JP2529906B2 - 加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車外板などに用い
られる、加工性に優れ、３５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張
強度を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造す
る方法に係わる。
られる、加工性に優れ、３５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張
強度を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造す
る方法に係わる。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板の高強度化は、これまでは
低燃費を望む自動車購入，利用者のニーズを車両軽量化
により実現するために行なわれてきた。ところが最近に
おいては、地球規模の環境問題から燃料消費そのものが
取り沙汰にされ、地球温暖化対策として二酸化炭素の排
出量を規制する意味から燃費を低下させる必要性にせま
られるようになってきたことから、これまでに増して高
強度鋼板の重要性が指摘されるようになった。高強度鋼
板を製造するに際して、成形性が取り沙汰にされる。こ
こで必要になる加工性は、伸び、ｒ値（面内平均ランク
フォード値、〔板幅ひずみ÷板厚ひずみで定義され、こ
れを圧延方向に対して０°，４５°，９０°について引
張試験で求めた値（Ｌ）に対して（Ｌ０°＋Ｌ９０°＋
２×Ｌ４５°）÷４で求められる〕）等の基本的引張特
性に加え、二次加工性などがあげられる。一方、耐錆，
耐穴あきの意味から防錆鋼板へのニーズも強くなってき
ており、自動車における防錆鋼板の使用率は年々高くな
ってきている。当然、防錆鋼板における耐食性，めっき
密着性，溶接性，塗装性等、めっき特性そのものの特性
向上が重要であることは間違いないことであるが、研究
開発の対象とされるめっき原板である冷延鋼板（または
熱延鋼板）は、軟質鋼を主体とするものであった。しか
しながら、上述の高強度鋼板へのニーズを勘案すると、
防錆鋼板を高強度化し、かつ軟質鋼板に相当する加工性
を有する鋼板への期待が、今後強くなっていくことは明
白なことである。ここで、これまでの高強度防錆鋼板の
技術について述べる。従来の高強度防錆鋼板を提供する
技術としては、例えば 特開昭５９−７４２３２号，
特開昭６３−７２８６０号，特開昭６２−１８８７
６８号，特開昭６３−４７３３８号公報等がある。
低燃費を望む自動車購入，利用者のニーズを車両軽量化
により実現するために行なわれてきた。ところが最近に
おいては、地球規模の環境問題から燃料消費そのものが
取り沙汰にされ、地球温暖化対策として二酸化炭素の排
出量を規制する意味から燃費を低下させる必要性にせま
られるようになってきたことから、これまでに増して高
強度鋼板の重要性が指摘されるようになった。高強度鋼
板を製造するに際して、成形性が取り沙汰にされる。こ
こで必要になる加工性は、伸び、ｒ値（面内平均ランク
フォード値、〔板幅ひずみ÷板厚ひずみで定義され、こ
れを圧延方向に対して０°，４５°，９０°について引
張試験で求めた値（Ｌ）に対して（Ｌ０°＋Ｌ９０°＋
２×Ｌ４５°）÷４で求められる〕）等の基本的引張特
性に加え、二次加工性などがあげられる。一方、耐錆，
耐穴あきの意味から防錆鋼板へのニーズも強くなってき
ており、自動車における防錆鋼板の使用率は年々高くな
ってきている。当然、防錆鋼板における耐食性，めっき
密着性，溶接性，塗装性等、めっき特性そのものの特性
向上が重要であることは間違いないことであるが、研究
開発の対象とされるめっき原板である冷延鋼板（または
熱延鋼板）は、軟質鋼を主体とするものであった。しか
しながら、上述の高強度鋼板へのニーズを勘案すると、
防錆鋼板を高強度化し、かつ軟質鋼板に相当する加工性
を有する鋼板への期待が、今後強くなっていくことは明
白なことである。ここで、これまでの高強度防錆鋼板の
技術について述べる。従来の高強度防錆鋼板を提供する
技術としては、例えば 特開昭５９−７４２３２号，
特開昭６３−７２８６０号，特開昭６２−１８８７
６８号，特開昭６３−４７３３８号公報等がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】は、固溶強化元素を
含有させた極低Ｃ鋼を用い、固溶Ｂを確保することによ
り高い二次加工性，焼付け硬化性と深絞り性を有する技
術であるが、比較的多い量のＢを必要とする技術であ
る。は、固溶強化と析出強化の併用による高強度化を
意図したものと見受けられるが、Ｃ量が多いために加工
性が劣るという課題がある。は、固溶強化元素を含有
させた極低Ｃ鋼を用い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得
る技術であるが、Ｃ，Ｐ，Ｔｉ，焼鈍温度に考慮が欠け
ているために加工性が劣るという課題がある。さらにこ
の技術は二次加工脆化に対する対策がない。は、固溶
強化元素を含有させた極低Ｃ鋼を用い、適度のＢ量と固
溶Ｃを製品段階において確保することにより低温脆性
（二次加工性）を向上させる技術であるが、製品段階で
固溶Ｃを確保するために連続溶融亜鉛めっきラインにて
連続焼鈍後，溶融亜鉛めっき前に４３０〜５００℃の温
度範囲にて２０〜１２０秒保持する必要があり、ライン
改造を必要とする技術であることが課題である。以上か
ら明らかなように、優れた深絞り性，二次加工性を有す
る高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造するにあたっ
て、多量のＢを含有することなく、かつ多額を要するラ
インの改造を必要としない範囲での技術がこれまでに見
あたらない。
含有させた極低Ｃ鋼を用い、固溶Ｂを確保することによ
り高い二次加工性，焼付け硬化性と深絞り性を有する技
術であるが、比較的多い量のＢを必要とする技術であ
る。は、固溶強化と析出強化の併用による高強度化を
意図したものと見受けられるが、Ｃ量が多いために加工
性が劣るという課題がある。は、固溶強化元素を含有
させた極低Ｃ鋼を用い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得
る技術であるが、Ｃ，Ｐ，Ｔｉ，焼鈍温度に考慮が欠け
ているために加工性が劣るという課題がある。さらにこ
の技術は二次加工脆化に対する対策がない。は、固溶
強化元素を含有させた極低Ｃ鋼を用い、適度のＢ量と固
溶Ｃを製品段階において確保することにより低温脆性
（二次加工性）を向上させる技術であるが、製品段階で
固溶Ｃを確保するために連続溶融亜鉛めっきラインにて
連続焼鈍後，溶融亜鉛めっき前に４３０〜５００℃の温
度範囲にて２０〜１２０秒保持する必要があり、ライン
改造を必要とする技術であることが課題である。以上か
ら明らかなように、優れた深絞り性，二次加工性を有す
る高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造するにあたっ
て、多量のＢを含有することなく、かつ多額を要するラ
インの改造を必要としない範囲での技術がこれまでに見
あたらない。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、これらの課題
に対して、特定成分の鋼を特定の熱延、溶融亜鉛めっき
条件をとることにより解決しようとするもので、その骨
子とするところは質量割合で Ｃ≦０．００４％ Ｓｉ≦０．４％ Ｍｎ：０．４％超〜２．５％ Ｐ≦０．０７％ Ｓ≦０．０１５％ 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ≦０．００４％ Ｎｂ：０．００８〜０．０３５％ Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％ Ｂ：０．０００１〜０．００２０％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱延するに際し仕上温度：Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００
℃、仕上圧延終了後１秒以内に０．２秒間以上の冷却を
施し、巻取温度≧６００℃とし、その後冷延し、続いて
溶融亜鉛めっきラインを通板するに際し８００℃〜９５
０℃に加熱後冷却し溶融亜鉛めっきを施した後合金化処
理を行なうことにより得られる加工性の優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。
に対して、特定成分の鋼を特定の熱延、溶融亜鉛めっき
条件をとることにより解決しようとするもので、その骨
子とするところは質量割合で Ｃ≦０．００４％ Ｓｉ≦０．４％ Ｍｎ：０．４％超〜２．５％ Ｐ≦０．０７％ Ｓ≦０．０１５％ 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ≦０．００４％ Ｎｂ：０．００８〜０．０３５％ Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％ Ｂ：０．０００１〜０．００２０％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱延するに際し仕上温度：Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００
℃、仕上圧延終了後１秒以内に０．２秒間以上の冷却を
施し、巻取温度≧６００℃とし、その後冷延し、続いて
溶融亜鉛めっきラインを通板するに際し８００℃〜９５
０℃に加熱後冷却し溶融亜鉛めっきを施した後合金化処
理を行なうことにより得られる加工性の優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。
【０００５】
【作用】次に各要件の作用および数値限定理由について
述べる。ＣとＮは、本発明においてはｒ値や伸び等の加
工性や時効性を低下させる有害な元素であり、徹底的に
その含有量を下げなければならない。そのためには、各
々０．００４％以下に下げる必要がある。好ましくはＣ
≦０．００２５％、Ｎ≦０．００２０％である。Ｓｉ
は、強度を高めるために有効な元素である。しかしなが
ら、溶融亜鉛めっき時の濡れ性を低下させる元素でもあ
るために、その上限を規定し、０．４％以下とした。Ｐ
も、強度を高めるために有効な元素であるが、溶融亜鉛
めっき後の合金化を阻害する元素でもあるために、その
上限を規定し、０．０７％以下とした。Ｍｎは、上限を
規定したＰ，Ｓｉによって必要とする強度が得られない
ために添加する。添加量は、必要とする強度により変化
させれば良いが、本発明が意図する３５ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の引張強度を得るためには、０．４％以上の含有が
必要である。上限は、高強度化の意味からは本来規定し
なくてもよいが、製鋼工程の精錬においてＭｎの多量添
加によるＣの増加が本発明範囲を越えない限度として上
限を２．５％とした。Ｓは、有害な介在物であるＭｎＳ
となり加工性を劣化させるために、極力低減した方がよ
い。そのため、０．０１５％以下とした。好ましくは、
０．００８％以下とすることである。Ｔｉは、加工性や
時効性に有害である侵入型固溶元素であるＣやＮを固定
するために有効な元素であるが、本発明においては、Ｐ
−Ｔｉ系析出物となりｒ値を下げ、さらに製品の加工時
に合金めっき層が粉となって剥離するパウダリングが生
じるためにその含有量は少ない方がよい。したがって、
ＴｉはＮ固定のために必要な元素としそのためには０．
００８％以上の含有量が必要である。但し、ｒ値劣化対
策のために上限は０．０２％とした。Ｎｂは、上記Ｔｉ
の役割から、Ｃを固定するための元素として必要であ
る。そのために本発明においては、０．００８〜０．０
３５％とした。Ｂは、後述する熱延条件との組合せによ
り二次加工性を向上させるために添加する。そのために
は、最低０．０００１％の含有が必要である。但し、過
剰の添加は加工性の劣化をまねくために上限を０．００
２０％とした。好ましいのは、０．０００３〜０．００
１２％の含有である。Ａｌは、脱酸のために添加する。
０．００５％未満では十分な脱酸ができず、０．１％を
越えると介在物が増加して鋼の延性を劣化させる。
述べる。ＣとＮは、本発明においてはｒ値や伸び等の加
工性や時効性を低下させる有害な元素であり、徹底的に
その含有量を下げなければならない。そのためには、各
々０．００４％以下に下げる必要がある。好ましくはＣ
≦０．００２５％、Ｎ≦０．００２０％である。Ｓｉ
は、強度を高めるために有効な元素である。しかしなが
ら、溶融亜鉛めっき時の濡れ性を低下させる元素でもあ
るために、その上限を規定し、０．４％以下とした。Ｐ
も、強度を高めるために有効な元素であるが、溶融亜鉛
めっき後の合金化を阻害する元素でもあるために、その
上限を規定し、０．０７％以下とした。Ｍｎは、上限を
規定したＰ，Ｓｉによって必要とする強度が得られない
ために添加する。添加量は、必要とする強度により変化
させれば良いが、本発明が意図する３５ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の引張強度を得るためには、０．４％以上の含有が
必要である。上限は、高強度化の意味からは本来規定し
なくてもよいが、製鋼工程の精錬においてＭｎの多量添
加によるＣの増加が本発明範囲を越えない限度として上
限を２．５％とした。Ｓは、有害な介在物であるＭｎＳ
となり加工性を劣化させるために、極力低減した方がよ
い。そのため、０．０１５％以下とした。好ましくは、
０．００８％以下とすることである。Ｔｉは、加工性や
時効性に有害である侵入型固溶元素であるＣやＮを固定
するために有効な元素であるが、本発明においては、Ｐ
−Ｔｉ系析出物となりｒ値を下げ、さらに製品の加工時
に合金めっき層が粉となって剥離するパウダリングが生
じるためにその含有量は少ない方がよい。したがって、
ＴｉはＮ固定のために必要な元素としそのためには０．
００８％以上の含有量が必要である。但し、ｒ値劣化対
策のために上限は０．０２％とした。Ｎｂは、上記Ｔｉ
の役割から、Ｃを固定するための元素として必要であ
る。そのために本発明においては、０．００８〜０．０
３５％とした。Ｂは、後述する熱延条件との組合せによ
り二次加工性を向上させるために添加する。そのために
は、最低０．０００１％の含有が必要である。但し、過
剰の添加は加工性の劣化をまねくために上限を０．００
２０％とした。好ましいのは、０．０００３〜０．００
１２％の含有である。Ａｌは、脱酸のために添加する。
０．００５％未満では十分な脱酸ができず、０．１％を
越えると介在物が増加して鋼の延性を劣化させる。
【０００６】熱延仕上温度は、Ａｒ3変態点以上の温度
であることが必要である。Ａｒ3変態点以下で仕上圧延
を終了すると最終製品のｒ値が劣化する。上限は、Ａｒ
3＋１００℃とする。オーステナイト粒径を細かくする
意味から、熱延仕上温度はＡｒ3直上が最も好ましく、
好ましい範囲としては、Ａｒ3〜Ａｒ3＋６０℃である。
本発明において、重要なのはフェライト変態前のオース
テナイト粒径を細かくすることである。これは、本発明
者らの幾多にわたる実験の結果、製品の二次加工性と極
低Ｃ鋼特有のＺｎによる粒界破壊現象を抑制し加工性を
向上させることとフエライト変態前のオーステナイト粒
径を細かくすることが合致したことによる。メカニズム
は、今後の研究によらなければならないが、おそらくオ
ーステナイト粒界の多いこと，すなわちオーステナイト
粒径の細かいことがＰの偏析程度を下げることに作用し
ているものと考えられる。そのために、本発明にあって
は、熱延仕上終了後１秒以内に水による冷却を施す。冷
却時間は０．２秒以上あれば十分である。水による冷却
の温度範囲を敢えて規定しないのは、水による冷却を極
短時間施し鋼帯の温度変化として検知が困難な場合にお
いても水による冷却の効果が現われるためである。これ
は、おそらく板厚方向全体に冷えなくても表層近傍が冷
えるだけでも上述の効果が現われたためと推定してい
る。これまで、極低Ｃ鋼において熱延仕上圧延後に急冷
を施すのは、熱延板フェライト粒径を細かくすることに
より冷延，連続焼鈍後のｒ値特性を向上させるために用
いていた技術であるが、本発明にあってはオーステナイ
ト粒径を細かくするために用いておりこれまでにない観
点である。
であることが必要である。Ａｒ3変態点以下で仕上圧延
を終了すると最終製品のｒ値が劣化する。上限は、Ａｒ
3＋１００℃とする。オーステナイト粒径を細かくする
意味から、熱延仕上温度はＡｒ3直上が最も好ましく、
好ましい範囲としては、Ａｒ3〜Ａｒ3＋６０℃である。
本発明において、重要なのはフェライト変態前のオース
テナイト粒径を細かくすることである。これは、本発明
者らの幾多にわたる実験の結果、製品の二次加工性と極
低Ｃ鋼特有のＺｎによる粒界破壊現象を抑制し加工性を
向上させることとフエライト変態前のオーステナイト粒
径を細かくすることが合致したことによる。メカニズム
は、今後の研究によらなければならないが、おそらくオ
ーステナイト粒界の多いこと，すなわちオーステナイト
粒径の細かいことがＰの偏析程度を下げることに作用し
ているものと考えられる。そのために、本発明にあって
は、熱延仕上終了後１秒以内に水による冷却を施す。冷
却時間は０．２秒以上あれば十分である。水による冷却
の温度範囲を敢えて規定しないのは、水による冷却を極
短時間施し鋼帯の温度変化として検知が困難な場合にお
いても水による冷却の効果が現われるためである。これ
は、おそらく板厚方向全体に冷えなくても表層近傍が冷
えるだけでも上述の効果が現われたためと推定してい
る。これまで、極低Ｃ鋼において熱延仕上圧延後に急冷
を施すのは、熱延板フェライト粒径を細かくすることに
より冷延，連続焼鈍後のｒ値特性を向上させるために用
いていた技術であるが、本発明にあってはオーステナイ
ト粒径を細かくするために用いておりこれまでにない観
点である。
【０００７】熱延巻取温度は、析出物の粗大化のために
高いほどよい。本発明が対象としている成分系は、固溶
強化元素を多量に含むために熱延板組織は十分に細かく
なっている。したがって、本発明における巻取はＣ，Ｎ
無害化のために必要な工程である。そのためには６００
℃以上必要である。上限は特に規定しないが、仕上温
度，および仕上直後の急冷との関係から現状においては
８００℃程度と思われる。通板性等を考慮して６５０〜
７５０℃が好ましい巻取温度範囲である。溶融めっきラ
インにおける焼鈍のための加熱温度は、８００℃以上に
しなければ本発明が意図する高いｒ値，高い延性が得ら
れない。上限は、オーステナイトに変態する温度（Ａｃ
3）以下であることが必要である。ただし、Ａｃ3が９５
０℃以上である場合には通板性の確保が困難であるため
に上限は９５０℃とした。焼鈍中にオーステナイトに変
態するとＹＰの上昇，伸びの劣化を引き起こし加工性が
劣化する。オーステナイトに変態する温度は、通板する
成分により異なるため成分に応じた加熱温度を採用する
ことになる。Ａｃ3温度を越えない温度範囲においては
高温であるほど伸び，ｒ値が向上するためにＡｃ3温度
直下にて通板することが好ましい。
高いほどよい。本発明が対象としている成分系は、固溶
強化元素を多量に含むために熱延板組織は十分に細かく
なっている。したがって、本発明における巻取はＣ，Ｎ
無害化のために必要な工程である。そのためには６００
℃以上必要である。上限は特に規定しないが、仕上温
度，および仕上直後の急冷との関係から現状においては
８００℃程度と思われる。通板性等を考慮して６５０〜
７５０℃が好ましい巻取温度範囲である。溶融めっきラ
インにおける焼鈍のための加熱温度は、８００℃以上に
しなければ本発明が意図する高いｒ値，高い延性が得ら
れない。上限は、オーステナイトに変態する温度（Ａｃ
3）以下であることが必要である。ただし、Ａｃ3が９５
０℃以上である場合には通板性の確保が困難であるため
に上限は９５０℃とした。焼鈍中にオーステナイトに変
態するとＹＰの上昇，伸びの劣化を引き起こし加工性が
劣化する。オーステナイトに変態する温度は、通板する
成分により異なるため成分に応じた加熱温度を採用する
ことになる。Ａｃ3温度を越えない温度範囲においては
高温であるほど伸び，ｒ値が向上するためにＡｃ3温度
直下にて通板することが好ましい。
【０００８】以上本発明の構成要件の作用について述べ
たが、本発明の鋼の溶製は通常転炉で行いＲＨ等の真空
脱ガスにて極低炭素とする。Ｃピック、アップ（Ｐｉｃ
ｋｕｐ）を最低限に抑えるために金属Ｍｎを使用するこ
とが好ましい。その後通常の連続鋳造にてスラブとす
る。熱延は通常のタンデム圧延機で仕上圧延される。仕
上圧延は変態点直上で行なうため幅方向端部が材質劣化
を起こす可能性があるためエッジヒーターなどで端部を
加熱することが好ましい。熱延コイルは、酸洗後冷延さ
れ、続いて溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍，めっき，合
金めっき処理される。合金めっき処理後の調質圧延は形
状矯正のためのやむを得ない範囲にとどめるべきであ
る。材質からは調質圧延をしないことが好ましいが、形
状矯正の点を考慮して０．２〜０．８％、好ましくは
０．２〜０．５％が適正調質圧延率である。
たが、本発明の鋼の溶製は通常転炉で行いＲＨ等の真空
脱ガスにて極低炭素とする。Ｃピック、アップ（Ｐｉｃ
ｋｕｐ）を最低限に抑えるために金属Ｍｎを使用するこ
とが好ましい。その後通常の連続鋳造にてスラブとす
る。熱延は通常のタンデム圧延機で仕上圧延される。仕
上圧延は変態点直上で行なうため幅方向端部が材質劣化
を起こす可能性があるためエッジヒーターなどで端部を
加熱することが好ましい。熱延コイルは、酸洗後冷延さ
れ、続いて溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍，めっき，合
金めっき処理される。合金めっき処理後の調質圧延は形
状矯正のためのやむを得ない範囲にとどめるべきであ
る。材質からは調質圧延をしないことが好ましいが、形
状矯正の点を考慮して０．２〜０．８％、好ましくは
０．２〜０．５％が適正調質圧延率である。
【０００９】
【実施例】表１に示す成分の鋼を転炉にて溶製し連続鋳
造にてスラブにした。この際、ＲＨ真空脱ガスを用い
た。続いて、熱延加熱温度：１２００℃、仕上温度は表
２にある温度、仕上後０．５秒段階で０．３秒間の冷却
を施し、７００℃で巻取った。なお、水冷は、上面下面
あわせて単位幅当り０．７５ｌ／分・ｍｍの流量が流れ
るヘツダーを二列分用いて行った。酸洗後８０％の冷延
で０．８ｍｍの冷延板を得、図１に示すヒートサイクル
（Ｔ＝８５０℃）にて連続溶融亜鉛めっきラインを通し
た。なお、Ｔ＝８５０℃はいずれの鋼においても本発明
範囲内である。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１，５
号試験片を用い、同 Ｚ２２４１記載の方法にしたがっ
て行なった。パウダリング特性は、６０°Ｖ曲げ，曲げ
戻し後のテープ剥離幅（Ｗ；ｍｍ）で評価した。また、
二次加工性評価は、まず、５０ｍｍ平底ポンチで絞り比
２．２の深絞り加工を行い、テーパーポンチにカップの
縁を押さえつけその口を広げる加工を種々温度を変えて
行い、延性−脆性破壊の遷移温度（Ｔｃｒ；℃）を求め
た。なお、冷薄表面のＳＰＣＤ（ＢＡＦ Ａｌ−Ｋ）の
Ｔｃｒは、−５５℃であった。鋼Ｉ，II，ＶIは、本発
明範囲にあるものであり、特に鋼Ｆは徹底的に高純化を
狙った鋼である。鋼IIIはＣが、鋼IＶはＳｉ，Ｐが、鋼
ＶはＴｉが、鋼ＶIIはＢが本発明範囲からはずれてい
る。得られた特性を表２に示した。
造にてスラブにした。この際、ＲＨ真空脱ガスを用い
た。続いて、熱延加熱温度：１２００℃、仕上温度は表
２にある温度、仕上後０．５秒段階で０．３秒間の冷却
を施し、７００℃で巻取った。なお、水冷は、上面下面
あわせて単位幅当り０．７５ｌ／分・ｍｍの流量が流れ
るヘツダーを二列分用いて行った。酸洗後８０％の冷延
で０．８ｍｍの冷延板を得、図１に示すヒートサイクル
（Ｔ＝８５０℃）にて連続溶融亜鉛めっきラインを通し
た。なお、Ｔ＝８５０℃はいずれの鋼においても本発明
範囲内である。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１，５
号試験片を用い、同 Ｚ２２４１記載の方法にしたがっ
て行なった。パウダリング特性は、６０°Ｖ曲げ，曲げ
戻し後のテープ剥離幅（Ｗ；ｍｍ）で評価した。また、
二次加工性評価は、まず、５０ｍｍ平底ポンチで絞り比
２．２の深絞り加工を行い、テーパーポンチにカップの
縁を押さえつけその口を広げる加工を種々温度を変えて
行い、延性−脆性破壊の遷移温度（Ｔｃｒ；℃）を求め
た。なお、冷薄表面のＳＰＣＤ（ＢＡＦ Ａｌ−Ｋ）の
Ｔｃｒは、−５５℃であった。鋼Ｉ，II，ＶIは、本発
明範囲にあるものであり、特に鋼Ｆは徹底的に高純化を
狙った鋼である。鋼IIIはＣが、鋼IＶはＳｉ，Ｐが、鋼
ＶはＴｉが、鋼ＶIIはＢが本発明範囲からはずれてい
る。得られた特性を表２に示した。
【００１０】
【表１】
【００１１】
【表２】
【００１２】本発明範囲にある鋼を用いた、Ｎｏ．１，
２，６は、いずれもＴＳ≧３５ｋｇｆ／ｍｍ2でかつ高
延性，ｒ≧１．８の高ｒ値で優れた二次加工性（Ｔｃｒ
＜−５５℃），耐パウダリング特性（Ｗ≦５ｍｍ）を有
する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板になった。Ｃ量が
高かったＮｏ．３は、低延性，低ｒ値になった。Ｓｉ，
Ｐの高かったＮｏ．４は、不めっき，生焼けが生じめっ
き性が悪かった。Ｔｉ量の高かったＮｏ．５は、ｒ値特
性が劣化し、パウダリング性も悪かった。Ｂを添加しな
かったＮｏ．７は、二次加工性が悪かった。次に、鋼II
を用い各製造条件の影響を、表３，４のように変化させ
特性を調査した。
２，６は、いずれもＴＳ≧３５ｋｇｆ／ｍｍ2でかつ高
延性，ｒ≧１．８の高ｒ値で優れた二次加工性（Ｔｃｒ
＜−５５℃），耐パウダリング特性（Ｗ≦５ｍｍ）を有
する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板になった。Ｃ量が
高かったＮｏ．３は、低延性，低ｒ値になった。Ｓｉ，
Ｐの高かったＮｏ．４は、不めっき，生焼けが生じめっ
き性が悪かった。Ｔｉ量の高かったＮｏ．５は、ｒ値特
性が劣化し、パウダリング性も悪かった。Ｂを添加しな
かったＮｏ．７は、二次加工性が悪かった。次に、鋼II
を用い各製造条件の影響を、表３，４のように変化させ
特性を調査した。
【００１３】
【表３】 Ｎｏ．８はＣＴが低かった例であり、硬質，低延性，低
ｒ値となった。Ｎｏ．９は焼鈍温度の低かった例であ
り、同様に硬質，低延性，低ｒ値となった。Ｎｏ．１０
は焼鈍温度が高すぎた例であり、硬質，低延性となった
が、ｒ値の低下は少なかった。
ｒ値となった。Ｎｏ．９は焼鈍温度の低かった例であ
り、同様に硬質，低延性，低ｒ値となった。Ｎｏ．１０
は焼鈍温度が高すぎた例であり、硬質，低延性となった
が、ｒ値の低下は少なかった。
【００１４】
【表４】
【００１５】Ｎｏ．１１はＦＴが高かった例であり、二
次加工性が劣化しまた界面から地鉄粒界に沿った欠陥が
認められた。なお、この欠陥内にはＺｎが侵入してい
た。Ｎｏ．１２は冷却開始までの時間が長かった例であ
り、これも二次加工性が劣化しＮｏ．１１と同様の地鉄
粒界に沿った欠陥が認められた。
次加工性が劣化しまた界面から地鉄粒界に沿った欠陥が
認められた。なお、この欠陥内にはＺｎが侵入してい
た。Ｎｏ．１２は冷却開始までの時間が長かった例であ
り、これも二次加工性が劣化しＮｏ．１１と同様の地鉄
粒界に沿った欠陥が認められた。
【００１６】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、３
５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張強度を有し、かつｒ値、二
次加工性及び耐パウダリング特性の極めて優れた高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が経済的に製造でき、産業界
特に自動車産業として寄与するところ多大なものがあ
る。
５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張強度を有し、かつｒ値、二
次加工性及び耐パウダリング特性の極めて優れた高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が経済的に製造でき、産業界
特に自動車産業として寄与するところ多大なものがあ
る。
【図１】本発明における溶融亜鉛めっき工程のヒートサ
イクルを示す。
イクルを示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (1)
- 【請求項１】 質量割合で Ｃ≦０．００４％ Ｓｉ≦０．４％ Ｍｎ：０．４％超〜２．５％ Ｐ≦０．０７％ Ｓ≦０．０１５％ 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｎ≦０．００４％ Ｎｂ：０．００８〜０．０３５％ Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％ Ｂ：０．０００１〜０．００２０％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱延するに際し仕上温度：Ａｒ３〜Ａｒ３＋１０
０℃、仕上圧延終了後１秒以内に０．２秒間以上の水に
よる冷却を施し、巻取温度≧６００℃とし、その後冷延
し、続いて溶融亜鉛めっきラインを通板するに際し８０
０℃〜９５０℃に加熱後冷却し溶融亜鉛めっきを施した
後合金化処理を行なうことを特徴とする加工性の優れた
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3181636A JP2529906B2 (ja) | 1990-11-15 | 1991-06-27 | 加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30709290 | 1990-11-15 | ||
| JP2-307092 | 1990-11-15 | ||
| JP3181636A JP2529906B2 (ja) | 1990-11-15 | 1991-06-27 | 加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059587A JPH059587A (ja) | 1993-01-19 |
| JP2529906B2 true JP2529906B2 (ja) | 1996-09-04 |
Family
ID=26500738
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3181636A Expired - Fee Related JP2529906B2 (ja) | 1990-11-15 | 1991-06-27 | 加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2529906B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100979020B1 (ko) * | 2002-06-28 | 2010-08-31 | 주식회사 포스코 | 초심가공용 고강도 박강판과 그 제조방법 |
| KR100951259B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2010-04-02 | 주식회사 포스코 | 초고성형 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
-
1991
- 1991-06-27 JP JP3181636A patent/JP2529906B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH059587A (ja) | 1993-01-19 |
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