JPH01177349A - 超深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明はプレス加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を製造する方法に係り、より詳細には、熱間圧延鋼板
を原板とし、冷間圧延することなしに溶融亜鉛めっきし
て成形加工性及び耐縦割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼
板を製造する方法に関するものである。 （従来の技術） 近年、自動車等の車体或いはその構造部材には溶融亜鉛
めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く使用され
るようになってきた。これらの用途では、形状が複雑で
あるため、プレス加工時に鋼板が厳しい加工を受けるこ
とから、成形性の優れた溶融亜鉛めっき鋼板或いは合金
化溶融亜鉛めっき鋼板が要求されることになる。 従来、このような用途に供される合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造法としては、熱延鋼帯を冷間圧延に付した後
、そのまま或いは再結晶焼鈍を施した後、連続合金化溶
融亜鉛めっきライン（以下。 「亜鉛めっきライン」と称す）に通板して浸漬めっき及
び合金化処理を行う、いわゆる冷延鋼板を原板とした鋼
板の製造法が通常の方法である。 しかし、最近では、需要家側からコストダウンの要請が
強まり、加工性に優れ且つ安価な溶融亜鉛めっき鋼板や
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。このため
、冷延鋼板を原板とすることに代えて、熱延後酸洗する
が、冷間圧延やこれに続く再結晶焼鈍を施すことなく、
直接亜鉛めっきラインへ通板する方法、すなわち、製造
工程の一部を省略して製造コストを低減する方法が検討
され、一部で実用化されている。 しかし、従来、熱延鋼板を冷間圧延することなく直接亜
鉛めっきラインへ通板して得られる熱延原板溶融亜鉛め
っき鋼板は、板厚が３　、２　ｍｍ以上の比較的板厚の
厚い鋼とか、或いは加工性がそれ程厳しくない用途に限
られて使用されているにすぎず、板厚が薄く且つ加工性
の優れた熱延原板溶融亜鉛めっき鋼板はこれまであまり
製造されていない。 そこで、このような板厚が薄く且つ加工性の優れた熱延
原板溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造法については種々改善が試みられているが、未だ
有効な方法が見い出されていない。 （発明が解決しようとする課題） 一般に１合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、第
１図に一般的な熱サイクルを示すように、亜鉛めっきラ
インにおいて、まず酸化雰囲気中で加熱均熱され、次い
でめっき層の密着性を高めるために溶融亜鉛温度（４６
０℃）程度に還元雰囲気中で保持した後、溶融亜鉛めっ
き浴中に浸漬される。この場合、加熱均熱過程では、再
結晶焼鈍或いは軟質化を目的として、約７００〜８５０
℃に保持されるのが通例である。更に製品の塗装密着性
を目的として合金化処理を行う場合には、溶融亜鉛めっ
き後、更に鋼帯は約５００〜７００’Ｃに加熱される。 上記溶融めっきラインは冷延鋼板を対象に設備設計され
たものであり、対象鋼板の昇温ラインを含んでいるから
、元々加工組織が残っておらず、したがって焼鈍を行う
必要のない熱延鋼板であっても、設備稼働上必然的に昇
温を受けることとなる。 なお、格別の観点から見た場合においても溶融めっきの
密着性を確保するには亜鉛の溶融温度（約４６０℃）以
上に予熱しておく必要もあり、更に合金化処理を行う場
合にも良好な塗装密着性及びめっき層の加工性を得るた
めに亜鉛めっき中の鉄濃度を適正な値に制御しなければ
ならず、このためにも約５５０’Ｃ以上の鋼帯の加熱が
必要であり、いずれにせよ、原板の再加熱処理は不可避
のプロセスとなっている。 しかるに、例えばＣが０．００５〜０．０５％程度でＴ
ｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素を含まないＡＱキルド熱延
鋼板に上記のような熱処理を施すと、熱延・巻取り後の
徐冷過程で鋼中に十分析出したセメンタイトが昇温によ
って再固溶するという現象が生じる。このような炭素の
再固溶が行われた鋼は、溶融めっきラインを通過する過
程で、特にその後半工程においてかなりの急速冷却を受
けるため、再固溶されている炭素を再び十分に析出させ
ることは容易でなく、再固溶された炭素は大部分が固溶
した状態で鋼中に残存するのである。このため、熱延・
巻取り後の鋼板と、溶融めっき後の鋼板についてそられ
の特性を比較すると、後者の降伏強度は上昇し、伸びが
大幅に低下する。同時に後者の時効指数が高くなり、時
効によって機械的性質が劣化する。これらの原因が総合
的な影響を与える結果、鋼の成形加工性が大きく低下す
るという問題を生ずる。 このような問題を解消するために鋼中のＣ含有量を極め
て低く制御し且つＴｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素を添加
して残留Ｃを固定することが考えられる。このようにし
て得られる鋼板中のＣは、熱延鋼板の段階でＴｉＣ，Ｎ
ｂＣとして析出しており、これらの炭化物は溶融めっき
ラインの加熱均熱工程においても殆ど再固溶しない工し
たがって、溶融めっきライン通板後の材質及び加工性の
劣化は防止される。ところが、このように固溶Ｃが存在
しない鋼の場合は、結晶粒界の強度が弱くなる結果、成
形加工後に１＃撃荷重が加わったり、或いは低温での変
形を行ったりしたときに脆性破壊を生ずる、いわゆる「
縦割れ現象」を発生するおそれがあり、この種の鋼板を
強度部材として用いた場合、特に問題となる。更に、熱
延鋼板の耐縦割れ性が優れていても、溶融亜鉛めっきを
施した場合、亜鉛めっきラインでの銅帯の加熱温度によ
っては耐縦割れ性が大幅に劣化することがある。 従来、前記のように鋼中のＣを極力抑制し、Ｔｉ、Ｎｂ
等により鋼中のＣを固定し、熱延鋼板の加工性を向上さ
せる方法は種々提案されている。 例えば、特開昭４９−１３４５０９号、同６１−７３８
３６号、同５０−１４１５１７号などがあるが、これら
はいずれも熱延鋼板の加工性に関するものであり、前記
のような溶融亜鉛めっきライン通板による材質の変動に
ついては何ら考慮されていない。 以上のように熱延鋼板を原板として溶融亜鉛めっき鋼板
を製造する場合には、亜鉛めっきラインで溶融亜鉛めっ
きを行うことによる引張り特性の劣化（降伏点の上昇、
伸びの低下）、及びこれを抑えるために製品段階で鋼中
に固溶するＣを低減すること、更にほこのような鋼を亜
鉛めっきラインで溶融亜鉛めっきを施すこと等による耐
縦割れ性の劣化と云った種々の問題点があり、これらを
解決するだの手段については何ら提案されていなかった
・ これに対し、本発明者らは、まず、亜鉛めっきラインで
の溶融亜鉛めっきによる引張り特性の劣化に対し、特願
昭６２−１１１０７号にて、鋼中のＣ含有量を３０ｐｐ
ｍ以下とするか、或いは鋼中のＣ含有量を９０ｐｐ＋ｍ
以下とし、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素の添加により
Ｃを固定し、鋼中に固溶するＣを３０ｐｐｍ以下とする
ことを提案した。 また、特願昭６２−６２０６３号では、Ｃを低減し、Ｔ
ｉ、Ｎｂを添加し、鋼中の固溶Ｃを低減することに加え
て、特に亜鉛めっきラインでの溶融亜鉛めっき処理によ
る耐縦割れ性の劣化を抑制するためにＢを添加すること
を提案した。 本発明は、上記両提案で得た知見に基づき、優れた引張
り特性を有しつつ、更に耐縦割れ性を向上し、より厳し
い加工を加えられる用途へも供給できる超深絞り用溶融
亜鉛めっき鋼板を安定して製造し得る方法を提供するこ
とを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者らは、鋼の組成、製
造プロセス条件等について鋭意研究を重ねた結果、Ｃ，
Ｎ、Ｓ、Ｔｉの含有量の調整、特に鋼中のＣを固定する
のに有効なＴｉ量を規定して成分バランスを図ることに
より溶融亜鉛めっきによる引張り特性の劣化を効果的に
防止でき、更にこのような成分調整のもとで熱延後の巻
取温度並びに亜鉛めっきラインでのめっき前予熱温度を
コントロールすることにより耐縦割れ性を著しく向上で
きることを知見し、ここに本発明をなしたものである。 すなわち１本発明に係る超深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法は、要するに、必須元素として、Ｃ：０．０
０１０〜０．００９％、Ｓ　：　０．０１５％以下、Ｎ
：０．００１０〜０．００４０％と、必要に応り、テＢ
：０．０００５〜０．００４５％を含み、更にＴｉを次
式（１）〜（３）で与えられる条件を同時に満足するよ
うに必須元素として含む鋼を、熱間圧延後、ｍｓ温度６
２０℃以下でコイル状に巻取り１次いで冷間圧延をせず
に溶融亜鉛めっきを施すに際し、溶融亜鉛めっきライン
における銅帯の最高加熱温度を４６０〜７３０℃とする
ことを特徴とするものである。 Ｔｉ量−０．００３０〕・・・（１）ＴｉＳ２．０８％
　　　　　　・・・（１）Ｔｌ：１１中のＣを固定する
のに有効なＴｉ量Ｔｉ量 以下に本発明を更に詳細に説明する。 まず、本発明の第１の目的である亜鉛めっきラインでの
″合金化溶融亜鉛めっき処理による”（以下、単に″亜
鉛めっきによる″と呼ぶ）引張り特性の劣化を抑制する
ためには、上記のような亜鉛めっき前の予熱或いは合金
化処理による加熱によるセメンタイトの再固溶及び冷却
後の固溶状態での残存を抑制することが主眼となるため
、Ｃ５Ｎ、Ｓ、Ｔｉの含有量の調整が問題となる６そこ
で５本発明者らは、鋼中における上記成分含有量の最適
バランスを調べるため、これらの成分バランスと溶融亜
鉛めっき前後の引張り特性との関係を調査した。 第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造に
よりスラブとし、更に熱間圧延を施して板厚２．０＋＋
ｕ＋＋に仕上げ、コイル状に巻取った。仕上げ温度は９
１０〜９２０℃、巻取り温度は５７０〜５９０℃であっ
た。この熱延鋼板を酸洗後。 亜鉛めっきラインにより溶融亜鉛めっき処理を行った。 めっき前の予熱温度は７００℃である。 亜鉛めっきラインでの通板前後で圧延方向よりＪＩＳＳ
号試験片を採取し、機械的性質を調査した。 ここで、Ｔｉは熱延前のスラブ加熱段階でもＴｉＮ、Ｔ
ｉＣとして析出することが知られており、この場合、Ｔ
ｉＮ、ＴｉＣとして析出したＴｉはその後の冷却過程で
はＣを固定することはないと考えられる。したがって、
鋼中のＣを固定するのに有効なＴｉ量（以下、Ｔｉと定
義する）は。 で表わすことができる。したがって、実験により得られ
た結果について、横軸として、鋼中ＣからＴｉ量により
ＴｉＣとして固定され得るＣを差し引いた値Ｃ”（すな
わち、鋼中ＣとＴｉのバランスにＮ、Ｓ：ｉを加味した
値）を Ｃ”＝Ｃ−−Ｔｉ と定義し、このＣ＊と降伏点及び伸びとの関係を第２図
に示す。

【以下余白】

第２図より、Ｃ＊が低い鋼Ｎｎｌ及びＨａ　ＩＩでは亜
鉛めっきによる引張り特性の変化は小さいが、Ｃ”が高
い鋼ｈｍ及びＮα■では亜鉛めっきにより降伏点が上昇
し、伸びが低下しており、亜鉛めっきによる引張り特性
の劣化はＣ＊を０．００３０％以下にすることにより抑
制し得ることがわかる。 換言すれば、Ｔｉで示される有効Ｔｉ量が原子量論的に
Ｃ量から０．００３％を差し引いた量より多ければ（次
式（１））、亜鉛めっきによる引張り特性の劣化を抑制
し得ることが判明した。 Ｔｉ上−０．００３０）　・（１） 但し、 次に、本発明の第２の目的である耐縦割れ性の向上のた
めに、本発明者らは、前記（１）式を満足する鋼を用い
て熱延後の巻取り温度、亜鉛めっきラインでのめっき前
予熱障度及びＢの添加と耐縦割れ性の関係を調査した。 実験では、第２表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、
連続鋳造によりスラブとし、仕上げ温度９１０〜９３０
℃にて板厚２．０ｍ＠に熱間圧延した後、コイル状に巻
取った。この熱延鋼板を酸洗後、亜鉛めっきラインによ
り溶融亜鉛めっきを行った。 第３表に熱延後の巻取り温度、めっき前予熱温度を示す
。 亜鉛めっきラインの通板前後で鋼板のサンプリングを行
い、耐縦割れ性を調査した。なお、縦割れ試験としては
、１４５ｎ＋ｍφのブランクを打ち抜き、平底円筒絞り
成形（絞り比：２．３）を行い、その後旋盤にて耳落し
加工を施し、最終絞り比：２゜０相当のカップ状成形品
を作製し、−１３０℃〜０℃で１０分間保持した後、円
錐ポンチにて穴拡げ加工を行った。各保持温度毎に３〜
５個のカップ成形品を供試し、縦割れ（脆性割れ）発生
率５０％の時の温度を遷移温度とした。

【以下余白】

第３図に熱延後の巻取り温度（以下、単に巻取り温度と
いう）と縦割れ遷移温度との関係を示す。 同表かられかるように、鋼ＮＱＡ、Ｂともに巻取り温度
が６２０℃までは縦割れ遷移温度が殆ど変化しないが、
巻取り温度が６８０℃で画調とも大きく縦割れ遷移温度
が上昇している。また、鋼ＮαＣは従来鋼であるＣ量の
多い通常のＡＱキルド鋼であり、これと同等以上の耐縦
割れ性を確保すれば、Ｃを低下しＴｉを添加することに
よる耐縦割れ性の劣化を抑制できたと考えることができ
、このレベルを図中斜線で示す。 したがって、この実験結果より１本発明で第２の目的と
する良好な耐縦割れ性を得るためには。 巻取り温度は６２０℃以下とする必要があることがわか
る。 第４図にはめっき前予熱温度と縦割れ遷移温度との関係
を示す。鋼Ｎ（ＬＡ、Ｂともにめっき前予熱温度が７３
０℃までは殆ど縦割れ遷移温度は変化しないが、めっき
前予熱温度が７５０℃では、画調とも大きく遷移温度が
上昇している。前述と同様に本発明の目的とする縦割れ
遷移温度を斜線部で示す。すなわち、本発明の目的を達
成するためには、めっき前予熱温度は７３０℃以下とす
ることが必要である。 以上のように、巻取り温度やめっき前予熱温度によりめ
っき後の耐縦割れ性が変化することについては、その詳
細な理由は不明であるが、以下のように考えられる。 前述したように、亜鉛めっきラインでの再加熱による引
張り特性の変化を抑制するためにＣを低減し、しかもＴ
ｉを添加した鋼の場合、鋼中に固溶したＣが少なすぎる
と粒界が純化し粒界強度が低下し、耐縦割れ性が通常の
０．０４％Ｃ程度の鋼に比べて劣るのである。この鋼中
に固溶したＣの減少はＴｉがＴ　ｉ　Ｃとして析出する
ことが原因であると考えられる。通常、熱延前のスラブ
加熱段階（約１０５０〜１２００℃）ではＴ　ｉ　Ｃは
殆ど固溶しており、これを熱延後６７０℃以上の高い巻
取り温度でコイル状に巻取れば、その後の徐冷過程でＴ
ｉＣとして析出し、上記したように、このＴｉＣは亜鉛
めっきラインでの再加熱（８ｏＯ℃以下）程度では再固
溶することかなく、したがって、鋼中に固溶するＣが少
ないままであり、耐縦割れ性に劣るものと考えられる。 ところが、本発明者らは、亜鉛めっきラインでの引張り
特性の劣化を抑制するためにＣを低減し、Ｔｉを添加し
、更にＴｉの添加量が原子当量論的にＣの数倍程度含む
鋼であっても、巻取り温度が６２０℃以下で巻取れば良
好な耐縦割れ性が得られる可能性を示した訳であり、す
なわち、この場合、ＴｉＣの析出がある程度抑制でき、
鋼中に固溶Ｃを残すことができたものと考えられる。 同様に、めっきラインでの再加熱処理時の温度について
も、この温度が７６０℃以上の場合には、たとえその加
熱時間が短時間であっても熱延巻取り工程で残存させた
鋼中の固溶Ｃがこの再加熱時にＴｉＣとして析出し鋼中
固溶Ｃ量が減少するために耐縦割れ性が大きく劣化する
ものと考えられる。したがって、たとえめっき前予熱温
度が７３０℃以下であっても、その後合金化処理を行う
場合、合金化のための再加熱温度が高い（例えば。 ７６０℃）と耐縦割れ性が劣化することを本発明者らは
確認しており、すなわち、合金化処理も含めて考慮した
上で良好な耐縦割れ性を得るためには、合金化処理時も
含め、溶融亜鉛めっきラインでの鋼帯最高加熱温度を７
３０℃以下とする必要がある。 また、本実験結果より耐縦割れ性に及ぼすＢの効果がわ
かる。すなわち、Ｂを添加することにより溶融亜鉛めっ
き鋼板の耐縦割れ性が更に向上する。この効果は、めっ
き前での耐縦割れ性を向上させることと、以下の効果に
よるものとの複合効果であると考えられる。すなわち、
第３図及び第４図で示されているように、Ｂの有無（ｔ
ｌＮａＡとＢ）にかかわらず、本発明による熱延めっき
条件で製造しても亜鉛めっき処理により縦割れ遷移温度
が上昇するが、Ｂを添加した場合にはこの変化量が小さ
くなり、したがって溶融亜鉛めっき後でも優れた耐縦割
れ性を示す。これらのＢの効果はその詳細な理由は不明
であるが、ＢはＣと同様に粒界強度を強める効果がある
と考えられ、しかもめっき処理時の再加熱によりＢが更
に粒界に拡散し、粒界強度を高めているのではないかと
考えられる。 以上が本発明に至った実験結果の説明であるが、本発明
は、これにより得た知見に基づいて更に化学成分の調整
の詳細を検討し、完成したものである。 以下に本発明を構成する各因子の限定条件について述べ
る。 まず、本発明における化学成分の限定理由を説明する。 （イ）Ｃ 溶融亜鉛めっき処理後の成形加工性を劣化させないため
には、めっき処理後の固溶Ｃ量が少ないことが肝要であ
る。固溶Ｃ量は鋼中のＣ及び炭化物形成元素であるＴｉ
の量により定まる。したがって、Ｔｉの添加量が増大す
ればＣの許容含有量も大となるのであるが、Ｃ含有量及
びＴｉの添加量が増大すると炭化物が増大し、鋼の延性
が劣化することとなるため、Ｃ含有量の上限値を０．０
０９％とし、Ｔｉの添加量についても後に述べるように
一定値以下に制限する。 （ロ）　　Ｔｉ Ｔｉは炭化物形成元素であり、この炭化物は溶融めっき
ラインの加熱均熱工程において再固溶しないため、Ｔｉ
の添加によりめっき後の固溶Ｃ量を少なくすることがで
き、その結果、亜鉛めっきによる引張り特性の劣化が小
さいものと考えられる。しかし乍ら、鋼中のＣ量が０．
００３０％以下の場合には亜鉛めっきによる引張り特性
の変化が小さく、前記（１）式よりＴ１が０以下となる
。 しかし、Ｔｉは高温でＴｉＮ、次いでＴｉＳとして析出
し、特にＴｉＳが析出した場合には鋼板の穴拡がり特性
が向上する。したがって、原子量論的に鋼中Ｎ及びＳと
同量のＴｉ量は必要である（次式但し、Ｔｉの添加量が
増大すれば前述のように延性の低下を招くことになる。 本発明者らの研究によれば、ＴｉＳ２．０８％の含有量
であれば延性の低下による不都合は生じないことがわか
った（次式（３））。 ％式％（３） Ｓは前述したようにＴｉ化合物を形成するため、ＴｉＣ
の形成に必要なＴｉを下げる作用がある。したがって、
製造コストを下げる観点からＴｉ添加量を下げるために
は、Ｓを低くり、Ｔｉを下げることが好ましい。したが
って、Ｓは０．０１５％以下に規制するのが好ましい。 （ニ）Ｎ ＮもＳと同様にＴｉ化合物を形成するため、可及的に低
くすることが製造コスト上有利であり、したがって、０
．００４０％以下とすることが好ましい。 （ホ）Ｂ Ｂは、本発明では必ずしも必須元素とする必要はないが
、溶融めっき鋼板の耐縦割れ性を更に向上させる作用が
あるので、必要に応じて添加することができる。このよ
うなりの添加効果を得るためには少なくとも０．０００
５％以上の添加量が望ましいが、０．００４５％を超え
ると連鋳工程のスラブ段階でスラブ表面割れを招くおそ
れがあり、製品コストも増大するので、Ｂ添加量は０゜
００４５％以下に制限することが望ましい。 以上の必須構成元素の他に、鋼の強度或いは鋼精錬時の
脱酸を目的としてそれぞれＭｎ及びＡＱを添加すること
ができ、また、通常不可避的不純物して混在するＳ−ｉ
、　Ｐ等の影響もあるので、以下にこれらの元素の好ま
しい添加量或いは含有量について説明する。 （へ）Ｍｎ ＭｎはＳの存在によって生ずる熱間脆性破壊を抑制する
効果を有する。その添加効果を得るためには０．０５％
以上の添加量が望ましいが、０．５％を超えると成形加
工性が低下するおそれがあるので、Ｍｎ添加量は０．５
％以下とすることが望ましい。 （ト）ＡＱ ＡＱは鋼精錬時の脱酸剤として添加される元素であり、
Ｔｉの歩留りを向上させる点から添加量は０．０１％以
上であることが望ましい。しかし、０．１％を超えると
鋼板のいわゆるスリパー疵の原因となり、製品コスト低
減の点からも好ましくないので、ＡＱ添加量は０．１％
以下に制限することが望ましい。 （チ）　　５ｉ Ｓｉの含有量は０．２％以下であることが望ましい。含
有量が０．２％を超えると熱延段階で赤スケールが生じ
るおそれがあり、赤スケール模様は酸洗後も残るため、
めっき表面に縞状模様が浮き出て表面外観を劣化させ、
商品価値を著しく低下させる。更に赤スケールが発生し
た場合、スケール発生部分のめっき密着性が劣化するた
め、この観点からもＳｉ含有量は可及的に抑制すること
が好ましい。 （す）Ｐ Ｐは０．０５％以上の含有量があるとめっき密着性が劣
化するため、含有量は０．０５％以下であることが望ま
しい。 次に上記化学成分を有する鋼の製造プロセス因子につい
て説明する。 （ヌ）巻取り温度、亜鉛めっきラインでの再加熱温度 これらは、前述したように、良好な耐縦割れ性を得るた
めにＴｉＣの析出を抑制できる条件とする必要があり、
巻取り温度及び亜鉛めっきラインでの再加熱温度はそれ
ぞれ６２０℃以下、７３０℃以下とする。なお、巻取り
温度についてはいくら低くても特に本発明に支障となる
ものではなく、室温程度で巻取ってもよい。但し、亜鉛
めっきラインでの再加熱温度は、溶融亜鉛めっき前の予
熱としてめっき密着性を確保するために亜鉛の溶融温度
（約４６０℃）以上に加熱する必要があるので、４６０
℃を下限値とする。 （ル）その他 熱延仕上げ温度については、Ａｒ、変態点以上であるこ
とが望ましいが、本発明が対象とするような極低Ｃ鋼で
は、多少Ａｒ、変態点を下回っても再結晶し、この場合
、降伏点や伸びには大きな影響を及ぼさないため、約８
５０℃以上であればよい。 また、熱延後、溶融亜鉛めっき処理前の酸洗処理につい
ては、本発明により得られる溶融亜鉛めっき鋼板の機械
的性質に対して特に作用乃至影響を及ぼさないため、特
に条件は限定されない。 次に本発明の一実施例を示す。なお、本発明はこの実施
例のみに限定されるものではないことは云うまでもなく
、既述の各種基礎研究及び実験例のほか、他の態様も可
能である。 （実施例） 第４表に示す化学成分（ｗｔ％）を有する鋼を常法によ
り溶製し、転炉出鋼後、連続鋳造によりスラブとした。 次いで板厚２ｍｍまで熱間圧延を施し、第５表に示す巻
取り温度にて巻取った。なお、仕上げ温度は８８０〜９
１５℃とした。 得られた熱延コイルを酸洗した後、亜鉛めっきラインに
て第５表に示す均熱温度で均熱処理し、溶融亜鉛めっき
処理を施し、伸び率１．０％の調質圧延を施した。 得られた溶融亜鉛めっき鋼板の諸特性を第５表に併記す
る。表中、引張特性は該鋼板から圧延方向にＪＩＳＳ号
試験片を採取し、引張試験を行った結果であり、また、
第５表には得られた溶融めっき鋼板の機械的性質と縦割
れ試験により求めた縦割れ遷移温度を示す。縦割れ試験
としては、１４５１．１Ｉｌｌφのブランクを打ち抜き
、平底円筒絞り成形（絞り比：２．３）を行い、その後
旋盤にて茸菌し加工を施し、最終絞り比：２．０相当の
カップ状成形品を作製し、−１６０’Ｃ〜０℃で１０分
間保持した後、円錐ポンチにて穴拡げ加工を行った。各
保持温度毎に３〜５個のカップ成形品を供試し、縦割れ
（脆性割れ）発生率５０％の時の温度を遷移温度とした
。 （以下余白］ 第５表より明らかなとおり１本発明例である鬼Ｃ−１は
降伏点が低く、かつ高い伸びを示し、優れた引張り特性
を示すのに加え、耐縦割れ性にも優れている。また本発
明例の＆Ｅ−１はＢを添加した鋼を溶融亜鉛めっき後合
金化処理を行ったものであるが、ＮｌＩＣ−１と同様に
優れた引張り特性を示し、より優れた耐縦割れ性を有し
ており１本発明法が合金化処理を施した場合にも適用で
きることを示している。 これに対し、比較例のＮａＣ−２及びＮａ　Ｅ　−２で
は、巻取り温度が高く、ＴｉＣが析出するため、鋼中の
固溶Ｃ量が減少するので、耐縦割れ性に劣っている。ま
た比較例ＮαＣ−３及びＮａ　Ｅ　−３では、めっき前
予熱温度が高いため、同様に鋼中固溶Ｃ量が不足し、耐
縦割れ性が悪い。 また比較例ＮａＤ及びＦでは、第４表に示すＣ＊が０．
００３０％を超えるものであり、換言すればＴｉ添加量
が少ないため、溶融亜鉛めっき前の予熱処理により引張
り特性が劣化し、得られる溶融亜鉛めっき鋼板の降伏点
は高く、かつ伸びも低い。また比較例Ｎａ工は通常のＡ
Ｑキルド鋼であるが、引張り特性が悪い。 また比較例ＮαＧ及び＆Ｈは、それぞれＣ量、Ｔｉ量が
いずれも多すぎるため、引張り特性に劣り、高度の加工
性が要求される用途には適していない。 （発明の効果） 以上詳述したように１本発明によれば、化学成分をバラ
ンスよく調整すると共に巻取り温度及びめっきでの再加
熱温度を適正な条件にコントロールするので、得られる
溶融亜鉛めっき鋼板は鋼中に適正な固溶Ｃを有するため
に優れた引張り特性及び優れた耐縦割れ性の両特性を兼
ね備え、しかも安定して製造することができるため、よ
り加工の厳しい用途（超深絞り用）への適用が可能とな
ると共に、冷間圧延を要せずに製造できるため、経済的
で生産性向上の効果が大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は亜鉛めっきラインにおける一般的な熱サイクル
を示す図、 第２図はＣ★（鋼中ＣとＴｉのバランスにＮ、　Ｓ量を
加味した値）と降伏点及び伸びとの関係を示す図、 第３図は熱延後巻取り温度と熱延鋼板まま及び溶融亜鉛
めっき鋼板の縦割れ遷移温度との関係を示す図、 第４図はめっき前予熱温度と熱延鋼板まま及び溶融亜鉛
めっき鋼板の縦割れ遷移温度との関係を示す図である。 特許出願人　　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　　中　　村　　　尚 第１図 均勲 第２図 Ｃ（％）＝Ｃ（Ｚ）−”Ｔ７（ｇしＴｉ　夛１゛ｐｔ＋
４合＋ｉ”ｒｉ　＝Ｏ）閥 鶴地枝ゑ収゛１壜鷹（０ め１き筋子部温度（Ｃ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．００１０〜０
   ．００９０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００１
   ０〜０．００４０％と、更にＴｉを下記（１）〜（３）
   式で与えられる条件を同時に満足するようにそれぞれ必
   須元素として含む鋼を、熱間圧延後、鋼帯温度６２０℃
   以下でコイル状に巻取り、次いで冷間圧延をせずに溶融
   亜鉛めっきを施すに際し、溶融亜鉛めっきラインにおけ
   る鋼帯の最高加熱温度を４６０〜７３０℃とすることを
   特徴とする超深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Ｔｉ＾＊≧（４８）／（１２）〔Ｃ−０．００３０〕・
   ・・（１） Ｔｉ＾＊＝Ｔｉ（４８）／（１４）Ｎ−（４８）／（３
   ２）Ｓ≧０・・・（２） Ｔｉ≦０．０８％・・・（３） 但し、Ｔｉ＾＊：鋼中のＣを固定するのに有効なＴｉ量
2. （２）Ｃ：０．００１０〜０．００９０％、Ｓ：０．０
   １５％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００４０％、Ｂ：
   ０．０００５〜０．００４５％と、更にＴｉを下記（１
   ）〜（３）式で与えられる条件を同時に満足するように
   それぞれ必須元素として含む鋼を、熱間圧延後、鋼帯温
   度６２０℃以下でコイル状に巻取り、次いで冷間圧延を
   せずに溶融亜鉛めっきを施すに際し、溶融亜鉛めっきラ
   インにおける鋼帯の最高加熱温度を４６０〜７３０℃と
   することを特徴とする超深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の
   製造方法。 Ｔｉ＾＊≧（４８／１２）〔Ｃ−０．００３０〕・・・
   （１） Ｔｉ＾＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ
   ≧０・・・（２） Ｔｉ≦０．０８％・・・（３） 但し、Ｔｉ＾＊：鋼中のＣを固定するのに有効なＴｉ量