JP3037767B2 - 低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法Info
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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
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車の車体、中で
もドアガードバーやバンパー等の高強度が要求される部
分に用いて好適な、引張り強さ（以下T.S.と示す) が80
kgf/mm2以上で、かつ降伏比（以下Y.R.と示す) が60％
以下の低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造
方法に関する。
もドアガードバーやバンパー等の高強度が要求される部
分に用いて好適な、引張り強さ（以下T.S.と示す) が80
kgf/mm2以上で、かつ降伏比（以下Y.R.と示す) が60％
以下の低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造
方法に関する。
【０００２】自動車の車体構成材や車体の外装材等に用
いる鋼板は、主に車体重量の軽減のために高強度鋼板が
広く採用されている。このような自動車用の高強度鋼板
としては、優れたプレス加工性のほかに、自動車の安全
性確保のための要求に答え得る十分な強度を有すること
も必要である。さらに近年、自動車に対する防錆性向上
の要求及び地球環境問題、特にCO2 対策に伴いより一層
の車体軽量化の要求が急速に強まっており、従来は軽量
化の対象外であった、ドアガードバーやバンパーをはじ
めとする要強度材にも、亜鉛めっき鋼板を使用する動き
が活発になってきている。
いる鋼板は、主に車体重量の軽減のために高強度鋼板が
広く採用されている。このような自動車用の高強度鋼板
としては、優れたプレス加工性のほかに、自動車の安全
性確保のための要求に答え得る十分な強度を有すること
も必要である。さらに近年、自動車に対する防錆性向上
の要求及び地球環境問題、特にCO2 対策に伴いより一層
の車体軽量化の要求が急速に強まっており、従来は軽量
化の対象外であった、ドアガードバーやバンパーをはじ
めとする要強度材にも、亜鉛めっき鋼板を使用する動き
が活発になってきている。
【０００３】
【従来の技術】要強度材に用いられる高強度（T.S.≧80
kgf/mm2 ) 溶融亜鉛めっき鋼板に関して特開平１−１９
８４５９号公報には、T.S.が 100kgf/mm2 〜120 kgf/mm
2 の範囲のものが開示されているが、これら鋼板の降伏
強さ（以下Y.S.と示す) は68.1kgf/mm2 〜99.2kgf/mm2
であり、すなわちY.R.に換算すると65％から81％と高い
値となり、加工後の形状凍結性に問題が残る。一方冷延
鋼板の場合、100 〜120 kgf/mm2 クラスには複合組織型
高強度鋼板が用いられ、それをめっき鋼板にも利用した
例が特公昭５７−６１８１９号公報に開示されている。
さらにこの公報には、このような複合組織型高強度鋼板
は低温保持帯を有する連続式溶融亜鉛めっきラインで溶
融亜鉛めっきを行うと、低温保持中にγ→α，α→ベイ
ナイト変態が進行しマルテンサイト量が不十分となるた
め、100 〜120 kgf/mm2 クラスの強度は得られないこと
も示されている。
kgf/mm2 ) 溶融亜鉛めっき鋼板に関して特開平１−１９
８４５９号公報には、T.S.が 100kgf/mm2 〜120 kgf/mm
2 の範囲のものが開示されているが、これら鋼板の降伏
強さ（以下Y.S.と示す) は68.1kgf/mm2 〜99.2kgf/mm2
であり、すなわちY.R.に換算すると65％から81％と高い
値となり、加工後の形状凍結性に問題が残る。一方冷延
鋼板の場合、100 〜120 kgf/mm2 クラスには複合組織型
高強度鋼板が用いられ、それをめっき鋼板にも利用した
例が特公昭５７−６１８１９号公報に開示されている。
さらにこの公報には、このような複合組織型高強度鋼板
は低温保持帯を有する連続式溶融亜鉛めっきラインで溶
融亜鉛めっきを行うと、低温保持中にγ→α，α→ベイ
ナイト変態が進行しマルテンサイト量が不十分となるた
め、100 〜120 kgf/mm2 クラスの強度は得られないこと
も示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述した
ように従来困難とされていた、複合組織を有する低降伏
比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び特に連続式溶融亜鉛め
っきラインの適用が可能な低降伏比高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法について提案することを目的とする。
ように従来困難とされていた、複合組織を有する低降伏
比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び特に連続式溶融亜鉛め
っきラインの適用が可能な低降伏比高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法について提案することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】最近の難めっき材の各種
前処理の開発により、従来は種々の制約があった添加合
金成分の種類及び量の規制が緩和され、合金成分選択の
自由度が拡大してきている。そこで発明者らは、まず成
分組成及びその範囲を見直すことによって、上記の問題
を解消し得る端緒を開き、この発明を完成するに到っ
た。すなわちこの発明は、Ｃ：0.08〜0.20wt％（以下単
に％と示す）、Mn：1.5 〜3.5 ％, Al：0.01〜0.1 ％,
Ｐ：0.010 ％以下及びＳ：0.001 ％以下を含み、さらに
Ti：0.010 〜0.1 ％及びNb：0.010 〜0.1 ％のうちから
選んだ１種又は２種を含有し、残部は鉄及び不可避不純
物の組成になり、複合組織を有する鋼板の表面に、亜鉛
めっき層を被成してなる、引張り強さが80 kgf/mm2以上
かつ降伏比が60％以下の低降伏比高強度溶融亜鉛めっき
鋼板及び、さらにCr：0.1 〜0.5 ％及びＢ：0.0005〜0.
003 ％のうちから選んだ１種または２種を含有する組成
になる低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。また
この発明は、Ｃ：0.08〜0.20％, Mn：1.5 〜3.5 ％, A
l：0.01〜0.1 ％,Ｐ：0.010 ％以下及びＳ：0.001 ％以
下を含み、さらにTi：0.010 〜0.1 ％及びNb：0.010 〜
0.1 ％のうちから選んだ１種又は２種を含有し、残部は
鉄および不可避不純物の組成になる鋼スラブを熱間圧延
した後、冷間圧延を施して最終板厚とした鋼帯を、（ A
r3−30℃) 以上(Ar3＋70℃) 以下の温度域に加熱して再
結晶焼鈍し、次いで450 ℃以上550 ℃以下の温度域まで
を５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、引続きその温度域
に１分間以上５分間以下で滞留させる間に溶融亜鉛めっ
きを施し、その後２℃／ｓ以上50℃／ｓ以下の冷却速度
で冷却することを特徴とする低降伏比高強度溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法及び、鋼スラブにさらにCr：0.1 〜
0.5 ％及びＢ：0.0005〜0.003 ％のうちから選んだ１種
または２種を含有したものを用いた低降伏比高強度溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
前処理の開発により、従来は種々の制約があった添加合
金成分の種類及び量の規制が緩和され、合金成分選択の
自由度が拡大してきている。そこで発明者らは、まず成
分組成及びその範囲を見直すことによって、上記の問題
を解消し得る端緒を開き、この発明を完成するに到っ
た。すなわちこの発明は、Ｃ：0.08〜0.20wt％（以下単
に％と示す）、Mn：1.5 〜3.5 ％, Al：0.01〜0.1 ％,
Ｐ：0.010 ％以下及びＳ：0.001 ％以下を含み、さらに
Ti：0.010 〜0.1 ％及びNb：0.010 〜0.1 ％のうちから
選んだ１種又は２種を含有し、残部は鉄及び不可避不純
物の組成になり、複合組織を有する鋼板の表面に、亜鉛
めっき層を被成してなる、引張り強さが80 kgf/mm2以上
かつ降伏比が60％以下の低降伏比高強度溶融亜鉛めっき
鋼板及び、さらにCr：0.1 〜0.5 ％及びＢ：0.0005〜0.
003 ％のうちから選んだ１種または２種を含有する組成
になる低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。また
この発明は、Ｃ：0.08〜0.20％, Mn：1.5 〜3.5 ％, A
l：0.01〜0.1 ％,Ｐ：0.010 ％以下及びＳ：0.001 ％以
下を含み、さらにTi：0.010 〜0.1 ％及びNb：0.010 〜
0.1 ％のうちから選んだ１種又は２種を含有し、残部は
鉄および不可避不純物の組成になる鋼スラブを熱間圧延
した後、冷間圧延を施して最終板厚とした鋼帯を、（ A
r3−30℃) 以上(Ar3＋70℃) 以下の温度域に加熱して再
結晶焼鈍し、次いで450 ℃以上550 ℃以下の温度域まで
を５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、引続きその温度域
に１分間以上５分間以下で滞留させる間に溶融亜鉛めっ
きを施し、その後２℃／ｓ以上50℃／ｓ以下の冷却速度
で冷却することを特徴とする低降伏比高強度溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法及び、鋼スラブにさらにCr：0.1 〜
0.5 ％及びＢ：0.0005〜0.003 ％のうちから選んだ１種
または２種を含有したものを用いた低降伏比高強度溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【０００６】
【作用】発明者らは、幾多の実験及び検討を重ねた結
果、オーステナイト域でも安定に存在し得る炭化物を形
成するNb及びTiを適正量含有させることにより、焼鈍温
度の適正範囲が広がって製造条件の規制が緩和されるこ
と、オーストナイト安定化成分であるMnさらにはCrやＢ
を適正量含有させることにより、Si等のフェライト変態
を促進する成分を特に添加しなくても、500 ℃前後の温
度域に数分間程度滞留させることにより、いわゆる２相
分離が進行して典型的な複合組織が容易に得られるこ
と、また上記温度域での滞留後の冷却速度を規制するこ
とにより、生成した第２相組織の必要以上の硬化を防止
できるため、伸びフランジ性が向上すること、等を見出
し、この発明を完成した。
果、オーステナイト域でも安定に存在し得る炭化物を形
成するNb及びTiを適正量含有させることにより、焼鈍温
度の適正範囲が広がって製造条件の規制が緩和されるこ
と、オーストナイト安定化成分であるMnさらにはCrやＢ
を適正量含有させることにより、Si等のフェライト変態
を促進する成分を特に添加しなくても、500 ℃前後の温
度域に数分間程度滞留させることにより、いわゆる２相
分離が進行して典型的な複合組織が容易に得られるこ
と、また上記温度域での滞留後の冷却速度を規制するこ
とにより、生成した第２相組織の必要以上の硬化を防止
できるため、伸びフランジ性が向上すること、等を見出
し、この発明を完成した。
【０００７】次に、この発明に従う鋼板における化学成
分範囲の限定理由について述べる。 Ｃ：0.08〜0.20％ Ｃ含有量が0.08％未満では、溶融亜鉛めっきの工程で所
定のT.S.を確保するための複合組織を得ることができな
いところから、0.08％を下限とする。一方0.20％をこえ
て含有すると、この発明が主に対象としている自動車用
鋼板に施すスポット溶接が困難となり、又はスポット溶
接強度が低下するという問題が生じるため、0.20％を上
限とする。 Mn：1.5 〜3.5 ％ Mnはフェライトとオーステナイトの２相共存域で、オー
ステナイト相へ濃化しやすい成分であり、オーステナイ
ト相への濃化により焼鈍直後の急速冷却を省略しても50
0 ℃前後で数分間程度の等温保持処理により２相分離を
容易に進行できる。この２相分離を促進するには1.5 ％
以上の含有が必要である一方、3.5 ％をこえて含有する
と強度と延性のバランス、さらに耐パウダリング性が劣
化するため、含有量は1.5 ％以上3.5 ％以下とする。 Ｐ：0.010 ％以下 Ｐは有害な元素であり、多量に含有すると、スポット溶
接性の劣化、Ｐの中心偏析に起因するフェライトバンド
形成による、特に圧延方向に対し直角の方向での曲げ加
工性の劣化、さらにはめっき後の焼けむらの発生等の悪
影響を引起こすため、Ｐの含有量は0.01％以下に抑制す
る。 Ｓ：0.001 ％以下 ＳはＰと同様に有害な成分であり、多量に含有すると、
スポット溶接性及び伸びフランジ性等の劣化を招くた
め、その含有量は0.001 ％以下に抑制する。 Al：0.01〜0.1 ％ Alは脱酸化剤として必要な成分であり、0.01％未満では
その効果が期待できず、一方0.10％をこえて含有すると
脱酸の効果は飽和し、それ以上の含有は無意味であるた
め、含有量は0.01〜0.1 ％とする。 Nb：0.010 〜0.1 ％ Ti：0.010 〜0.1 ％ Nb及びTiはそれぞれNbC 及び TiCなどオーステナイト域
でも比較的安定な炭化物を形成し、焼鈍温度の好適範囲
を拡げ、組織の安定化と焼鈍温度管理の緩和に役立つ同
一の作用効果を有する。その効果は、Nb及びTiともそれ
ぞれ0.010 ％以上で顕著となり、0.1％で飽和する。従
ってNb及びTiの含有量はそれぞれ下限を0.01％上限を0.
1 ％として単独添加するか、又はNb及びTiを上記成分範
囲内で複合添加する。 Cr：0.1 〜0.5 ％ CrはMnと同様に、フェライトとオーステナイトの２相共
存域でオーステナイト相へ濃化しやすい元素であり、オ
ーステナイト相への濃化により焼鈍直後の急速冷却を省
略しても、500 ℃前後で数分間程度の等温保持処理によ
り２相分離を容易に進行できる。この２相分離を促進す
るには0.1 ％以上の含有が必要である一方、0.5 ％をこ
えて含有すると強度と延性のバランス、さらに耐パウダ
リング性が劣化するため、含有量は0.1 ％以上0.5 ％以
下とする。 Ｂ：0.0005〜0.003 ％ Ｂは、２相分離を促進する点でCrと均等の成分である。
すなわち固溶状態でオーステナイト粒界に偏析し、オー
ステナイトを比較的低温まで安定に存在させることで、
焼鈍直後の急速冷却を省略しても、500 ℃前後で数分間
程度の等温保持処理により２相分離を容易に進行でき
る。この２相分離を促進するには0.0005％以上の含有が
必要であるが、0.003 ％でその効果は飽和するため、下
限を0.0005％上限を0.003 ％とする。なおCr及びＢはそ
れぞれ上記成分範囲内で複合添加してもよい。
分範囲の限定理由について述べる。 Ｃ：0.08〜0.20％ Ｃ含有量が0.08％未満では、溶融亜鉛めっきの工程で所
定のT.S.を確保するための複合組織を得ることができな
いところから、0.08％を下限とする。一方0.20％をこえ
て含有すると、この発明が主に対象としている自動車用
鋼板に施すスポット溶接が困難となり、又はスポット溶
接強度が低下するという問題が生じるため、0.20％を上
限とする。 Mn：1.5 〜3.5 ％ Mnはフェライトとオーステナイトの２相共存域で、オー
ステナイト相へ濃化しやすい成分であり、オーステナイ
ト相への濃化により焼鈍直後の急速冷却を省略しても50
0 ℃前後で数分間程度の等温保持処理により２相分離を
容易に進行できる。この２相分離を促進するには1.5 ％
以上の含有が必要である一方、3.5 ％をこえて含有する
と強度と延性のバランス、さらに耐パウダリング性が劣
化するため、含有量は1.5 ％以上3.5 ％以下とする。 Ｐ：0.010 ％以下 Ｐは有害な元素であり、多量に含有すると、スポット溶
接性の劣化、Ｐの中心偏析に起因するフェライトバンド
形成による、特に圧延方向に対し直角の方向での曲げ加
工性の劣化、さらにはめっき後の焼けむらの発生等の悪
影響を引起こすため、Ｐの含有量は0.01％以下に抑制す
る。 Ｓ：0.001 ％以下 ＳはＰと同様に有害な成分であり、多量に含有すると、
スポット溶接性及び伸びフランジ性等の劣化を招くた
め、その含有量は0.001 ％以下に抑制する。 Al：0.01〜0.1 ％ Alは脱酸化剤として必要な成分であり、0.01％未満では
その効果が期待できず、一方0.10％をこえて含有すると
脱酸の効果は飽和し、それ以上の含有は無意味であるた
め、含有量は0.01〜0.1 ％とする。 Nb：0.010 〜0.1 ％ Ti：0.010 〜0.1 ％ Nb及びTiはそれぞれNbC 及び TiCなどオーステナイト域
でも比較的安定な炭化物を形成し、焼鈍温度の好適範囲
を拡げ、組織の安定化と焼鈍温度管理の緩和に役立つ同
一の作用効果を有する。その効果は、Nb及びTiともそれ
ぞれ0.010 ％以上で顕著となり、0.1％で飽和する。従
ってNb及びTiの含有量はそれぞれ下限を0.01％上限を0.
1 ％として単独添加するか、又はNb及びTiを上記成分範
囲内で複合添加する。 Cr：0.1 〜0.5 ％ CrはMnと同様に、フェライトとオーステナイトの２相共
存域でオーステナイト相へ濃化しやすい元素であり、オ
ーステナイト相への濃化により焼鈍直後の急速冷却を省
略しても、500 ℃前後で数分間程度の等温保持処理によ
り２相分離を容易に進行できる。この２相分離を促進す
るには0.1 ％以上の含有が必要である一方、0.5 ％をこ
えて含有すると強度と延性のバランス、さらに耐パウダ
リング性が劣化するため、含有量は0.1 ％以上0.5 ％以
下とする。 Ｂ：0.0005〜0.003 ％ Ｂは、２相分離を促進する点でCrと均等の成分である。
すなわち固溶状態でオーステナイト粒界に偏析し、オー
ステナイトを比較的低温まで安定に存在させることで、
焼鈍直後の急速冷却を省略しても、500 ℃前後で数分間
程度の等温保持処理により２相分離を容易に進行でき
る。この２相分離を促進するには0.0005％以上の含有が
必要であるが、0.003 ％でその効果は飽和するため、下
限を0.0005％上限を0.003 ％とする。なおCr及びＢはそ
れぞれ上記成分範囲内で複合添加してもよい。
【０００８】さらに連続式溶融亜鉛めっきの温度及び冷
却条件の限定理由を以下に述べる。まず焼鈍温度は、
（ Ar3−30℃) 以上（Ar3＋70℃) 以下とする。焼鈍温
度が（ Ar3＋70℃）をこえると、NbC や TiCなどの炭化
物自体が粗大化し、オーステナイト粒成長の抑制効果が
著しく低下することからオーステナイト組織は粗大化
し、冷却後に得られる組織も粗大化するため、機械的特
性が劣化する。一方、焼鈍温度が(Ar3−30℃) 未満では
必要とするオーステナイト化が不十分であり、所期する
特性が得られない。すなわち焼鈍温度が(Ar3−30℃) 以
上、(Ar3＋70℃) 以下の温度域にあれば、焼鈍温度の変
動があっても冷却後に得られる組織に大きな差は認めら
れず、従って機械的特性の差は極めて小さくなり、得ら
れる製品は良好な機械的特性を示す。この理由は、上記
したNbC 及び TiCの炭化物が、オーステナイトの広範囲
の温度域でも比較的安定して存在することにより、オー
ステナイト粒成長の抑制効果が働き、さらに冷却時にこ
れらの炭化物がオーステナイトからフェライト変態への
核サイトとなって機械的特性に有利な微細組織となるた
めである。従って焼鈍温度は(Ar3−30℃) 以上、(Ar3＋
70℃) 以下の範囲とする。
却条件の限定理由を以下に述べる。まず焼鈍温度は、
（ Ar3−30℃) 以上（Ar3＋70℃) 以下とする。焼鈍温
度が（ Ar3＋70℃）をこえると、NbC や TiCなどの炭化
物自体が粗大化し、オーステナイト粒成長の抑制効果が
著しく低下することからオーステナイト組織は粗大化
し、冷却後に得られる組織も粗大化するため、機械的特
性が劣化する。一方、焼鈍温度が(Ar3−30℃) 未満では
必要とするオーステナイト化が不十分であり、所期する
特性が得られない。すなわち焼鈍温度が(Ar3−30℃) 以
上、(Ar3＋70℃) 以下の温度域にあれば、焼鈍温度の変
動があっても冷却後に得られる組織に大きな差は認めら
れず、従って機械的特性の差は極めて小さくなり、得ら
れる製品は良好な機械的特性を示す。この理由は、上記
したNbC 及び TiCの炭化物が、オーステナイトの広範囲
の温度域でも比較的安定して存在することにより、オー
ステナイト粒成長の抑制効果が働き、さらに冷却時にこ
れらの炭化物がオーステナイトからフェライト変態への
核サイトとなって機械的特性に有利な微細組織となるた
めである。従って焼鈍温度は(Ar3−30℃) 以上、(Ar3＋
70℃) 以下の範囲とする。
【０００９】次に、焼鈍後450 〜550 ℃の温度域までは
５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。すなわち、冷却速
度が５℃／ｓ未満ではパーライト変態が避けられないの
で第２相組織がパーライトとなり、所期の強度が得られ
ない。従って焼鈍後の450 〜550 ℃の温度域までの冷却
速度は、５℃／ｓ以上とする。そして、450 〜550 ℃の
温度域での滞留時間を１分以上５分以下とし、この滞留
処理中に溶融亜鉛めっきを施す。めっき時間および合金
化時間は、特に限定せず、上記時間内にめっき又はさら
に合金化を行えばよい。ただし、滞留時間は、鋼板組織
に大きく作用する。すなわち、滞留時間が１分未満では
２相分離が不十分であり、その後の冷却で目的とする複
合組織が得られない。一方、滞留時間が５分をこえる
と、２相分離が過剰に促進され、その後冷却によって生
成する複合組織中でのフェライトと第２相組織との強度
差が大きくなるため、伸びフランジ性の劣化を招く。従
って450 〜550 ℃の温度域での滞留時間は１分以上５分
以下とする必要がある。
５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。すなわち、冷却速
度が５℃／ｓ未満ではパーライト変態が避けられないの
で第２相組織がパーライトとなり、所期の強度が得られ
ない。従って焼鈍後の450 〜550 ℃の温度域までの冷却
速度は、５℃／ｓ以上とする。そして、450 〜550 ℃の
温度域での滞留時間を１分以上５分以下とし、この滞留
処理中に溶融亜鉛めっきを施す。めっき時間および合金
化時間は、特に限定せず、上記時間内にめっき又はさら
に合金化を行えばよい。ただし、滞留時間は、鋼板組織
に大きく作用する。すなわち、滞留時間が１分未満では
２相分離が不十分であり、その後の冷却で目的とする複
合組織が得られない。一方、滞留時間が５分をこえる
と、２相分離が過剰に促進され、その後冷却によって生
成する複合組織中でのフェライトと第２相組織との強度
差が大きくなるため、伸びフランジ性の劣化を招く。従
って450 〜550 ℃の温度域での滞留時間は１分以上５分
以下とする必要がある。
【００１０】さらに450 〜550 ℃の温度域での滞留後
に、２℃／ｓ以上50℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。
ここで図１に、Ｃ：0.09％, Mn：3.0 ％, Cr：0.12％,
Nb：0.045 ％, Al：0.03％, Ｐ：0.01％及びＳ：0.001
％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の組成にな
る鋼スラブに、常法に従って、熱間圧延、酸洗及び冷間
圧延を順に施し、板厚１mmの冷延板とした後、850 ℃で
焼鈍し、850 ℃から450 〜550 ℃の温度域までを10℃／
ｓの速度で冷却し、引続き450 〜550 ℃の温度域で３分
間滞留させ、その後種々の冷却速度で冷却した鋼板につ
いて、T.S.、Y.R.及び伸びフランジ性の指標となる穴拡
げ率λと、450 〜550 ℃の温度域での滞留処理後の冷却
速度との関係を示す。
に、２℃／ｓ以上50℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。
ここで図１に、Ｃ：0.09％, Mn：3.0 ％, Cr：0.12％,
Nb：0.045 ％, Al：0.03％, Ｐ：0.01％及びＳ：0.001
％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の組成にな
る鋼スラブに、常法に従って、熱間圧延、酸洗及び冷間
圧延を順に施し、板厚１mmの冷延板とした後、850 ℃で
焼鈍し、850 ℃から450 〜550 ℃の温度域までを10℃／
ｓの速度で冷却し、引続き450 〜550 ℃の温度域で３分
間滞留させ、その後種々の冷却速度で冷却した鋼板につ
いて、T.S.、Y.R.及び伸びフランジ性の指標となる穴拡
げ率λと、450 〜550 ℃の温度域での滞留処理後の冷却
速度との関係を示す。
【００１１】なお穴拡げ率λは、図２(a) に示す一辺が
95mmの正方形の中央に直径 l0 13mmφの打抜き穴をあけ
た試験片を用い、この試験片の周囲を、同図(b) に示す
ように固定し、次いで同図(c) に示すように、直径40mm
φのポンチを試験片の中央に当てて押し上げ、その後同
図(d) に示すように、試験片の打抜き穴の直径 l1 を測
定し、次式に従って算出する。
95mmの正方形の中央に直径 l0 13mmφの打抜き穴をあけ
た試験片を用い、この試験片の周囲を、同図(b) に示す
ように固定し、次いで同図(c) に示すように、直径40mm
φのポンチを試験片の中央に当てて押し上げ、その後同
図(d) に示すように、試験片の打抜き穴の直径 l1 を測
定し、次式に従って算出する。
【００１２】図１から明らかなように、滞留処理後の冷
却速度が２℃／ｓ未満であると、Y.R.が急激に増加して
いる。これは冷却速度が２℃／ｓ未満では第２相組織が
焼戻されることによってフェライトとの強度差が小さく
なり、Y.R.が急増したものと考えられる。一方冷却速度
が50℃／ｓをこえると、穴拡げ率が急激に低下してい
る。これは冷却速度が50℃／ｓをこえると第２相組織が
必要以上に硬化し、それによってフェライトとの強度差
が大きくなるためである。従って450 〜550 ℃の温度域
での滞留後の冷却速度は、２℃／ｓ以上50℃／ｓ以下と
する必要がある。以上のように、連続式溶融亜鉛めっき
ラインにて、特に等温保持処理後の冷却速度を適切に設
定することによって、伸びフランジ性に優れた、引張強
さ80kgf/mm2 以上の低降伏比鋼強度溶融亜鉛めっき鋼板
を得ることができる。
却速度が２℃／ｓ未満であると、Y.R.が急激に増加して
いる。これは冷却速度が２℃／ｓ未満では第２相組織が
焼戻されることによってフェライトとの強度差が小さく
なり、Y.R.が急増したものと考えられる。一方冷却速度
が50℃／ｓをこえると、穴拡げ率が急激に低下してい
る。これは冷却速度が50℃／ｓをこえると第２相組織が
必要以上に硬化し、それによってフェライトとの強度差
が大きくなるためである。従って450 〜550 ℃の温度域
での滞留後の冷却速度は、２℃／ｓ以上50℃／ｓ以下と
する必要がある。以上のように、連続式溶融亜鉛めっき
ラインにて、特に等温保持処理後の冷却速度を適切に設
定することによって、伸びフランジ性に優れた、引張強
さ80kgf/mm2 以上の低降伏比鋼強度溶融亜鉛めっき鋼板
を得ることができる。
【００１３】
【実施例】表１に示す、この発明に従う成分組成範囲に
適合する鋼を８種類及びこれらの比較鋼を４種類、計12
種類の鋼を転炉で溶製し、再加熱方式又は連鋳直送圧延
方式にて得た鋼スラブに、常法に従って、仕上圧延温度
が800〜900 ℃の範囲の熱間圧延を施し、次に500 〜700
℃の温度域で巻取ったのち酸洗し、さらに冷間圧延を
施して板厚１mmの冷延鋼板とした。
適合する鋼を８種類及びこれらの比較鋼を４種類、計12
種類の鋼を転炉で溶製し、再加熱方式又は連鋳直送圧延
方式にて得た鋼スラブに、常法に従って、仕上圧延温度
が800〜900 ℃の範囲の熱間圧延を施し、次に500 〜700
℃の温度域で巻取ったのち酸洗し、さらに冷間圧延を
施して板厚１mmの冷延鋼板とした。
【００１４】次いで冷延鋼板に、表２に示す種々の条件
で溶融亜鉛めっきを施し、得られためっき鋼板につい
て、それぞれ引張特性、穴拡げ率λ、スポット溶接継手
強さ等に関し調査した結果を表２に併記する。
で溶融亜鉛めっきを施し、得られためっき鋼板につい
て、それぞれ引張特性、穴拡げ率λ、スポット溶接継手
強さ等に関し調査した結果を表２に併記する。
【００１５】ここに表２において、１次冷却速度は、焼
鈍温度から450 〜550 ℃の温度域までの冷却速度、２次
冷却速度は、450 〜550 ℃の温度域から室温までの冷却
速度を示す。また引張特性はJISZ 2241に準拠した引張
試験の結果を示し、穴拡げ率λは上記したところと同様
に算出した。
鈍温度から450 〜550 ℃の温度域までの冷却速度、２次
冷却速度は、450 〜550 ℃の温度域から室温までの冷却
速度を示す。また引張特性はJISZ 2241に準拠した引張
試験の結果を示し、穴拡げ率λは上記したところと同様
に算出した。
【００１６】さらに表３には、鋼ＣおよびＨに対して、
１次冷却終了温度をこの発明の適合範囲の450 〜550 ℃
をはずれた条件でめっき・合金化を施した場合の各特性
を示す。
１次冷却終了温度をこの発明の適合範囲の450 〜550 ℃
をはずれた条件でめっき・合金化を施した場合の各特性
を示す。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】表２及び３から明らかなように、この発明
条件に従う適合例は、いずれもT.S.80kgf/mm2 以上の高
強度で、かつ60％以下の低降伏比が得られた。また穴拡
げ率λも良好であり、さらにスポット溶接の強度不足お
よび不めっきも生じていないことも確かめられた。なお
試料No.16 はＣ量が0.26％と多くて、スポット溶接にお
ける強度不足が生じた例、また試料No.24 は１次冷却終
了後の滞留温度が低すぎて不めっきが生じた例である。
条件に従う適合例は、いずれもT.S.80kgf/mm2 以上の高
強度で、かつ60％以下の低降伏比が得られた。また穴拡
げ率λも良好であり、さらにスポット溶接の強度不足お
よび不めっきも生じていないことも確かめられた。なお
試料No.16 はＣ量が0.26％と多くて、スポット溶接にお
ける強度不足が生じた例、また試料No.24 は１次冷却終
了後の滞留温度が低すぎて不めっきが生じた例である。
【００２１】
【発明の効果】この発明によれば、T.S.80kgf/mm2 以上
でかつ60％以下の低降伏比を有する高強度溶接亜鉛めっ
き鋼板を容易に製造でき、溶接亜鉛めっき鋼板の用途を
拡大することが可能である。
でかつ60％以下の低降伏比を有する高強度溶接亜鉛めっ
き鋼板を容易に製造でき、溶接亜鉛めっき鋼板の用途を
拡大することが可能である。
【図１】連続式溶融亜鉛めっきラインにおける、450 〜
550 ℃での滞留後の冷却速度とT.S, Y.R.,λの関係を示
すグラフである。
550 ℃での滞留後の冷却速度とT.S, Y.R.,λの関係を示
すグラフである。
【図２】穴拡げ試験方法を示す模式図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28 (56)参考文献 特開 平４−173946（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−58264（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−116767（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−58927（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−69359（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48 C23C 2/06 C23C 2/28
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：0.08〜0.20wt％, Mn：1.5 〜3.5 wt
％, Al：0.010 〜0.1 wt％, Ｐ：0.010 wt％以下及び
Ｓ：0.001 wt％以下を含み、さらにTi：0.010 〜0.1 wt
％及びNb：0.010 〜0.1 wt％のうちから選んだ１種又は
２種を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成にな
り、複合組織を有する鋼板の表面に、亜鉛めっき層を被
成してなる、引張り強さが80 kgf/mm2以上かつ降伏比が
60％以下の低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 請求項１において、さらにCr：0.1 〜0.
5 wt％及びＢ：0.0005〜0.003 wt％のうちから選んだ１
種または２種を含有する低降伏比高強度溶融亜鉛めっき
鋼板。 - 【請求項３】 Ｃ：0.08〜0.20wt％, Mn：1.5〜3.5 wt
％, Al：0.010 〜0.1 wt％, Ｐ：0.010 wt％以下及び
Ｓ：0.001 wt％以下を含み、さらにTi：0.010 〜0.1 wt
％及びNb：0.010 〜0.1 wt％のうちから選んだ１種又は
２種を含有し、残部は鉄および不可避不純物の組成にな
る鋼スラブを熱間圧延した後、冷間圧延を施して最終板
厚とした鋼帯を、（ Ar3−30℃) 以上(Ar3＋70℃) 以下
の温度域に加熱して再結晶焼鈍し、次いで450 ℃以上55
0 ℃以下の温度域までを５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却
し、引続きその温度域に１分間以上５分間以下で滞留さ
せる間に溶融亜鉛めっきを施し、その後２℃／ｓ以上50
℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする低降
伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３において、鋼スラブは、さらに
Cr：0.1 〜0.5 wt％及びＢ：0.0005〜0.003 wt％のうち
から選んだ１種または２種を含有するものである低降伏
比高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3044580A JP3037767B2 (ja) | 1991-01-21 | 1991-01-21 | 低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| US07/822,163 US5180449A (en) | 1991-01-21 | 1992-01-16 | Galvanized high-strength steel sheet having low yield ratio and method of producing the same |
| KR1019920000599A KR940007176B1 (ko) | 1991-01-21 | 1992-01-17 | 저항복비 고강도 용융아연 도금강판 및 그 제조방법 |
| CA002059712A CA2059712C (en) | 1991-01-21 | 1992-01-20 | Galvanized high-strength steel sheet having low yield ratio and method of producing the same |
| EP92300571A EP0501605B1 (en) | 1991-01-21 | 1992-01-23 | Galvanized high-strength steel sheet having low yield ratio and method of producing the same |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3044580A JP3037767B2 (ja) | 1991-01-21 | 1991-01-21 | 低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
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|---|---|
| JPH04236741A JPH04236741A (ja) | 1992-08-25 |
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|---|---|---|---|
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| DE19610675C1 (de) * | 1996-03-19 | 1997-02-13 | Thyssen Stahl Ag | Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US6537394B1 (en) * | 1999-10-22 | 2003-03-25 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing hot-dip galvanized steel sheet having high strength and also being excellent in formability and galvanizing property |
| 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 |
| US20040047756A1 (en) * | 2002-09-06 | 2004-03-11 | Rege Jayanta Shantaram | Cold rolled and galvanized or galvannealed dual phase high strength steel and method of its production |
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| JP5251208B2 (ja) * | 2008-03-28 | 2013-07-31 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板とその製造方法 |
| CN104532126B (zh) | 2014-12-19 | 2017-06-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法 |
| CN109868407A (zh) * | 2019-02-28 | 2019-06-11 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种钢板仓行业用高强度结构s420gd+z热基无锌花镀锌板的方法 |
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| DE2819227C2 (de) * | 1978-05-02 | 1984-06-14 | Stahlwerke Peine-Salzgitter Ag, 3150 Peine | Schweißbarer Manganstahl sowie Verfahren zum Schweißen dieses Manganstahles |
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| JPS5616625A (en) * | 1979-07-19 | 1981-02-17 | Nisshin Steel Co Ltd | Manufacture of galvanized hot rolled high tensile steel sheet having excellent machinability |
| JPS595649B2 (ja) * | 1979-10-03 | 1984-02-06 | 日本鋼管株式会社 | 加工性の優れた高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
| JPS5669359A (en) * | 1979-10-16 | 1981-06-10 | Kobe Steel Ltd | Composite structure type high strength cold rolled steel sheet |
| JPS57116767A (en) * | 1981-01-13 | 1982-07-20 | Nisshin Steel Co Ltd | High tensile zinc plated steel plate of good workability and its production |
| GB2113751B (en) * | 1982-01-12 | 1985-10-30 | Sumitomo Metal Ind | Steel wire for use in straned steel core of an aluminum conductor steel reinforced and production of same |
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| EP0165774B2 (en) * | 1984-06-19 | 1993-06-23 | Nippon Steel Corporation | Method for producing high-strength steel having improved weldability |
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