JPH0426744A - 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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- JPH0426744A JPH0426744A JP13032690A JP13032690A JPH0426744A JP H0426744 A JPH0426744 A JP H0426744A JP 13032690 A JP13032690 A JP 13032690A JP 13032690 A JP13032690 A JP 13032690A JP H0426744 A JPH0426744 A JP H0426744A
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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）
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。
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Ａ工変態点以上、Ａ３変態点以下の温度に加
熱し、４．５０℃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５６−１／＋２８２
１ 、特開昭５７−５７８２７ 、特開昭５７−５７８
２８号公匍その後保定処理などせずに冷却する。
ンで鋼板をＡ工変態点以上、Ａ３変態点以下の温度に加
熱し、４．５０℃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５６−１／＋２８２
１ 、特開昭５７−５７８２７ 、特開昭５７−５７８
２８号公匍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。
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： ０．０６〜０．４
５％、Ｍｎ ： ０．５−２．５％、Ｓｉ：２．５％以
下、Ｐ：０．１％以下、ｓｏＱ Ａ Ｑ ： 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４、５０℃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。
５％、Ｍｎ ： ０．５−２．５％、Ｓｉ：２．５％以
下、Ｐ：０．１％以下、ｓｏＱ Ａ Ｑ ： 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４、５０℃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、本発明の詳細な説明する。
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。
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。
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、」二限を２．５％としたのは加工性が劣化するた
めである。
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、」二限を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」ニ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ツキあるいは表面
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」ニ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ツキあるいは表面
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。
ると加工性が劣化するので、上限を０．１％とした。
また、ＡＱは脱酸元素として添加が必要であるが、５ｏ
ＱＡＱ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０６２％とした。
ＱＡＱ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０６２％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、Ｔｊ ： ０．１％以下、 Ｎ
ｂ：Ｏ，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。
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、Ｔｊ ： ０．１％以下、 Ｎ
ｂ：Ｏ，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Ａｒ、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Ａｃｍ温度＋２０
℃以上、Ａ ｃ ３温度−２０°Ｃ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、Ａ ｃ ３温度−２０°Ｃ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。
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。
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、６
００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（Ｔｒａｎｓ
ｆｏｒｎ＋ａｔｉｏｎｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃ
ｉｔｙ）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。
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、６
００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（Ｔｒａｎｓ
ｆｏｒｎ＋ａｔｉｏｎｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃ
ｉｔｙ）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。
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−りは本発明鋼
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ツキ
あるいは表面研削を行なった。
においてめっき処理を行なった。鋼種Ａ−りは本発明鋼
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ツキ
あるいは表面研削を行なった。
材料１．１．１３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。
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。
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
ＴＳＸＥＱが２４００ （ｋｇ／ｍｍＸ％）以上を示し
、加工用高張力鋼として優れた特性を示す。
．１３，１４．１５ は強度−延性バランス指標である
ＴＳＸＥＱが２４００ （ｋｇ／ｍｍＸ％）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℃
までの平均冷速か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。
までの平均冷速か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。
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。
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。
材料成分が本発明の範囲を満足していない材料１６．１
７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
。
７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。
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。
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０６〜０．４５％、Ｍｎ：０．５〜２．
５％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、ｓｏｌ
Ａｌ：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
Ａｃ＿１温度＋２０℃以上、Ａｃ＿３温度−２０℃に１
０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。 - （２）Ｃ：０．０６〜０．４５％、Ｍｎ：０．５〜２．
５％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、ｓｏｌ
Ａｌ：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
Ａｃ＿１温度＋２０℃以上、Ａｃ＿３温度−２０℃に１
０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４５
０℃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 true JPH0426744A (ja) | 1992-01-29 |
| JP2787366B2 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) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6306527B1 (en) | 1999-11-19 | 2001-10-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hot-dip galvanized steel sheet and process for production thereof |
| US6312536B1 (en) | 1999-05-28 | 2001-11-06 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hot-dip galvanized steel sheet and production thereof |
| US6811624B2 (en) | 2002-11-26 | 2004-11-02 | United States Steel Corporation | Method for production of dual phase sheet steel |
| US7311789B2 (en) | 2002-11-26 | 2007-12-25 | United States Steel Corporation | Dual phase steel strip suitable for galvanizing |
| WO2010098416A1 (ja) | 2009-02-25 | 2010-09-02 | 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 |
| WO2011090184A1 (ja) | 2010-01-22 | 2011-07-28 | 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 |
| WO2012165661A1 (ja) | 2011-06-01 | 2012-12-06 | 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 |
| CN102828127A (zh) * | 2011-06-14 | 2012-12-19 | 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 |
| US10337094B2 (en) | 2011-08-05 | 2019-07-02 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor |
-
1990
- 1990-05-22 JP JP13032690A patent/JP2787366B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
| 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 |
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| US7311789B2 (en) | 2002-11-26 | 2007-12-25 | United States Steel Corporation | Dual phase steel strip suitable for galvanizing |
| WO2010098416A1 (ja) | 2009-02-25 | 2010-09-02 | 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 |
| US8784578B2 (en) | 2009-02-25 | 2014-07-22 | Jfe Steel Corporation | High strength galvanized steel sheet with excellent workability and method for manufacturing the same |
| WO2011090184A1 (ja) | 2010-01-22 | 2011-07-28 | 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 |
| WO2012165661A1 (ja) | 2011-06-01 | 2012-12-06 | 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 |
| US9340859B2 (en) | 2011-06-01 | 2016-05-17 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high strength galvanized steel sheet having excellent stability of mechanical properties, formability, and coating appearance |
| CN102828127A (zh) * | 2011-06-14 | 2012-12-19 | 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 |
| US10337094B2 (en) | 2011-08-05 | 2019-07-02 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2787366B2 (ja) | 1998-08-13 |
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