JP2004300488A - プレス成形性の良好なアルミめっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】プレス成形性の良好な溶融アルミめっき鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．００６％以下，Ｓｉ：０．０３％以下，Ｍｎ：０．０５〜１．８％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｔｉ：０．００５〜０．１５％，Ｎ：０．００５％以下，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上温度Ａｒ３変態点以上、巻取温度４５０〜７００℃で熱間圧延し、次いで圧下率８０〜９０％の冷間圧延を施し、８００〜８８０℃の加熱温度で焼鈍した後、連続溶融アルミめっきして製造する。
【選択図】 なし
【解決手段】Ｃ：０．００６％以下，Ｓｉ：０．０３％以下，Ｍｎ：０．０５〜１．８％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｔｉ：０．００５〜０．１５％，Ｎ：０．００５％以下，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上温度Ａｒ３変態点以上、巻取温度４５０〜７００℃で熱間圧延し、次いで圧下率８０〜９０％の冷間圧延を施し、８００〜８８０℃の加熱温度で焼鈍した後、連続溶融アルミめっきして製造する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、曲げ加工、伸びフランジ加工、張出し加工、深絞り加工等のプレス成形性の良好な溶融アルミめっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、溶融アルミめっき鋼板は、優れた耐食性を備えていることから自動車の排気マフラー部材等に成形加工し広く使用されてきた。昨今、この優れた耐食性を利用し、各種自動車部材への適用が注目されている。
例えば、自動車の燃料タンクは、鋼板をプレス加工して製造されるため、加工性や燃料による内面腐食や塩害等による外面腐食に対する抵抗力を重視して溶融Ｐｂ−Ｓｎめっき鋼板が使用されてきた。
しかし、環境負荷物質を軽減する観点からＰｂを使用しない材料の提供が望まれるようになり、環境負荷物質を含まないＡｌあるいはＡｌ−Ｓｉめっきを施したアルミめっき鋼板が燃料タンクの素材として使用され始めている。その他、自動車部材へのアルミめっき鋼板の適用が期待されている。
【０００３】
特開平１０−７２６４１号には、Ｃ：０．０１％以下で、Ｔｉ，Ｎｂの１種または２種以上と、Ｂを含有する鋼を母材とする溶接機密性とプレス成形性に優れた燃料タンク用防錆鋼板が提案されている。
また、特開平９−５３１６６号には、Ｔｉ，Ｎｂを含有し、必要に応じてＢを含有する鋼を母材とするプレス加工性と耐食性に優れた燃料タンク用防錆鋼板の製造方法が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
アルミめっき鋼板の母材成分として、Ｔｉ、Ｎｂを多量に添加すると耐二次加工脆性の劣化を招き、さらにＭｎ、Ｐを多量に添加すると機械的性質が不安定になる傾向がある。Ｂの添加は粒界の強化には効果があるが、素材である鋼板の伸びの低下や、張出し性が要求されるプレス成形加工の際には板厚減少率が安定しない等の課題もある。
本発明では、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ等の高価な鋼成分を可能な限り低減して、かつＭｎ，Ｐ等の添加量を制限した極炭素鋼をアルミめっき母材として、曲げ加工、伸びフランジ加工のような軽度のプレス成形から、張出し加工、深絞り加工等が同時に行われるような複合成形にも適したアルミめっき鋼板を製造することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明はこのような問題点を解消すべく案出されたものであり、本発明のアルミめっき鋼板は、Ｃ：０．００６％以下，Ｓｉ：０．０３％以下，Ｍｎ：０．０５〜１．８％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｔｉ：０．００５〜０．１５％，Ｎ：０．００５％以下，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上温度Ａｒ３変態点以上、巻取温度４５０〜７００℃で熱間圧延し、次いで圧下率８０〜９０％の冷間圧延を施し、８００〜８８０℃の加熱温度で焼鈍した後、連続溶融アルミめっきして製造される。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明では、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ等の添加を可能な限り低減して、かつＭｎ，Ｐ等の添加量を制限した極炭素鋼をアルミめっき母材として、製造条件を特定することでアルミめっき鋼板のプレス成形性および低温靱性を改善している。
【０００７】
［めっき母材鋼板の成分］
Ｃ：０．００６質量％以下
添加量の増加とともに深絞り性が劣化するため０．００６質量％を上限とする。
【０００８】
Ｓｉ：０．０３質量％以下
鋼の固溶強化や深絞り性の改善に奏効する元素ではあるが、多量の添加は鋼を硬化し加工性を悪くするほか、熱延の加熱時に発生するスケールが著しくなる。このため、０．０３質量％を上限とする。
【０００９】
Ｍｎ：０．０５〜１．８質量％
鋼の溶製段階での脱酸・脱硫元素であり、熱間脆性の防止にも奏効する元素であるが、多量の添加は鋼を硬くし、深絞り性および延性の悪化を招くので１．８質量％を上限とする。好ましくは０．０５〜０．５質量％である。
【００１０】
Ｐ：０．０２質量％以下
母材鋼板のめっき性を悪くし、不めっきの発生原因となるほか、めっき鋼板のスポット溶接性を劣化させる有害不純物であり、０．０２質量％を越えてはならない。
【００１１】
Ｓ：０．０１５質量％以下
鋼の脆化を促進する有害不純物元素であり、０．０１５質量％を上限とする。
【００１２】
Ａｌ：０．００５〜０．１質量％
脱酸およびＮの固定のために０．００５重量％以上の添加が必要であるが、多量に添加すると鋼の清浄度の低下に伴い、加工性を損なう原因となるので、０．１質量％以下とする。
【００１３】
Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％
鋼中の固溶ＮをＴｉＮとして析出固定して低減し、鋼板の伸び特性、加工性を向上させる有用な元素である。しかしながら、０．００５質量％未満ではその添加効果に乏しく、０．１５質量％を超えると鋼板の再結晶温度が高くなり、連続焼鈍処理の作業性が悪くなる。
【００１４】
Ｎ：０．００５質量％以下
高い深絞り性および延性を得るには少ないほうが望ましいが、０．００５質量％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので、上限を０．００５質量％とする。
【００１５】
［熱間圧延条件］
本発明の鋼組成を有するスラブは、常法によりＡｒ３変態点以上で仕上圧延が施され４５０〜７００℃の温度域で巻取られる。巻取温度が４５０℃未満であると、ＴｉＳ等の析出物のサイズが小さく深絞り等の成形性に劣り、７００℃を超えると巻取り後のフェライト粒が粗大になり、焼鈍後の深絞り性および延性が低下する。
【００１６】
［冷間圧延条件］
熱延鋼帯は、酸洗等の脱スケール処理が施された後、８０〜９０％の高圧下率で冷間圧延が行われる。圧下率８０％以上の冷間圧延を施すことによりめっき後の機械的性質として全伸びが約４５％、脆性・延性遷移温度が−５０℃以下となる。
また、９０％を超える圧下率で冷間圧延をしても、冷間圧延時の圧延負荷が大きくなるだけでそれ以上の効果が望めないばかりでなく、９０％を超える高圧下率では再結晶処理後の結晶粒が過度に微細になり、全伸びの低下を招くため、上限を９０％とした。
【００１７】
［焼鈍・めっき条件］
得られた冷延鋼帯は、清浄化と再結晶による歪の除去・軟質化のため８００〜８８０℃の範囲に加熱された後、常法により連続的に溶融アルミめっきが施される。
溶融アルミめっき浴中に導入され所定のめっき処理を施される。その処理に特別の条件や制限はなく、常法に従って行なえばよい。
【００１８】
［実施例］
表１に示す組成を有する鋼スラブを、仕上温度８９０〜９５０℃、巻取温度４５０〜７００℃の熱間圧延により板厚５．０〜６．６ｍｍの熱延鋼帯とし、酸洗後に圧下率８０〜９０％の冷間圧延にて板厚０．８ｍｍの冷延鋼帯とした後、連続溶融アルミめっきラインにて８００〜８８０℃で焼鈍し、溶融アルミめっき処理を行い０．７％の調質圧延を行なった。
【００１９】
【表１】
【００２０】
かくして得られた溶融アルミめっき鋼板の材料特性である降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）および脆性・延性遷移温度について調査した結果を表２に示す。
試験方法として、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて行なった。脆性・延性遷移温度は、絞り比２．０のカップに成形後、所定の温度で１ｍ−５ｋｇの衝撃を与え、割れが発生し始める温度を脆性・延性遷移温度とした。
【００２１】
【表２】
【００２２】
表２に示す結果より、本発明に従って得られた溶融アルミめっき鋼板（Ｎｏ．１〜３）は、比較例であるＢを添加した溶融アルミめっき鋼板（Ｎｏ．４〜６）と同等以上の全伸びが得られている。また、本発明の溶融アルミめっき鋼板（Ｎｏ．１〜３）の脆性・延性遷移温度は−５０℃以下であることから、寒冷地で使用される自動車部材等への適用も十分であることがわかる。実際に自動車の燃料タンクへの成形も可能であった。
本発明の溶融アルミめっき鋼板（Ｎｏ．１〜３）の製造工程において、冷間圧延の圧下率が８０％に満たない場合には、全伸びは低下し、脆性・延性遷移温度は上昇する傾向にあり、プレス成形性は劣化した。
【００２３】
【発明の効果】
以上のように、本発明のプレス成形性の良好な溶融アルミめっき鋼板は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ等の高価な鋼成分を可能な限り低減し、かつＭｎ，Ｐ等の添加量を制限した極低炭素鋼をアルミめっき母材として、高圧下率の冷間圧延を施した後、溶融アルミめっきして製造される。例えば、燃料タンクのような複合成形が行われる自動車部材への適用も可能である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、曲げ加工、伸びフランジ加工、張出し加工、深絞り加工等のプレス成形性の良好な溶融アルミめっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、溶融アルミめっき鋼板は、優れた耐食性を備えていることから自動車の排気マフラー部材等に成形加工し広く使用されてきた。昨今、この優れた耐食性を利用し、各種自動車部材への適用が注目されている。
例えば、自動車の燃料タンクは、鋼板をプレス加工して製造されるため、加工性や燃料による内面腐食や塩害等による外面腐食に対する抵抗力を重視して溶融Ｐｂ−Ｓｎめっき鋼板が使用されてきた。
しかし、環境負荷物質を軽減する観点からＰｂを使用しない材料の提供が望まれるようになり、環境負荷物質を含まないＡｌあるいはＡｌ−Ｓｉめっきを施したアルミめっき鋼板が燃料タンクの素材として使用され始めている。その他、自動車部材へのアルミめっき鋼板の適用が期待されている。
【０００３】
特開平１０−７２６４１号には、Ｃ：０．０１％以下で、Ｔｉ，Ｎｂの１種または２種以上と、Ｂを含有する鋼を母材とする溶接機密性とプレス成形性に優れた燃料タンク用防錆鋼板が提案されている。
また、特開平９−５３１６６号には、Ｔｉ，Ｎｂを含有し、必要に応じてＢを含有する鋼を母材とするプレス加工性と耐食性に優れた燃料タンク用防錆鋼板の製造方法が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
アルミめっき鋼板の母材成分として、Ｔｉ、Ｎｂを多量に添加すると耐二次加工脆性の劣化を招き、さらにＭｎ、Ｐを多量に添加すると機械的性質が不安定になる傾向がある。Ｂの添加は粒界の強化には効果があるが、素材である鋼板の伸びの低下や、張出し性が要求されるプレス成形加工の際には板厚減少率が安定しない等の課題もある。
本発明では、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ等の高価な鋼成分を可能な限り低減して、かつＭｎ，Ｐ等の添加量を制限した極炭素鋼をアルミめっき母材として、曲げ加工、伸びフランジ加工のような軽度のプレス成形から、張出し加工、深絞り加工等が同時に行われるような複合成形にも適したアルミめっき鋼板を製造することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明はこのような問題点を解消すべく案出されたものであり、本発明のアルミめっき鋼板は、Ｃ：０．００６％以下，Ｓｉ：０．０３％以下，Ｍｎ：０．０５〜１．８％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｔｉ：０．００５〜０．１５％，Ｎ：０．００５％以下，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上温度Ａｒ３変態点以上、巻取温度４５０〜７００℃で熱間圧延し、次いで圧下率８０〜９０％の冷間圧延を施し、８００〜８８０℃の加熱温度で焼鈍した後、連続溶融アルミめっきして製造される。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明では、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ等の添加を可能な限り低減して、かつＭｎ，Ｐ等の添加量を制限した極炭素鋼をアルミめっき母材として、製造条件を特定することでアルミめっき鋼板のプレス成形性および低温靱性を改善している。
【０００７】
［めっき母材鋼板の成分］
Ｃ：０．００６質量％以下
添加量の増加とともに深絞り性が劣化するため０．００６質量％を上限とする。
【０００８】
Ｓｉ：０．０３質量％以下
鋼の固溶強化や深絞り性の改善に奏効する元素ではあるが、多量の添加は鋼を硬化し加工性を悪くするほか、熱延の加熱時に発生するスケールが著しくなる。このため、０．０３質量％を上限とする。
【０００９】
Ｍｎ：０．０５〜１．８質量％
鋼の溶製段階での脱酸・脱硫元素であり、熱間脆性の防止にも奏効する元素であるが、多量の添加は鋼を硬くし、深絞り性および延性の悪化を招くので１．８質量％を上限とする。好ましくは０．０５〜０．５質量％である。
【００１０】
Ｐ：０．０２質量％以下
母材鋼板のめっき性を悪くし、不めっきの発生原因となるほか、めっき鋼板のスポット溶接性を劣化させる有害不純物であり、０．０２質量％を越えてはならない。
【００１１】
Ｓ：０．０１５質量％以下
鋼の脆化を促進する有害不純物元素であり、０．０１５質量％を上限とする。
【００１２】
Ａｌ：０．００５〜０．１質量％
脱酸およびＮの固定のために０．００５重量％以上の添加が必要であるが、多量に添加すると鋼の清浄度の低下に伴い、加工性を損なう原因となるので、０．１質量％以下とする。
【００１３】
Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％
鋼中の固溶ＮをＴｉＮとして析出固定して低減し、鋼板の伸び特性、加工性を向上させる有用な元素である。しかしながら、０．００５質量％未満ではその添加効果に乏しく、０．１５質量％を超えると鋼板の再結晶温度が高くなり、連続焼鈍処理の作業性が悪くなる。
【００１４】
Ｎ：０．００５質量％以下
高い深絞り性および延性を得るには少ないほうが望ましいが、０．００５質量％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので、上限を０．００５質量％とする。
【００１５】
［熱間圧延条件］
本発明の鋼組成を有するスラブは、常法によりＡｒ３変態点以上で仕上圧延が施され４５０〜７００℃の温度域で巻取られる。巻取温度が４５０℃未満であると、ＴｉＳ等の析出物のサイズが小さく深絞り等の成形性に劣り、７００℃を超えると巻取り後のフェライト粒が粗大になり、焼鈍後の深絞り性および延性が低下する。
【００１６】
［冷間圧延条件］
熱延鋼帯は、酸洗等の脱スケール処理が施された後、８０〜９０％の高圧下率で冷間圧延が行われる。圧下率８０％以上の冷間圧延を施すことによりめっき後の機械的性質として全伸びが約４５％、脆性・延性遷移温度が−５０℃以下となる。
また、９０％を超える圧下率で冷間圧延をしても、冷間圧延時の圧延負荷が大きくなるだけでそれ以上の効果が望めないばかりでなく、９０％を超える高圧下率では再結晶処理後の結晶粒が過度に微細になり、全伸びの低下を招くため、上限を９０％とした。
【００１７】
［焼鈍・めっき条件］
得られた冷延鋼帯は、清浄化と再結晶による歪の除去・軟質化のため８００〜８８０℃の範囲に加熱された後、常法により連続的に溶融アルミめっきが施される。
溶融アルミめっき浴中に導入され所定のめっき処理を施される。その処理に特別の条件や制限はなく、常法に従って行なえばよい。
【００１８】
［実施例］
表１に示す組成を有する鋼スラブを、仕上温度８９０〜９５０℃、巻取温度４５０〜７００℃の熱間圧延により板厚５．０〜６．６ｍｍの熱延鋼帯とし、酸洗後に圧下率８０〜９０％の冷間圧延にて板厚０．８ｍｍの冷延鋼帯とした後、連続溶融アルミめっきラインにて８００〜８８０℃で焼鈍し、溶融アルミめっき処理を行い０．７％の調質圧延を行なった。
【００１９】
【表１】
かくして得られた溶融アルミめっき鋼板の材料特性である降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）および脆性・延性遷移温度について調査した結果を表２に示す。
試験方法として、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて行なった。脆性・延性遷移温度は、絞り比２．０のカップに成形後、所定の温度で１ｍ−５ｋｇの衝撃を与え、割れが発生し始める温度を脆性・延性遷移温度とした。
【００２１】
【表２】
表２に示す結果より、本発明に従って得られた溶融アルミめっき鋼板（Ｎｏ．１〜３）は、比較例であるＢを添加した溶融アルミめっき鋼板（Ｎｏ．４〜６）と同等以上の全伸びが得られている。また、本発明の溶融アルミめっき鋼板（Ｎｏ．１〜３）の脆性・延性遷移温度は−５０℃以下であることから、寒冷地で使用される自動車部材等への適用も十分であることがわかる。実際に自動車の燃料タンクへの成形も可能であった。
本発明の溶融アルミめっき鋼板（Ｎｏ．１〜３）の製造工程において、冷間圧延の圧下率が８０％に満たない場合には、全伸びは低下し、脆性・延性遷移温度は上昇する傾向にあり、プレス成形性は劣化した。
【００２３】
【発明の効果】
以上のように、本発明のプレス成形性の良好な溶融アルミめっき鋼板は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ等の高価な鋼成分を可能な限り低減し、かつＭｎ，Ｐ等の添加量を制限した極低炭素鋼をアルミめっき母材として、高圧下率の冷間圧延を施した後、溶融アルミめっきして製造される。例えば、燃料タンクのような複合成形が行われる自動車部材への適用も可能である。
Claims (1)
- 質量％で、Ｃ：０．００６％以下，Ｓｉ：０．０３％以下，Ｍｎ：０．０５〜１．８％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｔｉ：０．００５〜０．１５％，Ｎ：０．００５％以下，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上温度Ａｒ３変態点以上、巻取温度４５０〜７００℃で熱間圧延し、次いで圧下率８０〜９０％の冷間圧延を施し、８００〜８８０℃の加熱温度で焼鈍した後、連続溶融アルミめっきすることを特徴とするプレス成形性の良好なアルミめっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003093179A JP2004300488A (ja) | 2003-03-31 | 2003-03-31 | プレス成形性の良好なアルミめっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003093179A JP2004300488A (ja) | 2003-03-31 | 2003-03-31 | プレス成形性の良好なアルミめっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004300488A true JP2004300488A (ja) | 2004-10-28 |
Family
ID=33406037
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003093179A Withdrawn JP2004300488A (ja) | 2003-03-31 | 2003-03-31 | プレス成形性の良好なアルミめっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2004300488A (ja) |
-
2003
- 2003-03-31 JP JP2003093179A patent/JP2004300488A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060606 |