JPH0344423A - 加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法 - Google Patents
加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法Info
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- JPH0344423A JPH0344423A JP17969289A JP17969289A JPH0344423A JP H0344423 A JPH0344423 A JP H0344423A JP 17969289 A JP17969289 A JP 17969289A JP 17969289 A JP17969289 A JP 17969289A JP H0344423 A JPH0344423 A JP H0344423A
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Landscapes
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〈産業上の利用分野〉
この発明は、加工性、中でも穴拡げ特性が特に優れた亜
鉛メッキ鋼板の製造方法に関するものである。
鉛メッキ鋼板の製造方法に関するものである。
〈従来技術とその課題〉
現在、連続熱間圧延によって製造されるところの所謂“
熱延鋼板”は、比較的安価な構造材料として自動車を始
めとする各種の産業機械類に広く使用されているが、最
近、例えば自動車足回りに使われる部材を中心に、亜鉛
メッキを施して防錆性を強化した熱延鋼板の需要が増加
する傾向を見せてきた。
熱延鋼板”は、比較的安価な構造材料として自動車を始
めとする各種の産業機械類に広く使用されているが、最
近、例えば自動車足回りに使われる部材を中心に、亜鉛
メッキを施して防錆性を強化した熱延鋼板の需要が増加
する傾向を見せてきた。
ところで、このような“亜鉛メッキ熱延鋼板”は、通常
、冷延鋼板の亜鉛メッキラインである連続焼鈍溶融亜鉛
メッキラインをそのまま利用して生産がなされている。
、冷延鋼板の亜鉛メッキラインである連続焼鈍溶融亜鉛
メッキラインをそのまま利用して生産がなされている。
この場合、冷延鋼板を対象とするときとは異なって焼鈍
のための加熱は不要であるが、それでも、溶融メッキの
密着性確保と言う意味合いから溶融亜鉛浴を通す前に熱
延鋼板を亜鉛の溶融温度（約４６０℃）以上に予熱する
ことが必要とされていた。
のための加熱は不要であるが、それでも、溶融メッキの
密着性確保と言う意味合いから溶融亜鉛浴を通す前に熱
延鋼板を亜鉛の溶融温度（約４６０℃）以上に予熱する
ことが必要とされていた。
しかし、一方で、熱延鋼板を上述のように予熱すると「
鋼板中のセメンタイトが溶けてフェライト中の固溶Ｃ〈
炭素）が増加する」と言う現象が起き、その結果として
、得られる亜鉛メッキ熱延鋼板の加工性、特にその穴拡
げ性の劣化が目立つようになるとの問題が指摘されてい
た。
鋼板中のセメンタイトが溶けてフェライト中の固溶Ｃ〈
炭素）が増加する」と言う現象が起き、その結果として
、得られる亜鉛メッキ熱延鋼板の加工性、特にその穴拡
げ性の劣化が目立つようになるとの問題が指摘されてい
た。
そこで、上記問題を回避すべく、亜鉛メッキ熱延鋼板を
製造するに際してＣ含有量を極低域にまで低減した熱延
鋼板を素材とする方法が提案された（例えば特公昭６３
−１７９０２４号参照）。しかしながら、素材鋼板のＣ
量を制限するこの方法では、亜鉛メッキ熱延鋼板製品に
十分な強度を確保することが難しい上に経済的にも不利
であり、従ってそれほど好ましい手段とは言い難かった
。
製造するに際してＣ含有量を極低域にまで低減した熱延
鋼板を素材とする方法が提案された（例えば特公昭６３
−１７９０２４号参照）。しかしながら、素材鋼板のＣ
量を制限するこの方法では、亜鉛メッキ熱延鋼板製品に
十分な強度を確保することが難しい上に経済的にも不利
であり、従ってそれほど好ましい手段とは言い難かった
。
このようなことから、本発明の目的は、母材の熱延鋼板
以上の加工性（特に穴拡げ性）を有する溶融亜鉛メッキ
鋼板を、経済的な不利を伴うことなく安定して量産し得
る手段を提供することに置かれた。
以上の加工性（特に穴拡げ性）を有する溶融亜鉛メッキ
鋼板を、経済的な不利を伴うことなく安定して量産し得
る手段を提供することに置かれた。
（課題を解決するための手段〉
本発明者等は、上記目的を達成すべく、特に溶融亜鉛メ
ッキラインを成る種の熱処理ラインと見立てて数多くの
亜鉛メンキ熱延鋼板製造実験を繰り返しながら研究を重
ねた結果、「取分組成を適切に調整すると共に、熱間圧
延後の冷却・巻取り条件を規制した熱延鋼板を素材とし
、更に亜鉛浴に通す前の再加熱温度を特定の値に制御し
た上で溶融亜鉛メッキを施すと、十分な強度とメッキ密
着性の確保は勿論、母材の穴拡げ特性が著しく改善され
た亜鉛メッキ熱延鋼板が安定して実現されるようになる
」ことを見出すに至った。
ッキラインを成る種の熱処理ラインと見立てて数多くの
亜鉛メンキ熱延鋼板製造実験を繰り返しながら研究を重
ねた結果、「取分組成を適切に調整すると共に、熱間圧
延後の冷却・巻取り条件を規制した熱延鋼板を素材とし
、更に亜鉛浴に通す前の再加熱温度を特定の値に制御し
た上で溶融亜鉛メッキを施すと、十分な強度とメッキ密
着性の確保は勿論、母材の穴拡げ特性が著しく改善され
た亜鉛メッキ熱延鋼板が安定して実現されるようになる
」ことを見出すに至った。
即ち、亜鉛メッキラインではマルテンサイトが生じ難い
ようにＭｎ含有量を規制した低Ｍｎｔｌを熱間圧延し、
続いて特定温度以下の領域にまで急冷してフェライトと
セメンタイトの微細化を図った熱延鋼板を用いると共に
、亜鉛メッキラインでの溶融亜鉛メッキに先立って該熱
延鋼板を（α＋γ）二相域まで加熱処理すると、粒界に
存在していたセメンタイトがマトリックス中に溶けて粒
内に細かく分散すると共に、この状態で再加熱時に生成
したオーステナイトからフェライトが生成するため、結
果として非常に細粒化されたフェライトとパライト又は
セメンタイトの組織が形成される。そして、これによっ
て十分な加工性（穴拡げ性）改善効果が得られると同時
に、良好なメッキ密着性や強度も確保できるとの知見が
得られたのである。
ようにＭｎ含有量を規制した低Ｍｎｔｌを熱間圧延し、
続いて特定温度以下の領域にまで急冷してフェライトと
セメンタイトの微細化を図った熱延鋼板を用いると共に
、亜鉛メッキラインでの溶融亜鉛メッキに先立って該熱
延鋼板を（α＋γ）二相域まで加熱処理すると、粒界に
存在していたセメンタイトがマトリックス中に溶けて粒
内に細かく分散すると共に、この状態で再加熱時に生成
したオーステナイトからフェライトが生成するため、結
果として非常に細粒化されたフェライトとパライト又は
セメンタイトの組織が形成される。そして、これによっ
て十分な加工性（穴拡げ性）改善効果が得られると同時
に、良好なメッキ密着性や強度も確保できるとの知見が
得られたのである。
本発明は、上記知見等に基づいてなされたものであり、
ｒ Ｃ： ０．００３〜０°、１８％（以降、成分割合
を表わす％は重量％とする）。
を表わす％は重量％とする）。
Ｓｔ ： １．２％以下、 Ｍｎ ： ２．０％
以下。
以下。
ｓｏｌ、 Ｐｄｌ ： ０．１０％以下、 Ｓ ：
０．００５％以下を含有するか、或いは更に Ｎｂ ： ０．０１〜０．１０％、 ｖ ： ｏ、
ｏｉ 〜ｏ、ｉｏ％。
０．００５％以下を含有するか、或いは更に Ｎｂ ： ０．０１〜０．１０％、 ｖ ： ｏ、
ｏｉ 〜ｏ、ｉｏ％。
Ｔｉ ： ０．０１〜０．１０％、 ＲＥＭ：０．
００２〜０．１０％。
００２〜０．１０％。
Ｃａ ： ０．００２〜０．０１％、 Ｚｒ ： ０
．０１〜０．１０％の１種以上をも含み、残部が実質的
にＦｅ及び不可避不純物から成る鋼片を熱間圧延してＡ
ｒ、意思上の温度域で仕上圧延を終了し、続いて冷却速
度：１０℃／３９Ｃ以上で急冷し５００℃以下の温度域
にて巻取った熱延鋼板を、溶融亜鉛浴に通す前に（α＋
γ）二相域に再加熱してから溶融亜鉛メッキすることに
より、母材鋼板がフェライト・パーライト又はフェライ
ト・セメンタイトｍ織である加工性に優れた亜鉛メッキ
鋼板を安定して製造し得るようにした点」 を特徴としている。
．０１〜０．１０％の１種以上をも含み、残部が実質的
にＦｅ及び不可避不純物から成る鋼片を熱間圧延してＡ
ｒ、意思上の温度域で仕上圧延を終了し、続いて冷却速
度：１０℃／３９Ｃ以上で急冷し５００℃以下の温度域
にて巻取った熱延鋼板を、溶融亜鉛浴に通す前に（α＋
γ）二相域に再加熱してから溶融亜鉛メッキすることに
より、母材鋼板がフェライト・パーライト又はフェライ
ト・セメンタイトｍ織である加工性に優れた亜鉛メッキ
鋼板を安定して製造し得るようにした点」 を特徴としている。
なお、特公昭５７−９８３１号公報には、強度特性の改
善のために熱延鋼板を（α＋γ）二相域まで再加熱した
後急冷してフェライト・マルテンサイトの組織とする方
法が記載されているが、このような方法で製造された熱
延鋼板はマルテンサイトが混入するため穴拡げ性が著し
く劣化し、本発明が目的とするような穴拡げ性の優れた
亜鉛メッキ熱延鋼板の製造に適用できるものではない。
善のために熱延鋼板を（α＋γ）二相域まで再加熱した
後急冷してフェライト・マルテンサイトの組織とする方
法が記載されているが、このような方法で製造された熱
延鋼板はマルテンサイトが混入するため穴拡げ性が著し
く劣化し、本発明が目的とするような穴拡げ性の優れた
亜鉛メッキ熱延鋼板の製造に適用できるものではない。
また、特公昭５６−１０８８３０号公報には、高Ｍｎ熱
延鋼板をフェライトとマルテンサイトを含む複合組織と
するために二相温度域で箱焼鈍し、その後溶融亜鉛メッ
キを施すことから戒る亜鉛メッキ鋼板の製造方法が開示
されているが、この場合も製品亜鉛メッキ鋼板の母材組
織にマルテンサイトを混入させており、このように母材
組織にマルテンサイトが混入すると低降伏比が実現され
はしても鋼板の穴拡げ性が著しく劣化するため、やはり
本発明が目的とする穴拡げ性の優れた亜鉛メッキ熱延鋼
板は実現できない。
延鋼板をフェライトとマルテンサイトを含む複合組織と
するために二相温度域で箱焼鈍し、その後溶融亜鉛メッ
キを施すことから戒る亜鉛メッキ鋼板の製造方法が開示
されているが、この場合も製品亜鉛メッキ鋼板の母材組
織にマルテンサイトを混入させており、このように母材
組織にマルテンサイトが混入すると低降伏比が実現され
はしても鋼板の穴拡げ性が著しく劣化するため、やはり
本発明が目的とする穴拡げ性の優れた亜鉛メッキ熱延鋼
板は実現できない。
以下、本発明において素材鋼の化学成分組成並びに処理
条件を前記の如くに限定した理由を、その作用と共に詳
細に説明する。
条件を前記の如くに限定した理由を、その作用と共に詳
細に説明する。
く作用〉
＾）化学成分組成
Ｃは鋼板の強度を確保する作用を有しているが、その含
有量が０．００３％未満では前記作用による所望の効果
が得られず、一方、０．１８％を超えて含有させると溶
接性の劣化を招くことから、Ｃ含有量は０．００３〜０
．１８％と定めた。
有量が０．００３％未満では前記作用による所望の効果
が得られず、一方、０．１８％を超えて含有させると溶
接性の劣化を招くことから、Ｃ含有量は０．００３〜０
．１８％と定めた。
Ｓｔ
Ｓｔは固溶強化を通して鋼板の強度と延性を向上させる
好ましい成分である。しかし、１．２％を超えて含有さ
せると溶接性の劣化を招くことから、Ｓｉ含有量は１．
２％以下と定めた。
好ましい成分である。しかし、１．２％を超えて含有さ
せると溶接性の劣化を招くことから、Ｓｉ含有量は１．
２％以下と定めた。
Ｍｎ
Ｍｎは固溶強化を通して鋼板の強度と延性を向上させる
好ましい元素である。しかし、２．０％を超えて含有さ
せると溶接性の劣化を招く上、二相域加熱によって生成
したオーステナイトが亜鉛浴を通した後も変態せず、最
終製品中にマルテンサイトが存在することとなって穴拡
げ性劣化の原因になる。従って、Ｍｎ含有量は２．０％
以下と定めた。
好ましい元素である。しかし、２．０％を超えて含有さ
せると溶接性の劣化を招く上、二相域加熱によって生成
したオーステナイトが亜鉛浴を通した後も変態せず、最
終製品中にマルテンサイトが存在することとなって穴拡
げ性劣化の原因になる。従って、Ｍｎ含有量は２．０％
以下と定めた。
ｓｏｌ、ＵＩ
Ｍは鋼の脱酸剤として添加されるが、ｓｏｊ、Ａｆとし
て０．１０％を超えて含有させるとアルミナ系介在物の
量が多くなって加工性を劣化させる。従ってＡ１の添加
量はｓｏｌ、ＡＩ含有量で０．１０％以下と定めた。
て０．１０％を超えて含有させるとアルミナ系介在物の
量が多くなって加工性を劣化させる。従ってＡ１の添加
量はｓｏｌ、ＡＩ含有量で０．１０％以下と定めた。
ＳはＭｎＳ系介在物を形成して加工性を低下させる不純
物元素である。従って、前記弊害を極力回避するため、
Ｓ含有量はｏ、ｏｏｓ以下と定めた。
物元素である。従って、前記弊害を極力回避するため、
Ｓ含有量はｏ、ｏｏｓ以下と定めた。
Ｎｂ、 Ｖ、 Ｔｉ、 ＲＥＭ（−素）、 Ｃａ
びＺｒこれらの元素には、鋼板の強度又は加工性を改
善する作用があるので必要に応じて１種又は２種以上含
有せしめられるが、各々の元素の含有量を限定した理由
は次の通りである。
びＺｒこれらの元素には、鋼板の強度又は加工性を改
善する作用があるので必要に応じて１種又は２種以上含
有せしめられるが、各々の元素の含有量を限定した理由
は次の通りである。
即ち、Ｎｂ、 Ｖ及びＴｉにはＣ，Ｎと結合して炭窒化
物として析出することにより鋼板を強化する作用がある
。しかし、Ｎｂ、 Ｖ及びＴｉの含有量が各々０．０１
％未満では前記作用による所望の効果が得られず、一方
、各々０．１０％を超えて含有させても強度上昇効果が
飽和してしまい経済的に不利となる。
物として析出することにより鋼板を強化する作用がある
。しかし、Ｎｂ、 Ｖ及びＴｉの含有量が各々０．０１
％未満では前記作用による所望の効果が得られず、一方
、各々０．１０％を超えて含有させても強度上昇効果が
飽和してしまい経済的に不利となる。
従って、これら各成分の含有量は各々ｏ、ｏｉ〜０．１
０％と定めた。
０％と定めた。
また、ＲＥＭ、 Ｃａ、 Ｚｒ、及び希土類元素これら
の成分には、何れも介在物の形状を調整して鋼板の冷間
加工性を改善する作用がある。しかし、その含有量がＣ
ａでは０．００２％未満、 Ｚｒでは０．０１％未満モ
してＲＥＭでは０．００２％未満であると前記作用によ
る所望の効果が得られず、一方、Ｃａで０．０１％、
Ｚｒで０．１０％モしてＲＥＭで０．１０％を超えてそ
れぞれ含有させた場合には、逆に鋼中の介在物が多くな
り過ぎて冷間加工性の劣化を招くようになることから、
Ｃａ含有量は０．００２〜０．０１％、 Ｚｒ含有量は
０．０１〜０．１０％、モしてＲＥＭ含有量は０．００
２〜０．１０％とそれぞれ定めた。
の成分には、何れも介在物の形状を調整して鋼板の冷間
加工性を改善する作用がある。しかし、その含有量がＣ
ａでは０．００２％未満、 Ｚｒでは０．０１％未満モ
してＲＥＭでは０．００２％未満であると前記作用によ
る所望の効果が得られず、一方、Ｃａで０．０１％、
Ｚｒで０．１０％モしてＲＥＭで０．１０％を超えてそ
れぞれ含有させた場合には、逆に鋼中の介在物が多くな
り過ぎて冷間加工性の劣化を招くようになることから、
Ｃａ含有量は０．００２〜０．０１％、 Ｚｒ含有量は
０．０１〜０．１０％、モしてＲＥＭ含有量は０．００
２〜０．１０％とそれぞれ定めた。
なお、鋼中へ不可避的に混入する元素として知られるＰ
は、固溶強化を通して鋼板の強度と延性を向上する作用
を有しているが、他方で溶接性に悪影響を及ぼすことか
ら、所望の溶接性を確保するためにはＰの含有量を０．
０７％以下に抑えるのが好ましい。
は、固溶強化を通して鋼板の強度と延性を向上する作用
を有しているが、他方で溶接性に悪影響を及ぼすことか
ら、所望の溶接性を確保するためにはＰの含有量を０．
０７％以下に抑えるのが好ましい。
Ｂ）熱延鋼板の製造条件
熱間圧延に際しては、直送スラブを用いるかスラブを再
加熱して用いるかは格別問題はないが、仕上圧延温度が
Ａｒ、点未満であると変態して生成したフェライト粒に
加工組織が混入してしまい、これは亜鉛メンキ前の再加
熱処理によっても回復しないことから加工性の劣化につ
ながる。従って、仕上圧延温度はＡｒ、点板上と定めた
。
加熱して用いるかは格別問題はないが、仕上圧延温度が
Ａｒ、点未満であると変態して生成したフェライト粒に
加工組織が混入してしまい、これは亜鉛メンキ前の再加
熱処理によっても回復しないことから加工性の劣化につ
ながる。従って、仕上圧延温度はＡｒ、点板上と定めた
。
また、熱間圧延が終了した後は冷却速度：１０”Ｃ／ｓ
ｅｃ以上で急冷し５００℃以下で巻取るが、これは次の
理由による。即ち、熱間圧延終了後の冷却速度が１０℃
／ｓｅｃ未満であるとフェライトの細粒化が不十分とな
り、また巻取り温度が５００℃を超えると非常に粗大な
セメンタイトが生成して何れも熱延板での穴拡げ性の劣
化につながる。そして、これはメッキ後も受は継がれて
しまうからである。
ｅｃ以上で急冷し５００℃以下で巻取るが、これは次の
理由による。即ち、熱間圧延終了後の冷却速度が１０℃
／ｓｅｃ未満であるとフェライトの細粒化が不十分とな
り、また巻取り温度が５００℃を超えると非常に粗大な
セメンタイトが生成して何れも熱延板での穴拡げ性の劣
化につながる。そして、これはメッキ後も受は継がれて
しまうからである。
Ｃ）溶融亜鉛メッキ時の熱延板の処理条件本発明におい
ては、上記条件で製造された熱延鋼板は冷間圧延される
ことなしに溶融亜鉛メッキされる１その際、熱延鋼板は
溶融亜鉛浴に通す前に（α十Ｔ〉二相域まで再加熱され
る。そして、この再加熱によりフェライトの細粒化とセ
メンタイトの微細分散により強度−穴拡げバランスが向
上し、またメッキ密着性も改善される。
ては、上記条件で製造された熱延鋼板は冷間圧延される
ことなしに溶融亜鉛メッキされる１その際、熱延鋼板は
溶融亜鉛浴に通す前に（α十Ｔ〉二相域まで再加熱され
る。そして、この再加熱によりフェライトの細粒化とセ
メンタイトの微細分散により強度−穴拡げバランスが向
上し、またメッキ密着性も改善される。
続いて、本発明の効果を実施例によって更に具体的に説
明する。
明する。
（実施例〉
第１表に示す化学成分組成の鋼を５０ｋｇ真空溶解炉で
溶製し、鋳型に鋳込んで直接的に又は熱間鍛造にて６０
ｍ厚のスラブとした。
溶製し、鋳型に鋳込んで直接的に又は熱間鍛造にて６０
ｍ厚のスラブとした。
次に、この各スラブを第２表に示す条件で熱間圧延して
２ｆｌ厚の熱延鋼板となし、更に溶融亜鉛浴を通す前に
第２表に示す温度に再加熱してから溶融亜鉛メッキ処理
することによって亜鉛メッキ熱延鋼板を製造した。
２ｆｌ厚の熱延鋼板となし、更に溶融亜鉛浴を通す前に
第２表に示す温度に再加熱してから溶融亜鉛メッキ処理
することによって亜鉛メッキ熱延鋼板を製造した。
第２表に、このときのメッキ処理前の熱延鋼板とメッキ
処理後の亜鉛メッキ熱延鋼板との機械的特性を併せて示
した。
処理後の亜鉛メッキ熱延鋼板との機械的特性を併せて示
した。
第２表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件通りに製造された亜鉛メッキ熱延鋼板は優
れた強度−穴拡げバランスを有しているのに対して、熱
延仕上温度が本発明で規定する下限値から外れている試
験番号６の条件では、鋼板の強度が高くなり、熱延のま
ま並びにメッキ後の鋼板の強度−穴拡げバランス（引張
強さ×穴拡げ率）が悪くなっていることが分かる。
規定する条件通りに製造された亜鉛メッキ熱延鋼板は優
れた強度−穴拡げバランスを有しているのに対して、熱
延仕上温度が本発明で規定する下限値から外れている試
験番号６の条件では、鋼板の強度が高くなり、熱延のま
ま並びにメッキ後の鋼板の強度−穴拡げバランス（引張
強さ×穴拡げ率）が悪くなっていることが分かる。
また、圧延後の冷却速度が本発明で規定する下限値から
外れた試験番号７、及び巻取り温度が本発明で規定する
上限値から外れた試験番号８では、粗大なセメンタイト
が生じ、やはり熱延のまま及びメッキ後の鋼板の強度−
穴拡げバランスが悪くなっている。
外れた試験番号７、及び巻取り温度が本発明で規定する
上限値から外れた試験番号８では、粗大なセメンタイト
が生じ、やはり熱延のまま及びメッキ後の鋼板の強度−
穴拡げバランスが悪くなっている。
更に、溶融亜鉛浴に通す前の再加熱温度が本発明で規定
する上限値から外れた試験番号９ではフェライトの粗大
化により鋼板の穴拡げ性が低下しており、また溶融亜鉛
浴に通す前の再加熱温度が本発明で規定する下限値から
外れた試験番号１０では鋼板の組織変化が小さく、固溶
Ｃの増加に伴う穴拡げ性の劣化のみ生じていることが分
かる。
する上限値から外れた試験番号９ではフェライトの粗大
化により鋼板の穴拡げ性が低下しており、また溶融亜鉛
浴に通す前の再加熱温度が本発明で規定する下限値から
外れた試験番号１０では鋼板の組織変化が小さく、固溶
Ｃの増加に伴う穴拡げ性の劣化のみ生じていることが分
かる。
一方、鋼板のＣ，Ｓ＋含有量が本発明で規定する上限値
を超えている試験番号２１．２２で得られた亜鉛メッキ
熱延鋼板はアーク溶接不良を生じることが確認された。
を超えている試験番号２１．２２で得られた亜鉛メッキ
熱延鋼板はアーク溶接不良を生じることが確認された。
また、鋼板のＭｎ含有量が本発明の規定値を超えている
試験番号２３では、最終製品中（亜鉛メッキ熱延鋼板中
）にマルテンサイトが存在し、フェライト・マルテンサ
イトの二相組織鋼板になっているために降伏比（ＹＲ）
は低いものの強度−穴拡げバランスが悪くなることが分
かる。
試験番号２３では、最終製品中（亜鉛メッキ熱延鋼板中
）にマルテンサイトが存在し、フェライト・マルテンサ
イトの二相組織鋼板になっているために降伏比（ＹＲ）
は低いものの強度−穴拡げバランスが悪くなることが分
かる。
く効果の総括〉
以上に説明した如く、この発明によれば、十分な強度、
メッキ密着性を有すると共に、穴拡げ性を始めとする加
工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板を安定して生産するこ
とが可能となるなど、産業上極めて有用な効果がもたら
される。
メッキ密着性を有すると共に、穴拡げ性を始めとする加
工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板を安定して生産するこ
とが可能となるなど、産業上極めて有用な効果がもたら
される。
Claims (2)
- （１） 重量割合にて Ｃ：０．００３〜０．１８％，Ｓｉ：１．２％以下，Ｍ
ｎ：２．０％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下，Ｓ
：０．００５％以下 で、残部が実質的にＦｅ及び不可避不純物から成る鋼片
を熱間圧延してＡｒ＿３点以上の温度域で仕上圧延を終
了し、続いて冷却速度：１０℃／ｓｅｃ以上で急冷し５
００℃以下の温度域にて巻取った熱延鋼板を、溶融亜鉛
浴に通す前に（α＋γ）二相域に再加熱してから溶融亜
鉛メッキすることを特徴とする、母材鋼板がフェライト
・パーライト又はフェライト・セメンタイト組織である
加工性に優れた亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - （２） 重量割合にて Ｃ：０．００３〜０．１８％，Ｓｉ：１．２％以下，Ｎ
ｎ：２．０％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下，Ｓ
：０．００５％以下 で、かつ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％，Ｖ：０．０１〜０．１０
％，Ｔｉ：０．０１〜０．１０％，ＲＥＭ：０．００２
〜０．１０％，Ｃａ：０．００２〜０．０１％，Ｚｒ：
０．０１〜０．１０％の１種以上を含み、残部が実質的
にＦｅ及び不可避不純物から成る鋼片を熱間圧延してＡ
ｒ＿３点以上の温度域で仕上圧延を終了し、続いて冷却
速度：１０℃／ｓｅｃ以上で急冷し５００℃以下の温度
域にて巻取った熱延鋼板を、溶融亜鉛浴に通す前に（α
＋γ）二相域に再加熱してから溶融亜鉛メッキすること
を特徴とする、母材鋼板がフェライト・パーライト又は
フェライト・セメンタイト組織である加工性に優れた亜
鉛メッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1179692A JPH0756053B2 (ja) | 1989-07-12 | 1989-07-12 | 加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1179692A JPH0756053B2 (ja) | 1989-07-12 | 1989-07-12 | 加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0344423A true JPH0344423A (ja) | 1991-02-26 |
| JPH0756053B2 JPH0756053B2 (ja) | 1995-06-14 |
Family
ID=16070207
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1179692A Expired - Lifetime JPH0756053B2 (ja) | 1989-07-12 | 1989-07-12 | 加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0756053B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05117834A (ja) * | 1991-10-25 | 1993-05-14 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| EP2740813A4 (en) * | 2011-08-05 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | FIREPLATED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US10718040B2 (en) | 2015-04-22 | 2020-07-21 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, steel material, and method for producing hot-rolled steel sheet |
| US11060157B2 (en) | 2016-03-31 | 2021-07-13 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet, coated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing full hard cold-rolled steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ATE464402T1 (de) | 1999-09-16 | 2010-04-15 | Jfe Steel Corp | Verfahren zur herstellung einer dünnen stahlplatte mit hoher festigkeit |
-
1989
- 1989-07-12 JP JP1179692A patent/JPH0756053B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05117834A (ja) * | 1991-10-25 | 1993-05-14 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| EP2740813A4 (en) * | 2011-08-05 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | FIREPLATED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US10337094B2 (en) | 2011-08-05 | 2019-07-02 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor |
| US10718040B2 (en) | 2015-04-22 | 2020-07-21 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, steel material, and method for producing hot-rolled steel sheet |
| US11060157B2 (en) | 2016-03-31 | 2021-07-13 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet, coated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing full hard cold-rolled steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0756053B2 (ja) | 1995-06-14 |
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