JPH06108152A - 曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH06108152A JPH06108152A JP28502992A JP28502992A JPH06108152A JP H06108152 A JPH06108152 A JP H06108152A JP 28502992 A JP28502992 A JP 28502992A JP 28502992 A JP28502992 A JP 28502992A JP H06108152 A JPH06108152 A JP H06108152A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 引張強さが４４０〜１５００Ｎ／mm2で、焼
戻しマルテンサイト組織を含む曲げ加工性に優れた溶融
亜鉛めっき鋼板を製造する。 【構成】 Ｃ:０.０５〜０.３％、Ｓi:０.６％以下、Ａ
l:０.０１〜０.１０％、Ｍn:０.６〜３.０％、Ｐ:０.１
％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼を、通常の方法で熱間圧延後、酸洗、冷間圧延した
後、Ａc3点−５０℃〜９００℃の温度にて少なくとも１
秒以上保持することを含む再結晶焼鈍工程と、亜鉛めっ
きを施す工程と、これらの工程の後にＡc1点以下２５０
℃以上の温度にて再加熱処理を施す工程を有し、前記再
結晶焼鈍工程の後でかつ前記再加熱処理工程の前に、Ｍ
s点より高い温度から次式、ＬnＣＲ＝−1.18Ｍneq＋1.8
7（ここで、Ｍneq＝Ｍn＋1.52Ｍo＋1.10Ｃr＋1.41Ｖ＋1
00Ｂ）で示される臨界冷却速度ＣＲ(℃／s)以上の冷却
速度にて、少なくともＭs点以下まで冷却する。
戻しマルテンサイト組織を含む曲げ加工性に優れた溶融
亜鉛めっき鋼板を製造する。 【構成】 Ｃ:０.０５〜０.３％、Ｓi:０.６％以下、Ａ
l:０.０１〜０.１０％、Ｍn:０.６〜３.０％、Ｐ:０.１
％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼を、通常の方法で熱間圧延後、酸洗、冷間圧延した
後、Ａc3点−５０℃〜９００℃の温度にて少なくとも１
秒以上保持することを含む再結晶焼鈍工程と、亜鉛めっ
きを施す工程と、これらの工程の後にＡc1点以下２５０
℃以上の温度にて再加熱処理を施す工程を有し、前記再
結晶焼鈍工程の後でかつ前記再加熱処理工程の前に、Ｍ
s点より高い温度から次式、ＬnＣＲ＝−1.18Ｍneq＋1.8
7（ここで、Ｍneq＝Ｍn＋1.52Ｍo＋1.10Ｃr＋1.41Ｖ＋1
00Ｂ）で示される臨界冷却速度ＣＲ(℃／s)以上の冷却
速度にて、少なくともＭs点以下まで冷却する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は曲げ加工性に優れた溶融
亜鉛めっき高強度鋼板に関し、より詳しくは、引張強さ
がおよそ４４０〜１５００Ｎ／mm2の焼戻しマルテンサ
イト組織を含む曲げ加工性に優れた溶融亜鉛めっき高強
度鋼板の製造方法に関する。
亜鉛めっき高強度鋼板に関し、より詳しくは、引張強さ
がおよそ４４０〜１５００Ｎ／mm2の焼戻しマルテンサ
イト組織を含む曲げ加工性に優れた溶融亜鉛めっき高強
度鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の安全性及び軽量化対策と
して加工性の優れた高強度冷延鋼板が使用されるに至っ
ている。また、自動車の寿命向上のために冷延鋼板に防
錆力の向上が強く望まれている。最近においては、自動
車用バンパー、ドアインパクトビーム等の補強部材に高
強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。自
動車用バンパー、ドアインパクトビーム等は、加工につ
いても複雑で特に曲げ加工性や伸びフランジ性が必要な
部品である。
して加工性の優れた高強度冷延鋼板が使用されるに至っ
ている。また、自動車の寿命向上のために冷延鋼板に防
錆力の向上が強く望まれている。最近においては、自動
車用バンパー、ドアインパクトビーム等の補強部材に高
強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。自
動車用バンパー、ドアインパクトビーム等は、加工につ
いても複雑で特に曲げ加工性や伸びフランジ性が必要な
部品である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来、強度の高い補強
部材には、上記のように、優れた曲げ加工性や伸びフラ
ンジ加工性が要求されているが、溶融亜鉛めっき鋼板の
場合には、焼戻しマルテンサイト組織を利用するのが効
果的であるものの、連続処理ラインにてそれらの特性を
付与することが困難であった。
部材には、上記のように、優れた曲げ加工性や伸びフラ
ンジ加工性が要求されているが、溶融亜鉛めっき鋼板の
場合には、焼戻しマルテンサイト組織を利用するのが効
果的であるものの、連続処理ラインにてそれらの特性を
付与することが困難であった。
【０００４】本発明は、上記従来技術に鑑み、引張強さ
がおよそ４４０〜１５００Ｎ／mm2で、焼戻しマルテン
サイト組織を含む曲げ加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼
板を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。
がおよそ４４０〜１５００Ｎ／mm2で、焼戻しマルテン
サイト組織を含む曲げ加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼
板を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。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
に、本発明者らは、溶融亜鉛めっき工程を含む連続処理
ラインにて特に曲げ加工性(λ値)を改善するため鋭意研
究を重ねた結果、熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍工
程、亜鉛めっき工程による製造する際に、亜鉛めっき工
程の後に再加熱工程を設け、更に、再結晶焼鈍工程の後
で且つ再加熱工程の前に、所定の冷却速度で冷却する焼
入れを行って焼き戻しマルテンサイトを得ることにより
可能であることを見い出し、ここに本発明を完成したの
である。
に、本発明者らは、溶融亜鉛めっき工程を含む連続処理
ラインにて特に曲げ加工性(λ値)を改善するため鋭意研
究を重ねた結果、熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍工
程、亜鉛めっき工程による製造する際に、亜鉛めっき工
程の後に再加熱工程を設け、更に、再結晶焼鈍工程の後
で且つ再加熱工程の前に、所定の冷却速度で冷却する焼
入れを行って焼き戻しマルテンサイトを得ることにより
可能であることを見い出し、ここに本発明を完成したの
である。
【０００６】すなわち、本発明は、Ｃ:０.０５〜０.３
％、Ｓi:０.６％以下、Ａl:０.０１〜０.１０％、Ｍn:
０.６〜３.０％、Ｐ:０.１％以下を含有し、必要に応じ
て更にＭo:０.０１〜１.０％、Ｃr:０.１〜１.５％、
Ｖ:０.１〜１.５のうちの１種又は２種以上、又はＮb:
０.０１〜０.０５％、Ｔi:０.０１〜０.０５％のうちの
１種又は２種、或いはＢ:３０ppm以下を適宜組み合わせ
て含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、
通常の方法で熱間圧延後、酸洗、冷間圧延した後、Ａc3
点−５０℃〜９００℃の温度にて少なくとも１秒以上保
持することを含む再結晶焼鈍工程と、亜鉛めっきを施す
工程と、これらの工程の後にＡc1点以下２５０℃以上の
温度にて再加熱処理を施す工程を有し、更に、前記再結
晶焼鈍工程の後でかつ前記再加熱処理工程の前に、Ｍs
点より高い温度から次式、 ＬnＣＲ＝−1.18Ｍneq＋1.87 ここで、Ｍneq＝Ｍn＋1.52Ｍo＋1.10Ｃr＋1.41Ｖ＋100
Ｂ で示される臨界冷却速度ＣＲ(℃／s)以上の冷却速度に
て、少なくともＭs点以下まで冷却することを特徴とす
る、焼戻しマルテンサイト組織を有する曲げ加工性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を要旨として
いる。
％、Ｓi:０.６％以下、Ａl:０.０１〜０.１０％、Ｍn:
０.６〜３.０％、Ｐ:０.１％以下を含有し、必要に応じ
て更にＭo:０.０１〜１.０％、Ｃr:０.１〜１.５％、
Ｖ:０.１〜１.５のうちの１種又は２種以上、又はＮb:
０.０１〜０.０５％、Ｔi:０.０１〜０.０５％のうちの
１種又は２種、或いはＢ:３０ppm以下を適宜組み合わせ
て含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、
通常の方法で熱間圧延後、酸洗、冷間圧延した後、Ａc3
点−５０℃〜９００℃の温度にて少なくとも１秒以上保
持することを含む再結晶焼鈍工程と、亜鉛めっきを施す
工程と、これらの工程の後にＡc1点以下２５０℃以上の
温度にて再加熱処理を施す工程を有し、更に、前記再結
晶焼鈍工程の後でかつ前記再加熱処理工程の前に、Ｍs
点より高い温度から次式、 ＬnＣＲ＝−1.18Ｍneq＋1.87 ここで、Ｍneq＝Ｍn＋1.52Ｍo＋1.10Ｃr＋1.41Ｖ＋100
Ｂ で示される臨界冷却速度ＣＲ(℃／s)以上の冷却速度に
て、少なくともＭs点以下まで冷却することを特徴とす
る、焼戻しマルテンサイト組織を有する曲げ加工性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を要旨として
いる。
【０００７】
【０００８】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず
本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
る。
本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
る。
【０００９】Ｃ：Ｃは鋼板の焼き入れ性を高める元素で
あり、マルテンサイト組織の体積率を増加させ、また鋼
の強度にも大きく寄与し、本発明で最も重要な元素であ
る。すなわち、所定の強度を確保し、かつ曲げ加工性を
有するためには、少なくとも３％以上のマルテンサイト
組織を本発明の製造方法の工程中に予め生成させる必要
があり、このため焼き入れ性を考慮しても、Ｃは少なく
とも０.０５％以上添加しなければならない。それ以下
の添加量の場合には本発明の製造方法では有効なマルテ
ンサイト組織やその体積率を確保できず、高い強度のも
とで十分な曲げ加工性や伸びフランジ加工性を有するこ
とはできない。また、Ｃ量の上限については、１００％
マルテンサイト組織を得るためには０.３％のＣ量で十
分であり、これ以上の添加は炭化物の生成により延性を
低下させ、また溶接性も劣化させる。よつて、Ｃ量は
０.０５〜０.３％の範囲とする。
あり、マルテンサイト組織の体積率を増加させ、また鋼
の強度にも大きく寄与し、本発明で最も重要な元素であ
る。すなわち、所定の強度を確保し、かつ曲げ加工性を
有するためには、少なくとも３％以上のマルテンサイト
組織を本発明の製造方法の工程中に予め生成させる必要
があり、このため焼き入れ性を考慮しても、Ｃは少なく
とも０.０５％以上添加しなければならない。それ以下
の添加量の場合には本発明の製造方法では有効なマルテ
ンサイト組織やその体積率を確保できず、高い強度のも
とで十分な曲げ加工性や伸びフランジ加工性を有するこ
とはできない。また、Ｃ量の上限については、１００％
マルテンサイト組織を得るためには０.３％のＣ量で十
分であり、これ以上の添加は炭化物の生成により延性を
低下させ、また溶接性も劣化させる。よつて、Ｃ量は
０.０５〜０.３％の範囲とする。
【００１０】Ｓi：Ｓiは延性を劣化させることなく強度
を上昇させる固溶強化元素として有効である。また、フ
ェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中へ排除する効果
を有するので、オーステナイトの安定化によりマルテン
サイトの生成を促す作用がある。しかし、Ｓiは亜鉛め
っきを施す際にめっき密着性を劣化させ、合金化処理で
は不めっきの原因となる元素である。このため、Ｓi量
は０.６％以下とする。
を上昇させる固溶強化元素として有効である。また、フ
ェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中へ排除する効果
を有するので、オーステナイトの安定化によりマルテン
サイトの生成を促す作用がある。しかし、Ｓiは亜鉛め
っきを施す際にめっき密着性を劣化させ、合金化処理で
は不めっきの原因となる元素である。このため、Ｓi量
は０.６％以下とする。
【００１１】Ｍn：Ｍnの適量な添加は、本発明の製造工
程のうち焼入れ工程で、Ｍs点以下までの冷却過程にお
いて比較的緩い冷却速度にてマルテンサイト相を生成さ
せることができる。しかし、過度に添加するとバンド組
織が発達し、延性などが低下するだけでなく、コスト高
になるため、Ｍn量は０.６〜３.０％の範囲とする。
程のうち焼入れ工程で、Ｍs点以下までの冷却過程にお
いて比較的緩い冷却速度にてマルテンサイト相を生成さ
せることができる。しかし、過度に添加するとバンド組
織が発達し、延性などが低下するだけでなく、コスト高
になるため、Ｍn量は０.６〜３.０％の範囲とする。
【００１２】Ｐ：ＰはＳiと同様の作用を有し、強度と
伸びとのバランスを確保するために有効であるが、０.
１％より多く添加するとめっき不良等が発生するので、
Ｐ量は０.１％以下とする。なお、上記効果を得るには
０.０２％以上が望ましい。
伸びとのバランスを確保するために有効であるが、０.
１％より多く添加するとめっき不良等が発生するので、
Ｐ量は０.１％以下とする。なお、上記効果を得るには
０.０２％以上が望ましい。
【００１３】Ａl：Ａlは鋼の脱酸のために添加され、そ
のためには０.０１％以上が必要であるが、過多に添加
しても効果が飽和するのみならず、めっき不良を招くの
で、０.０１％以上０.１％以下とする。
のためには０.０１％以上が必要であるが、過多に添加
しても効果が飽和するのみならず、めっき不良を招くの
で、０.０１％以上０.１％以下とする。
【００１４】なお、本発明においては、上記各必須成分
の他、必要に応じて、Ｍo:０.０１〜１.０％、Ｃr:０.
１〜１.５％、Ｖ:０.１〜１.５％の群、Ｎb:０.０１〜
０.０５％、Ｔi:０.０１〜０.０５％の群、Ｂ:３０ppm
以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含
有させてもよい。
の他、必要に応じて、Ｍo:０.０１〜１.０％、Ｃr:０.
１〜１.５％、Ｖ:０.１〜１.５％の群、Ｎb:０.０１〜
０.０５％、Ｔi:０.０１〜０.０５％の群、Ｂ:３０ppm
以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含
有させてもよい。
【００１５】Ｍo：Ｍoはオーステナイト相を著しく安定
化し、冷却過程においてマルテンサイト相の生成を容易
にするため、必要に応じて添加される。しかし、添加量
が少ないと、マルテンサイト相を得ることができないた
め、０.０１％以上の添加が必要であるが、１.５％を超
えて添加するとめっき不良を招くので、添加量は０.０
１〜１.５％の範囲とする。
化し、冷却過程においてマルテンサイト相の生成を容易
にするため、必要に応じて添加される。しかし、添加量
が少ないと、マルテンサイト相を得ることができないた
め、０.０１％以上の添加が必要であるが、１.５％を超
えて添加するとめっき不良を招くので、添加量は０.０
１〜１.５％の範囲とする。
【００１６】Ｃr、Ｖ：Ｃr及びＶは、Ｍnと同様な効果
を有し、オーステナイト相を安定化し、マルテンサイト
相の生成を容易にするため、必要に応じて添加される。
その効果を得るためには、少なくとも各々０.１％が必
要であるが、過多に添加すると延性を低下させる。この
ため、Ｃr及びＶの添加量を各々０.１〜１.５％の範囲
とする。
を有し、オーステナイト相を安定化し、マルテンサイト
相の生成を容易にするため、必要に応じて添加される。
その効果を得るためには、少なくとも各々０.１％が必
要であるが、過多に添加すると延性を低下させる。この
ため、Ｃr及びＶの添加量を各々０.１〜１.５％の範囲
とする。
【００１７】Ｎb、Ｔi：Ｎb及びＴiは、鋼中のＣと結合
し炭化物を生成する元素で、マルテンサイト組織などの
第２相組織には影響しない。しかし、炭化物による高強
度化を図る上で有効な元素であるため添加されることが
あり、本発明においては有効に使用することができる元
素である。高強度に有効なこれら成分の範囲は、各々
０.０１〜０.０５％の範囲である。
し炭化物を生成する元素で、マルテンサイト組織などの
第２相組織には影響しない。しかし、炭化物による高強
度化を図る上で有効な元素であるため添加されることが
あり、本発明においては有効に使用することができる元
素である。高強度に有効なこれら成分の範囲は、各々
０.０１〜０.０５％の範囲である。
【００１８】Ｂ：Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フ
ェライト粒の核生成を抑えてマルテンサイト組織の焼き
入れ性を高める元素である。この効果は３０ppmを超え
ると飽和するので、コスト低減のために３０ppm以下と
する。
ェライト粒の核生成を抑えてマルテンサイト組織の焼き
入れ性を高める元素である。この効果は３０ppmを超え
ると飽和するので、コスト低減のために３０ppm以下と
する。
【００１９】次に本発明の方法における製造条件につい
て説明する。
て説明する。
【００２０】まず、上記の化学成分を有する鋼は、通常
の方法で熱延、酸洗、冷延を行った後、再結晶焼鈍工
程、めっき工程により溶融亜鉛めっき鋼板とする。
の方法で熱延、酸洗、冷延を行った後、再結晶焼鈍工
程、めっき工程により溶融亜鉛めっき鋼板とする。
【００２１】ここで、再結晶焼鈍はＡc3点−５０℃〜９
００℃の温度にて少なくとも１秒以上保持する条件で行
う。均熱温度が下限以下では充分なオーステナイト組織
の量を生成することがなく、このため、焼戻しマルテン
サイト組織量も少なくなり、必要な伸びフランジ性を得
られない。また９００℃を超えるとその効果は飽和し、
経済的負担が大となるので、好ましくない。
００℃の温度にて少なくとも１秒以上保持する条件で行
う。均熱温度が下限以下では充分なオーステナイト組織
の量を生成することがなく、このため、焼戻しマルテン
サイト組織量も少なくなり、必要な伸びフランジ性を得
られない。また９００℃を超えるとその効果は飽和し、
経済的負担が大となるので、好ましくない。
【００２２】そして、溶融亜鉛めっき鋼板の組織を焼戻
しマルテンサイト相とするために、フェライト＋オース
テナイト相以上の温度にて、まず鋼の組織をフェライト
＋オーステナイト相又はオーステナイト単相にする。す
なわち、フェライト＋オーステナイト相又はオーステナ
イト単相とするためには、Ａc3点−５０℃〜９００℃の
温度に少なくとも１秒以上保持する必要がある。
しマルテンサイト相とするために、フェライト＋オース
テナイト相以上の温度にて、まず鋼の組織をフェライト
＋オーステナイト相又はオーステナイト単相にする。す
なわち、フェライト＋オーステナイト相又はオーステナ
イト単相とするためには、Ａc3点−５０℃〜９００℃の
温度に少なくとも１秒以上保持する必要がある。
【００２３】この後、マルテンサイト組織を生成する開
始温度以下の温度まで次式、 ＬnＣＲ＝−1.18Ｍneq＋1.87 ここで、Ｍneq＝Ｍn＋1.52Ｍo＋1.10Ｃr＋1.41Ｖ＋100
Ｂ 定義されるＣＲ(℃／s)以上の速度冷却にて、オーステ
ナイト相がマルテンサイト相に変態するＭs点以下の温
度まで焼き入れることで、オーステナイト相をマルテン
サイト相とする。このＭs点は鋼の化学成分や熱処理条
件によって変化し、またこれらを利用してＭs点の温度
を変化させても良い。
始温度以下の温度まで次式、 ＬnＣＲ＝−1.18Ｍneq＋1.87 ここで、Ｍneq＝Ｍn＋1.52Ｍo＋1.10Ｃr＋1.41Ｖ＋100
Ｂ 定義されるＣＲ(℃／s)以上の速度冷却にて、オーステ
ナイト相がマルテンサイト相に変態するＭs点以下の温
度まで焼き入れることで、オーステナイト相をマルテン
サイト相とする。このＭs点は鋼の化学成分や熱処理条
件によって変化し、またこれらを利用してＭs点の温度
を変化させても良い。
【００２４】本発明では、更にオーステナイト相が再生
成することのないＡc1点以下２５０℃以上の温度にて再
加熱することで、曲げ加工性に優れた焼戻しマルテンサ
イト組織を得るものである。なお、この再加熱処理は合
金化のための熱処理であってもよい。
成することのないＡc1点以下２５０℃以上の温度にて再
加熱することで、曲げ加工性に優れた焼戻しマルテンサ
イト組織を得るものである。なお、この再加熱処理は合
金化のための熱処理であってもよい。
【００２５】この焼入れは、再加熱処理の前に行うこと
は云うまでもないが、再結晶焼鈍工程の後であれば、め
っき工程の前後のいずれで行ってもよい。
は云うまでもないが、再結晶焼鈍工程の後であれば、め
っき工程の前後のいずれで行ってもよい。
【００２６】なお、これらの熱処理の各工程は、これら
の工程を連続的に行う溶融亜鉛めっきラインにおいて実
施できることは云うまでもなく、更には、亜鉛めっきを
施す工程の後にバッチ焼鈍によって再加熱処理を行う場
合も可能である。また、連続溶融亜鉛めっきを施す前後
に連続焼鈍ラインとして置いてもよい。
の工程を連続的に行う溶融亜鉛めっきラインにおいて実
施できることは云うまでもなく、更には、亜鉛めっきを
施す工程の後にバッチ焼鈍によって再加熱処理を行う場
合も可能である。また、連続溶融亜鉛めっきを施す前後
に連続焼鈍ラインとして置いてもよい。
【００２７】次に本発明の実施例を示す。勿論、本発明
はこの実施例により何ら制限されるものではない。
はこの実施例により何ら制限されるものではない。
【００２８】
【実施例】
【００２９】表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、
２０mm厚のスラブにした。これを仕上温度８５０℃、巻
取温度５６０℃で熱間圧延し、３.２mm厚の熱延鋼板と
した。得られた鋼板を酸洗し、冷間圧延により１.２mm
厚の冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板について、図１
〜図３に示す３つのヒートパターンにて熱処理を施し
た。表２及び表３に、各種ヒートサイクルでの再結晶焼
鈍の均熱温度(Ｔs)、焼入れ(各図に焼入れ温度６００℃
又は７５０℃を示す)での冷却速度(ＣＲ)及び冷却終了
温度(Ｔf)、再加熱温度(Ｔo)及びその保持時間(to)を示
す。得られた溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質も併記す
る。
２０mm厚のスラブにした。これを仕上温度８５０℃、巻
取温度５６０℃で熱間圧延し、３.２mm厚の熱延鋼板と
した。得られた鋼板を酸洗し、冷間圧延により１.２mm
厚の冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板について、図１
〜図３に示す３つのヒートパターンにて熱処理を施し
た。表２及び表３に、各種ヒートサイクルでの再結晶焼
鈍の均熱温度(Ｔs)、焼入れ(各図に焼入れ温度６００℃
又は７５０℃を示す)での冷却速度(ＣＲ)及び冷却終了
温度(Ｔf)、再加熱温度(Ｔo)及びその保持時間(to)を示
す。得られた溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質も併記す
る。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】なお、ヒートパターン(Ｉ)は、再結晶焼鈍
工程と焼入れ工程とめっき工程と再加熱工程を連続的に
行うパターンであり、ヒートパターン(II)は、再結晶焼
鈍工程とめっき及び焼入れ工程を連続的に行い、再加熱
工程をバッチ工程とするパターンであり、ヒートパター
ン(III)は、再結晶焼鈍工程と焼入れ工程を連続的に行
い、めっき工程と再加熱工程をバッチ工程とするパター
ンである。
工程と焼入れ工程とめっき工程と再加熱工程を連続的に
行うパターンであり、ヒートパターン(II)は、再結晶焼
鈍工程とめっき及び焼入れ工程を連続的に行い、再加熱
工程をバッチ工程とするパターンであり、ヒートパター
ン(III)は、再結晶焼鈍工程と焼入れ工程を連続的に行
い、めっき工程と再加熱工程をバッチ工程とするパター
ンである。
【００３３】表２及び表３中のλ値は曲げ加工性を示す
値で、その試験方法は図４に示すように、予め１０mmφ
の穴を打ち抜き、先端６０°の円錐ポンチにて穴周囲に
割れが生じるまでこの穴を拡げる穴拡げ試験により、そ
の拡がりの割合(穴拡げ率)で評価した。穴拡げ率λは、
λ＝｛(ｄ0−ｄs)／ｄ0｝×１００(％)（ここでｄ0：初
期穴径１０mmφ）の式で求めた。
値で、その試験方法は図４に示すように、予め１０mmφ
の穴を打ち抜き、先端６０°の円錐ポンチにて穴周囲に
割れが生じるまでこの穴を拡げる穴拡げ試験により、そ
の拡がりの割合(穴拡げ率)で評価した。穴拡げ率λは、
λ＝｛(ｄ0−ｄs)／ｄ0｝×１００(％)（ここでｄ0：初
期穴径１０mmφ）の式で求めた。
【００３４】表２及び表３より以下の如く考察される。
【００３５】比較例Ｎo.１〜Ｎo.２はＣ量が少ない例で
あり、マルテンサイト量が少ないためにあまり効果はな
く、特にλ値が低い。
あり、マルテンサイト量が少ないためにあまり効果はな
く、特にλ値が低い。
【００３６】Ｎo.３〜Ｎo.４、Ｎo.５〜Ｎo.６、及びＮ
o.７〜Ｎo.１２は、それぞれ鋼種Ｎo.２、Ｎo.３及びＮ
o.４について冷却終了温度(Ｔf)をおよそ５００〜１０
０℃まで変化させた例である。この場合のＭs点はどの
鋼種も３５０℃±３０℃の範囲にあり、この温度より高
い冷却終了温度(Ｔf)の場合(比較例Ｎo.３、Ｎo.５、Ｎ
o.７〜Ｎo.９)は、良好なλ値が認められない。
o.７〜Ｎo.１２は、それぞれ鋼種Ｎo.２、Ｎo.３及びＮ
o.４について冷却終了温度(Ｔf)をおよそ５００〜１０
０℃まで変化させた例である。この場合のＭs点はどの
鋼種も３５０℃±３０℃の範囲にあり、この温度より高
い冷却終了温度(Ｔf)の場合(比較例Ｎo.３、Ｎo.５、Ｎ
o.７〜Ｎo.９)は、良好なλ値が認められない。
【００３７】Ｎo.１３〜Ｎo.１９は、鋼種Ｎo.５(本発
明範囲外)とＮo.６〜Ｎo.１１について本発明範囲内の
条件で熱処理を行った例であり、鋼種Ｎo.５以外の鋼種
については良好な曲げ加工性を有することがわかる。
明範囲外)とＮo.６〜Ｎo.１１について本発明範囲内の
条件で熱処理を行った例であり、鋼種Ｎo.５以外の鋼種
については良好な曲げ加工性を有することがわかる。
【００３８】Ｎo.２０〜Ｎo.２４は再結晶焼鈍の均熱温
度(Ｔs)を変化させた例であり、本発明請求範囲外の均
熱温度(Ａc3点−５０℃未満)の場合(Ｎo.２４)では良好
な曲げ加工性は得られない。
度(Ｔs)を変化させた例であり、本発明請求範囲外の均
熱温度(Ａc3点−５０℃未満)の場合(Ｎo.２４)では良好
な曲げ加工性は得られない。
【００３９】Ｎo.２５〜Ｎo.２８及びＮo.２９〜Ｎo.３
０は、それぞれ図１に示すヒートパターンIIとヒートパ
ターンIIIの場合の例であり、ヒートパターンＩの場合
と同様に良好な曲げ加工性を有している。
０は、それぞれ図１に示すヒートパターンIIとヒートパ
ターンIIIの場合の例であり、ヒートパターンＩの場合
と同様に良好な曲げ加工性を有している。
【００４０】Ｎo.３１〜Ｎo.４０は、鋼種Ｎo.１２〜Ｎ
o.２１についてヒートパターンＩを適用した例であり、
いずれも良好な曲げ加工性を有している。
o.２１についてヒートパターンＩを適用した例であり、
いずれも良好な曲げ加工性を有している。
【００４１】図５には、表２及び表３の例の中で、ＴＳ
１０００〜１２００Ｎ／mm2級鋼種についてλ値に及ぼ
す冷却終了温度(Ｔf)の影響を示した。この鋼種のＭs点
は３５０℃で、これより低い温度まで冷却した場合には
λ値の向上が認められる。また、図６には、同様にＴＳ
６００Ｎ／mm2〜１２００Ｎ／mm2級鋼についての本発明
鋼と比較鋼のＴＳ−Ｅl及びＴＳ−λバランスを示し
た。λ値向上の効果はほぼ６００Ｎ／mm2級以上からよ
り顕著に認められた。
１０００〜１２００Ｎ／mm2級鋼種についてλ値に及ぼ
す冷却終了温度(Ｔf)の影響を示した。この鋼種のＭs点
は３５０℃で、これより低い温度まで冷却した場合には
λ値の向上が認められる。また、図６には、同様にＴＳ
６００Ｎ／mm2〜１２００Ｎ／mm2級鋼についての本発明
鋼と比較鋼のＴＳ−Ｅl及びＴＳ−λバランスを示し
た。λ値向上の効果はほぼ６００Ｎ／mm2級以上からよ
り顕著に認められた。
【００４２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
引張強さがおよそ４４０〜１５００Ｎ／mm2で、焼戻し
マルテンサイト組織を含む曲げ加工性に優れた溶融亜鉛
めっき鋼板を製造することができるので、特に自動車用
材料の製造に適している。
引張強さがおよそ４４０〜１５００Ｎ／mm2で、焼戻し
マルテンサイト組織を含む曲げ加工性に優れた溶融亜鉛
めっき鋼板を製造することができるので、特に自動車用
材料の製造に適している。
【図１】ヒートパターンＩを示す図である。
【図２】ヒートパターンIIを示す図である。
【図３】ヒートパターンIIIを示す図である。
【図４】穴拡げ試験を説明する図である。
【図５】λ値に及ぼす冷却終了温度(Ｔf)の影響を示す
図である。
図である。
【図６】ＴＳ−Ｅlバランス及びＴＳ−λバランスを示
す図である。
す図である。
【表３】
───────────────────────────────────────────────────── 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 38/28 38/32 Ｃ２３Ｃ 2/06 (72)発明者 横井利雄 兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸 製鋼所加古川製鉄所内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ:０.０５〜
０.３％、Ｓi:０.６％以下、Ａl:０.０１〜０.１０％、
Ｍn:０.６〜３.０％、Ｐ:０.１％以下を含有し、残部が
鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、通常の方法で熱間
圧延後、酸洗、冷間圧延した後、Ａc3点−５０℃〜９０
０℃の温度にて少なくとも１秒以上保持することを含む
再結晶焼鈍工程と、亜鉛めっきを施す工程と、これらの
工程の後にＡc1点以下２５０℃以上の温度にて再加熱処
理を施す工程を有し、更に、前記再結晶焼鈍工程の後で
かつ前記再加熱処理工程の前に、Ｍs点より高い温度か
ら次式、 ＬnＣＲ＝−1.18Ｍneq＋1.87 ここで、Ｍneq＝Ｍn＋1.52Ｍo＋1.10Ｃr＋1.41Ｖ＋100
Ｂ で示される臨界冷却速度ＣＲ(℃／s)以上の冷却速度に
て、少なくともＭs点以下まで冷却することを特徴とす
る、焼戻しマルテンサイト組織を有する曲げ加工性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 更にＭo:０.０１〜１.０％、Ｃr:０.１
〜１.５％、Ｖ:０.１〜１.５のうちの１種又は２種以上
を含有している請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】 更にＮb:０.０１〜０.０５％、Ｔi:０.
０１〜０.０５％のうちの１種又は２種を含有している
請求項１又は２に記載の方法。 - 【請求項４】 更にＢ:３０ppm以下を含有している請求
項１、２又は３に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28502992A JPH06108152A (ja) | 1992-09-30 | 1992-09-30 | 曲げ加工性に優れた高強度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 |
|---|---|---|---|
| JP28502992A JPH06108152A (ja) | 1992-09-30 | 1992-09-30 | 曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06108152A true JPH06108152A (ja) | 1994-04-19 |
Family
ID=17686236
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28502992A Withdrawn JPH06108152A (ja) | 1992-09-30 | 1992-09-30 | 曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06108152A (ja) |
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-
1992
- 1992-09-30 JP JP28502992A patent/JPH06108152A/ja not_active Withdrawn
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