JP2697771B2 - 密着性に優れたメッキ皮膜を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
密着性に優れたメッキ皮膜を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造
方法に関し、特に深絞り性とメッキ皮膜の密着性に優れ
た冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
方法に関し、特に深絞り性とメッキ皮膜の密着性に優れ
た冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
（従来の技術及び解決しようとする課題） 近年、自動車部材や電気機器外板に使用される冷延鋼
板は高いプレス成形性や耐食性が要求されている。この
ような要求を満たす冷延鋼板の製造方法として、極低炭
素鋼にTi、Nbなどの炭窒化物形成元素を単独又は複合添
加して鋼中のＣ、Ｎを固定し得る成分の冷延鋼板を用い
て、再結晶焼鈍を施して深絞り性に有利な（111）集合
組織を発達させ、更に溶融亜鉛メッキ処理を施す方法が
提案されている。
板は高いプレス成形性や耐食性が要求されている。この
ような要求を満たす冷延鋼板の製造方法として、極低炭
素鋼にTi、Nbなどの炭窒化物形成元素を単独又は複合添
加して鋼中のＣ、Ｎを固定し得る成分の冷延鋼板を用い
て、再結晶焼鈍を施して深絞り性に有利な（111）集合
組織を発達させ、更に溶融亜鉛メッキ処理を施す方法が
提案されている。
しかし、一方では、Ti、Nbなどの炭窒化物形成元素に
より鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極低炭素鋼に溶融亜鉛
メッキ処理を行った場合、プレス成形時においてメッキ
皮膜が粉末状或いは塊状に剥離する現象を起こし、メッ
キ皮膜の密着性に問題があった。
より鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極低炭素鋼に溶融亜鉛
メッキ処理を行った場合、プレス成形時においてメッキ
皮膜が粉末状或いは塊状に剥離する現象を起こし、メッ
キ皮膜の密着性に問題があった。
本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、深絞り性と
メッキ皮膜の密着性が共に優れた深絞り用合金化溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目
的とするものである。
メッキ皮膜の密着性が共に優れた深絞り用合金化溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目
的とするものである。
（課題を解決するための手段） 前記課題を解決するため、本発明者らは、極低炭素Ti
又はNb添加鋼を用いても、プレス成形時にメッキ皮膜の
剥離を防止し得る方策について鋭意研究を重ねた結果、
下地鋼板の成形性を損なうことなく、焼鈍工程の浸炭処
理によって合金化溶融亜鉛メッキ皮膜の密着性を著しく
改善できることを見い出し、ここに本発明をなしたもの
である。
又はNb添加鋼を用いても、プレス成形時にメッキ皮膜の
剥離を防止し得る方策について鋭意研究を重ねた結果、
下地鋼板の成形性を損なうことなく、焼鈍工程の浸炭処
理によって合金化溶融亜鉛メッキ皮膜の密着性を著しく
改善できることを見い出し、ここに本発明をなしたもの
である。
すなわち、本発明は、C:0.01％以下、Si:0.2％以下、
Mn:0.05〜1.0％、P:0.1％以下、S:0.02％以下、sol.Al:
0.005〜0.08％及びN:0.006％以下を含有し、更にTi及び
Nbの単独又は複合添加で、下式に従う有効Ti量（Ti＊） Ti＊＝totalTi−｛（48/32）×Ｓ＋（48/14）×Ｎ｝ 及びNb量とＣ量との関係が １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にB:0.003％
以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼
であって、浸炭処理によって鋼板表面から厚さ方向100
μｍまでの固溶炭素量を10〜100ppmとしたものであるこ
とを特徴とする深絞り性及び密着性に優れたメッキ皮膜
を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を要旨
とするものである。
Mn:0.05〜1.0％、P:0.1％以下、S:0.02％以下、sol.Al:
0.005〜0.08％及びN:0.006％以下を含有し、更にTi及び
Nbの単独又は複合添加で、下式に従う有効Ti量（Ti＊） Ti＊＝totalTi−｛（48/32）×Ｓ＋（48/14）×Ｎ｝ 及びNb量とＣ量との関係が １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にB:0.003％
以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼
であって、浸炭処理によって鋼板表面から厚さ方向100
μｍまでの固溶炭素量を10〜100ppmとしたものであるこ
とを特徴とする深絞り性及び密着性に優れたメッキ皮膜
を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を要旨
とするものである。
また、その製造方法は、前記化学成分を有する鋼を、
通常の工程で粗圧延後、（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃
の範囲で仕上圧延を行い、その後巻き取り、酸洗して冷
間圧延を行った後、焼鈍工程において浸炭雰囲気中で再
結晶温度以上の範囲で焼鈍を行い、鋼板表面から厚さ方
向100μｍまでの固溶炭素量を10〜100ppmに制御し、引
続き連続的に溶融亜鉛メッキ、及び450〜800℃で合金化
処理を行うことを特徴とするものである。
通常の工程で粗圧延後、（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃
の範囲で仕上圧延を行い、その後巻き取り、酸洗して冷
間圧延を行った後、焼鈍工程において浸炭雰囲気中で再
結晶温度以上の範囲で焼鈍を行い、鋼板表面から厚さ方
向100μｍまでの固溶炭素量を10〜100ppmに制御し、引
続き連続的に溶融亜鉛メッキ、及び450〜800℃で合金化
処理を行うことを特徴とするものである。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
（作用） 前述の如く、本発明は、焼鈍工程の浸炭によりメッキ
密着性の改善を図ったものであり、その知見は以下のと
おりである。
密着性の改善を図ったものであり、その知見は以下のと
おりである。
メッキ皮膜の密着性改善の対策としては、通常、鋼種
に応じて溶融亜鉛メッキ浴中へAlが適量添加されてい
る。すなわち、亜鉛浴中では初期のメッキ反応としてFe
とAlがまず反応し、亜鉛浴−下地鋼板界面にFe−Al金属
間化合物層が形成される。以後、メッキ皮膜の合金化を
含めたメッキ反応は、この化合物層の影響を受けながら
進行し、Fe−Al化合物層が界面に均一に形成された場
合、化合物層はメッキ皮膜と下地鋼板間の相互拡散の障
壁となり、メッキ皮膜の合金化は一様に進行し、メッキ
皮膜の密着性は良好なものとなる。
に応じて溶融亜鉛メッキ浴中へAlが適量添加されてい
る。すなわち、亜鉛浴中では初期のメッキ反応としてFe
とAlがまず反応し、亜鉛浴−下地鋼板界面にFe−Al金属
間化合物層が形成される。以後、メッキ皮膜の合金化を
含めたメッキ反応は、この化合物層の影響を受けながら
進行し、Fe−Al化合物層が界面に均一に形成された場
合、化合物層はメッキ皮膜と下地鋼板間の相互拡散の障
壁となり、メッキ皮膜の合金化は一様に進行し、メッキ
皮膜の密着性は良好なものとなる。
しかし、下地鋼板の粒界が純化されていると、浴中の
Alは活性化された粒界へ浸入し、粒界近傍のAl濃度が低
下する。このために、下地鋼板粒界付近にはAl−Fe化合
物層が形成されず、ここからメッキ皮膜が急速に合金化
を起こし、いわゆる“Out burst"組織を形成する。この
ことは、メッキ皮膜の合金化が速くかつ不均一に進行す
ることを意味し、メッキ皮膜の密着性は低下する。
Alは活性化された粒界へ浸入し、粒界近傍のAl濃度が低
下する。このために、下地鋼板粒界付近にはAl−Fe化合
物層が形成されず、ここからメッキ皮膜が急速に合金化
を起こし、いわゆる“Out burst"組織を形成する。この
ことは、メッキ皮膜の合金化が速くかつ不均一に進行す
ることを意味し、メッキ皮膜の密着性は低下する。
亜鉛浴中のAl量を増やすならば、この問題はある程度
解決できるが、逆に、Al量を増やせば、浴中にドロスが
発生したり、クレーター等の表面欠陥が生じ、生産性を
低下させ、根本的な解決には至らない。
解決できるが、逆に、Al量を増やせば、浴中にドロスが
発生したり、クレーター等の表面欠陥が生じ、生産性を
低下させ、根本的な解決には至らない。
このように、Ti添加鋼のような極低炭素鋼のメッキ皮
膜の密着性が劣るのは、鋼中の固溶Ｃがないため、フェ
ライト粒界へのＣの偏析がなくなり、粒界が純化される
ことに原因がある。
膜の密着性が劣るのは、鋼中の固溶Ｃがないため、フェ
ライト粒界へのＣの偏析がなくなり、粒界が純化される
ことに原因がある。
この問題を解決するためには、浸炭によりＣを表面近
傍の粒界に存在せしめ、Alの下地鋼板粒界を通じての拡
散を防ぎ、溶融亜鉛と下地鋼板との界面に均一なFe−Al
化合物層を形成させ、“Out burst"組織の発生を抑え、
合金化を均一に進行させてやる必要がある。
傍の粒界に存在せしめ、Alの下地鋼板粒界を通じての拡
散を防ぎ、溶融亜鉛と下地鋼板との界面に均一なFe−Al
化合物層を形成させ、“Out burst"組織の発生を抑え、
合金化を均一に進行させてやる必要がある。
本発明は、下地鋼板の成形性を損ねることなく、焼鈍
工程の浸炭処理によりメッキ皮膜の密着性を改善させる
ことにより可能にしたものである。
工程の浸炭処理によりメッキ皮膜の密着性を改善させる
ことにより可能にしたものである。
但し、特定組成の鋼であることが前提であるが、その
鋼板表面から厚さ方向100μｍまでの固溶炭素量が10ppm
未満であるとメッキ密着性は充分に改善されず、また10
0ppmを超えると常温時効性の劣化が生じ、また連続焼鈍
の通板速度を低下させねばならず、生産性の低下を招く
ので、10〜100ppmに制御する必要がある。
鋼板表面から厚さ方向100μｍまでの固溶炭素量が10ppm
未満であるとメッキ密着性は充分に改善されず、また10
0ppmを超えると常温時効性の劣化が生じ、また連続焼鈍
の通板速度を低下させねばならず、生産性の低下を招く
ので、10〜100ppmに制御する必要がある。
次に、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。
て説明する。
C: Ｃは含有量が増大するにつれてＣを固定するTi、Nbの
添加量が増大し製造費用の増加につながり、更には、Ti
C及びNbC析出量が増大し、粒成長を阻害してｒ値が劣化
するので、少ないほど好ましく、0.01％以下とする。な
お、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下限値は0.0005％
とするのが望ましい。
添加量が増大し製造費用の増加につながり、更には、Ti
C及びNbC析出量が増大し、粒成長を阻害してｒ値が劣化
するので、少ないほど好ましく、0.01％以下とする。な
お、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下限値は0.0005％
とするのが望ましい。
Si: Siは溶鋼の脱酸を主目的に添加されるが、添加量が多
過ぎると表面性状やメッキ皮膜の密着性を劣化させるの
で、その含有量は0.2％以下とする。
過ぎると表面性状やメッキ皮膜の密着性を劣化させるの
で、その含有量は0.2％以下とする。
Mn: Mnは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、0.05％
より少ないとその効果が得られず、添加量が多過ぎると
延性を劣化させるので、その含有量は0.05〜1.0％の範
囲とする。
より少ないとその効果が得られず、添加量が多過ぎると
延性を劣化させるので、その含有量は0.05〜1.0％の範
囲とする。
P: Ｐはｒ値の低下を伴うことなく鋼強度を高める効果を
有し、また極低炭素鋼の場合、亜鉛メッキ反応に関して
炭素と同様の作用を持ち、メッキ皮膜の密着性を高める
が、粒界に偏析したＰは２次加工脆性を起こし易くする
ので、0.1％以下とする。
有し、また極低炭素鋼の場合、亜鉛メッキ反応に関して
炭素と同様の作用を持ち、メッキ皮膜の密着性を高める
が、粒界に偏析したＰは２次加工脆性を起こし易くする
ので、0.1％以下とする。
S: ＳはTiと結合してTiSを形成するので、その含有量が
増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要なTi量が増大し、
またMnS系伸長した介在物が増加して局部延性を劣化さ
せるので、その含有量は0.02％以下とする。
増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要なTi量が増大し、
またMnS系伸長した介在物が増加して局部延性を劣化さ
せるので、その含有量は0.02％以下とする。
Al: Alは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量が
sol.Alで0.005％より少ないと、その目的が達成され
ず、また0.08％を超えると脱酸効果は飽和すると共にAl
2O3介在物が増加して加工成形性を劣化させる。したが
って、その含有量はsol.Alで0.005〜0.08％の範囲とす
る。
sol.Alで0.005％より少ないと、その目的が達成され
ず、また0.08％を超えると脱酸効果は飽和すると共にAl
2O3介在物が増加して加工成形性を劣化させる。したが
って、その含有量はsol.Alで0.005〜0.08％の範囲とす
る。
N: ＮはTiと結合してTiNを形成するので、その含有量が
増大するとＣを固定するのに必要なTi量が増大し、また
TiN析出量が増加して粒成長が阻害されてｒ値が劣化す
る。したがって、その含有量は少ないほど好ましく、0.
006％以下とする。
増大するとＣを固定するのに必要なTi量が増大し、また
TiN析出量が増加して粒成長が阻害されてｒ値が劣化す
る。したがって、その含有量は少ないほど好ましく、0.
006％以下とする。
Ti,Nb: Ti、NbはＣ、Ｎを固定することによってｒ値を高める
作用がある。よって、本発明の目的に対してはTi＊量、
Nb量及びＣ量との関係が １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 ……（１） を満足する範囲で含有する必要がある。なお、Ti＊量は
有効Ti量であり、次式で定義される。
作用がある。よって、本発明の目的に対してはTi＊量、
Nb量及びＣ量との関係が １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 ……（１） を満足する範囲で含有する必要がある。なお、Ti＊量は
有効Ti量であり、次式で定義される。
Ti＊＝totalTi−｛（48/32）×Ｓ＋（48/14）×Ｎ｝ この（１）式の値が１より小さいとＣ、Ｎを充分に固
定することができずにｒ値を劣化させる。また、4.5を
超えるとｒ値を高める作用が飽和すると共に固溶Ti、Nb
が後工程での雰囲気焼鈍時に侵入したＣをすぐに固定し
てしまい、Ｃの粒界への偏析を生じにくくさせるので好
ましくない。
定することができずにｒ値を劣化させる。また、4.5を
超えるとｒ値を高める作用が飽和すると共に固溶Ti、Nb
が後工程での雰囲気焼鈍時に侵入したＣをすぐに固定し
てしまい、Ｃの粒界への偏析を生じにくくさせるので好
ましくない。
B: Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であり、Ｂを
添加することにより耐２次加工脆性を補充することがで
きる。添加する場合は、0.003％を越えるとその効果は
飽和するばかりでなく、ｒ値も低下させるので、Ｂ量は
0.003％以下とする。
添加することにより耐２次加工脆性を補充することがで
きる。添加する場合は、0.003％を越えるとその効果は
飽和するばかりでなく、ｒ値も低下させるので、Ｂ量は
0.003％以下とする。
次に本発明の製造方法について説明する。
上記化学成分を有する鋼は、通常の工程で粗圧延後、
（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲で仕上圧延を行
う。これは、ｒ値向上の観点から熱延板での結晶粒径の
細粒化と集合組織のランダム化が必要なためであり、必
ずしも仕上温度はAr3点以上でなくてもよい。フェライ
ト・オーステナイト二相域であってもオーステナイトの
細粒粒が多い時は必ずしもAr3点以上でなくともよいの
で、（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲とする。
（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲で仕上圧延を行
う。これは、ｒ値向上の観点から熱延板での結晶粒径の
細粒化と集合組織のランダム化が必要なためであり、必
ずしも仕上温度はAr3点以上でなくてもよい。フェライ
ト・オーステナイト二相域であってもオーステナイトの
細粒粒が多い時は必ずしもAr3点以上でなくともよいの
で、（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲とする。
その後巻き取り、酸洗して冷間圧延した後、溶融亜鉛
メッキラインの焼鈍工程において、浸炭雰囲気中で再結
晶温度以上の範囲で焼鈍を行い、鋼板表面から厚さ方向
100μｍまでの固溶炭素量を10〜100ppmに制御する。
メッキラインの焼鈍工程において、浸炭雰囲気中で再結
晶温度以上の範囲で焼鈍を行い、鋼板表面から厚さ方向
100μｍまでの固溶炭素量を10〜100ppmに制御する。
熱間圧延後の巻取温度は炭化物を析出させるため高温
ほど好ましいが、特に規定するものではない。
ほど好ましいが、特に規定するものではない。
冷延後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上Ac3点以
下の範囲で連続焼鈍を行うのは、ｒ値に有利な（111）
面方位集合組織を形成させると同時に鋼板表面に浸炭層
を形成させると共に、浸炭したＣのうちTiC、NbCとして
固定されなかったＣが粒界に偏析し、メッキ皮膜の密着
性を改善するためである。連続焼鈍温度の上限はAc3点
とするのが望ましい。焼鈍雰囲気はカーボンポテンシャ
ルを制御した浸炭ガスを用いる。
下の範囲で連続焼鈍を行うのは、ｒ値に有利な（111）
面方位集合組織を形成させると同時に鋼板表面に浸炭層
を形成させると共に、浸炭したＣのうちTiC、NbCとして
固定されなかったＣが粒界に偏析し、メッキ皮膜の密着
性を改善するためである。連続焼鈍温度の上限はAc3点
とするのが望ましい。焼鈍雰囲気はカーボンポテンシャ
ルを制御した浸炭ガスを用いる。
浸炭雰囲気中で焼鈍工程を終了した後、溶融亜鉛メッ
キを行う。合金化溶融亜鉛メッキは、例えば、焼鈍後40
0〜550℃に冷却して溶融亜鉛メッキ浴に浸漬することに
より行い、更に450〜800℃で合金化処理を行う。更に必
要に応じて調質圧延を行う。
キを行う。合金化溶融亜鉛メッキは、例えば、焼鈍後40
0〜550℃に冷却して溶融亜鉛メッキ浴に浸漬することに
より行い、更に450〜800℃で合金化処理を行う。更に必
要に応じて調質圧延を行う。
次に本発明の実施例を示す。
（実施例） 第１表に示す化学成分を有する極低炭素鋼板を1150℃
で30分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度890
℃で熱間圧延を終了し、その後720℃で巻取を行い、酸
洗後、圧下率75％で冷間圧延を行い、板厚を0.8mmとし
た。
で30分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度890
℃で熱間圧延を終了し、その後720℃で巻取を行い、酸
洗後、圧下率75％で冷間圧延を行い、板厚を0.8mmとし
た。
次いで、溶融亜鉛メッキライン内において、浸炭性雰
囲気又は不活性雰囲気中での連続焼鈍で780℃で40秒の
再結晶焼鈍を行った後、500℃まで冷却し、次いで溶融
亜鉛メッキを施し、更に600℃で20〜40秒間合金化処理
を行った。
囲気又は不活性雰囲気中での連続焼鈍で780℃で40秒の
再結晶焼鈍を行った後、500℃まで冷却し、次いで溶融
亜鉛メッキを施し、更に600℃で20〜40秒間合金化処理
を行った。
第２表に、得られた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の機械的
性質、常温時効性、メッキ皮膜の密着性及び固溶炭素量
を示す。
性質、常温時効性、メッキ皮膜の密着性及び固溶炭素量
を示す。
メッキ皮膜の密着性の評価は、ポンチ幅50mm、ダイス
幅52mm、ビード高さ5mm、成形高さ60mmのビード付きＵ
曲げ加工後、成形品外観をテープ剥離し、剥離の程度を
良好（○）、やや不良（△）、不良（×）の３段階に分
けて評価した。
幅52mm、ビード高さ5mm、成形高さ60mmのビード付きＵ
曲げ加工後、成形品外観をテープ剥離し、剥離の程度を
良好（○）、やや不良（△）、不良（×）の３段階に分
けて評価した。
固溶炭素量の測定は、鋼中の炭化物量と自由炭素量を
分離し、表面から100μｍを両面研削した試料と、研削
しない資料の自由炭素量をそれぞれ求め、その差の半分
を表面から厚さ方向に100μｍまでに含まれる固溶炭素
量とした。
分離し、表面から100μｍを両面研削した試料と、研削
しない資料の自由炭素量をそれぞれ求め、その差の半分
を表面から厚さ方向に100μｍまでに含まれる固溶炭素
量とした。
常温時効性は、AIにて評価し、AIは10％引張応力時の
応力（σ１）と100℃×1hrの時効処理後の再引張時の下
降状応力（σ２）から、AI＝σ２−σ１で求めた。
応力（σ１）と100℃×1hrの時効処理後の再引張時の下
降状応力（σ２）から、AI＝σ２−σ１で求めた。
第２表から明らかなように、本発明例は、従来の方法
に比べて深絞り用冷延鋼板としての要求を損ねることな
く優れたメッキ皮膜の密着性を有している。
に比べて深絞り用冷延鋼板としての要求を損ねることな
く優れたメッキ皮膜の密着性を有している。
第１図は第２表における鋼の表面から厚さ方向100μ
ｍまでの固溶炭素量とｒ値並びにメッキ皮膜の密着性と
の関係を整理したものである。第２表及び第１図より、
本発明範囲内にある鋼は、浸炭処理によりｒ値を損ねる
ことなくメッキ皮膜の密着性が向上していることがわか
る。
ｍまでの固溶炭素量とｒ値並びにメッキ皮膜の密着性と
の関係を整理したものである。第２表及び第１図より、
本発明範囲内にある鋼は、浸炭処理によりｒ値を損ねる
ことなくメッキ皮膜の密着性が向上していることがわか
る。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、深絞り性とメ
ッキ皮膜の密着性が共に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板を提供することができる。
ッキ皮膜の密着性が共に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板を提供することができる。
第１図は実施例における鋼の表面から厚さ方向100μｍ
までの固溶炭素量とｒ値並びにメッキ皮膜の密着性との
関係を示す図である。
までの固溶炭素量とｒ値並びにメッキ皮膜の密着性との
関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−276961（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−223143（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−199344（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−253543（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】C:0.01％（重量％の意味、以下同じ）以
下、Si:0.2％以下、Mn:0.05〜1.0％、P:0.1％以下、S:
0.02％以下、sol.Al:0.005〜0.08％及びN:0.006％以下
を含有し、更にTi及びNb単独又は複合添加で、下式に従
う有効Ti量（以下、Ti＊と表す） Ti＊＝totalTi−｛（48/32）×Ｓ＋（48/14）×Ｎ｝ 及びNb量とＣ量との関係が １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 を満足する範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物
よりなる鋼であって、浸炭処理によって鋼板表面から厚
さ方向100μｍまでの固溶炭素量を10〜100ppmとしたも
のであることを特徴とする密着性に優れたメッキ皮膜を
有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 - 【請求項２】前記鋼が更にB:0.003％以下を含有するも
のである請求項１に記載の深絞り用合金化溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板。 - 【請求項３】C:0.01％以下、Si:0.2％以下、Mn:0.05〜
1.0％、P:0.1％以下、S:0.02％以下、sol.Al:0.005〜0.
08％及びN:0.006％以下を含有し、更にTi及びNb単独又
は複合添加で、下式に従う有効Ti量（Ti＊） Ti＊＝totalTi−｛（48/32）×Ｓ＋（48/14）×Ｎ｝ 及びNb量とＣ量との関係が １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 を満足する範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物
よりなる鋼を、通常の工程で粗圧延後、（Ar3−50）〜
（Ar3＋100）℃の範囲で仕上圧延を行い、その後巻き取
り、酸洗して冷間圧延を行った後、焼鈍工程において浸
炭雰囲気中で再結晶温度以上の範囲で焼鈍を行い、鋼板
表面から厚さ方向100μｍまでの固溶炭素量を10〜100pp
mに制御し、引続き連続的に溶融亜鉛メッキ、及び450〜
800℃で合金化処理を行うことを特徴とする密着性に優
れたヘッキ皮膜を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】前記鋼が更にB:0.003％以下を含有するも
のである請求項３に記載の深絞り用合金化溶融亜鉛メッ
キ冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17975590A JP2697771B2 (ja) | 1990-07-07 | 1990-07-07 | 密着性に優れたメッキ皮膜を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法 |
| CA002037316A CA2037316C (en) | 1990-03-02 | 1991-02-28 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold-rolled steel sheets for deep drawing |
| US07/663,310 US5133815A (en) | 1990-03-02 | 1991-03-01 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold-rolled steel sheets for deep drawing |
| DE69104747T DE69104747T2 (de) | 1990-03-02 | 1991-03-04 | Kaltgewalzte Stahlbleche oder kaltgewalzte und feuerverzinkte Stahlbleche zum Tiefziehen. |
| EP91301767A EP0444967B1 (en) | 1990-03-02 | 1991-03-04 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold rolled steel sheets for deep drawing |
| KR1019910006154A KR930009981B1 (ko) | 1990-07-07 | 1991-04-17 | 딥 드로잉(深絞)용 냉연강판 또는 용융아연도금냉연강판 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17975590A JP2697771B2 (ja) | 1990-07-07 | 1990-07-07 | 密着性に優れたメッキ皮膜を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0466647A JPH0466647A (ja) | 1992-03-03 |
| JP2697771B2 true JP2697771B2 (ja) | 1998-01-14 |
Family
ID=16071317
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17975590A Expired - Lifetime JP2697771B2 (ja) | 1990-03-02 | 1990-07-07 | 密着性に優れたメッキ皮膜を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2697771B2 (ja) |
| KR (1) | KR930009981B1 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101118284B1 (ko) * | 2003-12-29 | 2012-03-20 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 강판 및 그 제조 방법 |
| KR100722387B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2007-05-28 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 강판 및 그 제조 방법 |
| CN114589952A (zh) * | 2022-02-24 | 2022-06-07 | 江苏兴达钢帘线股份有限公司 | 一种胎圈钢丝及制造方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61276961A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH0678581B2 (ja) * | 1987-03-12 | 1994-10-05 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性に優れた溶融Ｚｎめつき用冷延鋼板 |
| JP2854054B2 (ja) * | 1989-12-28 | 1999-02-03 | 川崎製鉄株式会社 | 連続打点性および耐２次加工脆性に優れた深絞り用亜鉛系めっき鋼板 |
| JPH03253543A (ja) * | 1990-03-02 | 1991-11-12 | Kobe Steel Ltd | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 |
-
1990
- 1990-07-07 JP JP17975590A patent/JP2697771B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1991
- 1991-04-17 KR KR1019910006154A patent/KR930009981B1/ko not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR930009981B1 (ko) | 1993-10-13 |
| KR920002813A (ko) | 1992-02-28 |
| JPH0466647A (ja) | 1992-03-03 |
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