JPS5830933B2 - 形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents
形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法Info
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- JPS5830933B2 JPS5830933B2 JP848979A JP848979A JPS5830933B2 JP S5830933 B2 JPS5830933 B2 JP S5830933B2 JP 848979 A JP848979 A JP 848979A JP 848979 A JP848979 A JP 848979A JP S5830933 B2 JPS5830933 B2 JP S5830933B2
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- Coating With Molten Metal (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は合金化処理をした形状性にすぐれた高張力亜鉛
メッキ鋼板の製造方法に関する。
メッキ鋼板の製造方法に関する。
近時、自動車車体の強度向上あるいは重量軽減を目的と
する高張力鋼板の利用ならびに耐食性向上を目的とする
亜鉛メッキ鋼板の利用が進められているが、就中亜鉛メ
ッキ鋼板の溶接性、塗装性の向上を目的として合金化処
理をした自動車用に適した高張力亜鉛メッキ鋼板の開発
が望ｌれている。
する高張力鋼板の利用ならびに耐食性向上を目的とする
亜鉛メッキ鋼板の利用が進められているが、就中亜鉛メ
ッキ鋼板の溶接性、塗装性の向上を目的として合金化処
理をした自動車用に適した高張力亜鉛メッキ鋼板の開発
が望ｌれている。
自動車用鋼板はプレス底形あるいはロール成形して使用
されるので成形時割れやしわが発生しないことおよび形
状性が良好なことが必要である。
されるので成形時割れやしわが発生しないことおよび形
状性が良好なことが必要である。
形状性とは鋼板がプレス型あるいはロール型によくなじ
みかつ成形品を型からはずした時スプリングバックしに
くいことであり、鋼板の降伏強度が低いほど寸た降伏比
（降伏強度／引張強度）が低いほど良好なことが一般に
知られている。
みかつ成形品を型からはずした時スプリングバックしに
くいことであり、鋼板の降伏強度が低いほど寸た降伏比
（降伏強度／引張強度）が低いほど良好なことが一般に
知られている。
しかるに一般のフェライト地ノ、く−ライト組織の低炭
素鋼板ではその降伏比は０．６５〜０．８５の範囲にあ
りあ１り変化しないので鋼の引張強度が増すと降伏強度
は上昇してし１い、一般的に言って高張力鋼板のプレス
成形品の形成性ははなはだ悪く、自動車用にはあ１り使
用されていなかった。
素鋼板ではその降伏比は０．６５〜０．８５の範囲にあ
りあ１り変化しないので鋼の引張強度が増すと降伏強度
は上昇してし１い、一般的に言って高張力鋼板のプレス
成形品の形成性ははなはだ悪く、自動車用にはあ１り使
用されていなかった。
最近フェライト地中にマルテンサイトを細かく分散させ
た鋼板が開発された。
た鋼板が開発された。
この鋼では、該マルテンサイトが転位の発生源となり一
様な変形が比較的容易に行なわれて０．６０以下の低い
降伏比が容易に得られるため、引張強度が高くても降伏
強度が低いこと釦よび加工硬化が著しいこと（低降伏比
に相当）のため、プレス成形品の形状性が良好なことが
確認されている。
様な変形が比較的容易に行なわれて０．６０以下の低い
降伏比が容易に得られるため、引張強度が高くても降伏
強度が低いこと釦よび加工硬化が著しいこと（低降伏比
に相当）のため、プレス成形品の形状性が良好なことが
確認されている。
０．６０以下の低い降伏比を得るためには急速加熱、短
時間焼鈍、急速冷却の過程よりなる連続焼鈍法によるの
が最適とされている。
時間焼鈍、急速冷却の過程よりなる連続焼鈍法によるの
が最適とされている。
これは第１図の熱履歴曲線Ｐで代表される加熱、均熱、
冷却を行なわせるもので、特にその加熱温度と冷却速度
が重要である。
冷却を行なわせるもので、特にその加熱温度と冷却速度
が重要である。
すなわち加熱（均熱）はフェライトα＋オーステナイト
γの２相共存温度域（Ａｃ。
γの２相共存温度域（Ａｃ。
〜ＡＣ３変態点温度）にしオーステナイト中にＣ原子を
濃化させ、その後の急速冷却過程でオーステナイト相を
マルテンサイトに変態させ、室温にてフェライトとマル
テンサイトの混合組織にすることを特徴としている。
濃化させ、その後の急速冷却過程でオーステナイト相を
マルテンサイトに変態させ、室温にてフェライトとマル
テンサイトの混合組織にすることを特徴としている。
冷却速度は７０００Ｃから３００℃間平均で１０ ’Ｃ
／ ｓｅｅ以上が普通で、これ以下の冷却速度や、４０
０’Ｃ以上での保持を含む段付冷却では前記オーステナ
イトはパーライトに変態してし捷いマルテンサイトが得
られにくく上記０．６以下の低降伏比の鋼板は得られに
くい。
／ ｓｅｅ以上が普通で、これ以下の冷却速度や、４０
０’Ｃ以上での保持を含む段付冷却では前記オーステナ
イトはパーライトに変態してし捷いマルテンサイトが得
られにくく上記０．６以下の低降伏比の鋼板は得られに
くい。
前記低降伏比の合金化亜鉛メッキ鋼板を連続溶融亜鉛メ
ツキラインにて製造する場合には一般に、鋼を加熱炉に
て約ｓｏｏ’ｃに加熱してから一旦低温保持帯で約５０
０℃に一定時間保持した後、約４５０℃の溶融亜鉛浴内
に浸漬して亜鉛メッキし更に亜鉛付着量制御装置及び必
要に応じてスパングル除去装置を経て合金化炉に装入し
約５６０℃に加熱して表層ｌでＦｅ−Ｚｎ 合金層とな
すよう合金化処理をする関係上、前記低温保持の間にγ
相のパーライト変態が生じマルテンサイトの形成が抑制
されると共に、前記亜鉛メッキ槽後の冷却でマルテンサ
イトが形成されこれが合金化炉での加熱で焼戻されて軟
質なしマルテンサイトＣなりフェライト地中に硬いマル
テンサイトが細かく分布する組織が形成されず、筐た鋼
中のＳｉが多いときには鋼板に対する亜鉛の密着性が悪
化することもあって、目的とする低降伏比の高張力合金
化亜鉛メッキ鋼板を得ることは殆んど不可能となる。
ツキラインにて製造する場合には一般に、鋼を加熱炉に
て約ｓｏｏ’ｃに加熱してから一旦低温保持帯で約５０
０℃に一定時間保持した後、約４５０℃の溶融亜鉛浴内
に浸漬して亜鉛メッキし更に亜鉛付着量制御装置及び必
要に応じてスパングル除去装置を経て合金化炉に装入し
約５６０℃に加熱して表層ｌでＦｅ−Ｚｎ 合金層とな
すよう合金化処理をする関係上、前記低温保持の間にγ
相のパーライト変態が生じマルテンサイトの形成が抑制
されると共に、前記亜鉛メッキ槽後の冷却でマルテンサ
イトが形成されこれが合金化炉での加熱で焼戻されて軟
質なしマルテンサイトＣなりフェライト地中に硬いマル
テンサイトが細かく分布する組織が形成されず、筐た鋼
中のＳｉが多いときには鋼板に対する亜鉛の密着性が悪
化することもあって、目的とする低降伏比の高張力合金
化亜鉛メッキ鋼板を得ることは殆んど不可能となる。
そこで種々実験研究の結果、発明者等は鋼に適当量のＭ
ｎを添付することによってγ相の組織を安定せしめて前
述の連続亜鉛メツキラインのヒートパターンに釦ける低
温保持帯でのγ相のパーライト変態を抑制すると共に、
亜鉛メッキ槽と合金化炉の間にち・いて板温をＭｓ点以
下に低下せしめないようにすることによって合金化炉入
側でのマルテンサイトの形成を防止し合金化炉出側でγ
相からのマルテンサイト変態をさせてやることによりメ
ツキライン通過後の鋼板にフェライト地中に硬いマルテ
ンサイトを細かく分布した組織を形成せしめることによ
り低降伏比が得られるととならびにＳｉ含有量を低減す
ることによって良好な亜鉛密着性が得られることを見出
した。
ｎを添付することによってγ相の組織を安定せしめて前
述の連続亜鉛メツキラインのヒートパターンに釦ける低
温保持帯でのγ相のパーライト変態を抑制すると共に、
亜鉛メッキ槽と合金化炉の間にち・いて板温をＭｓ点以
下に低下せしめないようにすることによって合金化炉入
側でのマルテンサイトの形成を防止し合金化炉出側でγ
相からのマルテンサイト変態をさせてやることによりメ
ツキライン通過後の鋼板にフェライト地中に硬いマルテ
ンサイトを細かく分布した組織を形成せしめることによ
り低降伏比が得られるととならびにＳｉ含有量を低減す
ることによって良好な亜鉛密着性が得られることを見出
した。
詳述するならば、第３図ばＣ０，０５〜０．１２優、Ｐ
０．０１５〜０．０８０ ％、５ｏｌＡ１０．０４８
〜０．０５６％を含有し、これにＭｎ、Ｓｉ をＭｎ４
．０φ以下、Ｓｌ １−０ ％以下の範囲でそれぞれ変
化させて添加して溶製した各種の高張力鋼を、冷間圧延
により０．８ｍｍ厚の鋼板に仕上げた後、合金化処理を
含む通常の連続溶融亜鉛メツキラインを通し、第２図の
特性曲線Ｑにて示すヒートパターンで片面に４５１７ｍ
２の割合で亜鉛が付着するよう調整して合金化亜鉛メッ
キした場合に釦ける、Ｍｎ、Ｓｉの含有量と降伏比との
関係ならびにＳｉ含有量と亜鉛密着性との関係を示した
図表である。
０．０１５〜０．０８０ ％、５ｏｌＡ１０．０４８
〜０．０５６％を含有し、これにＭｎ、Ｓｉ をＭｎ４
．０φ以下、Ｓｌ １−０ ％以下の範囲でそれぞれ変
化させて添加して溶製した各種の高張力鋼を、冷間圧延
により０．８ｍｍ厚の鋼板に仕上げた後、合金化処理を
含む通常の連続溶融亜鉛メツキラインを通し、第２図の
特性曲線Ｑにて示すヒートパターンで片面に４５１７ｍ
２の割合で亜鉛が付着するよう調整して合金化亜鉛メッ
キした場合に釦ける、Ｍｎ、Ｓｉの含有量と降伏比との
関係ならびにＳｉ含有量と亜鉛密着性との関係を示した
図表である。
なむ第２図のヒートパターンにむいて均熱温度は８００
℃、低温保持帯温度は５００℃、メッキ槽温度は４６０
℃、合金化炉の均熱温度は５６０℃とし、かつメッキ槽
と合金化炉間の板温の最低点（図中Ｔ′点）がいづれも
各供試鋼のＭｓ点以上となるよう加熱処理をした。
℃、低温保持帯温度は５００℃、メッキ槽温度は４６０
℃、合金化炉の均熱温度は５６０℃とし、かつメッキ槽
と合金化炉間の板温の最低点（図中Ｔ′点）がいづれも
各供試鋼のＭｓ点以上となるよう加熱処理をした。
第３図において、○印は降伏比０．６０以下、×印は降
伏比０．６０を越えるものを示す記号であり、一点鎖線
ＲはＭｎ、Ｓｉ量による降伏比の前記○×の範囲の境界
を示す特性曲線である。
伏比０．６０を越えるものを示す記号であり、一点鎖線
ＲはＭｎ、Ｓｉ量による降伏比の前記○×の範囲の境界
を示す特性曲線である。
昔た○×印の右肩の数値は代表例の降伏比を示し、左肩
のΔ印は亜鉛密着性の良好なもの、ム印は悪いものを示
す。
のΔ印は亜鉛密着性の良好なもの、ム印は悪いものを示
す。
第４図は第３図の亜鉛メッキ試験をした各種供試鋼のう
ちから第１表に示す成分とＡｃ１．Ａｃ３むよびＭｓ変
態温度の供試鋼Ｉ、ＩＩを選んで、第２図の特性曲線Ｑ
にむけるＴ′点を５０〜４００°Ｃの温度範囲で変化さ
せて合金化亜鉛メッキした場合に釦ける、メッキ槽と合
金化炉間の板温の最低点（Ｔ’点）と降伏比との関係を
示した図表であｔ１図中○印及び特性曲線Ｕは供試鋼■
、△印及び特性曲線Ｖは供試鋼■を示し、Ｍ点は供試鋼
■のＭｓ点、Ｎ点は供試鋼■のＭｓ点を示す。
ちから第１表に示す成分とＡｃ１．Ａｃ３むよびＭｓ変
態温度の供試鋼Ｉ、ＩＩを選んで、第２図の特性曲線Ｑ
にむけるＴ′点を５０〜４００°Ｃの温度範囲で変化さ
せて合金化亜鉛メッキした場合に釦ける、メッキ槽と合
金化炉間の板温の最低点（Ｔ’点）と降伏比との関係を
示した図表であｔ１図中○印及び特性曲線Ｕは供試鋼■
、△印及び特性曲線Ｖは供試鋼■を示し、Ｍ点は供試鋼
■のＭｓ点、Ｎ点は供試鋼■のＭｓ点を示す。
第３図に見る通り、Ｓｉ≦０．６０％、Ｍｎ＋Ｓｉ≦２
．３係とすることによって降伏比０．６０以下でかつ、
亜鉛密着性の良好なものが得られ、Ｍｎが３．５優を越
えると降伏比低下の効果が飽和する。
．３係とすることによって降伏比０．６０以下でかつ、
亜鉛密着性の良好なものが得られ、Ｍｎが３．５優を越
えると降伏比低下の効果が飽和する。
また第４図に見る通り、メッキ槽と合金化炉間の板温の
最低点（Ｔ’点）を鋼のＭｓ点以上とすることによって
降伏比０．６０以下が得られる。
最低点（Ｔ’点）を鋼のＭｓ点以上とすることによって
降伏比０．６０以下が得られる。
本発明は上記知見に基いて、合金成分と熱処理方法の両
面から改良した新しい高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法
を提供するものであって、ＣＯ，２０係以下、Ｓｉ０．
６０係以下、ｐｏ、１５０％以下、Ｍｎ３．５％以下で
Ｍｎ ＋Ｓｉ ２．３％以上、５ｏｌＡ１０．０１〜０
．１０％を含有し、残部が実質的にＦｅから成る鋼を、
熱間圧延あるいは冷間圧延後連続溶融亜鉛メツキライン
にて合金化亜鉛メッキすると共に、メッキ槽と合金化炉
との間で鋼板をＭｓ点以上の温度に保持することを要旨
とする。
面から改良した新しい高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法
を提供するものであって、ＣＯ，２０係以下、Ｓｉ０．
６０係以下、ｐｏ、１５０％以下、Ｍｎ３．５％以下で
Ｍｎ ＋Ｓｉ ２．３％以上、５ｏｌＡ１０．０１〜０
．１０％を含有し、残部が実質的にＦｅから成る鋼を、
熱間圧延あるいは冷間圧延後連続溶融亜鉛メツキライン
にて合金化亜鉛メッキすると共に、メッキ槽と合金化炉
との間で鋼板をＭｓ点以上の温度に保持することを要旨
とする。
本発明にむいて鋼の成分を上記の如く限定した理由につ
いて説明する。
いて説明する。
Ｃ：０．２０優を越えると溶接性が悪化する。
Ｓｉ：０．６０％を越えると鋼板の表面性状が劣化し亜
鉛の密着性が悪化する。
鉛の密着性が悪化する。
Ｐ ：０．１５０％を越えると脆性破壊を惹起する釦
それがある。
それがある。
５ｏＡＡ、６ ： ０．０１％未満では鋼の清浄度が悪
化し、０．２０％を越えると鋼の溶製が困難と なる。
化し、０．２０％を越えると鋼の溶製が困難と なる。
Ｍｎ ： Ｍｎ ＋ Ｓ ｉが２．３係未満では降伏比
を低下せしめる効果が不十分であり、３．５％を越えて
添加しても効果が飽和し、かつ、コストが嵩むからであ
る。
を低下せしめる効果が不十分であり、３．５％を越えて
添加しても効果が飽和し、かつ、コストが嵩むからであ
る。
加熱温度をＡｃ１〜Ａｃ３変態点としたのは鋼をフェラ
イトとオーステナイトの共存組織にするためである。
イトとオーステナイトの共存組織にするためである。
Ａｃ１点未満では、オーステナイｔの形成はないため、
冷却時マルテンサイトの発生はなく、捷た、ＡＣ３点を
こえるとフェライトがないため、低降伏比の鋼板が得ら
れない。
冷却時マルテンサイトの発生はなく、捷た、ＡＣ３点を
こえるとフェライトがないため、低降伏比の鋼板が得ら
れない。
溶融メッキは、メッキの密着性および操業性から４３０
〜５０００Ｃにされる。
〜５０００Ｃにされる。
４３０°Ｃ未満では亜鉛の粘性が不充分で、一方５００
℃を越えると皮膜が剥離しやすい。
℃を越えると皮膜が剥離しやすい。
合金化炉の温度は５００〜６００’Ｃがよい。
５００’Ｃ未満では合金化の進行が不足で皮膜密着性が
わるく、６００′Ｃを越すと合金層が発達しすぎてプレ
ス加工時パウダリングの原因となる。
わるく、６００′Ｃを越すと合金層が発達しすぎてプレ
ス加工時パウダリングの原因となる。
ｌた、メッキ槽と合金化炉間の鋼板の最低温度をＭｓ点
以上に限定したのは、０８点未満の温度に低下した場合
にはγ相のパーライト変態が進みマルテンサイト相が形
成されず低降伏比が得られないからである。
以上に限定したのは、０８点未満の温度に低下した場合
にはγ相のパーライト変態が進みマルテンサイト相が形
成されず低降伏比が得られないからである。
次に本発明の実施例について説明する。
実施例 ■
供試鋼Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈの成分とＡｃ１
．Ａｃ３むよびＭｓ変態点温度を第２表に示す。
．Ａｃ３むよびＭｓ変態点温度を第２表に示す。
供試鋼Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄは本発明範囲の鋼、Ｅ、Ｆ、Ｇ、
Ｈは比較鋼である。
Ｈは比較鋼である。
第２表の成分から成る供試鋼Ａ〜Ｈをそれぞれ転炉で溶
製し、通常の熱間圧延にて３．８ｍｍ厚の鋼板に仕上げ
酸洗後、通常の冷間圧延にて０．８ｍｍに仕上げた後、
通常の連続溶融亜鉛メツキラインにて５０ ｍ ／ｍｉ
ｎのライン速度で合金化亜鉛メッキした。
製し、通常の熱間圧延にて３．８ｍｍ厚の鋼板に仕上げ
酸洗後、通常の冷間圧延にて０．８ｍｍに仕上げた後、
通常の連続溶融亜鉛メツキラインにて５０ ｍ ／ｍｉ
ｎのライン速度で合金化亜鉛メッキした。
上記メツキラインに釦いては、加熱炉にて板温ＳＯＯ℃
に３０ ｓｅｃ保持保持金空冷低温保持帯にて板温５０
００Ｃに３０ ｓｅｃ保持後、４６０°Ｃの溶融亜鉛メ
ッキ浴槽内に浸漬して亜鉛メッキし、該亜鉛メッキ鋼板
を直ちにガスワイピングにて亜鉛皮膜付着の厚みを片面
４５ ｇ／ｍ”に調整し、ひきつづいて表面スパングル
を除去し、メッキ槽を出てからｓ ｓｅｅ後ガルバニー
ル炉に装入し板温５６０’Ｃに１０ ｓｅｃ保持して合
金化処理した後空冷により室温１で冷却した。
に３０ ｓｅｃ保持保持金空冷低温保持帯にて板温５０
００Ｃに３０ ｓｅｃ保持後、４６０°Ｃの溶融亜鉛メ
ッキ浴槽内に浸漬して亜鉛メッキし、該亜鉛メッキ鋼板
を直ちにガスワイピングにて亜鉛皮膜付着の厚みを片面
４５ ｇ／ｍ”に調整し、ひきつづいて表面スパングル
を除去し、メッキ槽を出てからｓ ｓｅｅ後ガルバニー
ル炉に装入し板温５６０’Ｃに１０ ｓｅｃ保持して合
金化処理した後空冷により室温１で冷却した。
なむメッキ槽とガルバニール炉間の板温の最低点は３２
０〜３５０°Ｃになるように加熱した。
０〜３５０°Ｃになるように加熱した。
この結果、供試鋼Ｈ以外すべての供試鋼にむいて板温は
Ｍｓ点点上上保持されている。
Ｍｓ点点上上保持されている。
上記各合金化亜鉛メッキ供試鋼板の引張試験による降伏
強度、引張強度、降伏比及び亜鉛密着性の調査結果を第
３表に示す。
強度、引張強度、降伏比及び亜鉛密着性の調査結果を第
３表に示す。
なむ第３表に示す引張試験値はＪＩＳ ５号によるＬ
方向引張の試験値であり、亜鉛密着性は密着曲げ試験に
よる亜鉛皮膜の剥離性を調査した結果を示したものであ
る。
方向引張の試験値であり、亜鉛密着性は密着曲げ試験に
よる亜鉛皮膜の剥離性を調査した結果を示したものであ
る。
第３表に見る通り、本発明範囲の鋼Ａ、Ｂ、Ｃ。
Ｄはいづれも降伏比が０．６０以下でかつ、亜鉛密着性
が良好であり、形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板
に合格する成績を示しているが、比較鋼Ｅ、Ｆ、Ｈはい
づれも降伏比が０．６０を越えてあ・す、比較鋼Ｇは降
伏比は０．６０以下であるが亜鉛密着性か悪く、いづれ
も形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板として不適格
である。
が良好であり、形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板
に合格する成績を示しているが、比較鋼Ｅ、Ｆ、Ｈはい
づれも降伏比が０．６０を越えてあ・す、比較鋼Ｇは降
伏比は０．６０以下であるが亜鉛密着性か悪く、いづれ
も形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板として不適格
である。
実施例 ■
Ｃ０，０８％、Ｓｉ０．１０％、Ｍｎ ２．３４ ％、
ＰＯ，０１８％、５ｏｌＡｌＯ，０４１％を含有する供
試鋼（Ａｃ、 ニア００℃、Ａｃ３：８７０°ＣＸＭｓ
：２８０′Ｃ）を転炉で溶製し、通常の熱間圧延にて２
．８ｍｍ厚の鋼板に仕上げ酸洗後、通常の冷間圧延にて
１．０ｍｍ厚に仕上げた後、通常の連続溶融亜鉛メツキ
ラインにて７０ｍ／／ｒｒ１ｉｎのライン速度で合金化
亜鉛メッキした。
ＰＯ，０１８％、５ｏｌＡｌＯ，０４１％を含有する供
試鋼（Ａｃ、 ニア００℃、Ａｃ３：８７０°ＣＸＭｓ
：２８０′Ｃ）を転炉で溶製し、通常の熱間圧延にて２
．８ｍｍ厚の鋼板に仕上げ酸洗後、通常の冷間圧延にて
１．０ｍｍ厚に仕上げた後、通常の連続溶融亜鉛メツキ
ラインにて７０ｍ／／ｒｒ１ｉｎのライン速度で合金化
亜鉛メッキした。
上記メツキラインに釦いては、加熱炉にて板温ｓｏｏ’
ｃに３０ ｓｅｃ保持保持金空冷低温保持帯にて板温５
００’Ｃに３０ Ｓｅｅ保持後、４６０℃の溶融亜鉛メ
ッキ浴槽内に浸漬して亜鉛メッキし、該亜鉛メッキ鋼板
を直ちにガスワイピングにて亜鉛皮膜付着の厚みを片面
４５ 、？ ／ｍ”に調整し、ひきつづいて表面スパン
グルを除去し、メッキ槽を出てから６ ｓｅｅ後ガルバ
ニール炉に装入し板温５６０’Ｃに１０ Ｓｅｅ保持し
て合金化処理した後空冷により室温寸で冷却した。
ｃに３０ ｓｅｃ保持保持金空冷低温保持帯にて板温５
００’Ｃに３０ Ｓｅｅ保持後、４６０℃の溶融亜鉛メ
ッキ浴槽内に浸漬して亜鉛メッキし、該亜鉛メッキ鋼板
を直ちにガスワイピングにて亜鉛皮膜付着の厚みを片面
４５ 、？ ／ｍ”に調整し、ひきつづいて表面スパン
グルを除去し、メッキ槽を出てから６ ｓｅｅ後ガルバ
ニール炉に装入し板温５６０’Ｃに１０ Ｓｅｅ保持し
て合金化処理した後空冷により室温寸で冷却した。
なお本実施例にむいてはメッキ槽とガルバニール炉間を
次のＡ、Ｂの２方法によりそれぞれ分けて熱処理した。
次のＡ、Ｂの２方法によりそれぞれ分けて熱処理した。
Ａニスパングル除去装置後放冷しその１１ガルバニール
炉に装入した。
炉に装入した。
この場合上記区間での板温の最低点は鋼板のＭｓ点（２
８０°Ｃ）以下の２５０’Ｃとなった。
８０°Ｃ）以下の２５０’Ｃとなった。
Ｂニスパングル除去装置後、板温の最低点が３００°Ｃ
以上に保持されるようバーナーにて鋼板を加熱してガル
バニール炉に装入した。
以上に保持されるようバーナーにて鋼板を加熱してガル
バニール炉に装入した。
上記Ａ、Ｂ２方法により分けて熱処理した各合金化亜鉛
メッキ鋼板の引張試験による降伏強度、引張強度、降伏
比の成績を第４表に示す。
メッキ鋼板の引張試験による降伏強度、引張強度、降伏
比の成績を第４表に示す。
なむ第４表に示す引張試験値ばＪＩＳ ５号によるＬ
方向引張の試１験値である。
方向引張の試１験値である。
第４表に見る通り、メッキ槽と合金化炉間の板温の最低
点をＭｓ点以下にしたＡの場合は降伏比が０．６０以上
となり、Ｍｓ点以上となるよう加熱したＢの場合が降伏
比０．６０以下となることを示す。
点をＭｓ点以下にしたＡの場合は降伏比が０．６０以上
となり、Ｍｓ点以上となるよう加熱したＢの場合が降伏
比０．６０以下となることを示す。
なお本発明範囲の鋼Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄを熱間圧延して得た
鋼板を酸洗後直ちに前記同様の連続溶融亜鉛メツキライ
ンによる合金化亜鉛メッキを施した場合においても、前
記と同様に降伏比が０．６０以下で亜鉛密着性の良好な
高張力亜鉛メッキ鋼板が得られたので、本発明方法にお
ける合金化亜鉛メッキ用素材は冷間圧延を経ない熱延鋼
板でも差し支えない。
鋼板を酸洗後直ちに前記同様の連続溶融亜鉛メツキライ
ンによる合金化亜鉛メッキを施した場合においても、前
記と同様に降伏比が０．６０以下で亜鉛密着性の良好な
高張力亜鉛メッキ鋼板が得られたので、本発明方法にお
ける合金化亜鉛メッキ用素材は冷間圧延を経ない熱延鋼
板でも差し支えない。
第１図は従来の連続焼鈍炉におけるヒートパターンを示
した図表、第２図は通常の連続溶融亜鉛メツキラインに
て合金化亜鉛メッキする場合のヒートパターンを示した
図表、第３図は本発明方法による合金化亜鉛メッキ鋼板
及び比較合金化亜鉛メッキ鋼にち−けるＭｎ、Ｓｉの含
有量と降伏比との関係ならびにＳｉ含有量と亜鉛密着性
との関係を示した図表、第４図は本発明範囲の鋼板に合
金化亜鉛メッキした場合、メッキ槽と合金化炉間の板温
の最低点（Ｔ’点）と降伏比との関係を示した図表であ
る。
した図表、第２図は通常の連続溶融亜鉛メツキラインに
て合金化亜鉛メッキする場合のヒートパターンを示した
図表、第３図は本発明方法による合金化亜鉛メッキ鋼板
及び比較合金化亜鉛メッキ鋼にち−けるＭｎ、Ｓｉの含
有量と降伏比との関係ならびにＳｉ含有量と亜鉛密着性
との関係を示した図表、第４図は本発明範囲の鋼板に合
金化亜鉛メッキした場合、メッキ槽と合金化炉間の板温
の最低点（Ｔ’点）と降伏比との関係を示した図表であ
る。
Claims (1)
- Ｉ Ｃ０，２０φ以下、Ｓｉ０．６０％以下、ＰＯ，
１５０％以下、５ｏＡＡ１０．０１〜０．２０ ％、Ｍ
ｎ３．５％以下でＭｎ ＋Ｓｉ ２．３１以上を含有し
、残部が実質的にＦｅから成る鋼を、熱間圧延後あるい
は冷間圧延後連続溶融亜鉛メツキラインにてＡ ｃ １
”Ａ ｃ ３変態点温度に加熱し、その冷却過程の４
３０〜５００℃にて溶融メッキをし、引きつづいて合金
化炉にて５００〜６００℃に再加熱し、亜鉛メッキ層の
合金化処理をする方法にち−いて、溶融メッキ槽と合金
化炉との間で鋼板をＭｓ点以上の温度に保持することを
特徴とする形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP848979A JPS5830933B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP848979A JPS5830933B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55100935A JPS55100935A (en) | 1980-08-01 |
| JPS5830933B2 true JPS5830933B2 (ja) | 1983-07-02 |
Family
ID=11694520
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP848979A Expired JPS5830933B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5830933B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56127761A (en) * | 1980-03-10 | 1981-10-06 | Nisshin Steel Co Ltd | Preparation of high strength zinc hot dipping steel plate with low yield ratio |
-
1979
- 1979-01-27 JP JP848979A patent/JPS5830933B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55100935A (en) | 1980-08-01 |
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