JPH0543779B2 - - Google Patents
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- JPH0543779B2 JPH0543779B2 JP56139267A JP13926781A JPH0543779B2 JP H0543779 B2 JPH0543779 B2 JP H0543779B2 JP 56139267 A JP56139267 A JP 56139267A JP 13926781 A JP13926781 A JP 13926781A JP H0543779 B2 JPH0543779 B2 JP H0543779B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- 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
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- 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
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
- C23C2/405—Plates of specific length
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、低降伏比で強度−伸びバランス及び
伸びフランジ性のすぐれた複合組織型の高強度亜
鉛メツキ鋼板の製造方法に関するものである。 一般に鋼板の強度を増加させるためには種々の
合金元素の添加が行なわれるが、溶融亜鉛メツキ
鋼板においては再結晶温度以上で焼なまされるた
め強度が得られにくく、また合金元素の添加に伴
ない亜鉛メツキ性が劣化するとの問題がある。 最近、加工性の良好な高強度鋼板としてフエラ
イト素地にマルテンサイトを分散させた複合組織
鋼板が注目されており、この鋼板は低降伏比で加
工性及びプレス加工後の時効硬化性がすぐれてい
る。しかしながら、この複合組織鋼板を溶融亜鉛
メツキ鋼板として使用する場合には、約500℃で
の溶融亜鉛メツキの際にフエライト素地に分散し
たマルテンサイトが焼戻され、強度が低下しまた
降伏比も上昇するという問題がある。 本発明は、上述の事情に鑑み、高強度溶融亜鉛
メツキ鋼板の製造に際して、連続溶融亜鉛メツキ
ライン通板時の熱履歴を利用して、複合組織鋼の
特徴である低降伏比、良好な強度−伸びバランス
を維持しつつ、更に伸びフランジ性もすぐれた高
強度冷延鋼板を製造する方法を提供することを目
的としてなされたものである。 すなわち本発明は、C0.005〜0.15％、Si1％以
下、Mn0.7〜2.5％、P0.1％以下及び必要に応じ
てCr0.5％未満を含む鋼を熱間圧延して得た冷間
圧延鋼板を連続溶融亜鉛メツキラインにて亜鉛メ
ツキするに際し、該メツキラインにおける均熱加
熱炉後の急冷帯で10〜45℃／secの速度で冷却し
450〜550℃の温度で５〜60秒間保持することによ
つてベイナイト変態を生ぜしめ、次いで溶融亜鉛
メツキした後、合金比処理後の急冷帯において７
℃／sec以上の速度で急冷することによりマルテ
ンサイト変態を生じせしめ、鋼板組織をベイナイ
ト面積率５〜50％、マルテンサイト面積率３〜15
％を含むフエライト＋ベイナイト＋マルテンサイ
ト３相複合組織とすることを特徴とする低降伏比
で強度−伸びバランス及び伸びフランジ性のすぐ
れた高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法、であ
る。 本発明の対象となる溶融亜鉛メツキ鋼板の連続
溶融亜鉛メツキ工程における熱履歴は通常次の通
りである。 すなわち、熱間圧延、冷間圧延を経て製造され
た冷延鋼板は、炉温が900°〜1100℃の非酸化性雰
囲気の直火加熱炉と還元性雰囲気の輻射加熱炉に
より焼鈍された後、徐冷帯・急冷帯および冷却調
整炉をへて、約500℃の亜鉛メツキ浴を通過させ
た後、600℃前後に加熱して合金化処理してから
冷却される。 フエライトと面積率が５〜50％のベイナイトお
よび３〜15％のマルテンサイトからなる混合組織
を有する溶融亜鉛メツキ鋼板を製造する場合、非
酸化性雰囲気もしくは還元性雰囲気の加熱炉にお
いて鋼板を（α＋γ）域温度に加熱し、更に均熱
によりγ相にＣを十分濃縮せしめたのち、次いで
10〜45℃／秒の速度で急冷し450〜550℃で保持す
ることによつてベイナイト変態のみを進行させ、
γ相が残留している間に亜鉛メツキ工程（合金化
処理のための熱処理工程を含む）を終了し、その
残留γをMs点以下まで７℃／sec以上の速度で急
冷してマルテンサイト化する事が必要である。 このためには、溶融亜鉛メツキ性や混合組織化
などによつて規制される特定成分の鋼板を（α＋
γ）域加熱後の冷却においてγ相の分解を極力お
さえ、次いでγ相と共存するα相中のＣ量をでき
るだけ減ずる様な条件（即ち10〜45℃／秒）で
450〜550℃に冷却すると共に、亜鉛メツキ前の温
度保定で伸びフランジ性を改善するに必要十分且
つ過度にならない様なベイナイト変態量を得るに
必要な時間（即ち５〜60秒）保持してから溶融亜
鉛メツキを行ない、次いで合金化熱処理の後Ms
点以下まで７℃／sec以上の速度で急冷してマル
テンサイトを生成させることが必要となる。尚こ
の合金化処理は、高強度溶融亜鉛メツキ鋼板を製
造する際に極く一般的に採用されている工程であ
り、またその後の急冷条件を選定するに当たつて
は、使用される鋼材の炭素当量（Ceq＝Ｃ％＋
１／6Mn％＋１／3Cr％）を基準にして、［13−
20×Ceg（℃／sec）］以上となる様に急冷条件を
設定するのがよい。 以上述べたように、本願発明では連続溶融亜鉛
メツキラインにおける制約された条件の下で高強
度溶融亜鉛メツキ鋼板を製造するものであるが、
鋼板の組織をフエライト、ベイナイト及びマルテ
ンサイトを適当な割合に形成せしめた３相複合組
織とすることが重要である。 すなわち第１〜３図は、実施例に示した種々の
組織を有する溶融亜鉛メツキ鋼板について引張強
さと、全伸び、降伏応力及び伸びフランジ性との
関係を示した図であるが、まず、強度−伸びの関
係は第１図に示す通り、ホリゴナルフエライト＋
ベイナイト＋マルテンサイト組織とすることによ
りフエライト＋マルテンサイト組織鋼にも増して
良好な強度−伸びバランスとなる。 次に降伏比については、第２図から知られるよ
うに降伏比はフエライト＋マルテンサイト鋼が最
少であり、フエライト＋ベイナイト鋼は降伏比が
70％前後でフエライト＋パーライト鋼と同程度で
ある。そしてベイナイト量を減少させ、更にマル
テンサイトを導入してポリゴナルフエライト＋ベ
イナイト＋マルテンサイトの３相組織とすると降
伏比が下がつてフエライト＋マルテンサイト組織
鋼の降伏比と近似した値となる。 また、強度と伸びフランジ性の関係を見ると、
第３図から知られるように、フエライト＋マルテ
ンサイト鋼の伸びフランジ性は強度の上昇にとも
なつて急激に劣化するのに対して、フエライト＋
ベイナイト鋼のそれは強度上昇にもかかわらず良
好な値が得られる。そして、フエライト＋ベイナ
イト＋マルテンサイトの３層組織とするとフエラ
イト＋ベイナイト鋼よりもやや劣るもののきわめ
て良好な伸びフランジ性となる。 このような結果から知られるように、フエライ
ト＋ベイナイト＋マルテンサイトの３相組織鋼板
はフエライト＋マルテンサイト鋼及びベイナイト
組の優れた点のみが取り入れられており、低降伏
比であつて、強度−伸びバランス、および、伸び
フランジ性が共に優れた鋼板であるといえる。 そしてこれらの実施例から知られるように本発
明の３層組織鋼においてベイナイトの面積率は５
〜50％とするべきであり、50％を越えると、マル
テンサイト導入による降伏比の低下効果が小さく
なり、また５％未満ではフエライト＋マルテンサ
イト組織鋼と変らなくなつてしまう。なおこのベ
イナイトの面積率は望ましくは10〜35％とする。 次にマルテンサイトの面積率は３〜15％とすべ
きであり、15％を超えると穴拡り性が低下して降
伏比が上がつてくる現象が生じ、一方３％未満で
はマルテンサイトの導入効果が小さい。 尚、本発明においてフエライトは主にポリゴナ
ルフエライトを意味し、またマルテンサイトには
一部残留オーステナイトを含む。 次に本発明における対象鋼の化学成分について
述べる。 Ｃは必要な強度維持およびベイナイト、マルテ
ンサイトなどの低温変態生成物を形成させるうえ
で必須な元素である。とくに本発明の場合には
（α＋γ）域に加熱したときのγ相の体積率は鋼
中Ｃ量とその加熱温度により決まり、ひいては変
態後のマルテンサイト、ベイナイト量にも影響す
るため重要である。そして強度などの機械的性質
はこれら低温変態生成物の分率とその硬度に大き
く左右される。Ｃは0.005％より少ないと精錬コ
ストがかかるばかりか強化および焼入性向上効果
が発揮しえず、一方、0.15％を越えると鋼板のス
ポツト溶接性が著しく劣化し、また鋼板中のマル
テンサイト分率が増加して加工性とくに伸びフラ
ンジ性が低下すると共に降伏比も0.7以上に増加
するので0.005〜0.15％範囲内にする必要がある。 Siはα相中の固溶Ｃ量を減少させることにより
伸びなどの延性を向上させる元素であるが、１％
を越えると亜鉛メツキ不良を起こすので１％以下
にする必要がある。 Mnは固溶強化元素であり、さらに混合組織に
おいてフエライト変態を抑制し、γ相を安定させ
るために重要である。とくに本発明のごとく連続
溶融亜鉛メツキラインにおいてかかる３相混合組
織鋼板を製造せんとした場合、亜鉛メツキを施こ
すための熱サイクル的な制約条件は除外できない
ため３相混合組織が得がたい、例えば再結晶焼鈍
した後、亜鉛メツキされる直前には鋼板温度を
450〜550℃に保持する必要があり、マルテンサイ
ト変態はその後の冷却によらねばならない。この
ため、亜鉛メツキ前の冷却条件と温度保定を前述
の様に設定することによりフエライト変態を抑制
し、ベイナイト変態のみが進行するように制御せ
ねばならないが、Mn量が0.7％以下では亜鉛メツ
キライン構造上の制約のなかでいかに組み合わせ
ても３相混合組織は得られない。すなわち0.7％
Mnではいかに急冷してγ相の安定化を計つても
必然的に亜鉛メツキ前温度保定時間が長くなるた
め残留しているオーステナイトが全てベイナイト
に変態してしまいマルテンサイトが得られなくな
る。一方、Mnが2.5％より多いと亜鉛メツキ性の
劣化が許容限界を越えるので、Mnは0.7〜2.5％
の範囲内にする必要がある。 Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中にお
いてγ相の分解を抑制するため重要な元素である
が、Ｐは0.1％より多いと延生が劣化するので、
Ｐは0.1％以下にする必要がある。 この他本発明においては必要に応じてCrを含
有せしめることができる。Crは焼入硬化性の強
い元素であり、その含有量に比例してγ相の安定
度を増してその分解を抑制するが、0.5％より多
いと亜鉛メツキ性や、片面メツキの場合のリン酸
皮膜性を劣化させるので最大0.5％とするのが望
ましい。 次に本発明の実施例を比較例と共に示す。 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製
した。そして、分塊法によつてスラブにした後通
常の条件で熱延し、2.8mm板厚のホツトコイルと
した。なお熱延仕上温度は850〜900℃、捲取温度
は約600℃であつた。このホツトコイルは酸洗後、
板厚0.8mmに冷間圧延し、メツキラインスピード
を略一定にした状態で第２表の条件で連続溶融亜
鉛メツキを行なつた。 コイルNo.１からNo.６は鋼Ａについて亜鉛メツキ
後の冷却条件（合金化熱処理後の冷却速度）を略
一定（９〜11℃／sec）として、（α＋γ）域温度
亜鉛メツキまでの冷却速度を順次変化させた場合
の例であり、メツキラインスピードを一定にして
いるため冷却速度の変化に応じてメツキ直前の温
度保定時間は変わつている。なおコイルNo.６はそ
の温度保定せず連続冷却したものである。 コイルNo.７〜No.８は（α＋γ）域温度から亜鉛
メツキまでの冷却条件を一定にし、その後の合金
化熱処理後の冷却速度を順次変化させた場合で、
No.９はコイルNo.６と同様、メツキ前の温度保定を
行なわなかつた場合である。 またコイルNo.10〜12はMnもしくはCr含有量を
変化させたものである。 このようにして得られた溶融亜鉛メツキ鋼板は
調質圧延を行なう事なく引張試験および組織観察
を行なつた。これらの結果を第２、３表に示す。 第２、３表から明らかなように本発明に規定し
た面積率のポリゴナルフエライトとベイナイトお
よびマルテンサイト組織からなる溶融亜鉛メツキ
鋼板（No.２、３、４、８、11、12）は、全伸びフ
ランジ性が良く、低降伏比であり降伏伸びの発生
もなく、優れた加工性を有している。 これに対しNo.１、５、６、７、９、10は、下記
の様に本発明で定める何れかの要件を欠く比較鋼
であり、いずれかの物性に問題がある。 No.１：亜鉛メツキまでの冷却速度が遅く且つメツ
キ前の保持時間が短いため、マルテンサイト組
織が生じておらず、ベイナイト組織も不足す
る。 No.５：亜鉛メツキまでの冷却速度が速すぎると共
にメツキ前の保持時間が長過ぎるため、ベイナ
イト変態が進みすぎて適正な３相複合組織が得
られない。 No.６、９：メツキ前の保持時間が零であるため、
ベイナイトがほとんど生成しておらず且つマル
テンサイトも過剰で適正な３相複合組織が得ら
れていない。 No.７：亜鉛メツキ後の冷却速度が遅すぎるため、
マルテンサイトおよびベイナイト量が不足す
る。 No.10：鋼中のMn量が不足するため、冷却速度や
保持時間を適正に制御した場合でもマルテンサ
イト組織が生成せず、３相複合組織となつてい
ない。
伸びフランジ性のすぐれた複合組織型の高強度亜
鉛メツキ鋼板の製造方法に関するものである。 一般に鋼板の強度を増加させるためには種々の
合金元素の添加が行なわれるが、溶融亜鉛メツキ
鋼板においては再結晶温度以上で焼なまされるた
め強度が得られにくく、また合金元素の添加に伴
ない亜鉛メツキ性が劣化するとの問題がある。 最近、加工性の良好な高強度鋼板としてフエラ
イト素地にマルテンサイトを分散させた複合組織
鋼板が注目されており、この鋼板は低降伏比で加
工性及びプレス加工後の時効硬化性がすぐれてい
る。しかしながら、この複合組織鋼板を溶融亜鉛
メツキ鋼板として使用する場合には、約500℃で
の溶融亜鉛メツキの際にフエライト素地に分散し
たマルテンサイトが焼戻され、強度が低下しまた
降伏比も上昇するという問題がある。 本発明は、上述の事情に鑑み、高強度溶融亜鉛
メツキ鋼板の製造に際して、連続溶融亜鉛メツキ
ライン通板時の熱履歴を利用して、複合組織鋼の
特徴である低降伏比、良好な強度−伸びバランス
を維持しつつ、更に伸びフランジ性もすぐれた高
強度冷延鋼板を製造する方法を提供することを目
的としてなされたものである。 すなわち本発明は、C0.005〜0.15％、Si1％以
下、Mn0.7〜2.5％、P0.1％以下及び必要に応じ
てCr0.5％未満を含む鋼を熱間圧延して得た冷間
圧延鋼板を連続溶融亜鉛メツキラインにて亜鉛メ
ツキするに際し、該メツキラインにおける均熱加
熱炉後の急冷帯で10〜45℃／secの速度で冷却し
450〜550℃の温度で５〜60秒間保持することによ
つてベイナイト変態を生ぜしめ、次いで溶融亜鉛
メツキした後、合金比処理後の急冷帯において７
℃／sec以上の速度で急冷することによりマルテ
ンサイト変態を生じせしめ、鋼板組織をベイナイ
ト面積率５〜50％、マルテンサイト面積率３〜15
％を含むフエライト＋ベイナイト＋マルテンサイ
ト３相複合組織とすることを特徴とする低降伏比
で強度−伸びバランス及び伸びフランジ性のすぐ
れた高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法、であ
る。 本発明の対象となる溶融亜鉛メツキ鋼板の連続
溶融亜鉛メツキ工程における熱履歴は通常次の通
りである。 すなわち、熱間圧延、冷間圧延を経て製造され
た冷延鋼板は、炉温が900°〜1100℃の非酸化性雰
囲気の直火加熱炉と還元性雰囲気の輻射加熱炉に
より焼鈍された後、徐冷帯・急冷帯および冷却調
整炉をへて、約500℃の亜鉛メツキ浴を通過させ
た後、600℃前後に加熱して合金化処理してから
冷却される。 フエライトと面積率が５〜50％のベイナイトお
よび３〜15％のマルテンサイトからなる混合組織
を有する溶融亜鉛メツキ鋼板を製造する場合、非
酸化性雰囲気もしくは還元性雰囲気の加熱炉にお
いて鋼板を（α＋γ）域温度に加熱し、更に均熱
によりγ相にＣを十分濃縮せしめたのち、次いで
10〜45℃／秒の速度で急冷し450〜550℃で保持す
ることによつてベイナイト変態のみを進行させ、
γ相が残留している間に亜鉛メツキ工程（合金化
処理のための熱処理工程を含む）を終了し、その
残留γをMs点以下まで７℃／sec以上の速度で急
冷してマルテンサイト化する事が必要である。 このためには、溶融亜鉛メツキ性や混合組織化
などによつて規制される特定成分の鋼板を（α＋
γ）域加熱後の冷却においてγ相の分解を極力お
さえ、次いでγ相と共存するα相中のＣ量をでき
るだけ減ずる様な条件（即ち10〜45℃／秒）で
450〜550℃に冷却すると共に、亜鉛メツキ前の温
度保定で伸びフランジ性を改善するに必要十分且
つ過度にならない様なベイナイト変態量を得るに
必要な時間（即ち５〜60秒）保持してから溶融亜
鉛メツキを行ない、次いで合金化熱処理の後Ms
点以下まで７℃／sec以上の速度で急冷してマル
テンサイトを生成させることが必要となる。尚こ
の合金化処理は、高強度溶融亜鉛メツキ鋼板を製
造する際に極く一般的に採用されている工程であ
り、またその後の急冷条件を選定するに当たつて
は、使用される鋼材の炭素当量（Ceq＝Ｃ％＋
１／6Mn％＋１／3Cr％）を基準にして、［13−
20×Ceg（℃／sec）］以上となる様に急冷条件を
設定するのがよい。 以上述べたように、本願発明では連続溶融亜鉛
メツキラインにおける制約された条件の下で高強
度溶融亜鉛メツキ鋼板を製造するものであるが、
鋼板の組織をフエライト、ベイナイト及びマルテ
ンサイトを適当な割合に形成せしめた３相複合組
織とすることが重要である。 すなわち第１〜３図は、実施例に示した種々の
組織を有する溶融亜鉛メツキ鋼板について引張強
さと、全伸び、降伏応力及び伸びフランジ性との
関係を示した図であるが、まず、強度−伸びの関
係は第１図に示す通り、ホリゴナルフエライト＋
ベイナイト＋マルテンサイト組織とすることによ
りフエライト＋マルテンサイト組織鋼にも増して
良好な強度−伸びバランスとなる。 次に降伏比については、第２図から知られるよ
うに降伏比はフエライト＋マルテンサイト鋼が最
少であり、フエライト＋ベイナイト鋼は降伏比が
70％前後でフエライト＋パーライト鋼と同程度で
ある。そしてベイナイト量を減少させ、更にマル
テンサイトを導入してポリゴナルフエライト＋ベ
イナイト＋マルテンサイトの３相組織とすると降
伏比が下がつてフエライト＋マルテンサイト組織
鋼の降伏比と近似した値となる。 また、強度と伸びフランジ性の関係を見ると、
第３図から知られるように、フエライト＋マルテ
ンサイト鋼の伸びフランジ性は強度の上昇にとも
なつて急激に劣化するのに対して、フエライト＋
ベイナイト鋼のそれは強度上昇にもかかわらず良
好な値が得られる。そして、フエライト＋ベイナ
イト＋マルテンサイトの３層組織とするとフエラ
イト＋ベイナイト鋼よりもやや劣るもののきわめ
て良好な伸びフランジ性となる。 このような結果から知られるように、フエライ
ト＋ベイナイト＋マルテンサイトの３相組織鋼板
はフエライト＋マルテンサイト鋼及びベイナイト
組の優れた点のみが取り入れられており、低降伏
比であつて、強度−伸びバランス、および、伸び
フランジ性が共に優れた鋼板であるといえる。 そしてこれらの実施例から知られるように本発
明の３層組織鋼においてベイナイトの面積率は５
〜50％とするべきであり、50％を越えると、マル
テンサイト導入による降伏比の低下効果が小さく
なり、また５％未満ではフエライト＋マルテンサ
イト組織鋼と変らなくなつてしまう。なおこのベ
イナイトの面積率は望ましくは10〜35％とする。 次にマルテンサイトの面積率は３〜15％とすべ
きであり、15％を超えると穴拡り性が低下して降
伏比が上がつてくる現象が生じ、一方３％未満で
はマルテンサイトの導入効果が小さい。 尚、本発明においてフエライトは主にポリゴナ
ルフエライトを意味し、またマルテンサイトには
一部残留オーステナイトを含む。 次に本発明における対象鋼の化学成分について
述べる。 Ｃは必要な強度維持およびベイナイト、マルテ
ンサイトなどの低温変態生成物を形成させるうえ
で必須な元素である。とくに本発明の場合には
（α＋γ）域に加熱したときのγ相の体積率は鋼
中Ｃ量とその加熱温度により決まり、ひいては変
態後のマルテンサイト、ベイナイト量にも影響す
るため重要である。そして強度などの機械的性質
はこれら低温変態生成物の分率とその硬度に大き
く左右される。Ｃは0.005％より少ないと精錬コ
ストがかかるばかりか強化および焼入性向上効果
が発揮しえず、一方、0.15％を越えると鋼板のス
ポツト溶接性が著しく劣化し、また鋼板中のマル
テンサイト分率が増加して加工性とくに伸びフラ
ンジ性が低下すると共に降伏比も0.7以上に増加
するので0.005〜0.15％範囲内にする必要がある。 Siはα相中の固溶Ｃ量を減少させることにより
伸びなどの延性を向上させる元素であるが、１％
を越えると亜鉛メツキ不良を起こすので１％以下
にする必要がある。 Mnは固溶強化元素であり、さらに混合組織に
おいてフエライト変態を抑制し、γ相を安定させ
るために重要である。とくに本発明のごとく連続
溶融亜鉛メツキラインにおいてかかる３相混合組
織鋼板を製造せんとした場合、亜鉛メツキを施こ
すための熱サイクル的な制約条件は除外できない
ため３相混合組織が得がたい、例えば再結晶焼鈍
した後、亜鉛メツキされる直前には鋼板温度を
450〜550℃に保持する必要があり、マルテンサイ
ト変態はその後の冷却によらねばならない。この
ため、亜鉛メツキ前の冷却条件と温度保定を前述
の様に設定することによりフエライト変態を抑制
し、ベイナイト変態のみが進行するように制御せ
ねばならないが、Mn量が0.7％以下では亜鉛メツ
キライン構造上の制約のなかでいかに組み合わせ
ても３相混合組織は得られない。すなわち0.7％
Mnではいかに急冷してγ相の安定化を計つても
必然的に亜鉛メツキ前温度保定時間が長くなるた
め残留しているオーステナイトが全てベイナイト
に変態してしまいマルテンサイトが得られなくな
る。一方、Mnが2.5％より多いと亜鉛メツキ性の
劣化が許容限界を越えるので、Mnは0.7〜2.5％
の範囲内にする必要がある。 Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中にお
いてγ相の分解を抑制するため重要な元素である
が、Ｐは0.1％より多いと延生が劣化するので、
Ｐは0.1％以下にする必要がある。 この他本発明においては必要に応じてCrを含
有せしめることができる。Crは焼入硬化性の強
い元素であり、その含有量に比例してγ相の安定
度を増してその分解を抑制するが、0.5％より多
いと亜鉛メツキ性や、片面メツキの場合のリン酸
皮膜性を劣化させるので最大0.5％とするのが望
ましい。 次に本発明の実施例を比較例と共に示す。 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製
した。そして、分塊法によつてスラブにした後通
常の条件で熱延し、2.8mm板厚のホツトコイルと
した。なお熱延仕上温度は850〜900℃、捲取温度
は約600℃であつた。このホツトコイルは酸洗後、
板厚0.8mmに冷間圧延し、メツキラインスピード
を略一定にした状態で第２表の条件で連続溶融亜
鉛メツキを行なつた。 コイルNo.１からNo.６は鋼Ａについて亜鉛メツキ
後の冷却条件（合金化熱処理後の冷却速度）を略
一定（９〜11℃／sec）として、（α＋γ）域温度
亜鉛メツキまでの冷却速度を順次変化させた場合
の例であり、メツキラインスピードを一定にして
いるため冷却速度の変化に応じてメツキ直前の温
度保定時間は変わつている。なおコイルNo.６はそ
の温度保定せず連続冷却したものである。 コイルNo.７〜No.８は（α＋γ）域温度から亜鉛
メツキまでの冷却条件を一定にし、その後の合金
化熱処理後の冷却速度を順次変化させた場合で、
No.９はコイルNo.６と同様、メツキ前の温度保定を
行なわなかつた場合である。 またコイルNo.10〜12はMnもしくはCr含有量を
変化させたものである。 このようにして得られた溶融亜鉛メツキ鋼板は
調質圧延を行なう事なく引張試験および組織観察
を行なつた。これらの結果を第２、３表に示す。 第２、３表から明らかなように本発明に規定し
た面積率のポリゴナルフエライトとベイナイトお
よびマルテンサイト組織からなる溶融亜鉛メツキ
鋼板（No.２、３、４、８、11、12）は、全伸びフ
ランジ性が良く、低降伏比であり降伏伸びの発生
もなく、優れた加工性を有している。 これに対しNo.１、５、６、７、９、10は、下記
の様に本発明で定める何れかの要件を欠く比較鋼
であり、いずれかの物性に問題がある。 No.１：亜鉛メツキまでの冷却速度が遅く且つメツ
キ前の保持時間が短いため、マルテンサイト組
織が生じておらず、ベイナイト組織も不足す
る。 No.５：亜鉛メツキまでの冷却速度が速すぎると共
にメツキ前の保持時間が長過ぎるため、ベイナ
イト変態が進みすぎて適正な３相複合組織が得
られない。 No.６、９：メツキ前の保持時間が零であるため、
ベイナイトがほとんど生成しておらず且つマル
テンサイトも過剰で適正な３相複合組織が得ら
れていない。 No.７：亜鉛メツキ後の冷却速度が遅すぎるため、
マルテンサイトおよびベイナイト量が不足す
る。 No.10：鋼中のMn量が不足するため、冷却速度や
保持時間を適正に制御した場合でもマルテンサ
イト組織が生成せず、３相複合組織となつてい
ない。
【表】
【表】
第１図は種々の組織を有する鋼についての引張
強さと全伸びとの関係を示す図、第２図は同じく
引張強さと降伏応力との関係を示す図、第３図は
同じく引張強さと伸びフランジ性（穴拡げ率）と
の関係を示す図である。図中Ｆ；フエライト、
Ｂ；ベイナイト、Ｍ；マルテンサイト、Ｐ；パー
ライトである。
強さと全伸びとの関係を示す図、第２図は同じく
引張強さと降伏応力との関係を示す図、第３図は
同じく引張強さと伸びフランジ性（穴拡げ率）と
の関係を示す図である。図中Ｆ；フエライト、
Ｂ；ベイナイト、Ｍ；マルテンサイト、Ｐ；パー
ライトである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.005〜0.15％、Si：１％以下、Mn：0.7
〜2.5％、Ｐ：0.1％以下を含み、且つAl：0.1％以
下である鋼を熱間圧延及び冷間圧延して得た冷間
圧延鋼板を連続溶融亜鉛メツキラインにて亜鉛メ
ツキするに際し、該メツキラインにおける均熱加
熱炉後の急冷帯で10〜45℃／secの速度で冷却し
450〜550℃の温度で５〜60秒間保持することによ
つてベイナイト変態を生ぜしめ、次いで溶融亜鉛
メツキした後、合金化処理後の急冷帯において７
℃／sec以上の速度で急冷することによりマルテ
ンサイト変態を生じせしめ、鋼板組織をベイナイ
ト面積率：５〜50％、マルテンサイト面積率：３
〜15％を含むフエライト＋ベイナイト＋マルテン
サイト３相複合組織とすることを特徴とする低降
伏比で強度−延びバランス及び伸びフランジ性の
すぐれた高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：0.005〜0.15％、Si：１％以下、Mn：0.7
〜2.5％、Ｐ：0.1％以下、及びCr：0.5％未満を含
み、且つAl：0.1％以下である鋼を熱間圧延及び
冷間圧延して得た冷間圧延鋼板を連続溶融メツキ
ラインにて亜鉛メツキするに際し、メツキライン
における均熱加熱炉後の急冷帯で10〜45℃／sec
の速度で冷却し450〜550℃の温度で５〜60秒間保
持することによつてベイナイト変態を生ぜしめ、
次いで溶融亜鉛メツキした後、合金化処理後の急
冷帯において７℃／sec以上の速度で急冷するこ
とによりマルテンサイト変態を生ぜしめ、鋼板組
織をベイナイト面積率：５〜50％、マルテンサイ
ト面積率：３〜15％を含むフエライト＋ベイナイ
ト＋マルテンサイト３相複合組織とすることを特
徴とする低降伏比で強度−伸びバランス及び伸び
フランジ性のすぐれた高強度溶融亜鉛メツキ鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13926781A JPS5839770A (ja) | 1981-09-03 | 1981-09-03 | 高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13926781A JPS5839770A (ja) | 1981-09-03 | 1981-09-03 | 高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5839770A JPS5839770A (ja) | 1983-03-08 |
| JPH0543779B2 true JPH0543779B2 (ja) | 1993-07-02 |
Family
ID=15241299
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13926781A Granted JPS5839770A (ja) | 1981-09-03 | 1981-09-03 | 高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5839770A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10337094B2 (en) | 2011-08-05 | 2019-07-02 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62139848A (ja) * | 1985-12-11 | 1987-06-23 | Kobe Steel Ltd | 自動車補強部材用高強度高延性冷延鋼板 |
| JP3750789B2 (ja) | 1999-11-19 | 2006-03-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| FR2830260B1 (fr) | 2001-10-03 | 2007-02-23 | Kobe Steel Ltd | Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci |
| JP5591443B2 (ja) * | 2007-05-10 | 2014-09-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| CN114756065B (zh) * | 2021-01-11 | 2023-08-15 | 宝钢日铁汽车板有限公司 | 一种热镀锌带钢入锌锅前的板温控制方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54163719A (en) * | 1978-06-16 | 1979-12-26 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile strength * low yield ratio and high extensibility composite textured steel panel with excellent workability |
| JPS5849626B2 (ja) * | 1979-02-16 | 1983-11-05 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り用溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法および設備 |
| JPS55122821A (en) * | 1979-03-15 | 1980-09-20 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with high workability |
| US4255949A (en) * | 1979-08-16 | 1981-03-17 | Thorneburg James L | Athletic socks with integrally knit arch cushion |
| JPS5647555A (en) * | 1979-09-22 | 1981-04-30 | Nisshin Steel Co Ltd | Manufacture of high-tensile galvanized steel plate with low yield ratio |
| 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 |
-
1981
- 1981-09-03 JP JP13926781A patent/JPS5839770A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
|---|---|
| JPS5839770A (ja) | 1983-03-08 |
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