三重点での粗大なものを指す。セメ
ンタイトはバーリング加工における打抜き工程と穴拡げ
工程において切欠きとして寄与し、打抜き時は微小な割
れの起点となったり、穴拡げ時は割れの伝播経路となる
ことによりバーリング性を劣化させる。また、延性につ
いてもセメンタイトが粗大であると、破断の際の起点や
伝播経路となり劣化する。 以上から、高いバーリング性
と延性を維持するためには、製品段階での組織のあり方
が重要になる。しかるに、従来技術からでは充分に高い
バーリング性と延性を維持させるような組織とはなって
おらず、その課題は本発明者らの度数なる検討により、
溶融亜鉛めっきを施す前の原板の組織にあったことにあ
り、その結果として本発明に至っている。
述する。Ｃは強度確保のために必要であり、最小限０．
０５％必要である。しかし、０．１８％を超えると点溶
接性が劣化する。そのためＣは０．０５〜０．１８％と
した。Ｓｉは本発明において最も重要な元素である。本
発明においては、延性とバーリング性の向上を意図して
いる。本発明において克服したのは、後で述べる熱延条
件との組合せにより組織を最適化すると共にこのＳｉの
含有により延性とバーリング性の両者を向上させたこと
である。この現象を発揮するためには最小限Ｓｉは０．
５％以上必要である。上限は、めっき濡れ性、めっき密
着性、経済性、点溶接性を考慮し、１．５％までとし
た。Ｍｎは、強度確保のために必要な元素であり、０．
７％以上の含有が必要である。上限は、強度安定性、経
済性、点溶接性などを総合的に判断し１．５％とした。
Ｐは点溶接性を低下させると共にＡｒ３変態点を上昇さ
せる元素であるために徹底的にその含有量を下げる必要
があり、０．０２％以下とした。好ましくは０．０１％
以下に下げた方が良い。さらにこれは、合金化処理を施
す際にも有効である。また、Ｓは点溶接性、バーリング
性の観点よりこれまた徹底的に下げる必要があり０．０
０５％以下にする必要がある。好ましくは０．００２％
以下に下げた方が良い。さらに硫化物系介在物の形態制
御のためにＣａを添加する。０．０００５％未満の添加
では形態制御の効果はなく０．００５％を超える添加は
形態制御の効果が飽和するだけでなく、逆にＣａ系の介
在物が増加するために悪影響がでるために上限をここに
定めた。Ａｌは、脱酸剤として必要である。０．０１％
未満では効果がなく０．１０％を超えるとアルミナ系介
在物が増加し、鋼の延性を劣化させる。本発明が意図す
る製品段階の組織は、Ｓｉを含有することにより延性が
向上するベイナイトと場合によっては熱延急冷中に生成
する粒界の角ばったフェライトからなり、大きさが円相
当半径で０．１μｍ以上のセメンタイトを０．１％以下
に限定した。勿論この限定は、この範囲以上であるとバ
ーリング性が劣化するために好ましくないために設定し
た。ここでセメンタイトの組織率の定義は次の通りであ
る。 セメンタイトの組織率（％）＝（透過電子顕微鏡写真を画像解析することによ り得た、円相当半径が０．１μｍ以上のセメン タイトの面積の合計）÷（全面積）×１００ 次にセメンタイト組織の限定理由について詳述する。低
炭素鋼により高いバーリング性と延性を維持するために
は、金属組成の制御が不可欠である。金属組織の制御と
は大きなセメンタイトを生成させないことである。セメ
ンタイトは、本発明においてはパーライト（フェライト
とセメンタイトの層状組織）とベーナイト中の鉄炭化物
とフェライト粒界の三重点での粗大なものを指す。セメ
ンタイトはバーリング加工における打抜き工程と穴拡げ
工程において切欠きとして寄与し、打抜き時は微小な割
れの起点となったり、穴拡げ時は割れの伝播経路となる
ことによりバーリング性を劣化させる。また、延性につ
いてもセメンタイトが粗大であると、破断の際の起点や
伝播経路となり劣化する。 以上から、高いバーリング性
と延性を維持するためには、製品段階での組織のあり方
が重要になる。しかるに、従来技術からでは充分に高い
バーリング性と延性を維持させるような組織とはなって
おらず、その課題は本発明者らの度数なる検討により、
溶融亜鉛めっきを施す前の原板の組織にあったことにあ
り、その結果として本発明に至っている。
【０００５】次に本発明の鋼板を製造して得る場合の方
法を述べる。まず、加熱温度は１２００℃以下にする必
要がある。本発明にあっては、Ｓｉを添加しており加熱
炉内においてＳｉの酸化物と鉄の酸化物の化合物である
ファイアライトが生成し、巻取後赤スケールになったり
酸洗後雲形模様が鋼板表面に残り見栄えが悪くなる。こ
れを避けるために上限を規制する。好ましくは１１５０
℃以下が良い。加熱温度の下限は１０００℃とする。こ
れより低い加熱条件を採用すると仕上げ圧延に負荷がか
かりすぎ、温度の確保も困難である。仕上げ温度は、
（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上に規定する。これは、そ
の後の冷却条件との組み合わせにより、Ｓｉを発明範囲
含有させた鋼に対してバーリング性，延性を向上させる
特別のベイナイトを得るための処置である。Ａｒ3変態
点〜（Ａｒ3変態点＋６０）℃未満の温度域ではポリゴ
ナルフェライトの多量混入のためにバーリング性を劣化
させる。上限は、９５０℃とした。これは、バーリング
性向上の効果が飽和するだけではなく、単なる粗大なベ
イナイトが生成されることにより延性が劣化するためで
ある。仕上げ圧延終了後直ちに冷却を施す必要がある。
これは、本発明が意図する組織を得るために必須であ
り、遅くても仕上げ圧延終了後３秒以内に冷却する必要
がある。３秒を超える空冷はバーリング性向上には不利
である。さらに冷却速度は５０℃／秒以上必要である。
これは、連続冷却中のフェライトの多量生成を回避する
ための処置である。操業技術開発により冷却終点温度が
正確に制御できるようになれば上限は特に規定する必要
がないが、現状では板厚３ｍｍの場合で１００℃／秒で
あろう。急冷終点温度は T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上の範
囲にする必要がある。これは、狙いとする組織を得るこ
とによるバーリング性と延性の向上を達成させると共に
強度を安定化させるために必要である。（Ｔ−７０）℃
未満の温度で急冷を終了すると、強度が高まり過ぎるだ
けでなく強度特性が安定しない。一方、Ｔ℃以上の急冷
終了は、バーリング性に有利な組織が得られず、さらに
バーライト生成等による強度低下も起こるために本発明
にとっては不利である。急冷終点から空冷を施し３５０
超〜５００℃の巻取温度にする必要がある。これは、こ
の空冷から巻取を経てコイル状態での冷却により本発明
が意図する特別なベイナイトの変態を十分に起こさせ、
他の組織の生成を避ける必要があるためである。３５０
℃以下の巻取温度ではマルテンサイトが生成し、溶融亜
鉛めっきラインでの焼鈍において焼き戻しマルテンサイ
トもしくは粗大なセメンタイトが生じ、バーリング性を
劣化させる。また、５００℃を超える巻取温度は、本発
明が意図する特別なベイナイトが得られないばかりか、
パーライトの生成などによる強度の劣化，バーリング性
の劣化等が表われるために不適当である。
法を述べる。まず、加熱温度は１２００℃以下にする必
要がある。本発明にあっては、Ｓｉを添加しており加熱
炉内においてＳｉの酸化物と鉄の酸化物の化合物である
ファイアライトが生成し、巻取後赤スケールになったり
酸洗後雲形模様が鋼板表面に残り見栄えが悪くなる。こ
れを避けるために上限を規制する。好ましくは１１５０
℃以下が良い。加熱温度の下限は１０００℃とする。こ
れより低い加熱条件を採用すると仕上げ圧延に負荷がか
かりすぎ、温度の確保も困難である。仕上げ温度は、
（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上に規定する。これは、そ
の後の冷却条件との組み合わせにより、Ｓｉを発明範囲
含有させた鋼に対してバーリング性，延性を向上させる
特別のベイナイトを得るための処置である。Ａｒ3変態
点〜（Ａｒ3変態点＋６０）℃未満の温度域ではポリゴ
ナルフェライトの多量混入のためにバーリング性を劣化
させる。上限は、９５０℃とした。これは、バーリング
性向上の効果が飽和するだけではなく、単なる粗大なベ
イナイトが生成されることにより延性が劣化するためで
ある。仕上げ圧延終了後直ちに冷却を施す必要がある。
これは、本発明が意図する組織を得るために必須であ
り、遅くても仕上げ圧延終了後３秒以内に冷却する必要
がある。３秒を超える空冷はバーリング性向上には不利
である。さらに冷却速度は５０℃／秒以上必要である。
これは、連続冷却中のフェライトの多量生成を回避する
ための処置である。操業技術開発により冷却終点温度が
正確に制御できるようになれば上限は特に規定する必要
がないが、現状では板厚３ｍｍの場合で１００℃／秒で
あろう。急冷終点温度は T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上の範
囲にする必要がある。これは、狙いとする組織を得るこ
とによるバーリング性と延性の向上を達成させると共に
強度を安定化させるために必要である。（Ｔ−７０）℃
未満の温度で急冷を終了すると、強度が高まり過ぎるだ
けでなく強度特性が安定しない。一方、Ｔ℃以上の急冷
終了は、バーリング性に有利な組織が得られず、さらに
バーライト生成等による強度低下も起こるために本発明
にとっては不利である。急冷終点から空冷を施し３５０
超〜５００℃の巻取温度にする必要がある。これは、こ
の空冷から巻取を経てコイル状態での冷却により本発明
が意図する特別なベイナイトの変態を十分に起こさせ、
他の組織の生成を避ける必要があるためである。３５０
℃以下の巻取温度ではマルテンサイトが生成し、溶融亜
鉛めっきラインでの焼鈍において焼き戻しマルテンサイ
トもしくは粗大なセメンタイトが生じ、バーリング性を
劣化させる。また、５００℃を超える巻取温度は、本発
明が意図する特別なベイナイトが得られないばかりか、
パーライトの生成などによる強度の劣化，バーリング性
の劣化等が表われるために不適当である。
【０００６】溶融亜鉛めっきは、通常連続溶融亜鉛めっ
きラインによってなされる。その場合、通常溶融亜鉛め
っき浴に浸漬する前に鋼板表面を還元する。その方法は
通常の無酸化加熱−還元方式によってもよいが、めっき
密着性に問題が生じる場合を想定し、加熱前にフラッシ
ュめっきを施すか、加熱を過酸化雰囲気としてその後還
元するか、いずれか一方または両方共を採用する方が好
ましい。なお、過酸化雰囲気にする方が好ましい理由
は、現在明らかにはなっていないが、還元前の鋼板最表
面に純粋な鉄酸化膜が生成したためと考えられる。いず
れの方法によっても、加熱温度は７００℃以下とする必
要がある。この温度を超えると熱延工程で作り込んだ組
織が分解しバーリング性が劣化する。また、めっき浴浸
漬後の合金化処理条件は通常の方法で良い。
きラインによってなされる。その場合、通常溶融亜鉛め
っき浴に浸漬する前に鋼板表面を還元する。その方法は
通常の無酸化加熱−還元方式によってもよいが、めっき
密着性に問題が生じる場合を想定し、加熱前にフラッシ
ュめっきを施すか、加熱を過酸化雰囲気としてその後還
元するか、いずれか一方または両方共を採用する方が好
ましい。なお、過酸化雰囲気にする方が好ましい理由
は、現在明らかにはなっていないが、還元前の鋼板最表
面に純粋な鉄酸化膜が生成したためと考えられる。いず
れの方法によっても、加熱温度は７００℃以下とする必
要がある。この温度を超えると熱延工程で作り込んだ組
織が分解しバーリング性が劣化する。また、めっき浴浸
漬後の合金化処理条件は通常の方法で良い。
【０００７】
【実施例】表１に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製
し、連続鋳造にてスラブにした。表１のなかで、 Ｅ鋼
はＣ，Ｆ鋼はＳｉ，Ｇ鋼はＳｉ，Ｈ鋼はＭｎ，Ｉ鋼は
Ｐ，Ｓ，Ｃａが本発明範囲外である。
し、連続鋳造にてスラブにした。表１のなかで、 Ｅ鋼
はＣ，Ｆ鋼はＳｉ，Ｇ鋼はＳｉ，Ｈ鋼はＭｎ，Ｉ鋼は
Ｐ，Ｓ，Ｃａが本発明範囲外である。
【０００８】
【表１】 表２は、熱延条件である。表２においては、仕上圧延後
２．５秒で７０℃／秒の冷却を施した酸洗後過酸化雰囲
気中で６５０℃に加熱し還元後溶融亜鉛めっき浴に浸漬
し、板厚２．１ｍｍの製品板とし、材質試験に供したも
の、及び溶融亜鉛めっき浴に浸漬後合金化処理を施した
ものを供した。なお、めっき付着量は片側３０ｇ／ｍ2
であった。 引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２０１，５号試
験片を用いた。 セメンタイトの円相当半径は、３万倍
のＳＥＭ写真の画像解析結果を用いた。バーリング性
は、穴拡げ試験で評価し、直径２０ｍｍのパンチと、板
厚の２０％クリアランスを持たせたダイス（＝〔２０．
０＋（板厚）×０．２〕ｍｍ（＝ｄ0）直径のダイス）
により打ち抜いた切断穴を、打ち抜きによるバリのない
（バリとは反対の）面側から３０°円錐パンチで押し拡
げ（この際押し拡げ部への材料流入がないようにフラン
ジには６０トンのしわ押さえをかけ）、クラックが板厚
を貫通する時点で止めたときの穴径（ｄ）と元の穴径
（ｄ0）の比（ｄ／ｄ0）で示した。点溶接性は、５ｍｍ
φの電極を用い、加圧力５００ｋｇｆ，溶接電流１１ｋ
Ａで溶接し、剪断引張した際母材破断したものを○，そ
うでないものを×で示した。表面外観は、目視観察によ
った。また、合金化処理した試験片については、パウダ
リング特性として、６０°曲げ戻し後のポンチ側面をテ
ープ剥離し、剥離幅が５ｍｍ以内であれば良好と表示し
た。
２．５秒で７０℃／秒の冷却を施した酸洗後過酸化雰囲
気中で６５０℃に加熱し還元後溶融亜鉛めっき浴に浸漬
し、板厚２．１ｍｍの製品板とし、材質試験に供したも
の、及び溶融亜鉛めっき浴に浸漬後合金化処理を施した
ものを供した。なお、めっき付着量は片側３０ｇ／ｍ2
であった。 引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２０１，５号試
験片を用いた。 セメンタイトの円相当半径は、３万倍
のＳＥＭ写真の画像解析結果を用いた。バーリング性
は、穴拡げ試験で評価し、直径２０ｍｍのパンチと、板
厚の２０％クリアランスを持たせたダイス（＝〔２０．
０＋（板厚）×０．２〕ｍｍ（＝ｄ0）直径のダイス）
により打ち抜いた切断穴を、打ち抜きによるバリのない
（バリとは反対の）面側から３０°円錐パンチで押し拡
げ（この際押し拡げ部への材料流入がないようにフラン
ジには６０トンのしわ押さえをかけ）、クラックが板厚
を貫通する時点で止めたときの穴径（ｄ）と元の穴径
（ｄ0）の比（ｄ／ｄ0）で示した。点溶接性は、５ｍｍ
φの電極を用い、加圧力５００ｋｇｆ，溶接電流１１ｋ
Ａで溶接し、剪断引張した際母材破断したものを○，そ
うでないものを×で示した。表面外観は、目視観察によ
った。また、合金化処理した試験片については、パウダ
リング特性として、６０°曲げ戻し後のポンチ側面をテ
ープ剥離し、剥離幅が５ｍｍ以内であれば良好と表示し
た。
【０００９】
【表２】
【００１０】本発明鋼はＮｏ．１，７，８，９，１０，
１６，１７，１８であり、いずれもバーリング性，延
性，めっき性，溶接性とも良好であった。 一方比較鋼
は、Ｎｏ．２，３，４，５，６，１１，１２，１３，１
４，１５，１９，２０，２１，２２，２３である。 Ｎ
ｏ．２，１１は仕上げ温度が発明範囲より低い場合であ
り、組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトにな
り、バーリング性が向上しない。Ｎｏ．３，１２は仕上
げ温度が発明範囲より高い場合であり、粗大ベイナイト
により延性の劣化が見られた。Ｎｏ．４，１３は急冷終
点温度が発明範囲より高い場合であり、強度不足を生じ
ると共にバーリング性も劣化した。 Ｎｏ．５，１４は
急冷終点温度が発明範囲より低すぎた場合であり、延性
とバーリング性が劣化した。Ｎｏ．６，１５は加熱温度
が発明範囲外の場合であり、粗大ベイナイトによる延性
の劣化があり、更にめっき表面に雲形模様が観察され
た。 Ｎｏ．１９はＣの含有量が発明範囲外の鋼であ
り、硬質化すると共に溶接性が悪かった。Ｎｏ．２０
は、Ｓｉ含有量が発明範囲より低い場合であり、バーリ
ング性と延性が劣化した。Ｎｏ．２１はＳｉの含有量が
発明範囲外の鋼であり、高コストであるとともにＳｉの
バーリング性に対する寄与が飽和し、溶接性が悪く、か
つ鋼板表面に毛穴状の不めっきが多発した。Ｎｏ．２２
はＭｎの含有量が発明範囲外の鋼であり、溶接性に問題
があった。Ｎｏ．２３はＰ，Ｓ，Ｃａの含有量が発明範
囲外の鋼であり、延性，バーリング性，溶接性すべてに
問題があった。表３は、仕上げ直後急冷に関する実施例
である。供試鋼は、鋼符号Ａである。加熱温度：１１０
０℃，仕上げ温度：９００℃とし、その後、巻取までを
表３にあるように行った。その後、酸洗しＮｉフラッシ
ュめっき後溶融亜鉛めっきラインの焼鈍温度は６００℃
とした。
１６，１７，１８であり、いずれもバーリング性，延
性，めっき性，溶接性とも良好であった。 一方比較鋼
は、Ｎｏ．２，３，４，５，６，１１，１２，１３，１
４，１５，１９，２０，２１，２２，２３である。 Ｎ
ｏ．２，１１は仕上げ温度が発明範囲より低い場合であ
り、組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトにな
り、バーリング性が向上しない。Ｎｏ．３，１２は仕上
げ温度が発明範囲より高い場合であり、粗大ベイナイト
により延性の劣化が見られた。Ｎｏ．４，１３は急冷終
点温度が発明範囲より高い場合であり、強度不足を生じ
ると共にバーリング性も劣化した。 Ｎｏ．５，１４は
急冷終点温度が発明範囲より低すぎた場合であり、延性
とバーリング性が劣化した。Ｎｏ．６，１５は加熱温度
が発明範囲外の場合であり、粗大ベイナイトによる延性
の劣化があり、更にめっき表面に雲形模様が観察され
た。 Ｎｏ．１９はＣの含有量が発明範囲外の鋼であ
り、硬質化すると共に溶接性が悪かった。Ｎｏ．２０
は、Ｓｉ含有量が発明範囲より低い場合であり、バーリ
ング性と延性が劣化した。Ｎｏ．２１はＳｉの含有量が
発明範囲外の鋼であり、高コストであるとともにＳｉの
バーリング性に対する寄与が飽和し、溶接性が悪く、か
つ鋼板表面に毛穴状の不めっきが多発した。Ｎｏ．２２
はＭｎの含有量が発明範囲外の鋼であり、溶接性に問題
があった。Ｎｏ．２３はＰ，Ｓ，Ｃａの含有量が発明範
囲外の鋼であり、延性，バーリング性，溶接性すべてに
問題があった。表３は、仕上げ直後急冷に関する実施例
である。供試鋼は、鋼符号Ａである。加熱温度：１１０
０℃，仕上げ温度：９００℃とし、その後、巻取までを
表３にあるように行った。その後、酸洗しＮｉフラッシ
ュめっき後溶融亜鉛めっきラインの焼鈍温度は６００℃
とした。
【００１１】
【表３】 Ｎｏ．２４，２７は急冷開始までの時間が発明範囲より
長い場合であり、組織にポリゴナルフェライトが混入
し、バーリング性を劣化させた。Ｎｏ．２５，２８は冷
却速度が遅い場合であり、強度低下を起こすと共に組織
が不適当でありバーリング性を劣化させた。 一方、Ｎ
ｏ．２６，２９は、本発明鋼であり材質特性，めっき特
性ともに良好であった。表４は、連続溶融亜鉛めっきラ
インでの焼鈍温度に関する実施例である。供試鋼は、鋼
符号Ａである。 加熱温度：１１００℃、仕上温度：９
００℃、仕上後２．０秒で冷却を開始し、冷却速度７０
℃／秒、急冷終点温度５２０℃、巻取温度４３０℃で熱
延コイルにした。酸洗後、過酸化雰囲気中で表４に示し
た温度で焼鈍，還元後Ｎｏ．３０，３１，３２，３３は
溶融亜鉛めっきに浸漬し、製品とした。また、Ｎｏ．３
４，３５，３６，３７については、表４に示す温度で焼
鈍，還元後、溶融亜鉛めっきに浸漬し、その後合金化処
理を施し、製品とした。Ｎｏ．３０，３１，３２，３
４，３５，３６は、本発明鋼であり、非常に優れた特性
を示した。Ｎｏ．３３，３７は、バーリング性が劣化し
た。
長い場合であり、組織にポリゴナルフェライトが混入
し、バーリング性を劣化させた。Ｎｏ．２５，２８は冷
却速度が遅い場合であり、強度低下を起こすと共に組織
が不適当でありバーリング性を劣化させた。 一方、Ｎ
ｏ．２６，２９は、本発明鋼であり材質特性，めっき特
性ともに良好であった。表４は、連続溶融亜鉛めっきラ
インでの焼鈍温度に関する実施例である。供試鋼は、鋼
符号Ａである。 加熱温度：１１００℃、仕上温度：９
００℃、仕上後２．０秒で冷却を開始し、冷却速度７０
℃／秒、急冷終点温度５２０℃、巻取温度４３０℃で熱
延コイルにした。酸洗後、過酸化雰囲気中で表４に示し
た温度で焼鈍，還元後Ｎｏ．３０，３１，３２，３３は
溶融亜鉛めっきに浸漬し、製品とした。また、Ｎｏ．３
４，３５，３６，３７については、表４に示す温度で焼
鈍，還元後、溶融亜鉛めっきに浸漬し、その後合金化処
理を施し、製品とした。Ｎｏ．３０，３１，３２，３
４，３５，３６は、本発明鋼であり、非常に優れた特性
を示した。Ｎｏ．３３，３７は、バーリング性が劣化し
た。
【００１２】
【表４】
【００１３】
【発明の効果】本発明によれば、極めて優れたバーリン
グ性と延性に優れ、かつ耐食性に優れた高強度溶融亜鉛
めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が容易
に得ることができ、 産業界に寄与する貢献度の非常に
高い製品を提供することができる。
グ性と延性に優れ、かつ耐食性に優れた高強度溶融亜鉛
めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が容易
に得ることができ、 産業界に寄与する貢献度の非常に
高い製品を提供することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28 (56)参考文献 特開 平３−219049（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−88125（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−44423（ＪＰ，Ａ)
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相当
半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１
％以下であることを特徴とするバーリング性と延性の優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、円相当
半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１
％以下であることを特徴とするバーリング性と延性の優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後連続亜鉛めっきを行うに際し７０
０℃以下に加熱し鋼板表面の還元を行った後溶融亜鉛め
っきを施すことにより得られる、円相当半径が０．１μ
ｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１％以下であるこ
とを特徴とするバーリング性と延性の優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後連続亜鉛めっきを行うに際し７０
０℃以下に加熱し鋼板表面の還元を行った後溶融亜鉛め
っきを施し、その後合金化処理することにより得られ
る、円相当半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織
率が０．１％以下であることを特徴とするバーリング性
と延性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。 - 【請求項５】 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０２％以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後必要に応じてＮｉ，またはＦｅフ
ラッシュめっきを施した後連続亜鉛めっきを行うに際し
過酸化雰囲気内で７００℃以下に加熱し、その後鋼板表
面の還元を行った後に溶融亜鉛めっきを施すことにより
得られる、円相当半径が０．１μｍ以上のセメンタイト
の組織率が０．１％以下であることを特徴とするバーリ
ング性と延性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。 - 【請求項６】 質量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．５％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
して（Ａｒ3変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温度
で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に５
０℃／秒以上の冷却を施し、 T＝660−450×〔%C〕＋40×〔%Si〕−60×〔%Mn〕＋470×〔%P〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上で急
冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００℃で巻
き取り、さらに酸洗後必要に応じてＮｉ，またはＦｅフ
ラッシュめっきを施した後連続亜鉛めっきを行うに際し
過酸化雰囲気内で７００℃以下に加熱し、その後鋼板表
面の還元を行った後に溶融亜鉛めっきを施し、その後合
金化処理することにより得られる、円相当半径が０．１
μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１％以下である
ことを特徴とするバーリング性と延性の優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3045666A JP2553413B2 (ja) | 1991-02-20 | 1991-02-20 | バーリング性と延性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3045666A JP2553413B2 (ja) | 1991-02-20 | 1991-02-20 | バーリング性と延性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04268057A JPH04268057A (ja) | 1992-09-24 |
| JP2553413B2 true JP2553413B2 (ja) | 1996-11-13 |
Family
ID=12725713
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3045666A Expired - Lifetime JP2553413B2 (ja) | 1991-02-20 | 1991-02-20 | バーリング性と延性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2553413B2 (ja) |
-
1991
- 1991-02-20 JP JP3045666A patent/JP2553413B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04268057A (ja) | 1992-09-24 |
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