JPS5849623B2 - 絞り性ならびに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
絞り性ならびに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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- JPS5849623B2 JPS5849623B2 JP849079A JP849079A JPS5849623B2 JP S5849623 B2 JPS5849623 B2 JP S5849623B2 JP 849079 A JP849079 A JP 849079A JP 849079 A JP849079 A JP 849079A JP S5849623 B2 JPS5849623 B2 JP S5849623B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は絞り性ならびに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。
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を目的とする亜鉛
メッキ鋼板の利用が著るしく、この為めこの種用途に適
した高張力亜鉛メッキ鋼板の開発が望まれている。
する高張力鋼板の利用ならびに耐食性を目的とする亜鉛
メッキ鋼板の利用が著るしく、この為めこの種用途に適
した高張力亜鉛メッキ鋼板の開発が望まれている。
自動車用鋼板は一般にプレス加工を行なってから使用さ
れるので、このプレス加工に適する性質が必要である。
れるので、このプレス加工に適する性質が必要である。
特に車体パネルのように厳しい加工がなされる部品につ
いては絞り性ならびに形状性にすぐれた性質が要求され
る。
いては絞り性ならびに形状性にすぐれた性質が要求され
る。
絞り性は鋼板のｒ値（ランクフォード値）が高いほど良
好であり、従来の軟質鋼板においては製造条件の改良な
どにより高いｒ値の鋼板が各種開発されている。
好であり、従来の軟質鋼板においては製造条件の改良な
どにより高いｒ値の鋼板が各種開発されている。
しかしｒ値は鋼板の強度が上昇すると低下の傾向にあり
、高張力鋼板のｒ値は１．０前後であった。
、高張力鋼板のｒ値は１．０前後であった。
形状性は鋼板の降伏強度が低くかつ降伏比が低いほど良
好となるが、一般のフエライト＋パーライト組織の鋼で
は降伏比は０．６５〜０．８５であるため、鋼の引張強
度が増すと降伏強度も上昇してしまい一般的に言って高
張力鋼板の形状性ははなはだしく悪く、自動車用にはあ
まり使用されなかった。
好となるが、一般のフエライト＋パーライト組織の鋼で
は降伏比は０．６５〜０．８５であるため、鋼の引張強
度が増すと降伏強度も上昇してしまい一般的に言って高
張力鋼板の形状性ははなはだしく悪く、自動車用にはあ
まり使用されなかった。
近年フエライト地中にマルテンサイトを細かく分散させ
た鋼が開発されたが、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
るので降伏強度が低く、０．６０以下の低い降伏比とな
る。
た鋼が開発されたが、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
るので降伏強度が低く、０．６０以下の低い降伏比とな
る。
このような低降伏比の鋼にて各種プレス成形性テストを
行なった結果では、従来のフエライト＋パーライト組織
の鋼板（降伏比０．６５〜０．８５）より形状性が良好
なことが確認されている。
行なった結果では、従来のフエライト＋パーライト組織
の鋼板（降伏比０．６５〜０．８５）より形状性が良好
なことが確認されている。
さてこのように降伏比の低い鋼板を得るには冷間圧延後
連続焼鈍する方法が最も有利と考えられていた。
連続焼鈍する方法が最も有利と考えられていた。
その冶金的背景は鋼板をフエライト（α）＋オーステナ
イト（γ）二相共存温度に加熱しその後急冷することに
よりｒ相をマルテンサイトに変態させ、前記低降伏比を
得るもので、その冷却速度条件などにより鋼中、Ｃ量、
Ｍｎ量Ｓｉ量などが調整される。
イト（γ）二相共存温度に加熱しその後急冷することに
よりｒ相をマルテンサイトに変態させ、前記低降伏比を
得るもので、その冷却速度条件などにより鋼中、Ｃ量、
Ｍｎ量Ｓｉ量などが調整される。
このような製造法による低降伏比高張力鋼板は、前記の
ように形状性は良好であるがｒ値が１．０以下で低いこ
と、マルテンサイト組織を得るために多量のＭｎあるい
はＳｉの添加を必要とすることの２点の問題点があった
。
ように形状性は良好であるがｒ値が１．０以下で低いこ
と、マルテンサイト組織を得るために多量のＭｎあるい
はＳｉの添加を必要とすることの２点の問題点があった
。
連続溶融Ｚｎメッキラインでは、一種の連続焼鈍とＺｎ
メツキが同時になされるので、基本的には上記の考え方
で低降伏比の高張力鋼板が得られるものの、冷却時の熱
履歴が通常の連続焼鈍と著しく異なるため、低降伏比と
するにはさらに多量のＳｉ，Ｍｎの添加を必要とし、そ
の結果、ｒ値は低く、かつ亜鉛皮膜の密着性も悪化して
しまう。
メツキが同時になされるので、基本的には上記の考え方
で低降伏比の高張力鋼板が得られるものの、冷却時の熱
履歴が通常の連続焼鈍と著しく異なるため、低降伏比と
するにはさらに多量のＳｉ，Ｍｎの添加を必要とし、そ
の結果、ｒ値は低く、かつ亜鉛皮膜の密着性も悪化して
しまう。
通常の連続焼鈍法によるより多量のＳｉ，Ｍｎ量が必要
なのは、連続溶融Ｚｎメッキラインではα＋γ相に加熱
後、一旦約５００℃の低温保持帯で一定時間加熱保持し
た後約４５０℃の溶融Ｚｎ浴に浸漬して亜鉛メッキした
り、また合金化処理をする場合にはさらに約５６０℃で
の加熱が追加されるためこの５００〜６００℃における
保持の間にγ相がパーライト変態しないようにＳｉ，Ｍ
ｎ等の添加によりγ相を低温まで安定にする必要がある
からである。
なのは、連続溶融Ｚｎメッキラインではα＋γ相に加熱
後、一旦約５００℃の低温保持帯で一定時間加熱保持し
た後約４５０℃の溶融Ｚｎ浴に浸漬して亜鉛メッキした
り、また合金化処理をする場合にはさらに約５６０℃で
の加熱が追加されるためこの５００〜６００℃における
保持の間にγ相がパーライト変態しないようにＳｉ，Ｍ
ｎ等の添加によりγ相を低温まで安定にする必要がある
からである。
少量のＳｉ，Ｍｎ添加でもγ相を安定化でき、連続溶融
Ｚｎメッキラインにて低降伏比の鋼板が得られれば合金
コスト的にもｒ値の向上、亜鉛皮膜の密着性の向上の上
でも利点が大きい。
Ｚｎメッキラインにて低降伏比の鋼板が得られれば合金
コスト的にもｒ値の向上、亜鉛皮膜の密着性の向上の上
でも利点が大きい。
そこで種々の実験研究の結果、発明者らは鋼中Ｍｎ，Ｓ
ｏｌＡｌ，Ｎを適量添加しかつ溶融Ｚｎメッキライン前
に６５０〜８００℃の温度範囲で箱焼鈍することにより
、０．６０以下の降伏比、１．２以上のｒ値を有した、
加工性の著しく良好な高張力亜鉛メッキ鋼板が得られる
ことが判明した。
ｏｌＡｌ，Ｎを適量添加しかつ溶融Ｚｎメッキライン前
に６５０〜８００℃の温度範囲で箱焼鈍することにより
、０．６０以下の降伏比、１．２以上のｒ値を有した、
加工性の著しく良好な高張力亜鉛メッキ鋼板が得られる
ことが判明した。
すなわち冷間圧延した鋼板を箱焼鈍するとその昇温過程
でＡｌＮが析出しｒ値に好ましい再結晶集合組織が形或
され、これは次工程の連続溶融Ｚｎメッキ工程では破壊
されないので１．２以上の高いｒ値が得られる。
でＡｌＮが析出しｒ値に好ましい再結晶集合組織が形或
され、これは次工程の連続溶融Ｚｎメッキ工程では破壊
されないので１．２以上の高いｒ値が得られる。
また箱焼鈍時の均黙過程では鋼板は６５０℃〜８００℃
に加熱されるため、鋼はα相とγ相よりなりγ相へはＣ
，Ｍｎが著しく濃化される。
に加熱されるため、鋼はα相とγ相よりなりγ相へはＣ
，Ｍｎが著しく濃化される。
これを冷却後再び連続溶融亜鉛メッキラインの加熱炉均
熱帯にて６００〜ＳＯＯ℃に加熱するとＣ，Ｍｎの濃化
した部分は非常に安定なγ相となり、このγ相は５００
〜６００℃ではパーライト変態することなく２００℃付
近でマルテンサイトに変態する。
熱帯にて６００〜ＳＯＯ℃に加熱するとＣ，Ｍｎの濃化
した部分は非常に安定なγ相となり、このγ相は５００
〜６００℃ではパーライト変態することなく２００℃付
近でマルテンサイトに変態する。
溶融亜鉛の温度は通常４６０’Ｃ前後であるから亜鉛メ
ッキ鋼板においてはメッキ後の冷却過程でマルテンサイ
トが形成される。
ッキ鋼板においてはメッキ後の冷却過程でマルテンサイ
トが形成される。
また、亜鉛メッキ後連続的に５６０℃前後まで加熱する
工程を含む合金化処理亜鉛メッキ鋼板においても、鋼板
が亜鉛浴後２５０℃以下に冷却されることはないので、
合金化処理後の冷却過程においてマルテンサイトが形成
される。
工程を含む合金化処理亜鉛メッキ鋼板においても、鋼板
が亜鉛浴後２５０℃以下に冷却されることはないので、
合金化処理後の冷却過程においてマルテンサイトが形成
される。
このようにして、いずれの亜鉛メッキ鋼板においてもフ
エライト＋マルテンサイトの組織が得られる。
エライト＋マルテンサイトの組織が得られる。
この製造法ではＭｎ，Ｃの偏折を利用しているので、鋼
中平均Ｍｎ量は少なくてすみ、かつＳｉの添加も特に必
要としないのでコストの低下、ｒ値の向上、Ｚｎ皮膜の
密着性の向上に寄与する。
中平均Ｍｎ量は少なくてすみ、かつＳｉの添加も特に必
要としないのでコストの低下、ｒ値の向上、Ｚｎ皮膜の
密着性の向上に寄与する。
さらに詳述すれば、Ｃ０．０７係、Ｓｉ０．０７φ、Ｍ
ｎ １．４ ２％、Ｐ０．０１１％、Ｓｏ ｉｌＡｌｌ
０．０ ３ ８ ％、ＮＯ．０６２％を含有する供試
鋼を転炉で溶製しスラブとなした後、加熱温度１２２０
℃、仕上温度８６０℃、巻取温度５６０℃の温度条件で
熱間圧延して３． ２ ｉｎ厚の鋼板に仕上げ酸洗後、
通常の冷間圧延により０． ８ ｍｍ厚に圧延した冷延
鋼板を、Ｈ２とＮ２との混合ガス雰囲気、昇温速度４０
℃／ｈｒ１冷却速度４０°Ｃ／ｈｒ，均熱時間１６ｈｒ
の焼鈍条件で、均熱温度を５００〜８００℃間で変化さ
せて箱焼鈍した各種の供試鋼板を、通常の連続溶融亜鉛
メッキラインで合金化亜鉛メッキ鋼板を製造する場合の
ヒートパターンと同様な第１図に示すヒートパターン、
即ち昇温速度１０℃／ｓｅｃ．均熱７ ５ ０’Ｃ３
０ＳｅＣ，一次冷却速度１０℃／ｓｅｃ，低温保持帯５
０ ０ ’Ｃ ２ ０ＳｅＣ，二次冷却速度１０°Ｃ
／ｓｅｃ，ｌび二次冷却での最低温度（Ｔ′）点３００
’Ｃ，合金化炉での均熱５６０℃１０ＳｅＣ１三次冷却
速度１０℃／ＳｅＣの条件で熱処理試験を行った。
ｎ １．４ ２％、Ｐ０．０１１％、Ｓｏ ｉｌＡｌｌ
０．０ ３ ８ ％、ＮＯ．０６２％を含有する供試
鋼を転炉で溶製しスラブとなした後、加熱温度１２２０
℃、仕上温度８６０℃、巻取温度５６０℃の温度条件で
熱間圧延して３． ２ ｉｎ厚の鋼板に仕上げ酸洗後、
通常の冷間圧延により０． ８ ｍｍ厚に圧延した冷延
鋼板を、Ｈ２とＮ２との混合ガス雰囲気、昇温速度４０
℃／ｈｒ１冷却速度４０°Ｃ／ｈｒ，均熱時間１６ｈｒ
の焼鈍条件で、均熱温度を５００〜８００℃間で変化さ
せて箱焼鈍した各種の供試鋼板を、通常の連続溶融亜鉛
メッキラインで合金化亜鉛メッキ鋼板を製造する場合の
ヒートパターンと同様な第１図に示すヒートパターン、
即ち昇温速度１０℃／ｓｅｃ．均熱７ ５ ０’Ｃ３
０ＳｅＣ，一次冷却速度１０℃／ｓｅｃ，低温保持帯５
０ ０ ’Ｃ ２ ０ＳｅＣ，二次冷却速度１０°Ｃ
／ｓｅｃ，ｌび二次冷却での最低温度（Ｔ′）点３００
’Ｃ，合金化炉での均熱５６０℃１０ＳｅＣ１三次冷却
速度１０℃／ＳｅＣの条件で熱処理試験を行った。
なお、実際の溶融亜鉛メッキラインにおいては、鋼板は
約５００℃での低温保持後、直ちに約４６０℃に設定し
た亜鉛浴中に約２ＳｅＣ．間浸漬され、次いでガスワイ
ピングなどにてさらに２５０〜４００８Ｃまで冷却され
るが、亜鉛浴中浸漬時間は短いので本熱処理ではそれを
省略した。
約５００℃での低温保持後、直ちに約４６０℃に設定し
た亜鉛浴中に約２ＳｅＣ．間浸漬され、次いでガスワイ
ピングなどにてさらに２５０〜４００８Ｃまで冷却され
るが、亜鉛浴中浸漬時間は短いので本熱処理ではそれを
省略した。
なお上記戒分の箱焼鈍をした鋼のＭｓ点は約１２０℃で
あるので前記二次冷却における冷却では最低温度（τ点
）はＭｓ点以上が保持されγ相の変態は生じず５６０℃
、１０ＳｅＣの熱処理後の冷却過程で鋼板はＭｓ点以下
となることによりγ相のマルテンサイト変態が生じる。
あるので前記二次冷却における冷却では最低温度（τ点
）はＭｓ点以上が保持されγ相の変態は生じず５６０℃
、１０ＳｅＣの熱処理後の冷却過程で鋼板はＭｓ点以下
となることによりγ相のマルテンサイト変態が生じる。
第２図は上記熱処理試験で得た各供試鋼板のＪＩ８５号
に基く引張試験の特性値から求めた降伏値及びｒ値と箱
焼鈍温度との関係を示した図表である。
に基く引張試験の特性値から求めた降伏値及びｒ値と箱
焼鈍温度との関係を示した図表である。
図中、特性曲線Ｐは箱焼鈍温度とｒ値の関係を示し、特
性曲線Ｑは箱焼鈍温度と降伏比の関係を示す。
性曲線Ｑは箱焼鈍温度と降伏比の関係を示す。
第２図に見る通り、箱焼鈍温度が６５０〜８００℃の範
囲であればｒ値１．２０以上、降伏比０．６０以下の両
方を満足した鋼板が得られる。
囲であればｒ値１．２０以上、降伏比０．６０以下の両
方を満足した鋼板が得られる。
第３図はＣ０．０４〜０．０８係、Ｓｉ０．０５〜０．
２５％、ＳｏＡＡＡ’０．０３〜０．０８％、ＮＯ．０
０３〜ｏ．ｏｏｓ％を含有し、Ｍｎを０． ２ 〜３．
３％の範囲で変化させて添加した各種の供試鋼を、前
記と同様の方法にて０． ８ ｍｍ厚の冷延鋼板に仕上
げた後、昇温速度４００Ｃ／ｈｒ冷却速度４０゜Ｃ／ｈ
ｒ．均熱温度７００℃、均熱時間１６ｈｒ１Ｈ２とＮ
２の混合ガス雰囲気の焼鈍条件で箱焼鈍し、更に前記第
１図に示したと同様のヒートパターンで熱処理試験して
得た各供試鋼板のＪＩＳＳ号に基く引張試験の特性値か
ら求めた降伏比及びｒ値とＭｎ含有量との関係を示した
図表である。
２５％、ＳｏＡＡＡ’０．０３〜０．０８％、ＮＯ．０
０３〜ｏ．ｏｏｓ％を含有し、Ｍｎを０． ２ 〜３．
３％の範囲で変化させて添加した各種の供試鋼を、前
記と同様の方法にて０． ８ ｍｍ厚の冷延鋼板に仕上
げた後、昇温速度４００Ｃ／ｈｒ冷却速度４０゜Ｃ／ｈ
ｒ．均熱温度７００℃、均熱時間１６ｈｒ１Ｈ２とＮ
２の混合ガス雰囲気の焼鈍条件で箱焼鈍し、更に前記第
１図に示したと同様のヒートパターンで熱処理試験して
得た各供試鋼板のＪＩＳＳ号に基く引張試験の特性値か
ら求めた降伏比及びｒ値とＭｎ含有量との関係を示した
図表である。
図中特性曲線Ｒはｒ値とＭｎ量の関係を示し、特性曲線
Ｓは降伏比とＭｎ量の関係を示す。
Ｓは降伏比とＭｎ量の関係を示す。
第３図に見る通り、ｒ値１．２０以上、降伏比０．６０
以下の両方を満足するＭｎ含有量は０．８〜２．５優の
範囲である。
以下の両方を満足するＭｎ含有量は０．８〜２．５優の
範囲である。
第１図に示したヒートパターンは合金化亜鉛メッキ鋼板
を製造する場合を考えた実験室におけるシミュレーショ
ンのヒートパターンである。
を製造する場合を考えた実験室におけるシミュレーショ
ンのヒートパターンである。
この図をもって通常の亜鉛メッキ鋼板の場合と合金化処
理亜鉛メッキ鋼板の場合を比較すると、後者では第１図
のように合金化過程があるためフエライト＋マルテンサ
イトの組織にするのには合金成分の調整などの努力が必
要であるが、前者の通常亜鉛メッキ（合金化処理なし）
では、鋼板は合金化処理炉を通過しないため、第１図の
ヒートサイクルにおいて、鋼板の温度はγ後そのまま室
温まで冷却されるにすぎない。
理亜鉛メッキ鋼板の場合を比較すると、後者では第１図
のように合金化過程があるためフエライト＋マルテンサ
イトの組織にするのには合金成分の調整などの努力が必
要であるが、前者の通常亜鉛メッキ（合金化処理なし）
では、鋼板は合金化処理炉を通過しないため、第１図の
ヒートサイクルにおいて、鋼板の温度はγ後そのまま室
温まで冷却されるにすぎない。
したがって、フエライト＋マルテンサイトの組織を得る
のは合金化処理鋼板の場合より容易である。
のは合金化処理鋼板の場合より容易である。
ゆえに第１図に示すヒートサイクルにおいて所望の組織
および機械特性が得られるよう成分限定、箱焼鈍条件限
定をしておけば、通常亜鉛メッキ鋼板においては所望の
組織および機械特性が得られる。
および機械特性が得られるよう成分限定、箱焼鈍条件限
定をしておけば、通常亜鉛メッキ鋼板においては所望の
組織および機械特性が得られる。
本発明は上記知見に基いて合金或分と熱処理の両面から
改良を加え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．２ｏφ以下、Ｓｉ０．６
０％以下、Ｍｎ０．８〜２．５％、Ｐ０．１０％以下、
ＳｏｌＡＡｉ’０．０１〜０．２０％、ＮＯ．００１５
〜０．０１５０饅を含有し、残部が実質的にＦｅから成
る鋼を、熱間圧延および冷間圧延後６５０〜８００℃の
温度範囲で箱焼鈍し冷却後、連続溶融亜鉛メッキライン
の加熱炉均熱帯にて、６００〜８００℃の温度範囲で加
熱後、亜鉛メッキあるいは合金化亜鉛メッキすることを
要旨とする。
改良を加え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．２ｏφ以下、Ｓｉ０．６
０％以下、Ｍｎ０．８〜２．５％、Ｐ０．１０％以下、
ＳｏｌＡＡｉ’０．０１〜０．２０％、ＮＯ．００１５
〜０．０１５０饅を含有し、残部が実質的にＦｅから成
る鋼を、熱間圧延および冷間圧延後６５０〜８００℃の
温度範囲で箱焼鈍し冷却後、連続溶融亜鉛メッキライン
の加熱炉均熱帯にて、６００〜８００℃の温度範囲で加
熱後、亜鉛メッキあるいは合金化亜鉛メッキすることを
要旨とする。
本発明にお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％を越えるとスポット溶接性が劣化しｒ値
が低下する。
が低下する。
Ｓｉ：Ｓｉは安価な強化元素であるが、０．６０俤を越
えると鋼板に対する亜鉛の密着性が著しく悪化する。
えると鋼板に対する亜鉛の密着性が著しく悪化する。
Ｍｎ：０．８０多未満ではＭｎ濃縮部でのＭｎ濃度が不
足し降伏比を低下させる効果が不十分．であり、２．５
優を越えるとｒ値が１．２ｂ以下に低下する。
足し降伏比を低下させる効果が不十分．であり、２．５
優を越えるとｒ値が１．２ｂ以下に低下する。
゛・ＳｏＡＡＡ ： ０． ０ １φ未満では鋼の清浄
度が低下すると共にｒ値も低下する。
０．２０φを越えると鋼の溶製が困難となる。
Ｎ：０．００１５φ未満では鋼の再結晶集合組織を得る
ためのＡ７Ｎが形成が不充分であり、また０．０１５０
％を越えると延性が悪化する。
ためのＡ７Ｎが形成が不充分であり、また０．０１５０
％を越えると延性が悪化する。
Ｐ：安価な強化元素であるが０．１０φ以上添加すると
脆性破壊を生じやすい。
脆性破壊を生じやすい。
本発明方法において箱焼鈍の均熱温度を６５０〜８００
℃に限定したのは、６５０℃未満及び８００℃を越えた
場合は降伏比０．６０以下が得られないからであり、連
続溶融亜鉛メッキラインの加熱炉均熱帯での加熱温度を
６００〜８００℃に限定したのは、６００℃未満では前
述したＣ，Ｍｎ濃縮部での安定したオーステナイト相の
形成が十分に行われず、また８００℃を越えると形成さ
れるオーステナイト相が多すぎて、箱焼鈍時にオーステ
ナイト中にＣ，Ｍｎを濃縮した効果が発揮されないから
である。
℃に限定したのは、６５０℃未満及び８００℃を越えた
場合は降伏比０．６０以下が得られないからであり、連
続溶融亜鉛メッキラインの加熱炉均熱帯での加熱温度を
６００〜８００℃に限定したのは、６００℃未満では前
述したＣ，Ｍｎ濃縮部での安定したオーステナイト相の
形成が十分に行われず、また８００℃を越えると形成さ
れるオーステナイト相が多すぎて、箱焼鈍時にオーステ
ナイト中にＣ，Ｍｎを濃縮した効果が発揮されないから
である。
次ぎに本発明の実施例について説明する。
供試鋼（４）， （Ｂ） ， （Ｃ） ， ＣＤ）の成
分を第１表に示す。
分を第１表に示す。
第１表の供試鋼代）〜０をそれぞれ転炉で溶製しスラブ
となした後、３．２ｍｍ厚の鋼板に熱間圧延し酸洗後冷
間圧延して０．８ｍｒｎ厚の冷延鋼板に仕上げ、これを
Ｈ２とＮ２との混合ガス雰囲気、昇温速度４０℃／ｈｒ
，冷却速度４０℃／ ｈ ｒ ，均熱温度７００℃、均
熱時間１６ｈｒの焼鈍条件で箱焼鈍した場合と箱焼鈍し
ない場合との二通りに分けて、それぞれライン速度８ｏ
ｒｒＬ／ｍｌｎで連続溶融亜鉛メッキラインを通して亜
鉛メッキした。
となした後、３．２ｍｍ厚の鋼板に熱間圧延し酸洗後冷
間圧延して０．８ｍｒｎ厚の冷延鋼板に仕上げ、これを
Ｈ２とＮ２との混合ガス雰囲気、昇温速度４０℃／ｈｒ
，冷却速度４０℃／ ｈ ｒ ，均熱温度７００℃、均
熱時間１６ｈｒの焼鈍条件で箱焼鈍した場合と箱焼鈍し
ない場合との二通りに分けて、それぞれライン速度８ｏ
ｒｒＬ／ｍｌｎで連続溶融亜鉛メッキラインを通して亜
鉛メッキした。
上記亜鉛メッキラインにおいては、加熱炉にて板温７５
０℃に加熱後、低温保持帯にて板温５００℃に２０Ｓｅ
Ｃ保持した後４６０℃の亜鉛メッキ浴槽内に浸漬して亜
鉛メッキした後直ちにガスワイピングにて亜鉛皮膜の厚
みを片面４０ｇ／ｒＩ１″に調整後合金化炉に装入して
板温４６０’Ｃに１０ｓｅｃ保持した後室温まで放冷す
る場合と、前記合金化炉を通さないで室温まで放冷する
場合との二通りに分けて、それぞれ亜鉛メッキ供試鋼板
と合金化亜鉛メッキ供試鋼板を得た。
０℃に加熱後、低温保持帯にて板温５００℃に２０Ｓｅ
Ｃ保持した後４６０℃の亜鉛メッキ浴槽内に浸漬して亜
鉛メッキした後直ちにガスワイピングにて亜鉛皮膜の厚
みを片面４０ｇ／ｒＩ１″に調整後合金化炉に装入して
板温４６０’Ｃに１０ｓｅｃ保持した後室温まで放冷す
る場合と、前記合金化炉を通さないで室温まで放冷する
場合との二通りに分けて、それぞれ亜鉛メッキ供試鋼板
と合金化亜鉛メッキ供試鋼板を得た。
上記各供試鋼板の引張試験による降伏強度、引張強度、
降伏比ならびにｒ値、亜鉛密着性の結果を第２表に示す
。
降伏比ならびにｒ値、亜鉛密着性の結果を第２表に示す
。
上記引張試験はＪＩ３５号によるＬ方向引張の試験結果
であり、亜鉛密着性は密着曲げ後皮膜のハクリ状況を調
査した結果で、○印は密着性良好、×印は密着性不良を
示す。
であり、亜鉛密着性は密着曲げ後皮膜のハクリ状況を調
査した結果で、○印は密着性良好、×印は密着性不良を
示す。
またＧＩは亜鉛メッキ鋼板、ＧＡは合金化亜鉛メッキ鋼
板を示す。
板を示す。
第２表に見る通り、本発明の成分範囲の鋼板（Ｂ）であ
っても、箱焼鈍したものは降伏比０．６０以下、ｒ値１
．２０以上の成績を示すが、箱焼鈍しないものは降伏比
、ｒ値とも不十分である。
っても、箱焼鈍したものは降伏比０．６０以下、ｒ値１
．２０以上の成績を示すが、箱焼鈍しないものは降伏比
、ｒ値とも不十分である。
比較鋼（４），（Ｃ）はすべて降伏比、ｒ値のいづれか
において前記必要水準を満足せず、比較鋼（Ｄ）はＳｉ
分が高いため亜鉛密着性が不良であり、高張力亜鉛メッ
キ鋼板として不適格であることを示す。
において前記必要水準を満足せず、比較鋼（Ｄ）はＳｉ
分が高いため亜鉛密着性が不良であり、高張力亜鉛メッ
キ鋼板として不適格であることを示す。
第１図は通常の連続溶融亜鉛メッキラインのヒートパタ
ーンの一例を示す図表、第２図は熱処理試験を行った供
試鋼板における降伏比ならびにｒ値と箱焼鈍温度との関
係を示した図表、第３図は同上供試鋼板における降伏比
ならびにｒ値とＭｎ量との関係を示した図表である。
ーンの一例を示す図表、第２図は熱処理試験を行った供
試鋼板における降伏比ならびにｒ値と箱焼鈍温度との関
係を示した図表、第３図は同上供試鋼板における降伏比
ならびにｒ値とＭｎ量との関係を示した図表である。
Claims (1)
- Ｉ Ｃ０．２０１％以下、ＳｉＯ．６０％以下、Ｍｎ
ｏ． ｓ 〜２． ５ ％、ｐｏ．ｔｏ％以下、Ｓｏｌ
ｋ１ ０． ０ １〜０．２０優、Ｎ０．００１５〜０
．０１５０優を含有し、残部が実質的にＦｅから成る鋼
を、熱間圧延および冷間圧延後６５０〜８００℃の温度
範囲で箱焼鈍し冷却後、連続溶融亜鉛メッキラインの加
熱炉均熱帯にて、６００〜８００℃の温度範囲で加熱後
亜鉛メッキあるいは合金化亜鉛メッキすることを特徴と
する絞り性ならびに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 |
|---|---|---|---|
| JP849079A JPS5849623B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 絞り性ならびに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 |
|---|---|---|---|
| JP849079A JPS5849623B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 絞り性ならびに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 |
|---|---|
| JPS55100936A JPS55100936A (en) | 1980-08-01 |
| JPS5849623B2 true JPS5849623B2 (ja) | 1983-11-05 |
Family
ID=11694550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP849079A Expired JPS5849623B2 (ja) | 1979-01-27 | 1979-01-27 | 絞り性ならびに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) | JPS5849623B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2415893A2 (en) | 2001-08-24 | 2012-02-08 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
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 JP849079A patent/JPS5849623B2/ja not_active Expired
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2415893A2 (en) | 2001-08-24 | 2012-02-08 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
| EP2415894A2 (en) | 2001-08-24 | 2012-02-08 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55100936A (en) | 1980-08-01 |
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