JPH05117834A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH05117834A JPH05117834A JP30675691A JP30675691A JPH05117834A JP H05117834 A JPH05117834 A JP H05117834A JP 30675691 A JP30675691 A JP 30675691A JP 30675691 A JP30675691 A JP 30675691A JP H05117834 A JPH05117834 A JP H05117834A
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 加工性、特に伸びフランジ性の優れた高強度
溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造する。 【構成】 Ｃ:０.００１〜０.３０％、Ｓi:２.００％以
下、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:０.０
１％以下、Ａl:０.００５〜０.１０％及びＮb:０.０１
〜０.２０％を含有し、残部がＦe及び不可避的不純物の
鋼を熱間圧延し、６００〜２５０℃の温度で巻取って熱
延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍
合金化溶融亜鉛めっきラインにおいて、均熱最高温度Ｔ
(℃)、合金化加熱後の冷却速度ＣＲ(℃／sec)を鋼成分
係数(Ｋ)に応じて、Ｋ＜０.３４％のとき：Ｔ≦８００
℃、Ｋ≧０.３４％のとき：Ｔ≦８００℃、かつ、２８
２.５×[logＣＲ]＋Ｔ≦１１００℃（但し、Ｋ＝Ｃ＋
(１／５)(Ｍn＋Ｓi)＋(１／４)Ｃr）を満たす条件で加
熱冷却する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法。
溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造する。 【構成】 Ｃ:０.００１〜０.３０％、Ｓi:２.００％以
下、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:０.０
１％以下、Ａl:０.００５〜０.１０％及びＮb:０.０１
〜０.２０％を含有し、残部がＦe及び不可避的不純物の
鋼を熱間圧延し、６００〜２５０℃の温度で巻取って熱
延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍
合金化溶融亜鉛めっきラインにおいて、均熱最高温度Ｔ
(℃)、合金化加熱後の冷却速度ＣＲ(℃／sec)を鋼成分
係数(Ｋ)に応じて、Ｋ＜０.３４％のとき：Ｔ≦８００
℃、Ｋ≧０.３４％のとき：Ｔ≦８００℃、かつ、２８
２.５×[logＣＲ]＋Ｔ≦１１００℃（但し、Ｋ＝Ｃ＋
(１／５)(Ｍn＋Ｓi)＋(１／４)Ｃr）を満たす条件で加
熱冷却する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、引張強度４５キロ以上
の高強度熱延鋼板を原板として、冷間圧延することなし
に、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて、強度が殆
ど低下することなく、熱延原板と同等又は同等以上の優
れた加工性、特に伸びフランジ性の優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板を製造する方法に関するものである。
の高強度熱延鋼板を原板として、冷間圧延することなし
に、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて、強度が殆
ど低下することなく、熱延原板と同等又は同等以上の優
れた加工性、特に伸びフランジ性の優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車等の補強部材や足回り部材
の軽量化及び防錆性能の向上という観点から、強加工と
高強度を有する熱延原板溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが
強くなっている。
の軽量化及び防錆性能の向上という観点から、強加工と
高強度を有する熱延原板溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが
強くなっている。
【０００３】溶融亜鉛めっき鋼板は冷延鋼板が主体であ
り、熱延鋼板を用いる場合でも、溶融亜鉛めっき鋼板は
軟鋼板が主体となっており(特開昭６３−１７９０２４
号、特開昭６０−２０４８２７号)、高強度熱間圧延鋼
板の溶融亜鉛めっき化は未だ殆ど実用化されていない。
り、熱延鋼板を用いる場合でも、溶融亜鉛めっき鋼板は
軟鋼板が主体となっており(特開昭６３−１７９０２４
号、特開昭６０−２０４８２７号)、高強度熱間圧延鋼
板の溶融亜鉛めっき化は未だ殆ど実用化されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】一方、最近になって、
高強度熱間圧延鋼板をめっき化する動きにあり、特開平
３−４４４２３号(加工性に優れた亜鉛めっき熱延鋼板
の製造方法)が提案されている。しかし、この方法はめ
っき前の均熱温度のみを規定しているものであり、この
規定のみでは、ＴＳ５０キロ以上の高強度熱間圧延鋼板
の場合には必ずしも十分な加工性、特に伸びフランジ性
(λ値)が得られない。
高強度熱間圧延鋼板をめっき化する動きにあり、特開平
３−４４４２３号(加工性に優れた亜鉛めっき熱延鋼板
の製造方法)が提案されている。しかし、この方法はめ
っき前の均熱温度のみを規定しているものであり、この
規定のみでは、ＴＳ５０キロ以上の高強度熱間圧延鋼板
の場合には必ずしも十分な加工性、特に伸びフランジ性
(λ値)が得られない。
【０００５】局部延性の優れた高強度熱延鋼板について
は、熱延まま材では、変態組織強化タイプのフェライト
・ベイナイト組織鋼が既に開発されている(特願昭５９
−２５２２４２号、特願昭６０−２９８５４２号)。し
かし、このような変態組織強化材を溶融亜鉛めっきする
と、めっき化による熱履歴を被るため、局部延性の低下
が著しくなり、加工に不安があるため、前述のめっき化
には踏み切れない状況にある。
は、熱延まま材では、変態組織強化タイプのフェライト
・ベイナイト組織鋼が既に開発されている(特願昭５９
−２５２２４２号、特願昭６０−２９８５４２号)。し
かし、このような変態組織強化材を溶融亜鉛めっきする
と、めっき化による熱履歴を被るため、局部延性の低下
が著しくなり、加工に不安があるため、前述のめっき化
には踏み切れない状況にある。
【０００６】本発明は、上記従来技術の問題点を解決
し、局部延性の優れた変態組織強化タイプの熱延まま高
強度熱延鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施しても、加
工性、特に伸びフランジ性の優れた高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板を安定して製造し得る方法を提供することを目的
とするものである。
し、局部延性の優れた変態組織強化タイプの熱延まま高
強度熱延鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施しても、加
工性、特に伸びフランジ性の優れた高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板を安定して製造し得る方法を提供することを目的
とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、前記課題を
解決するために鋭意研究を重ねた結果、局部延性の優れ
た変態組織強化タイプの熱延まま高強度熱延鋼板に対し
て、最適なめっき化熱履歴を施すことにより、組織、炭
化物形状、固溶Ｃを適切に制御し、伸びフランジ性の優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを
見い出し、ここに本発明を完成したものである。
解決するために鋭意研究を重ねた結果、局部延性の優れ
た変態組織強化タイプの熱延まま高強度熱延鋼板に対し
て、最適なめっき化熱履歴を施すことにより、組織、炭
化物形状、固溶Ｃを適切に制御し、伸びフランジ性の優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを
見い出し、ここに本発明を完成したものである。
【０００８】すなわち、本発明は、Ｃ:０.００１〜０.
３０％、Ｓi:２.００％以下、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ:
０.１０％以下、Ｓ:０.０１％以下、Ａl:０.００５〜
０.１０％及びＮb:０.０１〜０.２０％を含有し、必要
に応じて更にＣr:１.０％以下、Ｖ:０.５％以下、Ｔi:
０.５％以下、Ｃu:０.５％以下、Ｎi:０.５％以下及び
Ｃa:０.０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有
し、残部がＦe及び不可避的不純物よりなる組成を有す
る鋼を熱間圧延し、６００〜２５０℃の温度で巻取って
熱延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼
鈍合金化溶融亜鉛めっきラインにおいて、均熱最高温度
Ｔ(℃)、合金化加熱後の冷却速度ＣＲ(℃／sec)を鋼成
分係数(Ｋ)に応じて、 Ｋ＜０.３４％のとき： Ｔ≦８００℃ Ｋ≧０.３４％のとき： Ｔ≦８００℃、かつ、 ２８２.５×[logＣＲ]＋Ｔ≦１１００℃ 但し、Ｋ＝Ｃ＋(１／５)(Ｍn＋Ｓi)＋(１／４)Ｃr を満たす条件で加熱冷却することを特徴とする伸びフラ
ンジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法を要旨とするものである。
３０％、Ｓi:２.００％以下、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ:
０.１０％以下、Ｓ:０.０１％以下、Ａl:０.００５〜
０.１０％及びＮb:０.０１〜０.２０％を含有し、必要
に応じて更にＣr:１.０％以下、Ｖ:０.５％以下、Ｔi:
０.５％以下、Ｃu:０.５％以下、Ｎi:０.５％以下及び
Ｃa:０.０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有
し、残部がＦe及び不可避的不純物よりなる組成を有す
る鋼を熱間圧延し、６００〜２５０℃の温度で巻取って
熱延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼
鈍合金化溶融亜鉛めっきラインにおいて、均熱最高温度
Ｔ(℃)、合金化加熱後の冷却速度ＣＲ(℃／sec)を鋼成
分係数(Ｋ)に応じて、 Ｋ＜０.３４％のとき： Ｔ≦８００℃ Ｋ≧０.３４％のとき： Ｔ≦８００℃、かつ、 ２８２.５×[logＣＲ]＋Ｔ≦１１００℃ 但し、Ｋ＝Ｃ＋(１／５)(Ｍn＋Ｓi)＋(１／４)Ｃr を満たす条件で加熱冷却することを特徴とする伸びフラ
ンジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法を要旨とするものである。
【０００９】以下に本発明を更に詳述する。
【００１０】
【００１１】まず、本発明における化学成分の限定理由
を示す。
を示す。
【００１２】Ｃ：Ｃ成分は鋼の強度を向上する作用を有
しているが、その含有量が０.００１％未満では所望の
強度を確保することができず、一方、０.３０％を超え
ると溶接性の劣化を招くことから、Ｃ含有量は０.００
１〜０.３０％の範囲とする。
しているが、その含有量が０.００１％未満では所望の
強度を確保することができず、一方、０.３０％を超え
ると溶接性の劣化を招くことから、Ｃ含有量は０.００
１〜０.３０％の範囲とする。
【００１３】Ｓi：Ｓiは固溶体硬化を通じ、微量添加で
あっても鋼の強度上昇と延性の向上に有効な働きをする
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ことから、Ｓi含有量は２.０％以下
とする。なお、特に鋼板表面のスケール性に厳しい要求
がなされる場合には、０.０７％以下にすることが好ま
しい。
あっても鋼の強度上昇と延性の向上に有効な働きをする
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ことから、Ｓi含有量は２.０％以下
とする。なお、特に鋼板表面のスケール性に厳しい要求
がなされる場合には、０.０７％以下にすることが好ま
しい。
【００１４】Ｍn：Ｍnは固溶体強化、変態強化、細粒化
強化により鋼の強度と靭性の両方を向上させる作用があ
る。しかし、その含有量が０.２０％未満では所望の効
果が得られず、一方、２.０％を超えて含有させると溶
接性が劣化することから、Ｍn含有量は０.２０〜２.０
％の範囲とする。
強化により鋼の強度と靭性の両方を向上させる作用があ
る。しかし、その含有量が０.２０％未満では所望の効
果が得られず、一方、２.０％を超えて含有させると溶
接性が劣化することから、Ｍn含有量は０.２０〜２.０
％の範囲とする。
【００１５】Ｐ：Ｐは鋼の延性に対して好ましくない元
素であり、可能な限り少ない方がよい。本発明において
は、熱延の低温巻取りにおいてＰの悪影響を軽減するこ
と及び経済性を考慮して、上限を０.１０％とする。好
ましくは０.０２０％以下である。
素であり、可能な限り少ない方がよい。本発明において
は、熱延の低温巻取りにおいてＰの悪影響を軽減するこ
と及び経済性を考慮して、上限を０.１０％とする。好
ましくは０.０２０％以下である。
【００１６】Ｓ：ＳはＭnと結合してＡ系介在物を生
じ、延性の低下や耐縦割れ性の劣化を招くので、可及的
に少ない方がよい。経済性を考慮して上限を０.０１０
％とする。好ましくは０.００５％以下である。
じ、延性の低下や耐縦割れ性の劣化を招くので、可及的
に少ない方がよい。経済性を考慮して上限を０.０１０
％とする。好ましくは０.００５％以下である。
【００１７】Ａl：Ａlは鋼の脱酸のために必要な元素で
あり、充分な脱酸効果を確保するためには０.００５％
以上含有させる必要がある。一方、０.１０％を超える
とその効果が飽和すると共に、クラスター状の介在物が
多くなり、加工性が劣化するので、上限を０.１０％と
する。
あり、充分な脱酸効果を確保するためには０.００５％
以上含有させる必要がある。一方、０.１０％を超える
とその効果が飽和すると共に、クラスター状の介在物が
多くなり、加工性が劣化するので、上限を０.１０％と
する。
【００１８】Ｎb：Ｎbは微量添加で大幅な強度上昇と優
れた低温靭性を付与する好ましい元素である。また、比
較的複雑な冷却パターンをとらなくても局部延性の改善
に有効なベイナイトなどの低温生成相を生じ易くする効
果がある。下限はかゝる効果が大いに期待できる量とし
て０.０１％とし、一方、０.２０％を超えて含有させる
と溶接性が劣化するので、上限を０.２０％とする。
れた低温靭性を付与する好ましい元素である。また、比
較的複雑な冷却パターンをとらなくても局部延性の改善
に有効なベイナイトなどの低温生成相を生じ易くする効
果がある。下限はかゝる効果が大いに期待できる量とし
て０.０１％とし、一方、０.２０％を超えて含有させる
と溶接性が劣化するので、上限を０.２０％とする。
【００１９】更に、本発明においては、必要に応じて、
熱延鋼板の機械的性質の改善、特に強度の向上と延性、
靭性の強化を図るため、以下の元素の１種又は２種以上
を適量で添加してもよい。
熱延鋼板の機械的性質の改善、特に強度の向上と延性、
靭性の強化を図るため、以下の元素の１種又は２種以上
を適量で添加してもよい。
【００２０】Ｃr、Ｖ、Ｔi、Ｃu、Ｎi：これらの成分は
鋼の強靭化に有効な元素である。しかし、経済性を考慮
して、Ｃrの上限を１.０％、他の元素の上限をそれぞれ
０.５％とする。
鋼の強靭化に有効な元素である。しかし、経済性を考慮
して、Ｃrの上限を１.０％、他の元素の上限をそれぞれ
０.５％とする。
【００２１】Ｃa：Ｃaは、介在物の形態制御により、低
温靭性、延性の向上に好ましいが、多すぎると鋼中の介
在物量が増加して延性の劣化が生じるので、上限を０.
０１％とする。
温靭性、延性の向上に好ましいが、多すぎると鋼中の介
在物量が増加して延性の劣化が生じるので、上限を０.
０１％とする。
【００２２】上記成分組成の鋼については、常法により
鋳造、熱間圧延を行い、酸洗後、冷間圧延することな
く、連続焼鈍合金化溶融亜鉛めっきラインにてめっきを
行うが、本発明においては、以下の条件を規制する必要
がある。
鋳造、熱間圧延を行い、酸洗後、冷間圧延することな
く、連続焼鈍合金化溶融亜鉛めっきラインにてめっきを
行うが、本発明においては、以下の条件を規制する必要
がある。
【００２３】熱延鋼板の巻取温度：本発明において熱延
後２５０〜６００℃で巻き取る理由は、極めて局部延性
に優れた(穴拡げ率の高い)材質を熱延原板で得るためで
ある。巻取温度が６００℃以上では局部延性に優れたフ
ェライト−ベイナイト組織が得られず、また２５０℃以
下では第二相がマルテンサイトなど硬質の低温変態生成
相となり、局部延性が極めて劣化する。なお、冷却速度
は前記巻取温度が確保できる通常の熱延実操業範囲内で
よい。
後２５０〜６００℃で巻き取る理由は、極めて局部延性
に優れた(穴拡げ率の高い)材質を熱延原板で得るためで
ある。巻取温度が６００℃以上では局部延性に優れたフ
ェライト−ベイナイト組織が得られず、また２５０℃以
下では第二相がマルテンサイトなど硬質の低温変態生成
相となり、局部延性が極めて劣化する。なお、冷却速度
は前記巻取温度が確保できる通常の熱延実操業範囲内で
よい。
【００２４】連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおける熱
履歴条件：図１は
履歴条件：図１は
【表１】 に示す化学成分の熱延原板を用いて、合金化加熱後の冷
却速度(ＣＲ)一定(７℃／s)のもとで均熱最高温度(Ｔ)
が、めっき後の強度(ＴＳ)、穴拡げ率(λ値)に及ぼす影
響を示している。なお、熱延鋼板は５００℃で巻取り、
酸洗後冷間圧延することなく合金化加熱した。また、鋼
成分係数(Ｋ)を、Ｋ(％)＝Ｃ＋(１／５)(Ｓi＋Ｍn)＋
(１／４)Ｃrと定義する。λ値(穴拡げ率)は、λ＝{(割
れ時の穴径−初期穴径)／(初期穴径)}×１００(％)であ
る。
却速度(ＣＲ)一定(７℃／s)のもとで均熱最高温度(Ｔ)
が、めっき後の強度(ＴＳ)、穴拡げ率(λ値)に及ぼす影
響を示している。なお、熱延鋼板は５００℃で巻取り、
酸洗後冷間圧延することなく合金化加熱した。また、鋼
成分係数(Ｋ)を、Ｋ(％)＝Ｃ＋(１／５)(Ｓi＋Ｍn)＋
(１／４)Ｃrと定義する。λ値(穴拡げ率)は、λ＝{(割
れ時の穴径−初期穴径)／(初期穴径)}×１００(％)であ
る。
【００２５】図１において、比較的高成分係数の鋼Ｂ
(Ｋ＝０.４３％)では、均熱最高温度７００℃前後でλ
値が最も低くなり、また８００℃以上では組織が崩れて
強度が大幅に低下している。セメンタイトが球状化する
６００℃前後の均熱最高温度で機械的特性は最も良好と
なる。しかし、λ値は、均熱最高温度だけで定まるので
はなく、均熱最高温度が高くなるほど冷却速度(ＣＲ)の
影響が大きい。
(Ｋ＝０.４３％)では、均熱最高温度７００℃前後でλ
値が最も低くなり、また８００℃以上では組織が崩れて
強度が大幅に低下している。セメンタイトが球状化する
６００℃前後の均熱最高温度で機械的特性は最も良好と
なる。しかし、λ値は、均熱最高温度だけで定まるので
はなく、均熱最高温度が高くなるほど冷却速度(ＣＲ)の
影響が大きい。
【００２６】一方、低成分係数の鋼Ａ(Ｋ＝０.３１％)
については、ＣＲ＝７℃／sのもとでの均熱温度依存性
については、鋼Ｂ(Ｋ＝０.４３％)とほぼ同様、均熱最
高温度が８００℃以上では組織が崩れて強度が大幅に低
下しているが、λ値については、均熱最高温度７００℃
前後で最も低くなるものの、鋼Ｂよりも良好なλ値であ
る。均熱最高温度が６７０℃以下の場合と、７５０℃以
上８００℃以下の場合とで良好なλ値を示している。λ
値は均熱最高温度が９００℃の如く高い場合だけ冷却速
度(ＣＲ)の影響が見られる。
については、ＣＲ＝７℃／sのもとでの均熱温度依存性
については、鋼Ｂ(Ｋ＝０.４３％)とほぼ同様、均熱最
高温度が８００℃以上では組織が崩れて強度が大幅に低
下しているが、λ値については、均熱最高温度７００℃
前後で最も低くなるものの、鋼Ｂよりも良好なλ値であ
る。均熱最高温度が６７０℃以下の場合と、７５０℃以
上８００℃以下の場合とで良好なλ値を示している。λ
値は均熱最高温度が９００℃の如く高い場合だけ冷却速
度(ＣＲ)の影響が見られる。
【００２７】図２は供試鋼のλ値に及ぼすＣＲ依存性を
示しており、Ａ鋼(Ｋ＝０.３１％)のような低成分係数
の鋼では均熱最高温度が８８０℃のように高い場合だけ
λ値のＣＲ依存性が大きいが、Ｂ鋼(Ｋ＝０.４３％)の
ような高成分係数鋼になればλ値のＣＲ依存性が大にな
ることがわかる。この理由は、高成分係数鋼ほど再加熱
時にオーステナイト化され易く、また、その後の冷却に
よりマルテンサイトなどの硬質第２相が生成され易く、
この第２相がλ値を低下させるためであると考えられ
る。
示しており、Ａ鋼(Ｋ＝０.３１％)のような低成分係数
の鋼では均熱最高温度が８８０℃のように高い場合だけ
λ値のＣＲ依存性が大きいが、Ｂ鋼(Ｋ＝０.４３％)の
ような高成分係数鋼になればλ値のＣＲ依存性が大にな
ることがわかる。この理由は、高成分係数鋼ほど再加熱
時にオーステナイト化され易く、また、その後の冷却に
よりマルテンサイトなどの硬質第２相が生成され易く、
この第２相がλ値を低下させるためであると考えられ
る。
【００２８】図１、図２の結果より、熱延原板の特性を
そのまま確保するための条件範囲を示すと図３の如くに
なる。Ａ鋼のようなＫ＜０.３４％の低成分係数鋼で
は、最高均熱温度が８００℃より高い場合だけλ値が低
くなる。８００℃以下では冷却速度依存性がない。な
お、図１に示したように、λ値に関しては、Ｔ≦６７０
℃又は７５０℃≦Ｔ≦８００℃が好ましい。
そのまま確保するための条件範囲を示すと図３の如くに
なる。Ａ鋼のようなＫ＜０.３４％の低成分係数鋼で
は、最高均熱温度が８００℃より高い場合だけλ値が低
くなる。８００℃以下では冷却速度依存性がない。な
お、図１に示したように、λ値に関しては、Ｔ≦６７０
℃又は７５０℃≦Ｔ≦８００℃が好ましい。
【００２９】一方、Ｂ鋼のようなＫ≧０.３４％の高成
分係数鋼では、８００℃以下の均熱温度の範囲内におい
ても、冷却速度(ＣＲ)が速くなると適正な均熱最高温度
は狭くなる。具体的には、Ｋ≧０.４３％の高成分係数
Ｂ鋼の場合、その適正範囲はＴ≦８００℃、かつ１１０
０℃≧Ｔ＋２８２.５×[logＣＲ]である。
分係数鋼では、８００℃以下の均熱温度の範囲内におい
ても、冷却速度(ＣＲ)が速くなると適正な均熱最高温度
は狭くなる。具体的には、Ｋ≧０.４３％の高成分係数
Ｂ鋼の場合、その適正範囲はＴ≦８００℃、かつ１１０
０℃≧Ｔ＋２８２.５×[logＣＲ]である。
【００２９】本発明においては、以上の基礎実験結果を
踏まえ、更に多数の実験を行った結果、上述のめっき条
件とするものである。
踏まえ、更に多数の実験を行った結果、上述のめっき条
件とするものである。
【００３０】次に本発明の実施例を示す。
【００３１】
【表２】 に示す化学成分の鋼を溶製し、鋳型に鋳込んで、直接的
に又は熱間圧延にて３０mm厚のスラブとした。次いで、
このスラブを
に又は熱間圧延にて３０mm厚のスラブとした。次いで、
このスラブを
【表３】 に示す条件で熱間圧延して２mm厚さの熱延板となし、酸
洗後、更に溶融亜鉛めっきを施した。
洗後、更に溶融亜鉛めっきを施した。
【表４】 に溶融亜鉛めっき後の機械的性質と熱延原板の機械的性
質を示す。
質を示す。
【００３２】表４から明らかなように、本発明例の合金
化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、熱延原板と同等の優れた
強度(ＴＳ)及び穴拡げ値(λ)を有しているのに対して、
比較例の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板では、めっき後
強度(ＴＳ)や穴拡げ値(λ)が著しく低下している。
化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、熱延原板と同等の優れた
強度(ＴＳ)及び穴拡げ値(λ)を有しているのに対して、
比較例の合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板では、めっき後
強度(ＴＳ)や穴拡げ値(λ)が著しく低下している。
【００３３】なお、低成分係数の鋼に関しては、表１に
示した鋼Ａ(Ｋ＝０.３１)を本発明範囲内の条件で製造
すれば、強度及びλ値とも優れた合金化溶融亜鉛めっき
熱延鋼板が得られることを確認した。
示した鋼Ａ(Ｋ＝０.３１)を本発明範囲内の条件で製造
すれば、強度及びλ値とも優れた合金化溶融亜鉛めっき
熱延鋼板が得られることを確認した。
【００３４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
十分な強度、穴拡げ性を始めとする加工性の優れた合金
化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を安定して製造することがで
き、産業上極めて有用な効果を有している。
十分な強度、穴拡げ性を始めとする加工性の優れた合金
化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を安定して製造することがで
き、産業上極めて有用な効果を有している。
【図１】合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の強度(ＴＳ)、
λ(穴拡げ率)に及ぼす均熱温度依存性(ＣＲ：７℃／se
c)を示す図である。
λ(穴拡げ率)に及ぼす均熱温度依存性(ＣＲ：７℃／se
c)を示す図である。
【図２】合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板のλ(穴拡げ率)
に及ぼす冷却速度依存性(Ｔ：６６０℃、７８０℃、８
８０℃)を示す図である。
に及ぼす冷却速度依存性(Ｔ：６６０℃、７８０℃、８
８０℃)を示す図である。
【図３】熱延原板と同等の機械的特性値を得るための均
熱最高温度Ｔと冷却速度ＣＲの適正範囲を示す図であ
る。
熱最高温度Ｔと冷却速度ＣＲの適正範囲を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/12 38/50
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ:０.００１〜
０.３０％、Ｓi:２.００％以下、Ｍn:０.２〜２.０％、
Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:０.０１％以下、Ａl:０.００５
〜０.１０％及びＮb:０.０１〜０.２０％を含有し、残
部がＦe及び不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を
熱間圧延し、６００〜２５０℃の温度で巻取って熱延鋼
板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍合金
化溶融亜鉛めっきラインにおいて、均熱最高温度Ｔ
(℃)、合金化加熱後の冷却速度ＣＲ(℃／sec)を鋼成分
係数(Ｋ)に応じて、 Ｋ＜０.３４％のとき： Ｔ≦８００℃ Ｋ≧０.３４％のとき： Ｔ≦８００℃、かつ、 ２８２.５×[logＣＲ]＋Ｔ≦１１００℃ 但し、Ｋ＝Ｃ＋(１／５)(Ｍn＋Ｓi)＋(１／４)Ｃr を満たす条件で加熱冷却することを特徴とする伸びフラ
ンジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が、更にＣr:１.０％以下、Ｖ:
０.５％以下、Ｔi:０.５％以下、Ｃu:０.５％以下、Ｎ
i:０.５％以下及びＣa:０.０１％以下のうちの１種又は
２種以上を含有するものである請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】 Ｋ≦０.３４％のとき、Ｔ≦６７０℃又
は７５０≦Ｔ≦８００℃を満たす条件で加熱冷却する請
求項１又は２に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3306756A JP2563021B2 (ja) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | 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っき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3306756A JP2563021B2 (ja) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | 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っき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05117834A true JPH05117834A (ja) | 1993-05-14 |
| JP2563021B2 JP2563021B2 (ja) | 1996-12-11 |
Family
ID=17960930
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3306756A Expired - Fee Related JP2563021B2 (ja) | 1991-10-25 | 1991-10-25 | 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っき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2563021B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
| WO2010137317A1 (ja) * | 2009-05-27 | 2010-12-02 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
| WO2013150669A1 (ja) | 2012-04-06 | 2013-10-10 | 新日鐵住金株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR20160074753A (ko) * | 2014-12-18 | 2016-06-29 | 주식회사 포스코 | 연신율이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법 |
| WO2017111518A1 (ko) * | 2015-12-24 | 2017-06-29 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법 |
| CN113881832A (zh) * | 2021-08-19 | 2022-01-04 | 广州Jfe钢板有限公司 | 一种获得稳定力学性能的碳锰系590MPa级双相钢的柔性化退火方法 |
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| JPS62133059A (ja) * | 1985-12-04 | 1987-06-16 | Kawasaki Steel Corp | 高張力、合金化溶融亜鉛めつき熱延鋼板と製造方法 |
| JPH0344423A (ja) * | 1989-07-12 | 1991-02-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法 |
-
1991
- 1991-10-25 JP JP3306756A patent/JP2563021B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP4772927B2 (ja) * | 2009-05-27 | 2011-09-14 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
| US10351942B2 (en) | 2012-04-06 | 2019-07-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-dip galvannealed hot-rolled steel sheet and process for producing same |
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| US11220731B2 (en) | 2015-12-24 | 2022-01-11 | Posco | Hot-rolled coated steel sheet with excellent workability and manufacturing method therefor |
| CN113881832A (zh) * | 2021-08-19 | 2022-01-04 | 广州Jfe钢板有限公司 | 一种获得稳定力学性能的碳锰系590MPa级双相钢的柔性化退火方法 |
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| JP2563021B2 (ja) | 1996-12-11 |
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