JP2576894B2 - プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はプレス成形性およびめっき密着性に優れた溶
融亜鉛めっきTi、Nb複合添加高張力冷延鋼板およびその
製造方法に関する。
融亜鉛めっきTi、Nb複合添加高張力冷延鋼板およびその
製造方法に関する。
（従来技術とその問題点） 近年自動車用鋼板としては、安全性、車体重量軽減お
よび素材使用量の削減の観点から、高張力鋼板が広く利
用されるようになってきた。この自動車用高張力鋼板の
中で、例えば寒冷期に道路の融雪のため用いられる融雪
剤に含まれる塩類のため腐食されるのを防止するために
耐食性に非常にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき層を厚目
付で施した高張力冷延鋼板が必要とされてきている。
よび素材使用量の削減の観点から、高張力鋼板が広く利
用されるようになってきた。この自動車用高張力鋼板の
中で、例えば寒冷期に道路の融雪のため用いられる融雪
剤に含まれる塩類のため腐食されるのを防止するために
耐食性に非常にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき層を厚目
付で施した高張力冷延鋼板が必要とされてきている。
このために加工性にあわせ耐食性にも優れた高張力鋼
板が大量生産方式で製造されることが強く要望されてき
た。
板が大量生産方式で製造されることが強く要望されてき
た。
鋼板の耐食性を付与する一般的な方法としてCuやCrな
どの鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する方法、或
いは鋼板表面に金属めっきを施す方法等があるが、前者
においては塩害のような苛酷な腐食環境下ではその効果
はあまり期待できない。
どの鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する方法、或
いは鋼板表面に金属めっきを施す方法等があるが、前者
においては塩害のような苛酷な腐食環境下ではその効果
はあまり期待できない。
従ってこのような苛酷な腐食環境に対しては後者の金
属めっき、その中でも耐食性が非常に優れていて、かつ
厚目付が容易に可能な溶融亜鉛めっきが有効である。し
かも薄膜密着性および溶接性を配慮して溶融亜鉛めっき
後に合金化処理を施すことが一般に行われている。
属めっき、その中でも耐食性が非常に優れていて、かつ
厚目付が容易に可能な溶融亜鉛めっきが有効である。し
かも薄膜密着性および溶接性を配慮して溶融亜鉛めっき
後に合金化処理を施すことが一般に行われている。
しかしながらそれらの方法で得られた合金化溶融亜鉛
めっき高張力鋼板は、共通してプレス加工性、特に深絞
り性が、高強度化およびめっき層厚みの増加に伴い劣化
しており、難成形加工が充分行えるものはなかった。
めっき高張力鋼板は、共通してプレス加工性、特に深絞
り性が、高強度化およびめっき層厚みの増加に伴い劣化
しており、難成形加工が充分行えるものはなかった。
そのため、鋼板のプレス成形性を重視し改善を行う試
みが種々提案されている。
みが種々提案されている。
例えば、特開昭57−54261号公報では、連続式溶融亜
鉛めっきいラインで製造する場合には、低Ｃの組成とす
るとともに、炭窒化物形成元素であるTiを１種添加する
ことにより非時効性および深絞り性を、置換型固溶強化
元素であるSi、Mn、Ｐを添加することにより引張強度
（以下T.S.と略記する）40kgf/mm2級の高強度を得る方
法が提案されている。しかし、深絞り性を有する溶融亜
鉛めっき付高張力鋼板は得られるものの、Ｐによる粒界
脆化即ち耐二次加工割れ性やプレス成形時耳発生を抑制
し材料の歩留り向上に寄与するｒ値の面内異方性の低減
の確保は困難である。
鉛めっきいラインで製造する場合には、低Ｃの組成とす
るとともに、炭窒化物形成元素であるTiを１種添加する
ことにより非時効性および深絞り性を、置換型固溶強化
元素であるSi、Mn、Ｐを添加することにより引張強度
（以下T.S.と略記する）40kgf/mm2級の高強度を得る方
法が提案されている。しかし、深絞り性を有する溶融亜
鉛めっき付高張力鋼板は得られるものの、Ｐによる粒界
脆化即ち耐二次加工割れ性やプレス成形時耳発生を抑制
し材料の歩留り向上に寄与するｒ値の面内異方性の低減
の確保は困難である。
特開昭62−49323号公報では、前記公報同様の方式で
溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、低Ｃの組成とする
とともに、炭窒化物形成元素であるNbを１種添加するこ
とにより、非時効性および冷延−再結晶集合組織に依存
するランクフォード値（以下ｒ値と記する）の面内異方
性を置換型固溶強化元素であるＰを添加することにより
改善し、T.S.35〜45kgf/mm2程度の高強度を得る方法が
提案されている。
溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、低Ｃの組成とする
とともに、炭窒化物形成元素であるNbを１種添加するこ
とにより、非時効性および冷延−再結晶集合組織に依存
するランクフォード値（以下ｒ値と記する）の面内異方
性を置換型固溶強化元素であるＰを添加することにより
改善し、T.S.35〜45kgf/mm2程度の高強度を得る方法が
提案されている。
しかしｒ値の面内異方性が小さい溶融亜鉛めっき高張
力鋼板は得られるものの、T.S.が40kgf/mm2以上でｒ値
1.7以上の特性、および耐二次加工割れ性の確保は困難
である。
力鋼板は得られるものの、T.S.が40kgf/mm2以上でｒ値
1.7以上の特性、および耐二次加工割れ性の確保は困難
である。
また特開昭63−179024号公報では、前記公報同様の方
式で溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、極低Ｃの組成
にするとともに、炭窒化物形成元素であるTi、Nb、Zrを
１種以上添加することにより非時効性およびｒ値1.7以
上の深絞り性およびｒ値の面内異方性の小さい特性が得
られる方法が提案されている。
式で溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、極低Ｃの組成
にするとともに、炭窒化物形成元素であるTi、Nb、Zrを
１種以上添加することにより非時効性およびｒ値1.7以
上の深絞り性およびｒ値の面内異方性の小さい特性が得
られる方法が提案されている。
しかしT.S.が40kgf/mm2以上では深絞り性を確保する
ことは困難である。
ことは困難である。
また特開昭63−47338号公報には、前記公報同様の方
式で溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際、50ppm以下の極
低Ｃの組成にするとともに炭窒化物形成元素であるTi、
Nb、Ｂを３種添加することにより、また固溶強化元素S
i、Mn、Ｐを添加することにより非時効性、小さいｒ値
の面内異方性、良好な耐二次加工割れ性が得られる方法
が提案されている。
式で溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際、50ppm以下の極
低Ｃの組成にするとともに炭窒化物形成元素であるTi、
Nb、Ｂを３種添加することにより、また固溶強化元素S
i、Mn、Ｐを添加することにより非時効性、小さいｒ値
の面内異方性、良好な耐二次加工割れ性が得られる方法
が提案されている。
しかしT.S.が40kgf/mm2以上で深絞り性の指標である
ｒ値1.7以上の特性の確保が困難である。
ｒ値1.7以上の特性の確保が困難である。
上記の例に示した従来技術では、いずれも自動車用鋼
板として要求されている高防錆化かつ良好なプレス成形
性、特に高いｒ値、良好な耐二次加工割れ性、小さいｒ
値の面内異方性かつT.S.が40kgf/mm2以上を兼ね備えた
鋼板を得ることは不可能であった。
板として要求されている高防錆化かつ良好なプレス成形
性、特に高いｒ値、良好な耐二次加工割れ性、小さいｒ
値の面内異方性かつT.S.が40kgf/mm2以上を兼ね備えた
鋼板を得ることは不可能であった。
（問題解決に関する知見） 本発明は、自動車用鋼板として要求されている高防錆
化、およびパウダリングを起こすことのないめっき密着
性の優れたもの（パウダリング性の指標であるFe量率が
７〜15％の範囲にあるもの）かつT.S.が40kgf/mm2以上
で、プレス成形性の指標であるｒ値が1.7以上、ｒ値の
面内異方性（以下Δｒ値と略記する）が0.4以下、また
プレス加工時の二次加工割れを起すことのない優れた鋼
板を製造することを課題とし、課題解決に関し、本発明
者らは、高強度冷延鋼板の成分組成、製造方法について
種々研究を行った結果、Ti、Nb複合添加鋼に所定の固溶
強固元素Mn、Ｐ、Ｂを複合添加し、熱間圧延から焼鈍に
至る諸工程を所定の条件範囲内に制御した後、溶融亜鉛
めっき処理を施し、続いて450〜600℃の温度域で1sec以
上保持することによって、上記特性を有する溶融亜鉛め
っき高張力鋼板が得られる知見を得た。
化、およびパウダリングを起こすことのないめっき密着
性の優れたもの（パウダリング性の指標であるFe量率が
７〜15％の範囲にあるもの）かつT.S.が40kgf/mm2以上
で、プレス成形性の指標であるｒ値が1.7以上、ｒ値の
面内異方性（以下Δｒ値と略記する）が0.4以下、また
プレス加工時の二次加工割れを起すことのない優れた鋼
板を製造することを課題とし、課題解決に関し、本発明
者らは、高強度冷延鋼板の成分組成、製造方法について
種々研究を行った結果、Ti、Nb複合添加鋼に所定の固溶
強固元素Mn、Ｐ、Ｂを複合添加し、熱間圧延から焼鈍に
至る諸工程を所定の条件範囲内に制御した後、溶融亜鉛
めっき処理を施し、続いて450〜600℃の温度域で1sec以
上保持することによって、上記特性を有する溶融亜鉛め
っき高張力鋼板が得られる知見を得た。
（発明の構成） 本発明は、 その素地鋼板が重量％で、C:0.0020〜0.0100％、Si≦
0.1％、Mn:1.2％越え〜2.0％、P:0.040％越え〜0.095
％、Ｓ≦0.01％、sol.Al:0.010〜0.100％、Ｎ≦0.0070
％、B:0.0002〜0.0010％、Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ
＋48/32％Ｓ）〜0.10％、Nb:0.01〜0.10％、を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物から成る組成の鋼板表面
に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とするプ
レス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板を提
供する。
0.1％、Mn:1.2％越え〜2.0％、P:0.040％越え〜0.095
％、Ｓ≦0.01％、sol.Al:0.010〜0.100％、Ｎ≦0.0070
％、B:0.0002〜0.0010％、Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ
＋48/32％Ｓ）〜0.10％、Nb:0.01〜0.10％、を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物から成る組成の鋼板表面
に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とするプ
レス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板を提
供する。
本発明はまた、 重量％で、C:0.0020〜0.0100％、Si≦0.1％、Mn:1.2
％越え〜2.0％、P:0.040％越え〜0.095％、Ｓ≦0.01
％、sol.Al:0.010〜0.100％、Ｎ≦0.0070％、B:0.0002
〜0.0010％、Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）
〜0.10％、Nb:0.01〜0.10％を含有し残部がFeおよび不
可避的不純物からなるTi−Nb複合添加極低炭素鋼スラブ
を1150〜1280℃に加熱した後、（Ar3変態点＋50℃）以
上1000℃以下で熱間圧延を終了し、400℃以上600℃以下
で捲取り、酸洗を施した後、圧下率70〜90％で冷間圧延
を施し、引き続き得られた冷延鋼板をインライン焼鈍型
の連続式溶融亜鉛めっき装置に装入し、再結晶温度以上
Ac3変態点以下の温度域で連続焼鈍を行い、その連続冷
却過程で溶融亜鉛めっき処理を施し、次いで450〜600℃
の温度域で1sec.以上保持することを特徴とする合金化
溶融亜鉛めっき層を有するプレス成形性にすぐれた高張
力冷延鋼板の製造方法を提供する。
％越え〜2.0％、P:0.040％越え〜0.095％、Ｓ≦0.01
％、sol.Al:0.010〜0.100％、Ｎ≦0.0070％、B:0.0002
〜0.0010％、Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）
〜0.10％、Nb:0.01〜0.10％を含有し残部がFeおよび不
可避的不純物からなるTi−Nb複合添加極低炭素鋼スラブ
を1150〜1280℃に加熱した後、（Ar3変態点＋50℃）以
上1000℃以下で熱間圧延を終了し、400℃以上600℃以下
で捲取り、酸洗を施した後、圧下率70〜90％で冷間圧延
を施し、引き続き得られた冷延鋼板をインライン焼鈍型
の連続式溶融亜鉛めっき装置に装入し、再結晶温度以上
Ac3変態点以下の温度域で連続焼鈍を行い、その連続冷
却過程で溶融亜鉛めっき処理を施し、次いで450〜600℃
の温度域で1sec.以上保持することを特徴とする合金化
溶融亜鉛めっき層を有するプレス成形性にすぐれた高張
力冷延鋼板の製造方法を提供する。
本発明の冷延鋼板において主として強度上昇に寄与す
る元素は、Mn、Ｐであり、これらの組成調整でT.S.40kg
f/mm2以上を確保する。
る元素は、Mn、Ｐであり、これらの組成調整でT.S.40kg
f/mm2以上を確保する。
次に本発明において組成限定理由について説明する。
C:Cは第１図に示すようにその含有量が低いほど絞り
性、延性に対して有利であり、0.010％を超えると後述
のTi添加量を増やしても、良好な絞り性が得られなくな
る。一方、0.0020％未満では強度T.S.に寄与する微細炭
窒化物が減少することおよび製造コストが増大すること
が上げられる。したがって、Ｃ量は0.0020〜0.010％と
する。
性、延性に対して有利であり、0.010％を超えると後述
のTi添加量を増やしても、良好な絞り性が得られなくな
る。一方、0.0020％未満では強度T.S.に寄与する微細炭
窒化物が減少することおよび製造コストが増大すること
が上げられる。したがって、Ｃ量は0.0020〜0.010％と
する。
Si:Siは鋼板の強度を上げるために有効であるが、ｒ
値の面内異方性に影響を及ぼし、0.1％を超えるとめっ
き密着性を極端に劣化させるので、添加量を0.1％以下
とする。
値の面内異方性に影響を及ぼし、0.1％を超えるとめっ
き密着性を極端に劣化させるので、添加量を0.1％以下
とする。
Mn:Mnは本発明の骨子となる合金元素でありめっき密
着性および深絞り性を劣化させずに鋼板の強度を上げる
のに有効である。また、必ずしもその理由は明らかでな
いがSiとは異なりMnのｒ値の面内異方性に及ぼす影響も
非常に小さいこと並びに後述の粒界脆化やめっき層の合
金化速度の遅延をもたらすＰの添加量を低減できる点か
らも、Mnは固溶強化元素として有効な元素である。
着性および深絞り性を劣化させずに鋼板の強度を上げる
のに有効である。また、必ずしもその理由は明らかでな
いがSiとは異なりMnのｒ値の面内異方性に及ぼす影響も
非常に小さいこと並びに後述の粒界脆化やめっき層の合
金化速度の遅延をもたらすＰの添加量を低減できる点か
らも、Mnは固溶強化元素として有効な元素である。
しかしながら、2.0％を超えるとAc3変態点が大きく低
下し再結晶温度近傍となってしまい、焼鈍時に金属組織
のα→γ変態が促進される。このために回復−再結晶過
程で形成されるｒ値に有利な｛111｝面の冷延−再結晶
集合組織が損われてしまう。また、焼鈍時の冷却過程で
硬化した組織を生じてしまう場合もある。従って2.、％
を超えると鋼板の伸び、ｒ値を著しく劣化させてしまう
ので、Mnの添加量は2.0％以下とする。また1.2％以下で
は、後述の固溶強化元素Ｐを所定の範囲内で変化させて
も目標とするところの強度が得られないので下限は1.2
以上とする。
下し再結晶温度近傍となってしまい、焼鈍時に金属組織
のα→γ変態が促進される。このために回復−再結晶過
程で形成されるｒ値に有利な｛111｝面の冷延−再結晶
集合組織が損われてしまう。また、焼鈍時の冷却過程で
硬化した組織を生じてしまう場合もある。従って2.、％
を超えると鋼板の伸び、ｒ値を著しく劣化させてしまう
ので、Mnの添加量は2.0％以下とする。また1.2％以下で
は、後述の固溶強化元素Ｐを所定の範囲内で変化させて
も目標とするところの強度が得られないので下限は1.2
以上とする。
P:PもSi、Mnと同様に鋼板の強度を上げるが0.095％を
超えると耐二次加工割れ性が著しく低下するばかりでな
く、溶接性を阻害し、また再結晶温度が非常に高くな
り、ライン内での焼鈍およびライン内合金化が困難とな
るので、0.095％以下とする。また、0.040％以下では、
前述のMnを所定範囲内で変化させても、目標とする高強
度が得られないので下限を0.040％とする。
超えると耐二次加工割れ性が著しく低下するばかりでな
く、溶接性を阻害し、また再結晶温度が非常に高くな
り、ライン内での焼鈍およびライン内合金化が困難とな
るので、0.095％以下とする。また、0.040％以下では、
前述のMnを所定範囲内で変化させても、目標とする高強
度が得られないので下限を0.040％とする。
Al:Alは脱酸のために0.010％以上添加するが、0.100
％を超えると表面形状に悪影響をおよぼすので上限を0.
10％とする。
％を超えると表面形状に悪影響をおよぼすので上限を0.
10％とする。
S:SはMnと結合し非金属介在物を形成し、プレス成形
時に割れなどの不具合を生じさせ易い。さらにTiはTiS
を生成するためにTiの添加量が増し、コストの面で好ま
しくない。従って0.01％以下とする。
時に割れなどの不具合を生じさせ易い。さらにTiはTiS
を生成するためにTiの添加量が増し、コストの面で好ま
しくない。従って0.01％以下とする。
N:Nは鋼中の不純物元素であるが、TiによりTiNとして
固定され、ｒ値を向上させるが、このＮ含有量が0.0070
％を超えるとその安定化に要するTi添加量が増し、コス
ト面で好ましくない。したがってその上限を0.0070％と
する。
固定され、ｒ値を向上させるが、このＮ含有量が0.0070
％を超えるとその安定化に要するTi添加量が増し、コス
ト面で好ましくない。したがってその上限を0.0070％と
する。
Ti:TiはＳ、ＮそしてＣを固定し｛111｝面の冷延−再
結晶集合組織を発達させるために添加するもので下限を
（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）とする。上限を
0.10％とするのは、これを超える添加を行ってもその効
果が飽和するからである。
結晶集合組織を発達させるために添加するもので下限を
（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）とする。上限を
0.10％とするのは、これを超える添加を行ってもその効
果が飽和するからである。
Nb:Nbは安定なTiの炭窒化物を核として熱間圧延時に
生成し粗大なTi、Nb複合炭窒化物を形成する。このため
｛111｝面の冷延−再結晶集合組織をより一層発達させ
るので、絞り性およびｒ値の面内異方性を改善する。し
かし、0.01％未満の添加量では面内異方性の改善は見ら
れないので0.01％以上とし、また、上限を0.10％とする
のはこれを超えて添加してもその効果が飽和するからで
ある。
生成し粗大なTi、Nb複合炭窒化物を形成する。このため
｛111｝面の冷延−再結晶集合組織をより一層発達させ
るので、絞り性およびｒ値の面内異方性を改善する。し
かし、0.01％未満の添加量では面内異方性の改善は見ら
れないので0.01％以上とし、また、上限を0.10％とする
のはこれを超えて添加してもその効果が飽和するからで
ある。
B:Bは鋼板中の粒界に前述のＰよりも優先偏析し、Ｐ
の粒界脆性によるプレス成形性の劣化を抑制するもので
あるが、その含有量が多過ぎると粒成長を阻害し鋼板の
ｒ値、伸びを低下させるので、Ｂ添加の上限を0.0010％
とする。
の粒界脆性によるプレス成形性の劣化を抑制するもので
あるが、その含有量が多過ぎると粒成長を阻害し鋼板の
ｒ値、伸びを低下させるので、Ｂ添加の上限を0.0010％
とする。
一方、Ｐの粒界偏析を抑制し粒界脆性によるプレス成
形性の劣化を防止するのに有効な下限値を0.0002％とす
る。
形性の劣化を防止するのに有効な下限値を0.0002％とす
る。
また、本発明鋼の製造条件は、上記の化合組成範囲に
調整された溶鋼を連続鋳造し、このスラブをそのまま冷
却なしに直送するか、あるいは一旦冷却し冷片として再
加熱した後に熱間圧延する。このスラブの加熱温度は
（Ar3変態点＋50℃）以上の熱延仕上温度を確保するた
めに下限温度を1150℃とする。上限温度は、加熱炉内で
析出物が固溶し熱延時に非常に微細な析出物を生じさせ
るのを抑制するために1280℃とする。この非常に微細な
析出物は｛111｝面の冷延−再結晶集合組織の発達を抑
制しｒ値を低下してしまうからである。
調整された溶鋼を連続鋳造し、このスラブをそのまま冷
却なしに直送するか、あるいは一旦冷却し冷片として再
加熱した後に熱間圧延する。このスラブの加熱温度は
（Ar3変態点＋50℃）以上の熱延仕上温度を確保するた
めに下限温度を1150℃とする。上限温度は、加熱炉内で
析出物が固溶し熱延時に非常に微細な析出物を生じさせ
るのを抑制するために1280℃とする。この非常に微細な
析出物は｛111｝面の冷延−再結晶集合組織の発達を抑
制しｒ値を低下してしまうからである。
またその仕上温度は、第３図に示すようにAr3変態点
以下では｛111｝面の冷延−再結晶集合組織に対して好
ましくない熱延−再結晶集合組織もしくは未再結晶集合
組織を生じさせるので、Ar3点以上とするのが通常であ
るが、Ti−Nbの析出物を変化させ、ｒ値の面内異方性を
より改善することから（Ar3変態点＋50℃）以上とす
る。また上限温度1000℃を設定するのは熱延加熱温度が
これ以上であると熱延板の結晶粒径が大きくなり、｛11
1｝面の冷延−再結晶集合組織の発達を抑制しｒ値を低
下してしまうからである。
以下では｛111｝面の冷延−再結晶集合組織に対して好
ましくない熱延−再結晶集合組織もしくは未再結晶集合
組織を生じさせるので、Ar3点以上とするのが通常であ
るが、Ti−Nbの析出物を変化させ、ｒ値の面内異方性を
より改善することから（Ar3変態点＋50℃）以上とす
る。また上限温度1000℃を設定するのは熱延加熱温度が
これ以上であると熱延板の結晶粒径が大きくなり、｛11
1｝面の冷延−再結晶集合組織の発達を抑制しｒ値を低
下してしまうからである。
次に、捲取り温度は高過ぎるとスケールの酸洗性が低
下するので上限を600℃とし、下限は捲取り後の板形状
不良を生じさせないために400℃とする。
下するので上限を600℃とし、下限は捲取り後の板形状
不良を生じさせないために400℃とする。
冷間圧延に際しては、通常の酸洗を行い鋼板表面を清
浄にしたのち圧延を行う。その時の圧下率はｒ値を1.7
以上確保するために第４図に示すように下限を70％とす
る。上限を90％とするのは、これを超えて冷間圧延を実
施してもその効果が飽和してしまうので90％以下とす
る。
浄にしたのち圧延を行う。その時の圧下率はｒ値を1.7
以上確保するために第４図に示すように下限を70％とす
る。上限を90％とするのは、これを超えて冷間圧延を実
施してもその効果が飽和してしまうので90％以下とす
る。
得られた冷延板はインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛
めっき装置に装入し再結晶温度以上Ac3変態点以下の温
度域で連続焼鈍する。引き続き連続冷却し溶融亜鉛めっ
き処理を施し次いで450℃〜600℃の温度域で1sec.以上
保持する。この450℃〜600℃の温度域で保持するのは良
好なめっき密着性を呈するめっき層中のFe層率７〜15％
が得られるからである。
めっき装置に装入し再結晶温度以上Ac3変態点以下の温
度域で連続焼鈍する。引き続き連続冷却し溶融亜鉛めっ
き処理を施し次いで450℃〜600℃の温度域で1sec.以上
保持する。この450℃〜600℃の温度域で保持するのは良
好なめっき密着性を呈するめっき層中のFe層率７〜15％
が得られるからである。
このようにして、本発明によれば、プレス成形性に優
れ、かつ耐二次加工割れ性が良好で面内異方性の小さい
合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が製造される。
れ、かつ耐二次加工割れ性が良好で面内異方性の小さい
合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が製造される。
（発明の具体的開示） 本発明を実施例によって説明する。
第１表は、試作実験に用いた供試材の化学組成で、本
発明鋼はNo.1〜３である。また本発明鋼の比較鋼の化学
組成も同様に第１表に示す。
発明鋼はNo.1〜３である。また本発明鋼の比較鋼の化学
組成も同様に第１表に示す。
試作実験は、転炉にて組成調整して溶製を行い連続鋳
造により厚み250mmのスラブとしている。続いてこれら
のスラブを用いて、熱間圧延し、2.7、3.2、4.0mmの熱
延板とし、続いて酸洗、冷間圧延を施す。得られた厚み
0.8mmの冷延鋼板をインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛
めっき装置に装入し、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板
を製造した。
造により厚み250mmのスラブとしている。続いてこれら
のスラブを用いて、熱間圧延し、2.7、3.2、4.0mmの熱
延板とし、続いて酸洗、冷間圧延を施す。得られた厚み
0.8mmの冷延鋼板をインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛
めっき装置に装入し、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板
を製造した。
第２表には、具体的に熱延加熱温度、仕上温度捲取温
度、冷間圧延率の製造条件および製品の特性を示す。
度、冷間圧延率の製造条件および製品の特性を示す。
第２表の結果に見られるように、本発明鋼の１−１〜
１−４、2,3鋼はT.S.が40kgf/mm2以上で、ｒ値も1.7以
上、伸びも35％以上と高く、また耐二次加工割れ性も遷
移温度が−50℃以下と良好で、Δｒも0.4以下と小さく
加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板である
ことが判る。
１−４、2,3鋼はT.S.が40kgf/mm2以上で、ｒ値も1.7以
上、伸びも35％以上と高く、また耐二次加工割れ性も遷
移温度が−50℃以下と良好で、Δｒも0.4以下と小さく
加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板である
ことが判る。
熱延加熱温度および仕上温度が本発明で規定する範囲
より高いNo.1−５鋼は、T.S.、ｒ値は各々良好である
が、Δｒが0.6と高くプレス成形時に耳発生率が高く問
題がある。
より高いNo.1−５鋼は、T.S.、ｒ値は各々良好である
が、Δｒが0.6と高くプレス成形時に耳発生率が高く問
題がある。
Ｃ量が本発明で規定する範囲より多いNo.4鋼、Mn量が
本発明の規定範囲外であるNo、７鋼、Ｐ量が本発明の規
定範囲外であるNo.8鋼は各々T.S.は高いがｒ値が1.3未
満と低くプレス加工性に問題がある。
本発明の規定範囲外であるNo、７鋼、Ｐ量が本発明の規
定範囲外であるNo.8鋼は各々T.S.は高いがｒ値が1.3未
満と低くプレス加工性に問題がある。
捲取温度が本発明で規定する範囲外のNo.1−６鋼およ
びSiが本発明で規定する範囲外のNo.5鋼は、めっき密着
性即ち表面性状に問題がある。
びSiが本発明で規定する範囲外のNo.5鋼は、めっき密着
性即ち表面性状に問題がある。
Ｂを無添加のNo.6鋼は、T.S.、ｒ値は良好であるが、
遷移温度が−10℃と高くプレス成形の際、二次加工割れ
が発生する問題がある。
遷移温度が−10℃と高くプレス成形の際、二次加工割れ
が発生する問題がある。
（発明の効果） 本発明にかかるTi、Nb複合添加鋼の鋼板の表面に合金
化溶融亜鉛めっき層を施した高張力冷延鋼板は、高防錆
化即ちめっき密着性に優れ、T.S.が40kgf/mm2以上で、
プレス成形性に優れ、自動車用鋼板に利用されその発明
の効果は大きい。
化溶融亜鉛めっき層を施した高張力冷延鋼板は、高防錆
化即ちめっき密着性に優れ、T.S.が40kgf/mm2以上で、
プレス成形性に優れ、自動車用鋼板に利用されその発明
の効果は大きい。
第１図はT.S.およびｒ値に及ぼすＣ添加量との関係を示
す図、第２図はｒ値に及ぼすスラブ加熱温度との関係を
示す図、第３図はｒ値に及ぼす熱延仕上温度との関係を
示す図、第４図はｒ値に及ぼす冷間圧延率との関係を示
す図である。
す図、第２図はｒ値に及ぼすスラブ加熱温度との関係を
示す図、第３図はｒ値に及ぼす熱延仕上温度との関係を
示す図、第４図はｒ値に及ぼす冷間圧延率との関係を示
す図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 10/28 10/28 (72)発明者 近藤 敏洋 広島県呉市昭和町11―１ 日新製鋼株式 会社呉研究所内 (72)発明者 松本 卓巳 広島県呉市昭和町11―１ 日新製鋼株式 会社呉研究所内 (56)参考文献 特開 昭57−54261（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−105931（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−243226（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−290222（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％において、 C:0.0020〜0.0100％、 Si≦0.1％、 Mn:1.2％越え〜2.0％、 P:0.040％越え〜0.095％、 Ｓ≦0.01％、 Sol.Al:0.010〜0.100％、 Ｎ≦0.0070％、 B:0.0002〜0.0010％、 Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）〜0.10％、 Nb:0.01〜0.10％ を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる冷延
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特
徴とするプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高
張力冷延鋼板。 - 【請求項２】重量％において、 C:0.0020〜0.0100％、 Si≦0.1％、 Mn:1.2％越え〜2.0％、 P:0.040％越え〜0.095％、 Ｓ≦0.01％、 Sol.Al:0.010〜0.100％、 Ｎ≦0.0070％、 B:0.0002〜0.0010％、 Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）〜0.10％、 Nb:0.01〜0.10％ を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるTi、
Nb複合添加極低炭素鋼スラブを1150〜1280℃に加熱した
後、（Ar3変態点＋50℃以上）1000℃以下で熱間圧延を
終了し、400℃以上600℃未満の温度で捲き取り、酸洗を
施した後圧下率70〜90％で冷間圧延を施し、引続き得ら
れた冷延鋼板をインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっ
き装置に装入し、再結晶温度以上Ac3変態点以下の温度
で連続焼鈍を行い、その連続冷却過程で溶融亜鉛めっき
処理を施し、次いで450〜600℃の温度域で1sec.以上保
持することを特徴とするプレス成形性に優れた合金化溶
融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63315030A JP2576894B2 (ja) | 1988-12-15 | 1988-12-15 | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63315030A JP2576894B2 (ja) | 1988-12-15 | 1988-12-15 | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02163346A JPH02163346A (ja) | 1990-06-22 |
| JP2576894B2 true JP2576894B2 (ja) | 1997-01-29 |
Family
ID=18060579
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63315030A Expired - Fee Related JP2576894B2 (ja) | 1988-12-15 | 1988-12-15 | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2576894B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JPH0742547B2 (ja) * | 1990-10-16 | 1995-05-10 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP3365632B2 (ja) * | 1991-03-15 | 2003-01-14 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
| JP2556633B2 (ja) * | 1991-09-26 | 1996-11-20 | 新日本製鐵株式会社 | 溶融亜鉛メッキ特性に優れた良加工性冷延鋼板の製造方法 |
| JP2550849B2 (ja) * | 1992-03-09 | 1996-11-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 深絞り性及びめっき密着性と塗装後耐食性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| DE69329236T2 (de) * | 1992-06-22 | 2001-04-05 | Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo | Kaltgewalztes stahlblech mit guter einbrennhärtbarkeit, ohne kaltalterungserscheinungen und exzellenter giessbarkeit, tauchzink-beschichtetes kaltgewalztes stahlblech und deren herstellungsverfahren |
| JP3339615B2 (ja) * | 1996-07-02 | 2002-10-28 | 川崎製鉄株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| KR100910467B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2009-08-04 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 2차 압연 강판 제조 방법 |
| KR100951259B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2010-04-02 | 주식회사 포스코 | 초고성형 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| KR100711356B1 (ko) * | 2005-08-25 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법 |
| KR100797238B1 (ko) * | 2006-12-26 | 2008-01-23 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법 |
| CN115386806A (zh) * | 2022-09-13 | 2022-11-25 | 攀钢集团研究院有限公司 | 一种适合高速连续冲压的热镀锌钢板的生产方法及热镀锌钢板 |
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|---|---|---|---|---|
| JPS5735673A (en) * | 1980-08-11 | 1982-02-26 | Kobe Steel Ltd | High strength galvanized steel plate with surperior deep drawability |
| JPS5754261A (ja) * | 1980-09-18 | 1982-03-31 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Puresuseikeiseinosuguretakochoryokuyojuaenmetsukikobannoseizohoho |
| JPH0826408B2 (ja) * | 1986-10-22 | 1996-03-13 | 新日本製鐵株式会社 | 薄連鋳鋼帯からの深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS63243226A (ja) * | 1987-03-31 | 1988-10-11 | Kawasaki Steel Corp | 耐２次加工脆性に優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JP2525180B2 (ja) * | 1987-05-21 | 1996-08-14 | 新日本製鐵株式会社 | 薄ｃｃによる深絞り性の優れた溶融メッキ鋼板の製造法 |
-
1988
- 1988-12-15 JP JP63315030A patent/JP2576894B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH02163346A (ja) | 1990-06-22 |
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