JP2787366B2 - 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JP2787366B2 JP2787366B2 JP13032690A JP13032690A JP2787366B2 JP 2787366 B2 JP2787366 B2 JP 2787366B2 JP 13032690 A JP13032690 A JP 13032690A JP 13032690 A JP13032690 A JP 13032690A JP 2787366 B2 JP2787366 B2 JP 2787366B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は加工性、耐食性に優れた高強度鋼板の製造方
法に関するものである。
法に関するものである。
（従来の技術） 従来の高強度鋼板の溶融亜鉛めっき法は連続めっきラ
インで鋼板をA1変態点以上、A3変態点以下の温度に加熱
し、450℃前後に加熱した亜鉛浴で溶融めっきを行なう
（特開昭55−131168号公報）。また、合金化処理を付加
する場合は560℃前後の温度に短時間の再加熱を行ない
（例えば、特開昭56−142821,特開昭57−57827,特開昭5
7−57828号公報）その後保定処理などせずに冷却する。
インで鋼板をA1変態点以上、A3変態点以下の温度に加熱
し、450℃前後に加熱した亜鉛浴で溶融めっきを行なう
（特開昭55−131168号公報）。また、合金化処理を付加
する場合は560℃前後の温度に短時間の再加熱を行ない
（例えば、特開昭56−142821,特開昭57−57827,特開昭5
7−57828号公報）その後保定処理などせずに冷却する。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は、溶融めっき工程を抜本的に見直し、従来に
ない優れた強度−延性バランスを有し、耐食性に優れた
高強度鋼板を製造する方法を提供するものである。
ない優れた強度−延性バランスを有し、耐食性に優れた
高強度鋼板を製造する方法を提供するものである。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは、C:0.06〜0.45％、Mn:
0.5〜2.5％、Si:2.5％以下、P:0.1％以下、solAl:0.2％
以下、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブをAr
3変態点以上で熱延し材料を通常の酸洗、冷延を行なっ
た後、連続めっきラインにおいてAc1温度＋20℃以上、A
c3温度−20℃に10秒以上５分以内加熱し、その後650℃
から溶融亜鉛浴にはいるまであるいは450℃までの平均
冷速を20℃/s以上とし、溶融亜鉛めっきをする前か後に
300℃から450℃の間の温度域で60秒から600秒の保持す
ることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方
法にある。
0.5〜2.5％、Si:2.5％以下、P:0.1％以下、solAl:0.2％
以下、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブをAr
3変態点以上で熱延し材料を通常の酸洗、冷延を行なっ
た後、連続めっきラインにおいてAc1温度＋20℃以上、A
c3温度−20℃に10秒以上５分以内加熱し、その後650℃
から溶融亜鉛浴にはいるまであるいは450℃までの平均
冷速を20℃/s以上とし、溶融亜鉛めっきをする前か後に
300℃から450℃の間の温度域で60秒から600秒の保持す
ることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方
法にある。
以下に、本発明を詳細に説明する。
本発明において、Ｃの添加量の下限を0.06％としたの
は、これよりＣ量が少ないと後記する残留オーステナイ
トの生成が抑制され、優れた強度−延性バランスが得ら
れないためである。上限を0.45％としたのは、これ以上
Ｃを添加すると硬質になり加工性が低下するためであ
る。
は、これよりＣ量が少ないと後記する残留オーステナイ
トの生成が抑制され、優れた強度−延性バランスが得ら
れないためである。上限を0.45％としたのは、これ以上
Ｃを添加すると硬質になり加工性が低下するためであ
る。
Mn量の下限を0.5％としたのは、これ以下の添加では
十分な残留オーステナイトの生成が抑制されるためであ
り、上限を2.5％としたのは加工性が劣化するためであ
る。
十分な残留オーステナイトの生成が抑制されるためであ
り、上限を2.5％としたのは加工性が劣化するためであ
る。
Siは強度を高め、延性をほとんど劣化しないため強度
−延性バランスを向上させるのに有効な合金元素として
知られている。一方、Siの添加はめっき性を悪くするこ
とでも知られており、通常の連続溶融めっき工程では0.
1％以上のSiの添加でめっき不良が顕著になる。しか
し、連続溶融めっき前にプリメッキあるいは表面研削を
すればめっき性は改良される。そのため、本発明でのSi
量の上限は延性の劣化が現われる2.5％とした。
−延性バランスを向上させるのに有効な合金元素として
知られている。一方、Siの添加はめっき性を悪くするこ
とでも知られており、通常の連続溶融めっき工程では0.
1％以上のSiの添加でめっき不良が顕著になる。しか
し、連続溶融めっき前にプリメッキあるいは表面研削を
すればめっき性は改良される。そのため、本発明でのSi
量の上限は延性の劣化が現われる2.5％とした。
Ｐの添加は強化元素として好ましいが、添加量が多く
なると加工性が劣化するので、上限を0.1％とした。
なると加工性が劣化するので、上限を0.1％とした。
また、Alは脱酸元素として添加が必要であるが、solA
lが多くなると加工性及びめっき性が悪くなるので上限
を0.2％とした。
lが多くなると加工性及びめっき性が悪くなるので上限
を0.2％とした。
なお本発明において、鋼の他の成分として、強度およ
び焼き入れ性の向上のために含まれる成分即ち、Cu:1.5
％以下、Ni:1.5％以下、Mo:1.0％以下、Cr:1.5％以下、
V:1.0％以下、B:0.005％以下、Ti:0.1％以下、Nb:0.1％
以下を含有せしめても本発明の趣旨を損なうものではな
い。
び焼き入れ性の向上のために含まれる成分即ち、Cu:1.5
％以下、Ni:1.5％以下、Mo:1.0％以下、Cr:1.5％以下、
V:1.0％以下、B:0.005％以下、Ti:0.1％以下、Nb:0.1％
以下を含有せしめても本発明の趣旨を損なうものではな
い。
次ぎに、製造プロセスについて説明する。
熱延の仕上温度をAr3変態点以上としたのは、この温
度以下で熱延すると、組織が粗大化したり、めっき後も
強度−延性バランスが著しく劣化するためである。
度以下で熱延すると、組織が粗大化したり、めっき後も
強度−延性バランスが著しく劣化するためである。
連続めっきラインにおける加熱条件をAc1温度＋20℃
以上、Ac3温度−20℃に10秒以上５分以内加熱すると限
定したのは、この温度域においてフェライトとオーステ
ナイトの２相組織が形成され、加熱時間の下限を10秒と
したのは、これより時間が短いと合金元素の各相への分
配が十分に起きないため、後記する残留オーステナイト
の生成が抑制されるためである。また、加熱時間の上限
を５分としたのは、この時間内で合金元素の各相への分
配はほとんど完了し、これ以上保持時間を長くする必要
がないと共にフェライト粒が粒成長を起こし、材質の劣
化を招くためである。
以上、Ac3温度−20℃に10秒以上５分以内加熱すると限
定したのは、この温度域においてフェライトとオーステ
ナイトの２相組織が形成され、加熱時間の下限を10秒と
したのは、これより時間が短いと合金元素の各相への分
配が十分に起きないため、後記する残留オーステナイト
の生成が抑制されるためである。また、加熱時間の上限
を５分としたのは、この時間内で合金元素の各相への分
配はほとんど完了し、これ以上保持時間を長くする必要
がないと共にフェライト粒が粒成長を起こし、材質の劣
化を招くためである。
650℃から溶融亜鉛浴にはいるまであるいは450℃まで
の平均冷速を20℃/s以上と限定したのは、これより平均
冷速が遅いとめっき処理後に優れた強度−延性バランス
が得られないためで、これは冷却中にパーライトが多く
生成し、残留オーステナイトが生成しにくくなることに
対応している。
の平均冷速を20℃/s以上と限定したのは、これより平均
冷速が遅いとめっき処理後に優れた強度−延性バランス
が得られないためで、これは冷却中にパーライトが多く
生成し、残留オーステナイトが生成しにくくなることに
対応している。
溶融亜鉛めっきをする前か後に300℃から450℃の温度
域で60秒から600秒の熱処理をインラインで行なうこと
を限定したのは、この温度域で60秒以上、600秒以下の
保持をすることにより強度−延性バランスが顕著に向上
するためである。これはこの処理によってベイナイト変
態が進行し、残ったオーステナイトにオーステナイト安
定元素であるＣが濃縮し、冷却後残留オーステナイトと
して存在し、それがTRIP（Transformation induced pla
sticity）を起こし、延性を高めたためと考えられる。
保持時間の下限はベイナイト変態が十分進行するのに必
要な時間により限定され、上限は残留オーステナイトが
変態を起こし、顕著に減少しない時間として限定され
る。
域で60秒から600秒の熱処理をインラインで行なうこと
を限定したのは、この温度域で60秒以上、600秒以下の
保持をすることにより強度−延性バランスが顕著に向上
するためである。これはこの処理によってベイナイト変
態が進行し、残ったオーステナイトにオーステナイト安
定元素であるＣが濃縮し、冷却後残留オーステナイトと
して存在し、それがTRIP（Transformation induced pla
sticity）を起こし、延性を高めたためと考えられる。
保持時間の下限はベイナイト変態が十分進行するのに必
要な時間により限定され、上限は残留オーステナイトが
変態を起こし、顕著に減少しない時間として限定され
る。
このインライン熱処理を溶融亜鉛めっきをする前にす
るか後にするかは、合金化処理の有無に関連する。合金
化処理をする場合はインライン熱処理を溶融亜鉛めっき
した後に行なうことにより達成できる。
るか後にするかは、合金化処理の有無に関連する。合金
化処理をする場合はインライン熱処理を溶融亜鉛めっき
した後に行なうことにより達成できる。
（実施例） 表１に示す鋼板を素材として連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおいてめっき処理を行なった。鋼種Ａ−Ｄは本発明
鋼であり、E,Fは比較鋼でＣおよびMn量が本発明の範囲
を満足していない。表２はこれらの鋼を連続亜鉛めっき
ラインでめっきしたときのめっき処理後の材料の機械的
性質と熱延仕上温度を示す。めっき材は酸洗後、還元雰
囲気で加熱した後めっき浴に通板した。その際のめっき
浴の温度は460℃であった。また、めっき性の悪い材料
は連続溶融亜鉛めっきラインに入る前にプリメッキある
いは表面研削を行なった。
ンにおいてめっき処理を行なった。鋼種Ａ−Ｄは本発明
鋼であり、E,Fは比較鋼でＣおよびMn量が本発明の範囲
を満足していない。表２はこれらの鋼を連続亜鉛めっき
ラインでめっきしたときのめっき処理後の材料の機械的
性質と熱延仕上温度を示す。めっき材は酸洗後、還元雰
囲気で加熱した後めっき浴に通板した。その際のめっき
浴の温度は460℃であった。また、めっき性の悪い材料
は連続溶融亜鉛めっきラインに入る前にプリメッキある
いは表面研削を行なった。
材料11,13は亜鉛を溶融めっきする前に400℃で300秒
のインライン熱処理を行ない、他の材料はめっき後にイ
ンライン熱処理を行なった。
のインライン熱処理を行ない、他の材料はめっき後にイ
ンライン熱処理を行なった。
本発明の範囲を満足した材料1,2,10,11,12,13,14,15
は強度−延性バランス指標であるTS×Elが2400（kg/mm
×％）以上を示し、加工用高張力鋼として優れた特性を
示す。
は強度−延性バランス指標であるTS×Elが2400（kg/mm
×％）以上を示し、加工用高張力鋼として優れた特性を
示す。
一方、仕上温度がAr3以下であった材料３は強度、延
性とも本発明鋼より低く、材質の明らかな劣化が見られ
た。
性とも本発明鋼より低く、材質の明らかな劣化が見られ
た。
650℃から溶融亜鉛浴にはいるまであるいは450℃まで
の平均冷速が特許請求の範囲より遅い材料４ではパーラ
イトの生成が阻止できず、それにともない強度−延性バ
ランスも小さくなり加工用高張力鋼として本発明鋼に比
べ特性が劣る。
の平均冷速が特許請求の範囲より遅い材料４ではパーラ
イトの生成が阻止できず、それにともない強度−延性バ
ランスも小さくなり加工用高張力鋼として本発明鋼に比
べ特性が劣る。
また、冷却後の保持温度の低い材料５ではマルテンサ
イトが生成し、強度は高くなったが、延性の著しい劣化
がみられたのに対し、保持温度の高い材料６はフェライ
ト・パーライト組織を呈し、強度が低かった。保持時間
の短い材料７では残留オーステナイトが十分生成せず、
高い延性が得られなかった。
イトが生成し、強度は高くなったが、延性の著しい劣化
がみられたのに対し、保持温度の高い材料６はフェライ
ト・パーライト組織を呈し、強度が低かった。保持時間
の短い材料７では残留オーステナイトが十分生成せず、
高い延性が得られなかった。
インライン加熱温度が670℃とAc1温度＋20℃より低い
材料８はフェライト・パーライト組織を呈し、強度が低
かった。一方、インライン加熱温度が850℃とAc3温度−
20℃より高い材料９はマルテンサイトが生成し、強度は
高くなったが、延性の著しい劣化がみられた。
材料８はフェライト・パーライト組織を呈し、強度が低
かった。一方、インライン加熱温度が850℃とAc3温度−
20℃より高い材料９はマルテンサイトが生成し、強度は
高くなったが、延性の著しい劣化がみられた。
材料成分が本発明の範囲を満足していない材料16,17
では他の製造条件を満足しているにもかかわらずパーラ
イトが生成し優れた強度−延性バランスが得られない。
では他の製造条件を満足しているにもかかわらずパーラ
イトが生成し優れた強度−延性バランスが得られない。
（発明の効果） 本発明によれば、連続溶融亜鉛めっきラインで加工性
に優れた高張力鋼が製造でき、加工性ならびに耐食性を
要求されている部品への高張力鋼の適用が可能になり工
業的に価値の高い発明である。
に優れた高張力鋼が製造でき、加工性ならびに耐食性を
要求されている部品への高張力鋼の適用が可能になり工
業的に価値の高い発明である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−93051（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−39770（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−163219（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40 C21D 8/02 - 8/04
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.06〜0.45％、Mn:0.5〜2.5％、Si:2.5
％以下、P:0.1％以下、solAl:0.2％以下、残部Feおよび
不可避的不純物からなるスラブをAr3変態点以上で熱延
し材料を通常の酸洗、冷延を行なった後、連続めっきラ
インにおいてAc1温度＋20℃以上、Ac3温度−20℃に10秒
以上５分以内加熱し、その後650℃から溶融亜鉛浴には
いるまでの平均冷速を30℃/s以上とし溶融亜鉛めっき
後、300℃と450℃の温度域で60秒から600秒の保持をす
ることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】C:0.06〜0.45％、Mn:0.5〜2.5％、Si:2.5
％以下、P:0.1％以下、solAl:0.2％以下、残部Feおよび
不可避的不純物からなるスラブをAr3変態点以上で熱延
し材料を通常の酸洗、冷延を行なった後、連続めっきラ
インにおいてAc1温度＋20℃以上、Ac3温度−20℃に10秒
以上５分以内加熱し、その後650℃から450℃までの平均
冷速を20℃/s以上とし、300℃と450℃の温度域で60秒か
ら600秒の保持をした後、溶融亜鉛めっきをすることを
特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13032690A JP2787366B2 (ja) | 1990-05-22 | 1990-05-22 | 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13032690A JP2787366B2 (ja) | 1990-05-22 | 1990-05-22 | 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0426744A JPH0426744A (ja) | 1992-01-29 |
| JP2787366B2 true JP2787366B2 (ja) | 1998-08-13 |
Family
ID=15031677
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13032690A Expired - Lifetime JP2787366B2 (ja) | 1990-05-22 | 1990-05-22 | 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2787366B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6312536B1 (en) | 1999-05-28 | 2001-11-06 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hot-dip galvanized steel sheet and production thereof |
| JP3750789B2 (ja) | 1999-11-19 | 2006-03-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| US7311789B2 (en) | 2002-11-26 | 2007-12-25 | United States Steel Corporation | Dual phase steel strip suitable for galvanizing |
| US6811624B2 (en) | 2002-11-26 | 2004-11-02 | United States Steel Corporation | Method for production of dual phase sheet steel |
| JP4998756B2 (ja) | 2009-02-25 | 2012-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP4883216B2 (ja) | 2010-01-22 | 2012-02-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5793971B2 (ja) | 2011-06-01 | 2015-10-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| CN102828127B (zh) * | 2011-06-14 | 2014-12-31 | 鞍钢股份有限公司 | 一种耐蚀性好的热浸镀锡锌燃油箱高强钢板及其制造方法 |
| JP5338873B2 (ja) | 2011-08-05 | 2013-11-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 引張強度４４０ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
1990
- 1990-05-22 JP JP13032690A patent/JP2787366B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0426744A (ja) | 1992-01-29 |
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