JPH06306533A - 成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH06306533A JPH06306533A JP9343093A JP9343093A JPH06306533A JP H06306533 A JPH06306533 A JP H06306533A JP 9343093 A JP9343093 A JP 9343093A JP 9343093 A JP9343093 A JP 9343093A JP H06306533 A JPH06306533 A JP H06306533A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、熱延板及び溶融亜鉛メッキ工程で
の組織制御により、自動車の足廻り部材の軽量化に寄与
するための強度、成形性及び溶接性を確保した高強度合
金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板を提供するものである。 【構成】 面積率で７０％以上のベイナイトと５〜１５
％のマルテンサイトを含む複合組織からなることを特徴
とする成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メ
ッキ熱延鋼板。０．１％以下のＣを含む低炭素鋼に、Ｍ
ｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ及び必要に応じてＢ，Ｃａ，ＲＥ
Ｍを添加した鋼で、仕上熱延後、５〜１５０℃／ｓｅｃ
の冷却速度で冷却し、３５０〜６５０℃で巻取ることに
より、合金化溶融亜鉛メッキ処理後も、前述の組織を有
する成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッ
キ熱延鋼板を製造する。
の組織制御により、自動車の足廻り部材の軽量化に寄与
するための強度、成形性及び溶接性を確保した高強度合
金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板を提供するものである。 【構成】 面積率で７０％以上のベイナイトと５〜１５
％のマルテンサイトを含む複合組織からなることを特徴
とする成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メ
ッキ熱延鋼板。０．１％以下のＣを含む低炭素鋼に、Ｍ
ｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ及び必要に応じてＢ，Ｃａ，ＲＥ
Ｍを添加した鋼で、仕上熱延後、５〜１５０℃／ｓｅｃ
の冷却速度で冷却し、３５０〜６５０℃で巻取ることに
より、合金化溶融亜鉛メッキ処理後も、前述の組織を有
する成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッ
キ熱延鋼板を製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度合金化溶融亜鉛
メッキ熱延鋼板およびその製造方法に関し、さらに詳し
くは、低降伏比で成形性（穴拡げ性）と溶接性に優れた
引張強度６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の複合組織高強度合金
化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法に関する。
メッキ熱延鋼板およびその製造方法に関し、さらに詳し
くは、低降伏比で成形性（穴拡げ性）と溶接性に優れた
引張強度６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の複合組織高強度合金
化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＣＡＦＥ規制及び環境問題に対応するた
め、自動車メーカーによる車体軽量化はますます推進さ
れる情勢にある。その対象部品は、内・外板等のパネル
用鋼板をはじめとし、メンバーやホィールディスク等の
足廻り部材が挙げられる。これらの部材のうち、特に足
廻り部材は、板厚減少に伴う耐食性の劣化が懸念され
る。そのため、足廻り部材に高強度溶融亜鉛メッキ熱延
鋼板が採用されてきた。例えば、特開昭５６−１６６２
５号公報には、フェライトと低温変態相を含む加工性の
優れた熱延高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法が開示され
ている。また、特開平４−２９７５２７号公報には、９
５％以上のベイナイトとマルテンサイトからなる強度−
延性バランスの優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造
方法が開示されている。
め、自動車メーカーによる車体軽量化はますます推進さ
れる情勢にある。その対象部品は、内・外板等のパネル
用鋼板をはじめとし、メンバーやホィールディスク等の
足廻り部材が挙げられる。これらの部材のうち、特に足
廻り部材は、板厚減少に伴う耐食性の劣化が懸念され
る。そのため、足廻り部材に高強度溶融亜鉛メッキ熱延
鋼板が採用されてきた。例えば、特開昭５６−１６６２
５号公報には、フェライトと低温変態相を含む加工性の
優れた熱延高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法が開示され
ている。また、特開平４−２９７５２７号公報には、９
５％以上のベイナイトとマルテンサイトからなる強度−
延性バランスの優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造
方法が開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た足廻り部材を対象とした高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼
板のうち、特開昭５６−１６６２５号公報記載のものに
ついては、低降伏比を有し、優れた延性を示すものの、
最近の厳しい加工に耐え得る穴拡げ性については何等言
及がないため、本発明が対象とする部材への適用が危惧
されるばかりでなく、熱延板をバッチ焼鈍することが前
提であるため、製造コストの上昇も懸念される。また、
特開平４−２９７５２７号公報では、Ｍｎ量を高め、溶
融亜鉛メッキ工程での加熱時にＭｎの拡散を利用し、残
留オーステナイトを安定して得る製造方法を開示したも
ので、優れた延性を示すが、やはり穴拡げ性については
何等言及はなく、本発明が対象とする部材への適用が危
惧される。また、Ｍｎ量が高いため溶接性の劣化が懸念
される。一方、自動車メーカーではスポット溶接時のチ
ップの耐久性向上のために溶融亜鉛メッキ後、メッキ層
を合金化した鋼板の要求が高まっている。
た足廻り部材を対象とした高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼
板のうち、特開昭５６−１６６２５号公報記載のものに
ついては、低降伏比を有し、優れた延性を示すものの、
最近の厳しい加工に耐え得る穴拡げ性については何等言
及がないため、本発明が対象とする部材への適用が危惧
されるばかりでなく、熱延板をバッチ焼鈍することが前
提であるため、製造コストの上昇も懸念される。また、
特開平４−２９７５２７号公報では、Ｍｎ量を高め、溶
融亜鉛メッキ工程での加熱時にＭｎの拡散を利用し、残
留オーステナイトを安定して得る製造方法を開示したも
ので、優れた延性を示すが、やはり穴拡げ性については
何等言及はなく、本発明が対象とする部材への適用が危
惧される。また、Ｍｎ量が高いため溶接性の劣化が懸念
される。一方、自動車メーカーではスポット溶接時のチ
ップの耐久性向上のために溶融亜鉛メッキ後、メッキ層
を合金化した鋼板の要求が高まっている。
【０００４】そこで、本発明は、足廻り部材を高強度化
して板厚減少による車体軽量化を促進するとともに、そ
れに伴う耐食性向上のために、これまで問題点であった
穴拡げ性と溶接性を解決した、低降伏比の高強度合金化
溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法の提供を目的
とする。
して板厚減少による車体軽量化を促進するとともに、そ
れに伴う耐食性向上のために、これまで問題点であった
穴拡げ性と溶接性を解決した、低降伏比の高強度合金化
溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法の提供を目的
とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記課題
解決のために検討した結果、Ｃ量を０．１％以下に低減
し、代わりにＭｎやＭｏ等を添加した低炭素鋼で、しか
も連続式溶融亜鉛メッキラインで成形性と溶接性に優れ
た高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板が得られること
を見出した。
解決のために検討した結果、Ｃ量を０．１％以下に低減
し、代わりにＭｎやＭｏ等を添加した低炭素鋼で、しか
も連続式溶融亜鉛メッキラインで成形性と溶接性に優れ
た高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板が得られること
を見出した。
【０００６】本発明者らは、Ｃ、Ｍｎ及びＭｏ量を種々
の水準で変化させた鋼を真空溶解で溶製した。これらの
鋼を鋼片にしてＡｒ3 変態点以上の仕上温度で２．６ｍ
ｍに熱延後、５５０℃で巻取り、さらに酸洗後、還元性
雰囲気中で６５０℃に加熱・均熱し、冷却してから溶融
亜鉛メッキを施し、さらに５２０℃に再加熱して合金化
処理を行い、引張特性、穴拡げ性及び溶接性を調査し
た。なお、穴拡げ性は打ち抜きままの穴の径をｄ0 と
し、バリを外側にして６０度の円錐ポンチによる穴拡げ
を行い、板厚を貫通する割れが生じた時の穴の径をｄと
した場合のｄ／ｄ0で評価した。また、溶接性について
はアーク溶接を行い、溶接部分の引張特性を調査した。
調査結果を図１、図２、図３及び図４に示す。
の水準で変化させた鋼を真空溶解で溶製した。これらの
鋼を鋼片にしてＡｒ3 変態点以上の仕上温度で２．６ｍ
ｍに熱延後、５５０℃で巻取り、さらに酸洗後、還元性
雰囲気中で６５０℃に加熱・均熱し、冷却してから溶融
亜鉛メッキを施し、さらに５２０℃に再加熱して合金化
処理を行い、引張特性、穴拡げ性及び溶接性を調査し
た。なお、穴拡げ性は打ち抜きままの穴の径をｄ0 と
し、バリを外側にして６０度の円錐ポンチによる穴拡げ
を行い、板厚を貫通する割れが生じた時の穴の径をｄと
した場合のｄ／ｄ0で評価した。また、溶接性について
はアーク溶接を行い、溶接部分の引張特性を調査した。
調査結果を図１、図２、図３及び図４に示す。
【０００７】この実験結果から、本発明の目標とする、
６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度、０．７５以下の降
伏比（降伏点／引張強度：ＹＲ）及び１．８以上の穴拡
げ比（ｄ／ｄ0 ）、さらに母材以上の溶接性を確保する
には、Ｃ、Ｍｎ及びＭｏ量を適当な範囲に規定しなけれ
ばならないことを見出した。また、図５は、Ｃ：０．０
２３％、Ｍｎ：２．５１％、Ｍｏ：０．３８％を含む鋼
について、加熱温度を６５０℃として溶融亜鉛メッキ及
び合金化を施した熱延板のＹＲ、穴拡げ性及びマルテン
サイトの面積率と巻取温度の関係を示すものである。図
５からＹＲ≦０．７５と１．８以上のｄ／ｄ0 を満足す
るには巻取温度を３５０〜６５０℃に限定しなければな
らないことを見出した。さらに、図６は熱延での巻取温
度を４５０℃とした場合の、溶融亜鉛メッキ前の加熱温
度とＹＲ、穴拡げ性及びマルテンサイトの面積率との関
係を示すものである。図６からＹＲ≦０．７５と１．８
以上のｄ／ｄ0 を満足するには、加熱温度を６００〜９
１０℃に限定しなければならないことを見出した。
６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度、０．７５以下の降
伏比（降伏点／引張強度：ＹＲ）及び１．８以上の穴拡
げ比（ｄ／ｄ0 ）、さらに母材以上の溶接性を確保する
には、Ｃ、Ｍｎ及びＭｏ量を適当な範囲に規定しなけれ
ばならないことを見出した。また、図５は、Ｃ：０．０
２３％、Ｍｎ：２．５１％、Ｍｏ：０．３８％を含む鋼
について、加熱温度を６５０℃として溶融亜鉛メッキ及
び合金化を施した熱延板のＹＲ、穴拡げ性及びマルテン
サイトの面積率と巻取温度の関係を示すものである。図
５からＹＲ≦０．７５と１．８以上のｄ／ｄ0 を満足す
るには巻取温度を３５０〜６５０℃に限定しなければな
らないことを見出した。さらに、図６は熱延での巻取温
度を４５０℃とした場合の、溶融亜鉛メッキ前の加熱温
度とＹＲ、穴拡げ性及びマルテンサイトの面積率との関
係を示すものである。図６からＹＲ≦０．７５と１．８
以上のｄ／ｄ0 を満足するには、加熱温度を６００〜９
１０℃に限定しなければならないことを見出した。
【０００８】次に、前述したような特性を得るに至った
組織的要因を解明した結果、Ｃ量を下げたことによる炭
化物の低減と、溶融亜鉛メッキ及び合金化後の熱延板に
おける組織がマルテンサイトを含むベイナイトを主体と
した複合組織とすることが重要なことも明らかとなっ
た。以上の新知見を総合すると、適当量のマルテンサイ
トを含むベイナイト主体の組織とし、同時に炭化物低減
のためＣ量を低くし、代わりに溶接性を劣化させない程
度のＭｎ及びＭｏを添加した鋼で、製造条件としては仕
上熱延後の冷却速度と巻取温度を所定の範囲内とするこ
とにより、後で行う溶融亜鉛メッキ及び合金化後におい
ても加工性と溶接性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ熱延
鋼板を製造できる。
組織的要因を解明した結果、Ｃ量を下げたことによる炭
化物の低減と、溶融亜鉛メッキ及び合金化後の熱延板に
おける組織がマルテンサイトを含むベイナイトを主体と
した複合組織とすることが重要なことも明らかとなっ
た。以上の新知見を総合すると、適当量のマルテンサイ
トを含むベイナイト主体の組織とし、同時に炭化物低減
のためＣ量を低くし、代わりに溶接性を劣化させない程
度のＭｎ及びＭｏを添加した鋼で、製造条件としては仕
上熱延後の冷却速度と巻取温度を所定の範囲内とするこ
とにより、後で行う溶融亜鉛メッキ及び合金化後におい
ても加工性と溶接性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ熱延
鋼板を製造できる。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１）面積率で７０％以上のベイナイトと５〜１５％の
マルテンサイトを含んだ複合組織からなり、降伏比が
０．７５以下の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶
融亜鉛メッキ熱延鋼板。 （２）重量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：２
％以下、Ｍｎ：１．５％超〜３．５％、Ｐ：０．１％以
下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：４×［Ｎ］〜０．０
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｍｏ：０．２％
超〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０
０５％以下の範囲で含み、かつ下記式を満たし、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる前項１記載の成形性と
溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板。
ろは下記のとおりである。 （１）面積率で７０％以上のベイナイトと５〜１５％の
マルテンサイトを含んだ複合組織からなり、降伏比が
０．７５以下の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶
融亜鉛メッキ熱延鋼板。 （２）重量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：２
％以下、Ｍｎ：１．５％超〜３．５％、Ｐ：０．１％以
下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：４×［Ｎ］〜０．０
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｍｏ：０．２％
超〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０
０５％以下の範囲で含み、かつ下記式を満たし、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる前項１記載の成形性と
溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板。
【００１０】 Ｃ≧−０．０５２×（Ｍｎ＋Ｍｏ）＋０．１５５…… （３）Ｃａ：０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０
０５〜０．０５％のうち１種以上を含有する前項１また
は２記載の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜
鉛メッキ熱延鋼板。 （４）Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有する前項
１〜３のいずれかに記載の成形性と溶接性に優れた高強
度合金化溶融メッキ熱延鋼板。
０５〜０．０５％のうち１種以上を含有する前項１また
は２記載の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜
鉛メッキ熱延鋼板。 （４）Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有する前項
１〜３のいずれかに記載の成形性と溶接性に優れた高強
度合金化溶融メッキ熱延鋼板。
【００１１】（５）連続鋳造にてスラブとした後、再加
熱あるいは鋳造後直ちにＡｒ3 変態点以上の温度で仕上
圧延を終了して、５〜１５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷
却後、３５０〜６５０℃の温度域で巻取り、かくして得
られた熱延鋼帯を酸洗後、連続式溶融亜鉛メッキライン
で還元性雰囲気中で６００〜９１０℃に加熱してから溶
融亜鉛メッキを施し、続いて合金化処理することを特徴
とする前項１〜４のいずれかに記載の成形性と溶接性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方
法。
熱あるいは鋳造後直ちにＡｒ3 変態点以上の温度で仕上
圧延を終了して、５〜１５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷
却後、３５０〜６５０℃の温度域で巻取り、かくして得
られた熱延鋼帯を酸洗後、連続式溶融亜鉛メッキライン
で還元性雰囲気中で６００〜９１０℃に加熱してから溶
融亜鉛メッキを施し、続いて合金化処理することを特徴
とする前項１〜４のいずれかに記載の成形性と溶接性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方
法。
【００１２】
【作用】以下に、本発明を具体的に説明する。まず、組
織はベイナイトとマルテンサイトを含む複合組織としな
ければならない。本発明で意味するベイナイトとは、６
５０℃以下の温度域で生成する相のことであり、アシキ
ュラー状のものとそれが回復したもの及びマッシブ変態
したもの等の粒界の形状がイレギュラーなものも含む。
ベイナイトの面積率は、ｄ／ｄ 0 で１．８以上を得るた
めに７０％以上とする。マルテンサイトの面積率はＹＲ
≦０．７５とするために５％以上とするが、１５％を超
えると穴拡げ性等の特性が劣化するので、上限を１５％
とする。
織はベイナイトとマルテンサイトを含む複合組織としな
ければならない。本発明で意味するベイナイトとは、６
５０℃以下の温度域で生成する相のことであり、アシキ
ュラー状のものとそれが回復したもの及びマッシブ変態
したもの等の粒界の形状がイレギュラーなものも含む。
ベイナイトの面積率は、ｄ／ｄ 0 で１．８以上を得るた
めに７０％以上とする。マルテンサイトの面積率はＹＲ
≦０．７５とするために５％以上とするが、１５％を超
えると穴拡げ性等の特性が劣化するので、上限を１５％
とする。
【００１３】次に、本発明における化学成分の限定理由
について説明する。Ｃは加工性に対して重要な役割を果
たす元素であり、その添加量は少ないほど加工性は向上
する。しかし、少なくなりすぎるとベイナイト及びマル
テンサイトが形成されなくなるばかりでなく、６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上の強度が得られにくくなるため、０．０
０１％を下限とする。一方、添加量が多いと溶接性が劣
化するばかりでなく、炭化物が多量に析出して加工性を
大きく劣化させるため、上限を０．１％とする。
について説明する。Ｃは加工性に対して重要な役割を果
たす元素であり、その添加量は少ないほど加工性は向上
する。しかし、少なくなりすぎるとベイナイト及びマル
テンサイトが形成されなくなるばかりでなく、６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上の強度が得られにくくなるため、０．０
０１％を下限とする。一方、添加量が多いと溶接性が劣
化するばかりでなく、炭化物が多量に析出して加工性を
大きく劣化させるため、上限を０．１％とする。
【００１４】ＭｎはＭｏと組合わせて所定の複合組織を
形成させ、強度を確保するのに重要な役割を果たす元素
である。本発明で規定される面積率のベイナイト及びマ
ルテンサイトを含む組織とするためには、１．５％超の
添加が必要である。また、過度の添加は焼きが入りすぎ
て仕上熱延後の冷却過程で組織を制御するのが困難とな
るため、上限を３．５％とする。
形成させ、強度を確保するのに重要な役割を果たす元素
である。本発明で規定される面積率のベイナイト及びマ
ルテンサイトを含む組織とするためには、１．５％超の
添加が必要である。また、過度の添加は焼きが入りすぎ
て仕上熱延後の冷却過程で組織を制御するのが困難とな
るため、上限を３．５％とする。
【００１５】ＭｏはＭｎとの組み合せで重要な役割を果
たす元素である。すなわち、ベイナイト及びマルテンサ
イトの形成と炭化物による析出強化を目的に添加される
ものであり、本発明で規定される面積率のベイナイト及
びマルテンサイトを含む組織とするには、０．２％超の
添加が必要である。一方、過度の添加は焼きが入りすぎ
るため、仕上熱延後の冷却時に組織を制御するのが難し
くなるばかりでなく、その効果も飽和して経済的にも不
利となることから、上限を０．８％とする。
たす元素である。すなわち、ベイナイト及びマルテンサ
イトの形成と炭化物による析出強化を目的に添加される
ものであり、本発明で規定される面積率のベイナイト及
びマルテンサイトを含む組織とするには、０．２％超の
添加が必要である。一方、過度の添加は焼きが入りすぎ
るため、仕上熱延後の冷却時に組織を制御するのが難し
くなるばかりでなく、その効果も飽和して経済的にも不
利となることから、上限を０．８％とする。
【００１６】本発明では、前述のＣ、Ｍｎ、Ｍｏの各々
の添加量を規定するのみでなく、 Ｃ≧−０．０５２×（Ｍｎ＋Ｍｏ）＋０．１５５ というＣ、Ｍｎ、Ｍｏの相互の関係を規定することによ
って初めて本発明の目標とする鋼板の特性が得られる。
Ｓｉは鋼を高強度化する場合に添加されるが、過度の添
加は溶接性を劣化させるため、上限を２％とする。
の添加量を規定するのみでなく、 Ｃ≧−０．０５２×（Ｍｎ＋Ｍｏ）＋０．１５５ というＣ、Ｍｎ、Ｍｏの相互の関係を規定することによ
って初めて本発明の目標とする鋼板の特性が得られる。
Ｓｉは鋼を高強度化する場合に添加されるが、過度の添
加は溶接性を劣化させるため、上限を２％とする。
【００１７】Ｐも鋼の高強度化には有効な元素である
が、過度の添加は粒界偏析を招いて脆化させるため、上
限を０．１％とする。Ｓは過剰に添加されると熱間割れ
を招くばかりでなく、硫化物が多く形成されると加工時
に割れの原因にもなるため、上限を０．０１５％とす
る。Ａｌは鋼の脱酸のために必要であり、Ｔｉの歩留を
向上させるため０．０１％以上必要である。一方、過剰
の添加はコストアップになるとともに、鋼中に介在物を
残すことになるため、上限を０．１％とする。
が、過度の添加は粒界偏析を招いて脆化させるため、上
限を０．１％とする。Ｓは過剰に添加されると熱間割れ
を招くばかりでなく、硫化物が多く形成されると加工時
に割れの原因にもなるため、上限を０．０１５％とす
る。Ａｌは鋼の脱酸のために必要であり、Ｔｉの歩留を
向上させるため０．０１％以上必要である。一方、過剰
の添加はコストアップになるとともに、鋼中に介在物を
残すことになるため、上限を０．１％とする。
【００１８】Ｎは熱延段階までにＴｉで固定されるた
め、多量のＴｉＮが形成されると加工性の劣化を招くの
で、上限を０．００５％とする。ＴｉはＮを固定するた
めに添加されるものであるから、下限をＮ添加量の４倍
等量とする。また、過度の添加はコストアップになるた
め、０．０５％を上限とする。
め、多量のＴｉＮが形成されると加工性の劣化を招くの
で、上限を０．００５％とする。ＴｉはＮを固定するた
めに添加されるものであるから、下限をＮ添加量の４倍
等量とする。また、過度の添加はコストアップになるた
め、０．０５％を上限とする。
【００１９】Ｎｂは加熱時のオーステナイト粒の微細化
を目的に添加されるものである。０．００５％未満では
その効果が現れず、一方０．０５％を超えて添加しても
細粒化効果は大きく変わらない。Ｂは焼入れ性を確保す
るために補助的に添加される元素である。０．０００５
％未満の添加ではその効果が現れず、一方過度の添加は
スラブ割れの原因となるため、０．００５％を上限とす
る。
を目的に添加されるものである。０．００５％未満では
その効果が現れず、一方０．０５％を超えて添加しても
細粒化効果は大きく変わらない。Ｂは焼入れ性を確保す
るために補助的に添加される元素である。０．０００５
％未満の添加ではその効果が現れず、一方過度の添加は
スラブ割れの原因となるため、０．００５％を上限とす
る。
【００２０】Ｃａ及びＲＥＭは硫化物の形態制御のため
に添加されるものであるが、０．００１％未満のＣａ、
あるいは、０．００５％未満のＲＥＭではその効果が現
れず、過度の添加は鋼中に介在物を残すばかりでなく、
コストアップになるため、それぞれ上限をＣａ：０．０
１％及びＲＥＭ：０．０５％とする。次に、製造工程条
件について説明する。
に添加されるものであるが、０．００１％未満のＣａ、
あるいは、０．００５％未満のＲＥＭではその効果が現
れず、過度の添加は鋼中に介在物を残すばかりでなく、
コストアップになるため、それぞれ上限をＣａ：０．０
１％及びＲＥＭ：０．０５％とする。次に、製造工程条
件について説明する。
【００２１】前述した化学成分を有する鋼は、通常の連
続鋳造法によってスラブとするが、薄スラブ連鋳法によ
って製造する１００〜１０ｍｍ厚の薄スラブでもかまわ
ない。次に、Ａｒ3 変態点以上の温度域で仕上げ熱延を
行う。Ａｒ3 変態点よりも低い温度域で仕上熱延を行う
と組織が不均一になるばかりでなく、３相組織が形成さ
れず、本発明の目的とする加工性が得られない。好まし
くはＡｒ3 〜Ａｒ3 ＋２０℃の範囲で仕上熱延を施すの
がよい。
続鋳造法によってスラブとするが、薄スラブ連鋳法によ
って製造する１００〜１０ｍｍ厚の薄スラブでもかまわ
ない。次に、Ａｒ3 変態点以上の温度域で仕上げ熱延を
行う。Ａｒ3 変態点よりも低い温度域で仕上熱延を行う
と組織が不均一になるばかりでなく、３相組織が形成さ
れず、本発明の目的とする加工性が得られない。好まし
くはＡｒ3 〜Ａｒ3 ＋２０℃の範囲で仕上熱延を施すの
がよい。
【００２２】仕上熱延後の冷却条件と巻取条件は、冷却
速度及び巻取温度によって３相組織における各相の面積
率を制御する点で、本発明における重要な構成条件であ
る。冷却速度は５℃／ｓｅｃ未満ではフェライトが多く
形成されるため強度が不足するばかりでなく、本発明に
おいて重要な役割を果たすベイナイト及びマルテンサイ
トの形成を抑制し、パーライトが形成されるため好まし
くない。一方、１５０℃／ｓｅｃを超える冷却速度の冷
却は実操業では温度の制御が困難となり、歩留を低下さ
せるため好ましくない。また、巻取温度は、３５０℃未
満ではマルテンサイトの面積率が１５％を超えて、穴拡
げ性が劣化するので下限を３５０℃とする。一方、６５
０℃を超えるとパーライトの形成によって目標とする複
合組織にならず、強度を低下させ、加工性を劣化させ
る。
速度及び巻取温度によって３相組織における各相の面積
率を制御する点で、本発明における重要な構成条件であ
る。冷却速度は５℃／ｓｅｃ未満ではフェライトが多く
形成されるため強度が不足するばかりでなく、本発明に
おいて重要な役割を果たすベイナイト及びマルテンサイ
トの形成を抑制し、パーライトが形成されるため好まし
くない。一方、１５０℃／ｓｅｃを超える冷却速度の冷
却は実操業では温度の制御が困難となり、歩留を低下さ
せるため好ましくない。また、巻取温度は、３５０℃未
満ではマルテンサイトの面積率が１５％を超えて、穴拡
げ性が劣化するので下限を３５０℃とする。一方、６５
０℃を超えるとパーライトの形成によって目標とする複
合組織にならず、強度を低下させ、加工性を劣化させ
る。
【００２３】こうして得られた熱延板は、連続式溶融亜
鉛メッキラインを通板する前に酸洗されるが、その方法
は特に規定するものではなく、通常の方法でかまわな
い。また、酸洗後の調質圧延は本発明における特性に何
等影響を及ぼすものではない。連続式溶融亜鉛メッキラ
インでは、還元性雰囲気中で６００〜９１０℃に加熱す
る。この温度が６００℃未満では表面の酸化皮膜の還元
の効率を低下させ、メッキの密着性を劣化させる。一
方、９１０℃を超えると熱延板での組織を大きく壊すこ
とになり、本発明で目標とする特性が得られなくなる。
好ましくは（α＋γ）２相域がよい。
鉛メッキラインを通板する前に酸洗されるが、その方法
は特に規定するものではなく、通常の方法でかまわな
い。また、酸洗後の調質圧延は本発明における特性に何
等影響を及ぼすものではない。連続式溶融亜鉛メッキラ
インでは、還元性雰囲気中で６００〜９１０℃に加熱す
る。この温度が６００℃未満では表面の酸化皮膜の還元
の効率を低下させ、メッキの密着性を劣化させる。一
方、９１０℃を超えると熱延板での組織を大きく壊すこ
とになり、本発明で目標とする特性が得られなくなる。
好ましくは（α＋γ）２相域がよい。
【００２４】
実施例１ Ｃ：０．０１８％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：２．５１
％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００６４％、Ａｌ：
０．０１９％、Ｎｂ：０．０１３％、Ｔｉ：０．０２０
％、Ｍｏ：０．３８％、Ｎ：０．００１５％を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造でスラブとした。熱延は１１００℃で加熱
後、仕上温度を９００℃とし、表１に示すような条件で
冷却及び巻取を実施した。また、同表に示すような加熱
温度で加熱後、溶融メッキ及び合金化を実施した。な
お、合金化は５５０℃で２０秒とした。その後材質評価
としてＪＩＳ Ｚ ２２０１、５号試験片に加工し、同
２２４１記載の試験方法にしたがって引張試験を行っ
た。また、穴拡げ試験は打ち抜きままの穴の径をｄ0 と
し、バリを外側にして６０度の円錐ポンチによる穴拡げ
を行い、板厚を貫通する割れが生じた時の穴の径をｄと
した場合のｄ／ｄ0 で評価した。さらに溶接性について
はアーク溶接を実施し、溶接部の引張強度で評価した。
すなわち、母材の引張強度以上の場合を合格とした。さ
らに、メッキ層の密着性については曲げ半径を１ｍｍと
して９０度のＶ曲げ試験を行い、曲げ部のメッキ層の剥
離の有無で評価し、剥離のない場合を合格とした。表２
に結果をまとめて示す。
％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００６４％、Ａｌ：
０．０１９％、Ｎｂ：０．０１３％、Ｔｉ：０．０２０
％、Ｍｏ：０．３８％、Ｎ：０．００１５％を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造でスラブとした。熱延は１１００℃で加熱
後、仕上温度を９００℃とし、表１に示すような条件で
冷却及び巻取を実施した。また、同表に示すような加熱
温度で加熱後、溶融メッキ及び合金化を実施した。な
お、合金化は５５０℃で２０秒とした。その後材質評価
としてＪＩＳ Ｚ ２２０１、５号試験片に加工し、同
２２４１記載の試験方法にしたがって引張試験を行っ
た。また、穴拡げ試験は打ち抜きままの穴の径をｄ0 と
し、バリを外側にして６０度の円錐ポンチによる穴拡げ
を行い、板厚を貫通する割れが生じた時の穴の径をｄと
した場合のｄ／ｄ0 で評価した。さらに溶接性について
はアーク溶接を実施し、溶接部の引張強度で評価した。
すなわち、母材の引張強度以上の場合を合格とした。さ
らに、メッキ層の密着性については曲げ半径を１ｍｍと
して９０度のＶ曲げ試験を行い、曲げ部のメッキ層の剥
離の有無で評価し、剥離のない場合を合格とした。表２
に結果をまとめて示す。
【００２５】本発明に従ったＮｏ．３、４、５、６、１
０及び１１では、６０ｋｇｆ／ｍｍ 2 以上の引張強度と
０．７５以下のＹＲ及び１．８以上のｄ／ｄ0 を有し、
優れた成形性と溶接性を示す。一方、冷却速度が本発明
の範囲よりも低くはずれたＮｏ．１及び巻取温度が本発
明の範囲よりも高くはずれたＮｏ．９では、マルテンサ
イトが形成されず、強度が低いばかりでなくＹＲも高
い。また、巻取温度が本発明の範囲よりも低くはずれた
Ｎｏ．２では、マルテンサイトの面積率が高く、ｄ／ｄ
0 が低い。さらに、溶融メッキ工程における加熱温度が
本発明の範囲から低くはずれたＮｏ．７は、表面の酸化
皮膜の還元が不十分となり、メッキ層の密着性が悪く、
高くはずれたＮｏ．８では、マルテンサイトの面積率が
低くなり、ＹＲが高い。
０及び１１では、６０ｋｇｆ／ｍｍ 2 以上の引張強度と
０．７５以下のＹＲ及び１．８以上のｄ／ｄ0 を有し、
優れた成形性と溶接性を示す。一方、冷却速度が本発明
の範囲よりも低くはずれたＮｏ．１及び巻取温度が本発
明の範囲よりも高くはずれたＮｏ．９では、マルテンサ
イトが形成されず、強度が低いばかりでなくＹＲも高
い。また、巻取温度が本発明の範囲よりも低くはずれた
Ｎｏ．２では、マルテンサイトの面積率が高く、ｄ／ｄ
0 が低い。さらに、溶融メッキ工程における加熱温度が
本発明の範囲から低くはずれたＮｏ．７は、表面の酸化
皮膜の還元が不十分となり、メッキ層の密着性が悪く、
高くはずれたＮｏ．８では、マルテンサイトの面積率が
低くなり、ＹＲが高い。
【００２６】実施例２ 表３に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でス
ラブとした後、熱延条件は本発明の範囲内で一定とし
た。すなわち、１１５０℃で加熱した後、Ａｒ3変態点
以上の温度域で仕上圧延を施し、２０℃／ｓｅｃの冷却
速度で冷却し、５５０℃で巻取った。また、溶融メッキ
工程における加熱温度も同表に示すように本発明の範囲
とし、それに続く合金化処理は５５０℃で２０秒で行っ
た。その後実施例１と同じ方法で材質評価を行った。表
４に結果をまとめて示す。
ラブとした後、熱延条件は本発明の範囲内で一定とし
た。すなわち、１１５０℃で加熱した後、Ａｒ3変態点
以上の温度域で仕上圧延を施し、２０℃／ｓｅｃの冷却
速度で冷却し、５５０℃で巻取った。また、溶融メッキ
工程における加熱温度も同表に示すように本発明の範囲
とし、それに続く合金化処理は５５０℃で２０秒で行っ
た。その後実施例１と同じ方法で材質評価を行った。表
４に結果をまとめて示す。
【００２７】本発明に従ったＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ及
びＧ鋼は、６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度と０．７
５以下のＹＲ及び１．８以上のｄ／ｄ0 を有し、優れた
成形性と溶接性を示す。一方、Ｃ量が本発明の範囲より
も高くはずれたＨ鋼とＳｉ量が高くはずれたＫ鋼は、溶
接性が劣る。なお、Ｋ鋼はメッキ層の密着性も悪い。ま
た、ＭｎあるいはＭｏ量が本発明の範囲よりも高くはず
れたＩ及びＪ鋼では、焼きが入りすぎて硬質化し、ＹＲ
が高いばかりでなくｄ／ｄ0 が低く、成形性が劣る。さ
らに、Ｍｎ及びＭｏ量が本発明の範囲から低くはずれた
Ｌ鋼では、強度か低いばかりでなく、マルテンサイトの
面積率が低いためＹＲが高いと同時に、ベイナイトの面
積率も低いためｄ／ｄ0 が低い。
びＧ鋼は、６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度と０．７
５以下のＹＲ及び１．８以上のｄ／ｄ0 を有し、優れた
成形性と溶接性を示す。一方、Ｃ量が本発明の範囲より
も高くはずれたＨ鋼とＳｉ量が高くはずれたＫ鋼は、溶
接性が劣る。なお、Ｋ鋼はメッキ層の密着性も悪い。ま
た、ＭｎあるいはＭｏ量が本発明の範囲よりも高くはず
れたＩ及びＪ鋼では、焼きが入りすぎて硬質化し、ＹＲ
が高いばかりでなくｄ／ｄ0 が低く、成形性が劣る。さ
らに、Ｍｎ及びＭｏ量が本発明の範囲から低くはずれた
Ｌ鋼では、強度か低いばかりでなく、マルテンサイトの
面積率が低いためＹＲが高いと同時に、ベイナイトの面
積率も低いためｄ／ｄ0 が低い。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【表４】
【００３２】
【発明の効果】本発明は、自動車の足廻り部材として使
用される鋼板に対し、優れた成形性と溶接性を有する合
金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法を明らか
にしたものである。本発明により、鋼板の薄手化が実現
され、車体の軽量化が可能となる。
用される鋼板に対し、優れた成形性と溶接性を有する合
金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法を明らか
にしたものである。本発明により、鋼板の薄手化が実現
され、車体の軽量化が可能となる。
【図１】引張強度に及ぼすＣ量と（Ｍｎ＋Ｍｏ）量の関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図２】降伏比に及ぼすＣ量と（Ｍｎ＋Ｍｏ）量の関係
を示す図である。
を示す図である。
【図３】穴拡げ比に及ぼすＣ量と（Ｍｎ＋Ｍｏ）量の関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図４】溶接性に及ぼすＣ量と（Ｍｎ＋Ｍｏ）量の関係
を示す図である。
を示す図である。
【図５】巻取温度と鋼板特性の関係を示す図である。
【図６】加熱温度と鋼板特性の関係を示す図である。
Claims (5)
- 【請求項１】 面積率で７０％以上のベイナイトと５〜
１５％のマルテンサイトを含んだ複合組織からなり、降
伏比が０．７５以下の成形性と溶接性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、
Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：１．５％超〜３．５％、Ｐ：
０．１％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：４×
［Ｎ］〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｍｏ：０．２％超〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１
％、Ｎ：０．００５％以下の範囲で含み、かつ下記式
を満たし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる請求項
１記載の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
メッキ熱延鋼板。 Ｃ≧−０．０５２×（Ｍｎ＋Ｍｏ）＋０．１５５…… - 【請求項３】 Ｃａ：０．００１〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．００５〜０．０５％のうち１種以上を含有する
請求項１または２記載の成形性と溶接性に優れた高強度
合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板。 - 【請求項４】 Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有
する請求項１〜３のいずれかに記載の成形性と溶接性に
優れた高強度合金化溶融メッキ熱延鋼板。 - 【請求項５】 連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あ
るいは鋳造後直ちにＡｒ3 変態点以上の温度で仕上圧延
を終了して、５〜１５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却
後、３５０〜６５０℃の温度域で巻取り、かくして得ら
れた熱延鋼帯を酸洗後、連続式溶融亜鉛メッキラインで
還元性雰囲気中で６００〜９１０℃に加熱してから溶融
亜鉛メッキを施し、続いて合金化処理することを特徴と
する請求項１〜４のいずれかに記載の成形性と溶接性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9343093A JPH06306533A (ja) | 1993-04-20 | 1993-04-20 | 成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9343093A JPH06306533A (ja) | 1993-04-20 | 1993-04-20 | 成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06306533A true JPH06306533A (ja) | 1994-11-01 |
Family
ID=14082098
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9343093A Withdrawn JPH06306533A (ja) | 1993-04-20 | 1993-04-20 | 成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06306533A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001279408A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2001279409A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 |
| JP2001335892A (ja) * | 2000-05-25 | 2001-12-04 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| WO2014181728A1 (ja) * | 2013-05-08 | 2014-11-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2015151826A1 (ja) * | 2014-03-31 | 2015-10-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2018204117A (ja) * | 2014-03-31 | 2018-12-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ未満の高強度冷延鋼板または高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2021031703A (ja) * | 2019-08-20 | 2021-03-01 | 日本製鉄株式会社 | 薄鋼板及びその製造方法 |
-
1993
- 1993-04-20 JP JP9343093A patent/JPH06306533A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001279408A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2001279409A (ja) * | 2000-03-28 | 2001-10-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 |
| JP2001335892A (ja) * | 2000-05-25 | 2001-12-04 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| WO2014181728A1 (ja) * | 2013-05-08 | 2014-11-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度－曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2015151826A1 (ja) * | 2014-03-31 | 2015-10-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2015200013A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2018204117A (ja) * | 2014-03-31 | 2018-12-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ未満の高強度冷延鋼板または高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| US10570473B2 (en) | 2014-03-31 | 2020-02-25 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and high-strength hot-dip galvannealed steel sheet having excellent ductility, stretch-flangeability, and weldability |
| JP2021031703A (ja) * | 2019-08-20 | 2021-03-01 | 日本製鉄株式会社 | 薄鋼板及びその製造方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000704 |