JPS624860A - 高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents
高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法Info
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- JPS624860A JPS624860A JP14243085A JP14243085A JPS624860A JP S624860 A JPS624860 A JP S624860A JP 14243085 A JP14243085 A JP 14243085A JP 14243085 A JP14243085 A JP 14243085A JP S624860 A JPS624860 A JP S624860A
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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）
引張強さが３５ｋｇ／ｍｍｚ以上でかつ加工性、特に全
伸びの優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下Ｈ
Ｓ、 ＧＡ鋼板という）の有利な製造に関してこの明細
書では、ひずみ時効や自然時効その他パウダリングを起
す不利なしにめっき密着性を有利に改良することについ
ての開発研究の成果を開示しようとするものである。
伸びの優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下Ｈ
Ｓ、 ＧＡ鋼板という）の有利な製造に関してこの明細
書では、ひずみ時効や自然時効その他パウダリングを起
す不利なしにめっき密着性を有利に改良することについ
ての開発研究の成果を開示しようとするものである。
近年自動車の安全性、車体重量軽減、そして素材使用量
の削減などを目的として高張力鋼板が広（使われるよう
になってきた。これら高張力鋼板はその使用目的からし
て普通鋼を用いた時よりも薄い板厚で使用されることが
多いため、腐食に対して普通鋼よりはるかに深刻な状況
に置かれている。
の削減などを目的として高張力鋼板が広（使われるよう
になってきた。これら高張力鋼板はその使用目的からし
て普通鋼を用いた時よりも薄い板厚で使用されることが
多いため、腐食に対して普通鋼よりはるかに深刻な状況
に置かれている。
そこで耐食性、加工性の優れた高張力鋼板が大量生産方
式で製造されることが要望されるわけである。
式で製造されることが要望されるわけである。
鋼板に耐食性を付与する方法としては、たとえばＣｕ、
Ｃｒなど、鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する
方法と鋼板表面に金属めっきを施こす方法とがあるが、
前者は塩害のような厳しい腐食状況下では効果があまり
顕著でない。
Ｃｒなど、鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する
方法と鋼板表面に金属めっきを施こす方法とがあるが、
前者は塩害のような厳しい腐食状況下では効果があまり
顕著でない。
従ってこのような厳しい腐食に対しては金属めっき中で
もそれ自体耐食性に著しく優れ、かつ厚めつきができる
、溶融亜鉛めっきが有効で、しかも近年の高度な塗装後
耐食性、塗膜密着性およびスポット溶接性を考慮して、
溶融亜鉛めっき後に合金化加熱処理を施すことが是非と
も必要とされる。
もそれ自体耐食性に著しく優れ、かつ厚めつきができる
、溶融亜鉛めっきが有効で、しかも近年の高度な塗装後
耐食性、塗膜密着性およびスポット溶接性を考慮して、
溶融亜鉛めっき後に合金化加熱処理を施すことが是非と
も必要とされる。
しかしながら強度、加工性およびめっき密着性という特
性値に対する要因の影響は、一般にそれぞれ相反してい
て、これら特性値を調和よく満たす鋼板は、はとんど皆
無であった。
性値に対する要因の影響は、一般にそれぞれ相反してい
て、これら特性値を調和よく満たす鋼板は、はとんど皆
無であった。
すなわち強度が上昇すると一般に全伸び（以下Ｅｌとい
う）が悪化する。さらに鋼板表面に付着させた亜鉛層が
鋼表面の塑性変形を阻害するためａｌｌはなお一層悪化
する。まためっき密着性については、一般に高張力鋼板
になる程鋼中に添加する元素の種類および量が増加する
ためめっき性にとって有害であることも知られていると
おりである。
う）が悪化する。さらに鋼板表面に付着させた亜鉛層が
鋼表面の塑性変形を阻害するためａｌｌはなお一層悪化
する。まためっき密着性については、一般に高張力鋼板
になる程鋼中に添加する元素の種類および量が増加する
ためめっき性にとって有害であることも知られていると
おりである。
（従来の技術）
引張強さく以下ＴＳで示す）−Ｅｌ共良好な高張力鋼板
としては特開昭５２−４４７２０号公報のようにＭｎ、
Ｐなどの固溶強化元素を添加した高張力鋼板があるが、
このような固溶強化型高張力鋼板に一般的なめっき処理
およびめっき合金化処理を施した場合、フェライト中の
固溶Ｃは完全には炭化物として析出せず、当然のことな
がらひずみ時効性、自然時効性が悪化する。
としては特開昭５２−４４７２０号公報のようにＭｎ、
Ｐなどの固溶強化元素を添加した高張力鋼板があるが、
このような固溶強化型高張力鋼板に一般的なめっき処理
およびめっき合金化処理を施した場合、フェライト中の
固溶Ｃは完全には炭化物として析出せず、当然のことな
がらひずみ時効性、自然時効性が悪化する。
時効性を改善するためと強度を上昇させる目的で、特開
昭５７−４３９７４号公報の如（、Ｔｉなどの炭化物生
成元素を添加する方法もあるが、これら析出強化型高張
力鋼板は一般に連続溶融亜鉛めっきライン（以下ＣＧＬ
と略称する）で処理すると、鋼板表面の清浄化を目的と
するいわゆるガスクーリング工程にて弱酸化後に還元さ
れるが、このときＴｉのような酸化されやすい合金元素
の存在によって、還元が充分に行われ得ないので還元不
足となり、そのためしばしば不めっきが多発し実用に適
わない。
昭５７−４３９７４号公報の如（、Ｔｉなどの炭化物生
成元素を添加する方法もあるが、これら析出強化型高張
力鋼板は一般に連続溶融亜鉛めっきライン（以下ＣＧＬ
と略称する）で処理すると、鋼板表面の清浄化を目的と
するいわゆるガスクーリング工程にて弱酸化後に還元さ
れるが、このときＴｉのような酸化されやすい合金元素
の存在によって、還元が充分に行われ得ないので還元不
足となり、そのためしばしば不めっきが多発し実用に適
わない。
加えて元来亜鉛めっきは、溶融亜鉛と地鉄とが反応して
合金層をまず形成し、この合金層が亜鉛層と地鉄層との
結合に役立つところ、この合金層はかたくて脆いために
厚く生長すると加工時のめっきはく離の原因となるので
、できるだけ薄いことがのぞまれるのに反し、上記Ｔｉ
添加鋼等では合金層の生長速度が速く、通常の操業条件
でも比較的厚く合金層が形成されて、加工時に粉化剥落
（以下パウダリングと称す）を起しやすいことも難点に
かぞえられる。
合金層をまず形成し、この合金層が亜鉛層と地鉄層との
結合に役立つところ、この合金層はかたくて脆いために
厚く生長すると加工時のめっきはく離の原因となるので
、できるだけ薄いことがのぞまれるのに反し、上記Ｔｉ
添加鋼等では合金層の生長速度が速く、通常の操業条件
でも比較的厚く合金層が形成されて、加工時に粉化剥落
（以下パウダリングと称す）を起しやすいことも難点に
かぞえられる。
（発明が解決しようとする問題点）
時効の問題や、不めっきさらにはパウダリングの如き不
利を来すことのないように、Ｓｉ、 Ｍｎ添加を基本成
分とする鋼板に施した溶融亜鉛めっき層についての、合
金化条件と合金化後の冷却条件を組合わせることによっ
て、ＴＳ ３５Ｋｇｆ／ｍｍ”以上でひずみ時効や自然
時効が少なく、さらにめっき密着性の良好な、ＨＳ、
ＧＡ鋼板の製造方法を与えることがこの発明の目的であ
る。
利を来すことのないように、Ｓｉ、 Ｍｎ添加を基本成
分とする鋼板に施した溶融亜鉛めっき層についての、合
金化条件と合金化後の冷却条件を組合わせることによっ
て、ＴＳ ３５Ｋｇｆ／ｍｍ”以上でひずみ時効や自然
時効が少なく、さらにめっき密着性の良好な、ＨＳ、
ＧＡ鋼板の製造方法を与えることがこの発明の目的であ
る。
（問題点を解決するための手段）
上記の目的は次の事項によって充足される。
Ｃ：Ｏ，（１２〜Ｑ、３Ｑｗｔ％
ｓｉ ： ０．５０−ｔ％以下、
ンｎ ： ０．１０〜２．０賀ｔ％
を含み、残余鉄及び不可避不純物からなる組成の鋼板に
、溶融亜鉛めっきを施したのち、６５０〜８５０℃の温
度に加熱し、その温度で１秒間以上保持すること、引続
き５００℃以下まで２０℃／ｓの冷却速度で冷却するこ
と、その後２００℃以上の温度にて５秒間以上の保持を
行うか又は該温度にてコイリングを行うことの結合を特
徴とする、高張力合金溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（
第１発明）。
、溶融亜鉛めっきを施したのち、６５０〜８５０℃の温
度に加熱し、その温度で１秒間以上保持すること、引続
き５００℃以下まで２０℃／ｓの冷却速度で冷却するこ
と、その後２００℃以上の温度にて５秒間以上の保持を
行うか又は該温度にてコイリングを行うことの結合を特
徴とする、高張力合金溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（
第１発明）。
ｃ：ｏ、ｏ２〜０．３０ｗｔ％
Ｓｉ ： ０．５０ｗｔ％以下、
Ｍｎ ： ０．１０〜２．０ｗｔ％
を含み、残余鉄及び不可避不純物からなる組成の鋼板に
、溶融亜鉛めっきを施したのち、６５０〜８５０℃の温
度に加熱し、その温度で１秒間以上保持すること、引続
き６００℃を下まわらぬ温度に至るまでは２０℃／ｓ未
満の冷却速度次いで５００℃以下まで２０℃／ｓ以上の
冷却速度で冷却すること、その後２００℃以上の温度に
て５秒間以上の保持を行うか又は該温度にてコイリング
を行うことの結合を特徴とする、高張力合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法（第２発明）。
、溶融亜鉛めっきを施したのち、６５０〜８５０℃の温
度に加熱し、その温度で１秒間以上保持すること、引続
き６００℃を下まわらぬ温度に至るまでは２０℃／ｓ未
満の冷却速度次いで５００℃以下まで２０℃／ｓ以上の
冷却速度で冷却すること、その後２００℃以上の温度に
て５秒間以上の保持を行うか又は該温度にてコイリング
を行うことの結合を特徴とする、高張力合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法（第２発明）。
何れの場合も熱延鋼板、冷延鋼板の双方に適合し、これ
らの鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し
、これに対して上記のように高温下の合金化処理を行い
ついで冷却制御を施すことが要諦である。
らの鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し
、これに対して上記のように高温下の合金化処理を行い
ついで冷却制御を施すことが要諦である。
なおこの発明においては通常冷延鋼板の亜鉛めっきに際
して一般に行われている、めっき前の再結晶のための加
熱は不要であり、この熱処理省略によるコストダウンも
注目に価する。
して一般に行われている、めっき前の再結晶のための加
熱は不要であり、この熱処理省略によるコストダウンも
注目に価する。
一般に溶融亜鉛めっきを施すには亜鉛浴に浸漬した鋼板
を４５０〜５５０℃の範囲の温度で１秒以上保持し、浴
から引・出すがこの後該鋼板をさらに加熱し、とくに６
５０℃以上８５０℃以下の温度に加熱し、その温度で１
秒以上保持して合金化処理を行う。
を４５０〜５５０℃の範囲の温度で１秒以上保持し、浴
から引・出すがこの後該鋼板をさらに加熱し、とくに６
５０℃以上８５０℃以下の温度に加熱し、その温度で１
秒以上保持して合金化処理を行う。
これに対して通常の合金化処理温度は通常５５０〜６０
０℃どまりでありこれによって形成されるめっき層は鉄
濃度が１２ｗｔ％前後のδ、相である。このδ１相は塗
装耐食性、塗膜密着性およびスポット溶接性の面ですぐ
れているが、強い折り曲げ加工やプレス加工によればパ
ウダリングを生じ、折角の特性が生かされないばかりで
なく、プレス加工時にも星目などの欠陥の原因となる。
０℃どまりでありこれによって形成されるめっき層は鉄
濃度が１２ｗｔ％前後のδ、相である。このδ１相は塗
装耐食性、塗膜密着性およびスポット溶接性の面ですぐ
れているが、強い折り曲げ加工やプレス加工によればパ
ウダリングを生じ、折角の特性が生かされないばかりで
なく、プレス加工時にも星目などの欠陥の原因となる。
塗装耐食性、塗膜密着性、スポット溶接性を損うことな
くパウダリングを軽減するためには、特願昭５８−０７
３４９８号や特願昭６０−０１７３７号明細書に開示し
たようにめっき層の鉄濃度を１５〜３５ｗｔ％にするこ
とが有効であって、このためには合金化温度を６５０〜
７８０℃に上昇させる必要がある。
くパウダリングを軽減するためには、特願昭５８−０７
３４９８号や特願昭６０−０１７３７号明細書に開示し
たようにめっき層の鉄濃度を１５〜３５ｗｔ％にするこ
とが有効であって、このためには合金化温度を６５０〜
７８０℃に上昇させる必要がある。
発明者らの詳細な研究によれば、７８０°Ｃよりもさら
に高温で合金化処理を行ってもめっき層の特性は悪化し
ないことが明らかとなった。
に高温で合金化処理を行ってもめっき層の特性は悪化し
ないことが明らかとなった。
従って６５０℃〜８５０℃の範囲の温度に加熱しかつ供
給する高温の合金化処理を経たのちは、５００℃以下ま
で２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するか又はその途中
６００°Ｃを下まわらぬ温度まではより低い冷却速度の
過程を含むような冷却を行い、その後該冷却制御温度よ
り低いが２００℃以上の温度にて５秒間以上の保持又は
コイリングを行うことによる時効処理を行うことがとく
に重要である。
給する高温の合金化処理を経たのちは、５００℃以下ま
で２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するか又はその途中
６００°Ｃを下まわらぬ温度まではより低い冷却速度の
過程を含むような冷却を行い、その後該冷却制御温度よ
り低いが２００℃以上の温度にて５秒間以上の保持又は
コイリングを行うことによる時効処理を行うことがとく
に重要である。
（作 用）
この発明の従うＨＳ、 ＧＡ鋼板を現実のＣＧＬで実施
可能な冷却速度で安価に得るためには、少なくともＣ：
０ 、０２ｗ ｔ％以以上Ｍｎ ： ０．１０ｗｔ％
以上が必要である。また安価にしかも加工性を良好にす
るため、０ 、５ｗ ｔ１以下でＳｉの添加が有効であ
る。しかしながら、Ｃ：０．３０ｗｔ％、またＭｎ：２
．０ｗｔ％そしてＳｉ ： ０．５０ｗｔχの限界をど
れか１種でも越えると加工性、スポット溶接性、塗膜密
着性の悪化を来す。
可能な冷却速度で安価に得るためには、少なくともＣ：
０ 、０２ｗ ｔ％以以上Ｍｎ ： ０．１０ｗｔ％
以上が必要である。また安価にしかも加工性を良好にす
るため、０ 、５ｗ ｔ１以下でＳｉの添加が有効であ
る。しかしながら、Ｃ：０．３０ｗｔ％、またＭｎ：２
．０ｗｔ％そしてＳｉ ： ０．５０ｗｔχの限界をど
れか１種でも越えると加工性、スポット溶接性、塗膜密
着性の悪化を来す。
以上がこの発明の出発材について成分範囲を限定する理
由である。
由である。
次に溶融亜鉛めっきの操業はすでにのべたとおり格別な
制限はないが、引続く合金化処理温度の下限を６５０℃
としてのは、上記のようにめっき層の鉄濃度を１５〜３
５ｗｔ％にする目的と、合金化処理のための加熱時に、
鋼中に存在する固溶Ｃをその後の冷却過程により、フェ
ライト中に過飽和に存在させ、その冷却到達温度以下２
００℃以上で保持するか又はコイリングの際に、上記固
溶Ｃをすべて炭化物として析出させ、自然時効を軽減す
るために必要である。また合金化処理の温度上限を８５
０℃としたのは、８５０℃をこえるとめっき相のＦｅ濃
度が３５％を越え、塗装耐食性が悪化するためである。
制限はないが、引続く合金化処理温度の下限を６５０℃
としてのは、上記のようにめっき層の鉄濃度を１５〜３
５ｗｔ％にする目的と、合金化処理のための加熱時に、
鋼中に存在する固溶Ｃをその後の冷却過程により、フェ
ライト中に過飽和に存在させ、その冷却到達温度以下２
００℃以上で保持するか又はコイリングの際に、上記固
溶Ｃをすべて炭化物として析出させ、自然時効を軽減す
るために必要である。また合金化処理の温度上限を８５
０℃としたのは、８５０℃をこえるとめっき相のＦｅ濃
度が３５％を越え、塗装耐食性が悪化するためである。
ここで表１に示す組成の熱延鋼板を用いて実験室にて溶
融亜鉛めっき、合金化処理実験を行った結果に触れる。
融亜鉛めっき、合金化処理実験を行った結果に触れる。
表Ｉ １１℃％
実験ヒートサイクルは次の通りである。
供試鋼板を４８０℃まで１０℃への加熱速度で昇温し、
４８０℃にて５Ｓ保持する間に溶融亜鉛めっきを行った
後、１０℃／ｓの加熱速度で合金化温度（Ｔ、℃）まで
昇温し、この温度で２０秒保持により合金化処理を行い
、その後冷却終了温度１３℃まで冷却速度Ｖ’Ｃ１５で
冷却するか又は第１段階の冷却終了温度（７ｇ℃）まで
冷却速度υ、”Ｃ／ｓで冷却しさらに第２段階の冷却終
了温度（７３℃）まで冷却速度０２℃／ｓで冷却し、つ
いで冷却終了温度Ｔ３でｔ秒間保持後空冷した（第１図
参照）。
４８０℃にて５Ｓ保持する間に溶融亜鉛めっきを行った
後、１０℃／ｓの加熱速度で合金化温度（Ｔ、℃）まで
昇温し、この温度で２０秒保持により合金化処理を行い
、その後冷却終了温度１３℃まで冷却速度Ｖ’Ｃ１５で
冷却するか又は第１段階の冷却終了温度（７ｇ℃）まで
冷却速度υ、”Ｃ／ｓで冷却しさらに第２段階の冷却終
了温度（７３℃）まで冷却速度０２℃／ｓで冷却し、つ
いで冷却終了温度Ｔ３でｔ秒間保持後空冷した（第１図
参照）。
ここで、Ｔ＋＋Ｔｚ４３＋υ＋’ｌ＋’２＋ｔを様々に
変化させ引張特性のチェックを行った。
変化させ引張特性のチェックを行った。
この結果を表２（１）〜（３１（１段冷却）１表３（２
段冷却）に示す。
段冷却）に示す。
表２における冷却過程は合金化温度（Ｔｌ’Ｃ）から上
記した冷却終了温度（’ｒｉ”ｃ）まで一定速度で冷却
し、この冷却速度をυ’Ｃ／ｓで示ししたがって上記し
た第１段階冷却終了温度Ｔ２は存在しない。
記した冷却終了温度（’ｒｉ”ｃ）まで一定速度で冷却
し、この冷却速度をυ’Ｃ／ｓで示ししたがって上記し
た第１段階冷却終了温度Ｔ２は存在しない。
材質試験値として、ＴＳ、 Ｅ Ｊの他に、自然時効を
表わす因子として、ＡＩ（エージング、インデックス）
を採用した。＾、■値は引張試験において７．５χの歪
を与えた時の強度をＳｏ （Ｋｇｆ／ｍｍ”）とし、７
．５χの歪を与えた後１００℃で３０分間加熱した後、
再び引張試験を行い、その時の下降状点をＳ（ｋｇｆ／
ｍｍ”）とすれば次の（１１式 ％式％（１） で与えられる。＾、■値は、固溶Ｃにピンニングされて
いた転位が引張応力により固溶Ｃからはずれ自由転位と
なるが、加熱されることにより、再び固溶Ｃにピンニン
グされることにより降伏点の上昇につながることから生
じる。一般的にＡ、Ｉ≦３Ｋｇｆ／ｍｍｚを満足すれば
、実用上加工時、ストレッチャーストレインなどの欠陥
は発生しないものとされている。
表わす因子として、ＡＩ（エージング、インデックス）
を採用した。＾、■値は引張試験において７．５χの歪
を与えた時の強度をＳｏ （Ｋｇｆ／ｍｍ”）とし、７
．５χの歪を与えた後１００℃で３０分間加熱した後、
再び引張試験を行い、その時の下降状点をＳ（ｋｇｆ／
ｍｍ”）とすれば次の（１１式 ％式％（１） で与えられる。＾、■値は、固溶Ｃにピンニングされて
いた転位が引張応力により固溶Ｃからはずれ自由転位と
なるが、加熱されることにより、再び固溶Ｃにピンニン
グされることにより降伏点の上昇につながることから生
じる。一般的にＡ、Ｉ≦３Ｋｇｆ／ｍｍｚを満足すれば
、実用上加工時、ストレッチャーストレインなどの欠陥
は発生しないものとされている。
表２および表３よりＴＳ３５ｋｇｆ／ｍｍ”以上を有す
る鋼はサンプル魚２〜４であることが分る。また、上記
したＡ、Ｉ≦３Ｋｇｆ／ｍｍｚを満足する鋼は、表２よ
りＴＩ＞６５０℃、υ≧２０℃／ｓ＋ｒｚ≦５００℃で
かつｔ≧５３かあるいは、表３よりＴ、＞６５０℃、υ
１≦２０℃／ｓ。
る鋼はサンプル魚２〜４であることが分る。また、上記
したＡ、Ｉ≦３Ｋｇｆ／ｍｍｚを満足する鋼は、表２よ
りＴＩ＞６５０℃、υ≧２０℃／ｓ＋ｒｚ≦５００℃で
かつｔ≧５３かあるいは、表３よりＴ、＞６５０℃、υ
１≦２０℃／ｓ。
Ｔｔ≧６００℃、υ２≧２０℃八＋７３≦へ００℃でか
つｔ≧５３のものであることが分る。この現象は一般に
オーステナイト中の固溶Ｃ量も含めて、固溶Ｃ量は温度
が高い程上昇するが、５００℃以下への冷却により、フ
ェライト中に十分に過飽和固溶Ｃを存在させるためには
冷却前に６５０℃以上の温度が必要であるということで
ある。
つｔ≧５３のものであることが分る。この現象は一般に
オーステナイト中の固溶Ｃ量も含めて、固溶Ｃ量は温度
が高い程上昇するが、５００℃以下への冷却により、フ
ェライト中に十分に過飽和固溶Ｃを存在させるためには
冷却前に６５０℃以上の温度が必要であるということで
ある。
その後の５００℃以下の冷却到達温度での保持により、
セメンタイトの析出が急速に起り、最終的に固溶Ｃ量は
激減する。Ｔ、が６５θ℃より低い場合、冷却後の固溶
炭素の過飽和度が低いため、セメンタイトとして析出す
る駆動力が小さく最終的には完全に析出せず、固溶Ｃの
まま多量に残りＡ、Ｉ上昇の原因となる。
セメンタイトの析出が急速に起り、最終的に固溶Ｃ量は
激減する。Ｔ、が６５θ℃より低い場合、冷却後の固溶
炭素の過飽和度が低いため、セメンタイトとして析出す
る駆動力が小さく最終的には完全に析出せず、固溶Ｃの
まま多量に残りＡ、Ｉ上昇の原因となる。
表２と表３を比較した場合、２段階冷却過程である表３
の鋼の方がＡ、Ｉの低いことがわかる。
の鋼の方がＡ、Ｉの低いことがわかる。
これは、２段階冷却過程の第１段階の２０℃／ｓ以下の
冷却過程でフェライト中の固溶Ｃがオーステナイト中に
拡散し第２段階冷却後フェライトの粒界にセメンタイト
としてほぼ完全に析出するためである。
冷却過程でフェライト中の固溶Ｃがオーステナイト中に
拡散し第２段階冷却後フェライトの粒界にセメンタイト
としてほぼ完全に析出するためである。
以上のような結果により、合金化処理後の冷却過程を以
下のように制御しなければならない。
下のように制御しなければならない。
１、合金化処理後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で５００
℃以下に冷却し、この冷却到達温度よりは低いが２００
℃以上の温度にて５秒以上保持する。
℃以下に冷却し、この冷却到達温度よりは低いが２００
℃以上の温度にて５秒以上保持する。
２、合金化処理後、２０℃／ｓ未満の冷却速度で６００
℃を下まわらぬ温度まで冷却しさらに２０℃／ｓ以上の
冷却速度で５００℃以下に冷却し、この冷却到達温度よ
りは低いが２００℃以上の温度以上保持する。
℃を下まわらぬ温度まで冷却しさらに２０℃／ｓ以上の
冷却速度で５００℃以下に冷却し、この冷却到達温度よ
りは低いが２００℃以上の温度以上保持する。
なお、５００℃以下に冷却した後の５秒以上にわたる保
持を行うかわりにコイリングをしても上記したと同様な
挙動がもたらされるのでこのコイリングは、冷却制御後
の時効処理としての保持と均等である。
持を行うかわりにコイリングをしても上記したと同様な
挙動がもたらされるのでこのコイリングは、冷却制御後
の時効処理としての保持と均等である。
この時効処理温度は、２００℃未満のとき、セメンタイ
トとして析出をさせようとするα相中の固溶Ｃの拡散が
不十分なため、Ａ、Ｉが高くなり、また冷却到達温度が
その最高温度である５００℃より高いと、α相中に固溶
する平衡Ｃ量が高く充分に固溶Ｃを下げ得ないのでＡ、
Ｉが劣化する。
トとして析出をさせようとするα相中の固溶Ｃの拡散が
不十分なため、Ａ、Ｉが高くなり、また冷却到達温度が
その最高温度である５００℃より高いと、α相中に固溶
する平衡Ｃ量が高く充分に固溶Ｃを下げ得ないのでＡ、
Ｉが劣化する。
（実施例）
実施例に用いた鋼スラブの化学組成を表４に示す。
表４ ｗｔ％
鋼スラブは転炉で溶製し、連続鋳造、熱間圧延を経て板
厚３．０ｍｍに仕上げた。
厚３．０ｍｍに仕上げた。
さらにこの熱延板の一部を板厚０．９５ｍｍに冷間圧延
した。これら熱延板、および冷延板を様々なＣＧＬヒー
トサイクルでめっきとその合金化処理を施し、引張特性
、めっき密着性を調査した。
した。これら熱延板、および冷延板を様々なＣＧＬヒー
トサイクルでめっきとその合金化処理を施し、引張特性
、めっき密着性を調査した。
実施例に用いたヒートサイクルは次のとおりである。
すなわち、ＣＧＬにおいて４８０°Ｃのめっき浴温度ま
で１５℃／ｓで加熱後、５秒保持により溶融亜鉛めっき
を施した後、種々な合金化温度まで昇温し、該温度で１
０秒保持後３０℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで冷却直
ちにコイリングした。
で１５℃／ｓで加熱後、５秒保持により溶融亜鉛めっき
を施した後、種々な合金化温度まで昇温し、該温度で１
０秒保持後３０℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで冷却直
ちにコイリングした。
第２図にこれらの鋼のＡ、１を示す。図中白丸および白
画角にあたる発明鋼はＡ、■≦３．０Ｋｇｆ／ｍｍ２を
満足している。
画角にあたる発明鋼はＡ、■≦３．０Ｋｇｆ／ｍｍ２を
満足している。
次にめっき密着性および耐パウダリング性試験結果を表
６に示す。
６に示す。
ここでめっき密着性の判定は半調理１２．７ｍｍφ、重
さ１２．２ｋｇの重錘を、高さ５００ｍｍから落下させ
ダイス（２１ｍｍφ）側の面のはく離状況を９０％以上
はく離なしを○印、５０％以上はく離なしを△、それ以
外を×として判定した。
さ１２．２ｋｇの重錘を、高さ５００ｍｍから落下させ
ダイス（２１ｍｍφ）側の面のはく離状況を９０％以上
はく離なしを○印、５０％以上はく離なしを△、それ以
外を×として判定した。
また耐パウダリング性評価方法としては試験面を内側と
して９０″曲げを行い、これにセロテープをはりつけは
がしてテープ上に付着しためっきはく離粉の量を下記の
基準で作成した限度見本と比較評価した。
して９０″曲げを行い、これにセロテープをはりつけは
がしてテープ上に付着しためっきはく離粉の量を下記の
基準で作成した限度見本と比較評価した。
５、はく離粉の付着なし
４、はく離粉の付着微量
３、はく離粉の付着少量
２、はく離粉の付着多量
１、はく離粉の付着極めて多量
表６より、めっき密着性、耐パウダリング性とも合金化
処理を施していない場合または合金化温度が低い場合に
掻めて劣ることが分る。
処理を施していない場合または合金化温度が低い場合に
掻めて劣ることが分る。
（発明の効果）
この発明により、ＴＳが３５Ｋｇｆ／ｍｍ”以上、Ａ、
Ｉ≦３．０Ｋｇｆ／ｍｍ”を確保し、しかもめっき密着
性および耐パウダリング性とも良好なＨＳ、 ＧＡ鋼板
を安定に製造し得る。
Ｉ≦３．０Ｋｇｆ／ｍｍ”を確保し、しかもめっき密着
性および耐パウダリング性とも良好なＨＳ、 ＧＡ鋼板
を安定に製造し得る。
第１図はヒートサイクル線図、
第２図は実施例のＡＩ−Ｔ相関グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０２〜０．３０ｗｔ％ Ｓｉ：０．５０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１０〜２．０ｗｔ％ を含み、残余鉄及び不可避不純物からなる組成の鋼板に
、溶融亜鉛めっきを施したのち、６５０〜８５０℃の温
度に加熱し、その温度で１秒間以上保持すること、 引続き５００℃以下まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却すること、 その後２００℃以上の温度にて５秒間以上の保持を行う
か又は該温度にてコイリングを行うこと の結合を特徴とする、高張力合金化溶融亜鉛めっき綱板
の製造方法。 ２、Ｃ：０．０２〜０．３０ｗｔ％ Ｓｉ：０．５０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１０〜２．０ｗｔ％ を含み、残余鉄及び不可避不純物からなる組成の鋼板に
、溶融亜鉛めっきを施したのち、６５０〜８５０℃の温
度に加熱し、その温度で１秒間以上保持すること、 引続き６００℃を下まわらぬ温度に至るまでは２０℃／
ｓ未満の冷却速度、ついで５００℃以下まで２０℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却すること、その後２００℃以上の
温度にて５秒間以上の保持を行うか又は該温度にてコイ
リングを行うこと の結合を特徴とする、高張力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 |
|---|---|---|---|
| JP60142430A JPH0627315B2 (ja) | 1985-07-01 | 1985-07-01 | 高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60142430A JPH0627315B2 (ja) | 1985-07-01 | 1985-07-01 | 高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS624860A true JPS624860A (ja) | 1987-01-10 |
| JPH0627315B2 JPH0627315B2 (ja) | 1994-04-13 |
Family
ID=15315135
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60142430A Expired - Lifetime JPH0627315B2 (ja) | 1985-07-01 | 1985-07-01 | 高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0627315B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5074924A (en) * | 1989-06-21 | 1991-12-24 | Nippon Steel Corporation | Process for producing galvanized, non-aging cold rolled steel sheets having good formability in a continuous galvanizing line |
| JP2011508824A (ja) * | 2007-12-20 | 2011-03-17 | フェストアルピネ シュタール ゲーエムベーハー | スチールのコーティングされ硬化されたコンポーネントを製造する方法と、この方法のためのコーティングされ硬化されたスチール・ストリップ |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55122820A (en) * | 1979-03-13 | 1980-09-20 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with superior workability |
-
1985
- 1985-07-01 JP JP60142430A patent/JPH0627315B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55122820A (en) * | 1979-03-13 | 1980-09-20 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with superior workability |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5074924A (en) * | 1989-06-21 | 1991-12-24 | Nippon Steel Corporation | Process for producing galvanized, non-aging cold rolled steel sheets having good formability in a continuous galvanizing line |
| JP2011508824A (ja) * | 2007-12-20 | 2011-03-17 | フェストアルピネ シュタール ゲーエムベーハー | スチールのコーティングされ硬化されたコンポーネントを製造する方法と、この方法のためのコーティングされ硬化されたスチール・ストリップ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0627315B2 (ja) | 1994-04-13 |
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