JP2660639B2 - 深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】自動車パネル用鋼板には、市場で
の高級化嗜好による車体デザインの多様化とプラスチッ
ク材料の自動車部品への台頭により、プレス成形性とし
てますます厳しい形状への加工特性、とくに優れた深絞
り性が要求されている。したがって、この加工特性を満
足することが必須条件となるが、こうした特性を満足さ
せるには極低炭素鋼、いわゆるＩＦ鋼での対応が余儀な
くされる。また、パネル用鋼板には自動車メーカーにお
けるスポット溶接時のチップの耐久性向上及び車体防錆
向上のため、溶融亜鉛メッキ後メッキ層を合金化した鋼
板の要求が高まっている。一方、設備的には、連続焼鈍
工程の大幅な短縮化が推進される趨勢にある。これを実
現するためには、急速加熱技術が有力な手段となる。本
発明は、急速加熱技術を利用した、優れた深絞り性を有
する合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法に関する
ものである。
の高級化嗜好による車体デザインの多様化とプラスチッ
ク材料の自動車部品への台頭により、プレス成形性とし
てますます厳しい形状への加工特性、とくに優れた深絞
り性が要求されている。したがって、この加工特性を満
足することが必須条件となるが、こうした特性を満足さ
せるには極低炭素鋼、いわゆるＩＦ鋼での対応が余儀な
くされる。また、パネル用鋼板には自動車メーカーにお
けるスポット溶接時のチップの耐久性向上及び車体防錆
向上のため、溶融亜鉛メッキ後メッキ層を合金化した鋼
板の要求が高まっている。一方、設備的には、連続焼鈍
工程の大幅な短縮化が推進される趨勢にある。これを実
現するためには、急速加熱技術が有力な手段となる。本
発明は、急速加熱技術を利用した、優れた深絞り性を有
する合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】一般的に、ＩＦ鋼でＣ及びＮの固定のた
めに添加されるＴｉ，Ｎｂ及びＶ、あるいは固溶強化を
目的に添加される元素は、連続焼鈍における再結晶温度
を上昇させ、コストの上昇が余儀なくされる。本発明
は、ＴｉやＮｂ等の元素や固溶強化元素を添加しても再
結晶温度を上昇させることがなく、優れた深絞り性を有
する合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法に関する
ものである。また、これまでに添加元素による再結晶温
度の上昇を招くことなく、しかも極めて短時間で連続焼
鈍を実施する方法を開示したものは見あたらない。
めに添加されるＴｉ，Ｎｂ及びＶ、あるいは固溶強化を
目的に添加される元素は、連続焼鈍における再結晶温度
を上昇させ、コストの上昇が余儀なくされる。本発明
は、ＴｉやＮｂ等の元素や固溶強化元素を添加しても再
結晶温度を上昇させることがなく、優れた深絞り性を有
する合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法に関する
ものである。また、これまでに添加元素による再結晶温
度の上昇を招くことなく、しかも極めて短時間で連続焼
鈍を実施する方法を開示したものは見あたらない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、添加元素に
よる再結晶温度の上昇を招くことなく、しかも短時間の
連続焼鈍において深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板の製造方法を提供することを目的としてなさ
れた。
よる再結晶温度の上昇を招くことなく、しかも短時間の
連続焼鈍において深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板の製造方法を提供することを目的としてなさ
れた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記実情
に鑑み鋭意検討した結果、連続焼鈍における加熱速度を
急速化することにより、添加元素による再結晶温度の上
昇を招くことなく深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板を製造する方法を見いだしたのである。図１
及び図２に、本発明の確立に至った実験結果を示す。本
実験では、表１に示すような成分と残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる３鋼種（Ａ，Ｂ，Ｃ）と、Ａ鋼をベー
スとしてＮｂ量を種々変化させた鋼（Ｄ〜Ｈ）を用い
た。これらの成分を有するスラブを９１０℃で仕上圧延
を行い、４ｍｍの熱延板とし、酸洗後、８０％の冷間圧
延を施した。再結晶焼鈍は図３に示すようなヒートサイ
クルで加熱速度及び焼鈍温度を種々変化させ、再結晶挙
動を調査した。
に鑑み鋭意検討した結果、連続焼鈍における加熱速度を
急速化することにより、添加元素による再結晶温度の上
昇を招くことなく深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板を製造する方法を見いだしたのである。図１
及び図２に、本発明の確立に至った実験結果を示す。本
実験では、表１に示すような成分と残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる３鋼種（Ａ，Ｂ，Ｃ）と、Ａ鋼をベー
スとしてＮｂ量を種々変化させた鋼（Ｄ〜Ｈ）を用い
た。これらの成分を有するスラブを９１０℃で仕上圧延
を行い、４ｍｍの熱延板とし、酸洗後、８０％の冷間圧
延を施した。再結晶焼鈍は図３に示すようなヒートサイ
クルで加熱速度及び焼鈍温度を種々変化させ、再結晶挙
動を調査した。
【０００５】すなわち、再結晶焼鈍において加熱速度を
３００℃／ｓ以上とした場合には、図１に示すようにＢ
及びＣ鋼ともＡ鋼とほぼ同じような再結晶挙動を示すと
同時に、添加元素による再結晶温度の上昇を招くことな
く、また、いずれの成分においても極めて短時間で再結
晶が完了することを見いだしたのである。こうした現象
が生じる原因は明確ではないが、転位と溶質元素との相
互作用に起因するものと考えられる。つまり、緩やかに
加熱する場合には、回復過程で転位が溶質元素に固着さ
れるのに十分な時間があるため、一般的には、溶質元素
の添加量が増加するにつれ再結晶が遅れて再結晶温度が
上昇するとされているが、３００℃／ｓ以上の加熱速度
で加熱した場合には、非常に短時間で高温域まで加熱さ
れるため前述したような転位と溶質元素との固着現象が
起こらずに再結晶が開始し、再結晶温度の上昇が認めら
れなくなったものと推察される。つまり、加熱速度を３
００℃／ｓ以上とした場合に特有の現象を見いだしたの
である。しかし、こうした現象も図２に示すようにＮｂ
等の添加量が０．１％以上になると現れなくなる。
３００℃／ｓ以上とした場合には、図１に示すようにＢ
及びＣ鋼ともＡ鋼とほぼ同じような再結晶挙動を示すと
同時に、添加元素による再結晶温度の上昇を招くことな
く、また、いずれの成分においても極めて短時間で再結
晶が完了することを見いだしたのである。こうした現象
が生じる原因は明確ではないが、転位と溶質元素との相
互作用に起因するものと考えられる。つまり、緩やかに
加熱する場合には、回復過程で転位が溶質元素に固着さ
れるのに十分な時間があるため、一般的には、溶質元素
の添加量が増加するにつれ再結晶が遅れて再結晶温度が
上昇するとされているが、３００℃／ｓ以上の加熱速度
で加熱した場合には、非常に短時間で高温域まで加熱さ
れるため前述したような転位と溶質元素との固着現象が
起こらずに再結晶が開始し、再結晶温度の上昇が認めら
れなくなったものと推察される。つまり、加熱速度を３
００℃／ｓ以上とした場合に特有の現象を見いだしたの
である。しかし、こうした現象も図２に示すようにＮｂ
等の添加量が０．１％以上になると現れなくなる。
【０００６】つまり、本発明は次のように構成したもの
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．００５０％以下，Ｓｉ：１．
０％以下，Ｍｎ：０．０１〜２．０％，Ｐ：０．１５％
以下，Ｓ：０．０２０％以下，Ａｌ：０．０１〜０．１
０％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち
１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）％以
上０．１％以下の範囲で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再
加熱あるいは鋳造後直ちに、粗圧延しあるいは粗圧延を
経ることなく、Ａｒ３変態点以上の温度で仕上圧延を終
了して巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した
後、再結晶焼鈍で加熱速度を３００℃／ｓ以上とし、７
５０〜９５０℃の温度域まで加熱後保定することなく冷
却し、さらに調質圧延を行うことを特徴とする深絞り性
の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．００５０％以下，Ｓｉ：１．
０％以下，Ｍｎ：０．０１〜２．０％，Ｐ：０．１５％
以下，Ｓ：０．０２０％以下，Ａｌ：０．０１〜０．１
０％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち
１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）％以
上０．１％以下の範囲で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再
加熱あるいは鋳造後直ちに、粗圧延しあるいは粗圧延を
経ることなく、Ａｒ３変態点以上の温度で仕上圧延を終
了して巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した
後、再結晶焼鈍で加熱速度を３００℃／ｓ以上とし、７
５０〜９５０℃の温度域まで加熱後保定することなく冷
却し、さらに調質圧延を行うことを特徴とする深絞り性
の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
【０００７】（２）前記（１）記載の鋼が、重量で、さ
らに、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有するこ
とを特徴とする深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板の製造方法。 （３）前記（１）または（２）記載の鋼が、重量で、さ
らに、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗのうち１種以上を合
計で０．０５〜１％の範囲で含有することを特徴とする
深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造
方法である。
らに、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有するこ
とを特徴とする深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板の製造方法。 （３）前記（１）または（２）記載の鋼が、重量で、さ
らに、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗのうち１種以上を合
計で０．０５〜１％の範囲で含有することを特徴とする
深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造
方法である。
【０００８】
【０００９】
【００１０】まず、本発明における化学成分の限定理由
について述べる。Ｃ及びＮは、常温での成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高Ｅｌ及びｒ値を確保し、かつ、非時効とす
るにはその添加量は低い方が良い。そのため、それぞれ
上限を０．００５０％とする。Ｓｉは、鋼を高強度化す
る場合に添加されるが、過度の添加は溶接性を劣化させ
る。また、メッキの密着性を良好とするためにもその添
加量は少ない方が良く、上限を１．０％とした。Ｍｎも
鋼の高強度化に有効であるが、過剰の添加は鋼の硬質化
によりＥｌ及びｒ値の劣化が懸念される。そのため２．
０％を上限とした。しかし、無添加では熱延時に熱間脆
性割れを招くため、０．０１％以上とした方が良い。
について述べる。Ｃ及びＮは、常温での成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高Ｅｌ及びｒ値を確保し、かつ、非時効とす
るにはその添加量は低い方が良い。そのため、それぞれ
上限を０．００５０％とする。Ｓｉは、鋼を高強度化す
る場合に添加されるが、過度の添加は溶接性を劣化させ
る。また、メッキの密着性を良好とするためにもその添
加量は少ない方が良く、上限を１．０％とした。Ｍｎも
鋼の高強度化に有効であるが、過剰の添加は鋼の硬質化
によりＥｌ及びｒ値の劣化が懸念される。そのため２．
０％を上限とした。しかし、無添加では熱延時に熱間脆
性割れを招くため、０．０１％以上とした方が良い。
【００１１】Ｐは、Ｓｉ，Ｍｎに比べて固溶強化能の大
きな元素であるとともに、添加による延性及び深絞り性
の劣化が少ない元素であるために、成形性を確保しつつ
強度を上昇させるのに重要な元素である。本発明におい
ても高強度化を目的とする場合には添加されるが、過度
の添加はＰの粒界偏析による二次加工性の劣化を招くた
め、上限を０．１５％とした。Ｓは、過剰に添加される
と熱間割れを招くため、０．０１５％以下とするが、脱
硫コストの問題から０．００３％以上が好ましい。Ａｌ
は、鋼の脱酸のために必要であり、０．０１％以上必要
である。一方、過剰の添加はコストアップになるととも
に鋼中に介在物を残すことになるため、上限は０．１％
とする。
きな元素であるとともに、添加による延性及び深絞り性
の劣化が少ない元素であるために、成形性を確保しつつ
強度を上昇させるのに重要な元素である。本発明におい
ても高強度化を目的とする場合には添加されるが、過度
の添加はＰの粒界偏析による二次加工性の劣化を招くた
め、上限を０．１５％とした。Ｓは、過剰に添加される
と熱間割れを招くため、０．０１５％以下とするが、脱
硫コストの問題から０．００３％以上が好ましい。Ａｌ
は、鋼の脱酸のために必要であり、０．０１％以上必要
である。一方、過剰の添加はコストアップになるととも
に鋼中に介在物を残すことになるため、上限は０．１％
とする。
【００１２】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、時効性を確保するため
にＣ及びＮをある程度固定する場合に、それらの添加が
必要となる。添加量はＣ，Ｎの添加量との関係で時効性
が確保される量で良いため、合計で０．８×（Ｃ／１２
＋Ｎ／１４）％以上とするが、過度の添加は多数の炭窒
化物を形成させ、延性及び深絞り性を劣化させることに
なるとともに、前述したように再結晶温度に及ぼす加熱
速度の効果がなくなるので、０．１％を上限とする。Ｂ
は、二次加工性向上のために添加する。本発明の場合、
粒界強度が弱い極低炭素鋼であるため、二次加工性をさ
らに向上させるためには添加するが、０．０００１％未
満ではその効果がなく、また、過剰の添加は鋼を硬質化
し、加工性が劣化するとともに二次加工性向上効果が飽
和するため、上限を０．００５０％とする。
にＣ及びＮをある程度固定する場合に、それらの添加が
必要となる。添加量はＣ，Ｎの添加量との関係で時効性
が確保される量で良いため、合計で０．８×（Ｃ／１２
＋Ｎ／１４）％以上とするが、過度の添加は多数の炭窒
化物を形成させ、延性及び深絞り性を劣化させることに
なるとともに、前述したように再結晶温度に及ぼす加熱
速度の効果がなくなるので、０．１％を上限とする。Ｂ
は、二次加工性向上のために添加する。本発明の場合、
粒界強度が弱い極低炭素鋼であるため、二次加工性をさ
らに向上させるためには添加するが、０．０００１％未
満ではその効果がなく、また、過剰の添加は鋼を硬質化
し、加工性が劣化するとともに二次加工性向上効果が飽
和するため、上限を０．００５０％とする。
【００１３】Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗは、耐食性の
向上及び高強度化を目的に添加するが、これらの１種以
上の合計が０．０５％未満では充分な効果が得られず、
過度の添加は耐食性向上効果が飽和するばかりでなく、
加熱速度の再結晶温度上昇抑制効果がなくなるので、１
％を上限とする。なお、本発明ではとくに規定しない
が、Ｃａ，Ｚｒ，Ｃｅ等の希土類元素を添加してもさし
つかえない。
向上及び高強度化を目的に添加するが、これらの１種以
上の合計が０．０５％未満では充分な効果が得られず、
過度の添加は耐食性向上効果が飽和するばかりでなく、
加熱速度の再結晶温度上昇抑制効果がなくなるので、１
％を上限とする。なお、本発明ではとくに規定しない
が、Ｃａ，Ｚｒ，Ｃｅ等の希土類元素を添加してもさし
つかえない。
【００１４】
【表１】
【００１５】次に、本発明に従う製造方法について説明
する。上述した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造に
てスラブとして得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造さ
れたものでもかまわない。続いて再加熱後あるいは再加
熱なしに熱延を行なうが、Ａｒ3 変態点より低い温度で
仕上熱延されると、熱延板段階で集合組織が発達し、冷
延・焼鈍後の深絞り性に好ましいＮＤ//＜１１１＞方位
の発達を劣化させるため、仕上温度はＡｒ3 変態点以上
とする。その後通常の方法で巻取るが、とくに巻取温度
は規定されるものではなく熱延板での固溶Ｃ及びＮ量の
低減と酸洗性を考慮して６００℃以上８００℃未満が好
ましい。再結晶焼鈍における加熱速度は、本発明におい
て最も重要な因子の１つである。すなわち、３００℃／
ｓ未満の加熱速度では添加元素による再結晶温度の上昇
を招くことがあるため好ましくない。
する。上述した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造に
てスラブとして得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造さ
れたものでもかまわない。続いて再加熱後あるいは再加
熱なしに熱延を行なうが、Ａｒ3 変態点より低い温度で
仕上熱延されると、熱延板段階で集合組織が発達し、冷
延・焼鈍後の深絞り性に好ましいＮＤ//＜１１１＞方位
の発達を劣化させるため、仕上温度はＡｒ3 変態点以上
とする。その後通常の方法で巻取るが、とくに巻取温度
は規定されるものではなく熱延板での固溶Ｃ及びＮ量の
低減と酸洗性を考慮して６００℃以上８００℃未満が好
ましい。再結晶焼鈍における加熱速度は、本発明におい
て最も重要な因子の１つである。すなわち、３００℃／
ｓ未満の加熱速度では添加元素による再結晶温度の上昇
を招くことがあるため好ましくない。
【００１６】また、焼鈍温度としては短時間で再結晶が
完了する温度以上が必要となる。つまり、７５０℃未満
では深絞り性を確保するのに十分な再結晶及び粒成長が
達成されない。また、９５０℃を超えて焼鈍を行うと製
品板の結晶粒径が粗大化して肌荒れの原因となったり、
成分によってはγ（オーステナイト）域での焼鈍とな
り、集合組織がランダム化するため好ましくない。な
お、焼鈍温度での保定は本発明における効果を損なうも
のではなく、また、再結晶焼鈍後の冷却速度はとくに規
定されるものではないが、短時間で焼鈍を実施するため
には保定を行わず、かつ冷却速度も速い方が好ましい。
また、加熱及び冷却方法についてはとくに規定しない
が、加熱方法としては通電加熱で、冷却方法としてはＨ
2 等のガス冷却あるいはロール冷却等で行なうのが有効
となる。溶融亜鉛メッキ及びそれに続く合金化処理は通
常の方法でかまわない。
完了する温度以上が必要となる。つまり、７５０℃未満
では深絞り性を確保するのに十分な再結晶及び粒成長が
達成されない。また、９５０℃を超えて焼鈍を行うと製
品板の結晶粒径が粗大化して肌荒れの原因となったり、
成分によってはγ（オーステナイト）域での焼鈍とな
り、集合組織がランダム化するため好ましくない。な
お、焼鈍温度での保定は本発明における効果を損なうも
のではなく、また、再結晶焼鈍後の冷却速度はとくに規
定されるものではないが、短時間で焼鈍を実施するため
には保定を行わず、かつ冷却速度も速い方が好ましい。
また、加熱及び冷却方法についてはとくに規定しない
が、加熱方法としては通電加熱で、冷却方法としてはＨ
2 等のガス冷却あるいはロール冷却等で行なうのが有効
となる。溶融亜鉛メッキ及びそれに続く合金化処理は通
常の方法でかまわない。
【００１７】
実施例１ Ｃ：０．００２３％，Ｓｉ：０．０５％，Ｍｎ：０．１
５％，Ｐ：０．００５％，Ｓ：０．００７％，Ａｌ：
０．０２８％，Ｎｂ：０．０２１％，Ｎ：０．００３０
％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造でスラブとした。，熱延は１１００℃で加
熱後、仕上温度を９２０℃として熱間圧延を終了し、６
５０℃で巻取った。熱延板は、酸洗後、８０％の冷間圧
延を施した後、表２に示すような条件で図４に示すヒー
トサイクルで再結晶焼鈍を行い、続いて溶融亜鉛メッキ
（４６０℃）及び合金化処理（５５０℃）、さらに１％
の調質圧延を施した。その後材質評価としてＪＩＳ Ｚ
２２０１，５号試験片に加工し、同２２４１記載の試
験方法にしたがって、引張試験を行った。
５％，Ｐ：０．００５％，Ｓ：０．００７％，Ａｌ：
０．０２８％，Ｎｂ：０．０２１％，Ｎ：０．００３０
％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造でスラブとした。，熱延は１１００℃で加
熱後、仕上温度を９２０℃として熱間圧延を終了し、６
５０℃で巻取った。熱延板は、酸洗後、８０％の冷間圧
延を施した後、表２に示すような条件で図４に示すヒー
トサイクルで再結晶焼鈍を行い、続いて溶融亜鉛メッキ
（４６０℃）及び合金化処理（５５０℃）、さらに１％
の調質圧延を施した。その後材質評価としてＪＩＳ Ｚ
２２０１，５号試験片に加工し、同２２４１記載の試
験方法にしたがって、引張試験を行った。
【００１８】また、パウダリング性は１８０度曲げ加工
を実施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これ
をはがしてテープに付着したメッキ層の剥離幅で評価
し、５ｍｍ以下の場合を合格とした。表３に結果をまと
めて示す。いずれもメッキ層の剥離はなく、密着性は良
好であるが、さらに本発明の範囲に従ったＮｏ．４，
５，６，７，では、２．０以上の高いｒ値を有し、深絞
り性に優れる。Ｎｏ．１，２，３は、加熱速度が本発明
の範囲から低くはずれたため、急速加熱による再結晶温
度上昇抑制の効果がなく、再結晶及び粒成長が不十分で
ｒ値が低い。また、Ｎｏ．８は、焼鈍温度が本発明の範
囲から高くはずれたため、成分系から推定するとオース
テナイト域での焼鈍と考えられ、集合組織がランダムと
なりｒ値が低い。
を実施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これ
をはがしてテープに付着したメッキ層の剥離幅で評価
し、５ｍｍ以下の場合を合格とした。表３に結果をまと
めて示す。いずれもメッキ層の剥離はなく、密着性は良
好であるが、さらに本発明の範囲に従ったＮｏ．４，
５，６，７，では、２．０以上の高いｒ値を有し、深絞
り性に優れる。Ｎｏ．１，２，３は、加熱速度が本発明
の範囲から低くはずれたため、急速加熱による再結晶温
度上昇抑制の効果がなく、再結晶及び粒成長が不十分で
ｒ値が低い。また、Ｎｏ．８は、焼鈍温度が本発明の範
囲から高くはずれたため、成分系から推定するとオース
テナイト域での焼鈍と考えられ、集合組織がランダムと
なりｒ値が低い。
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】実施例２ 表４に示す種々の組成の鋼を、それぞれ転炉にて溶製
し、連続鋳造によってスラブとした。これらのスラブを
Ａｒ3 点（＝９１６−５０９Ｃ（％）＋２７Ｓｉ（％）
−６４Ｍｎ（％）（℃））より高い温度域で仕上熱延を
行い、続いて酸洗後、８５％の冷間圧延を施し、続く再
結晶焼鈍は通電加熱及びＨ2 によるガス冷却を用いた図
４に示すヒートサイクルで、焼鈍条件は本発明の範囲と
し、加熱速度：１０００℃／ｓ、焼鈍温度：８５０℃、
冷却速度：３００℃／ｓで行った。続いて溶融亜鉛メッ
キ（４６０℃）及び合金化処理（５５０℃）を行い、さ
らに、１％の調質圧延を施した。その後、実施例１と同
じ方法で材質評価を行い、また、二次加工性については
図５に示すように、試料を１００φに打ち抜き、絞り比
２．０で円筒に絞ったカップを、−５０℃のエタノール
中に浸し、テーパーポンチにのせて荷重を与え、押し拡
げ脆性破壊の有無で判定し、割れのない場合を合格とし
た。
し、連続鋳造によってスラブとした。これらのスラブを
Ａｒ3 点（＝９１６−５０９Ｃ（％）＋２７Ｓｉ（％）
−６４Ｍｎ（％）（℃））より高い温度域で仕上熱延を
行い、続いて酸洗後、８５％の冷間圧延を施し、続く再
結晶焼鈍は通電加熱及びＨ2 によるガス冷却を用いた図
４に示すヒートサイクルで、焼鈍条件は本発明の範囲と
し、加熱速度：１０００℃／ｓ、焼鈍温度：８５０℃、
冷却速度：３００℃／ｓで行った。続いて溶融亜鉛メッ
キ（４６０℃）及び合金化処理（５５０℃）を行い、さ
らに、１％の調質圧延を施した。その後、実施例１と同
じ方法で材質評価を行い、また、二次加工性については
図５に示すように、試料を１００φに打ち抜き、絞り比
２．０で円筒に絞ったカップを、−５０℃のエタノール
中に浸し、テーパーポンチにのせて荷重を与え、押し拡
げ脆性破壊の有無で判定し、割れのない場合を合格とし
た。
【００２２】表５に結果をまとめて示す。本発明方法に
従ったＡ〜Ｈ鋼では１．９以上の優れた深絞り性が得ら
れている。Ｃ及びＮ量が高くはずれたＩ鋼では、炭窒化
物が多く形成されるため冷延・焼鈍後の粒成長性が悪
く、ＮＤ//＜１１１＞方位が発達せずｒ値が低いと同時
に、Ｅｌも低い。また、Ｓｉ量が高くはずれたＫ鋼はメ
ッキ層が剥離し、密着性が悪い。Ｍｎ及びＰ量が高くは
ずれたＬ及びＭ鋼では、硬質化しＹＰが高いばかりでな
く、ｒ値及びＥｌとも低い。また、Ｍ鋼はＰ量が高すぎ
るためＢが添加されているにもかかわらず、二次加工性
が劣化する。Ｔｉ，Ｎｂ及びＶの添加量が高くはずれた
Ｊ鋼では、固溶状態で残存するものが多いばかりでな
く、急速加熱焼鈍による再結晶温度の低下効果がないた
め粒成長性が悪く、ｒ値が低い。
従ったＡ〜Ｈ鋼では１．９以上の優れた深絞り性が得ら
れている。Ｃ及びＮ量が高くはずれたＩ鋼では、炭窒化
物が多く形成されるため冷延・焼鈍後の粒成長性が悪
く、ＮＤ//＜１１１＞方位が発達せずｒ値が低いと同時
に、Ｅｌも低い。また、Ｓｉ量が高くはずれたＫ鋼はメ
ッキ層が剥離し、密着性が悪い。Ｍｎ及びＰ量が高くは
ずれたＬ及びＭ鋼では、硬質化しＹＰが高いばかりでな
く、ｒ値及びＥｌとも低い。また、Ｍ鋼はＰ量が高すぎ
るためＢが添加されているにもかかわらず、二次加工性
が劣化する。Ｔｉ，Ｎｂ及びＶの添加量が高くはずれた
Ｊ鋼では、固溶状態で残存するものが多いばかりでな
く、急速加熱焼鈍による再結晶温度の低下効果がないた
め粒成長性が悪く、ｒ値が低い。
【００２３】
【表４】
【００２４】
【表５】
【００２５】
【発明の効果】本発明は、従来にみられたような合金元
素添加による再結晶温度の上昇がなく、かつ、深絞り性
の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を明
らかにしたものである。この発明により従来工程に比べ
て製造コストを大幅に削減して深絞り性の優れた合金化
溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を供給することができる。
素添加による再結晶温度の上昇がなく、かつ、深絞り性
の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を明
らかにしたものである。この発明により従来工程に比べ
て製造コストを大幅に削減して深絞り性の優れた合金化
溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を供給することができる。
【図１】加熱速度の本発明の範囲を示す図、
【図２】Ｎｂの本発明の範囲を示す図、
【図３】再結晶焼鈍におけるヒートサイクルを示す図、
【図４】再結晶焼鈍、溶融メッキ及び合金化処理工程の
ヒートサイクルを示す図、
ヒートサイクルを示す図、
【図５】本発明で用いた二次加工性を調査するための試
験方法を示す図である。
験方法を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００５０％以下，Ｓ
ｉ：１．０％以下，Ｍｎ：０．０１〜２．０％，Ｐ：
０．１５％以下，Ｓ：０．０２０％以下，Ａｌ：０．０
１〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ，Ｎ
ｂ，Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ
／１４）％以上０．１％以下の範囲で含み、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブ
とした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに、粗圧延しある
いは粗圧延を経ることなく、Ａｒ３変態点以上の温度で
仕上圧延を終了して巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧
延を施した後、再結晶焼鈍で加熱速度を３００℃／ｓ以
上とし、７５０〜９５０℃の温度域まで加熱後保定する
ことなく冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化
処理を行ってから冷却し、さらに調質圧延を行うことを
特徴とする深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼が、重量で、さらに、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有することを特
徴とする深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の鋼が、重
量で、さらに、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗのうち１種
以上を合計で０．０５〜１％の範囲で含有することを特
徴とする深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18224992A JP2660639B2 (ja) | 1992-07-09 | 1992-07-09 | 深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18224992A JP2660639B2 (ja) | 1992-07-09 | 1992-07-09 | 深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0625754A JPH0625754A (ja) | 1994-02-01 |
| JP2660639B2 true JP2660639B2 (ja) | 1997-10-08 |
Family
ID=16114957
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18224992A Expired - Lifetime JP2660639B2 (ja) | 1992-07-09 | 1992-07-09 | 深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2660639B2 (ja) |
-
1992
- 1992-07-09 JP JP18224992A patent/JP2660639B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0625754A (ja) | 1994-02-01 |
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