JPH03150317A - 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH03150317A JPH03150317A JP1286853A JP28685389A JPH03150317A JP H03150317 A JPH03150317 A JP H03150317A JP 1286853 A JP1286853 A JP 1286853A JP 28685389 A JP28685389 A JP 28685389A JP H03150317 A JPH03150317 A JP H03150317A
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Classifications
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メ
ッキ冷延鋼板の製造方法に関するものである。 （従来の技術及び解決しようとする課ｗＡ）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
レス成形性及び耐蝕性が要求されている。 従来、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なとの炭窒化物形成元素を
単独又は複合添加して謂中のＣ，Ｎを固定することによ
り、深絞り性に有利な（１１１）面方位集合、ｌＩｌｌ
を発達させ、更に亜鉛メッキを施す方法が提案されてい
る。 しかし、一方では、Ｔｉ、Ｎｂなとの炭窒化物形成元素
の添加により鋼中のＣ，Ｎを充分固定した極低炭素鋼で
は、プレス成形後の２次加工におい。 て脆性破断による割れ（２次加工脆性）が発生するとい
う問題がある。これは、鋼中の固溶Ｃが固定されて存在
しないため、フェライト粒界へのＣの偏析がなくなり、
粒界が脆化するためである。特に、溶融亜鉛メッキ綱板
では、溶融亜鉛メッキ処理においてこの脆弱化した粒界
に溶融亜鉛が侵入し易く、更に脆化を助長するという問
題がある。 この粒界脆化を解決する手段として、従来、予め鋼中の
Ｃが残存するようにＴｉやＮｂの添加量を制御して溶製
することが試みられていた。しかし。 この方法では、たとえ固溶Ｃが残存する成分鋼が溶製で
きたとしても、この固溶Ｃは本質的に鋼のｒ値や延性を
劣化させるものであるので、プレス成形性の大幅な低下
を来たさざるを得なかった。 すなわち、本質的にプレス成形性と耐２次加工脆性は両
立し得ないものであった。また。一方、このような微量
なＣを残存させることは、製鋼技術上成り立つものでは
なかった。 この点、従来より、以下のような提案がなされているが
、プレス成形性と耐２次加工脆性を共に優れたものとす
ることは困難である。例えば、深絞りＮ綱板の耐２次加
工割れ性を改善する目的で、Ｔｉ、Ｎｂを添加して鋼中
のＣを固定し、冷間圧延後オープンコイル焼鈍時に浸炭
を行い、鋼板表面に浸炭層を形成する方法がある（特開
Ｉ＠６３−３８５５６号）、シかし、この方法の場合、
長時間に及ぶバッチ焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼
板の表層部と中心部でフェライト粒度に差が生じる等、
板厚方向に成分及び組織が異なる鋼板になるという問題
があり、更にこうしたパッチ焼鈍タイプでは、当然乍ら
生産性が低いと共に、板長及び板幅方向の材質が不均一
になり易いという欠点がある。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、深絞り用冷
延鋼板としての特性を損ないことなく、耐２次加工脆性
に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を製造し得る
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） 前述の如く、耐２次加工脆性を得るには、数ｐｐ■程度
の微量のＣを粒界に存在させ、粒界を強化することが必
要であるが、一方、プレス成形性を得るにはＣを充分に
固定する必要がある。この相反する要求を満たすことは
従来技術では不可能であった。 そこで、本発明者らは、このような相反する要求を同時
に実現するのではなく、時間的にシフトさせて結果的に
実現できる方策について鋭意研究を重ねた。その結果、
再結晶集合組織が決定される焼鈍時の再結晶完了までは
固溶Ｃを零の状態にしておき、その後浸炭を行い、最終
製品段階で粒界や粒内にＣを残存させるならば、プレス
成形性と耐２次加工脆性を共に確保できるとの知見を得
た。更に、この浸炭は、粒界純度の非常に高い場合、粒
内拡散の約１０倍はど拡散速度の速い粒界拡散で行われ
るので、溶融亜鉛メツキラインの焼鈍工程の短時間処理
でも充分浸炭できるとの知見を得た。そして、これを実
現するための成分調整並びに製造条件について更に検討
を重わ、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：Ｏ，Ｏ１％以下、Ｓｉ：０．
２％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｐ：０゜１
０％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ、Ａｌｌ：０．
０１〜０．０８％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、更
にＴｉ及びＮｂの単独又は複合添加で、下式（１）に従
う有効Ｔｉ量（以下、 Ｔｉｌｋと表す）及びＮｂ量と
Ｃ量との関係が下式（２） ％式％（） を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にＢ：０．０
０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よ
りなる鋼を１０００〜１２５０℃の範囲に加熱した後、
熱両圧延を行って（Ａｒ、−５０）〜（Ａ ｒ３＋ １
００ ） ℃の範囲で圧延を終了し、その後５００〜８
００℃の範囲で巻き取り、これを酸洗して冷間圧延を行
った後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の温度に加
熱して、固溶Ｃ量を３〜３０ｐｐｍに制御し、引き続い
て連続的に溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする耐２
次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の
製造方法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） まず、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。 Ｃ： Ｃは、その含有量が増大するにつれて、Ｃを固定するＴ
ｉ、Ｎｂの添加量が増大し、製造費用の増加につながる
。更にＴ ｉ 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、Ｃ含有量は少ないほど良く
、上限値を０．０１％とする。 なお、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下限値を０．０
０１％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ｄるが、添加量が多
すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理或いは塗装性
を劣化させるので、その含有量は０．２％以下に抑制す
る。 Ｍｎ： Ｍｎは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、０．０
５％より少ないとその効果が得られず、一方、添加量が
多すぎると延性を劣化させるので、その含有量は０．０
５〜０．４０％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
を有するが、粒界に偏析し２次加工脆性を起こし易くす
るので、その含有値は０．１０％以下に抑制する。 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
大する。またＭｎＳ系の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％以下に
抑制する。 ＡＱ： Ａｆｉは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量
はｓｏ１．Ａｆｉで０．０１％より少ないと、その目的
が達成されず、一方、０．０８％を超えると脱酸効果は
飽和すると共にＡｉ、Ｏ，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ｓｏｌｌ、Ａ
ｌで０．０１〜０．０８％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量が増大す
る。またＴ ｉ Ｎ析出量が増加して粒成長が阻害され
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、０．００５％以下に抑制する。 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。この場合、前述の如くＴｉはＳ、Ｎと結
合してＴｉＳ、ＴｉＮを形成するので、製品におけるＴ
ｉ量は、次式（１）で計算される有効Ｔｉ量（Ｔｉ本）
として換算される量にて考慮する必要がある。 Ｔｉ本（％）＝ｔｏｔａｌＴｉ（％） −（（４８／３
２） Ｘ Ｓ （％）＋ （４８／１４） Ｘ Ｎ （
％）） ・（１）したがって、本発明の目的に
対してはＴｉＳ量、Ｎｂ量とＣ量との関係が（２）式 ％式％（２） を満足する範囲で含有する必要がある。この（２）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。一方、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を直ちに固定してしま
い、粒界や粒内に必要なＣ量を残存させることができな
くなり、Ｃの粒界偏析を阻止することになり、所望の耐
２次加工脆性が得られない。 Ｂ： Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であるので、必
要に応じて添加することができる。しかし−０，００３
％を超えるとその効果は飽和すると共にｒ値を手員させ
るので、経済性も併せて考慮して、０．００３％以下と
する。 次に本発明の製造条件について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、常法により溶解、鋳造され
るが、続く熱間圧延では、１０００〜１２５０℃に加熱
した後、仕上温度を（Ａｒ、−５０）〜（Ａｒ、＋１０
０）Ｃの範囲とする条件で熱間圧延を行う必要がある。 これは、ｒ値向上の観点から熱延板での粒径の細粒化と
集合組織のランダム化が必要であるために、仕上温度を
Ａｒ３点以上にするのが好ましいためである。しかし、
フェライト・オーステナイトニ相域であっても、オース
テナイトの微細粒が多い時は必ずしもＡｒ３点以上でな
くても良いので、加熱温度を１０００〜１２５０℃の範
囲とし、且つ熱間圧延の仕上温度を（Ａｒ、 −５０）
〜（Ａｒ、＋ １００）”Ｃの範囲とする。なお、他の
熱延条件は特に制限されない。 次に、熱間圧延後は、鋼中の固溶Ｃ，Ｎを炭窒化物とし
て固定するために、巻取温度を５００〜８００℃の範囲
にする必要がある。 巻取後、酸洗し、冷間圧延を行うが、その条件は特に制
限されないものの、ｒ値に有利な（１１１）面方位集合
組織を発達させるために６０〜９０％のトータル圧延率
が望ましい。 この冷間圧延後、溶融亜鉛メツキライン内において、浸
炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の範囲で連続焼鈍を行
い、ｒ値に有利な（ｌ ｌ １）面方位集合組織を形成
させる。すなわち、ｒ値は主として鋼の（１１１）面方
位集合組織に依存しており、再結晶焼鈍前に巻取処理に
よって固溶Ｃ及び固溶Ｎを炭窒化物として固定して完全
に除くのは、前記（１１１）面方位集合組織を得るため
である。しかし、一旦、再結晶が完了し前記集合組織が
形成されれば、その後に侵入するＣはｒ値に悪影響を与
えない、浸炭雰囲気中より侵入したＣのうち、ＴｉＣ，
ＮｂＣとして固定されなかったＣが粒界に偏析して、耐
２次加工脆性を改善する。そのための固溶Ｃ量は３〜３
０ｐｐｍとする必要がある。すなわち、３ ｐｐｍより
も少ないと必要な固溶Ｃ量が不足し、充分な耐２次加工
脆性が得られず、一方。 ３０ｐｐ■を超えると伸び等の加工性が劣化し、また溶
融亜鉛メツキラインの通板速度を低下させねばにらす、
生産性の低下を招く。 溶融亜鉛メツキラインでの連続焼鈍はこの必要固溶Ｃ量
が得られるように行う、勿論、温度は再結しよう温度以
上の温度である。なお、連続焼鈍雰囲気は、還元性雰囲
気でＣＯ或いは低級炭化水素を混入させてカーボンポテ
ンシャルを制御した浸炭ガスとする。連続焼鈍炉の炉内
滞留時間は短時間であり、２ ｓｅｃ〜２ ｗｉｎが望
ましい。 溶融亜鉛メツキラインにおいて、連続焼鈍を行った後、
引き続いて連続的に溶融亜鉛メッキを施す、なお、本発
明では過時効処理を必要としないが、メッキ浴近傍温度
で過時効処理を行ってもよく、この場合は、引き続いて
溶融亜鉛メッキ浴に侵潰してメッキを行う、更に必要に
応じて合金化処理を行ってもよい。 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を１１５０℃
で３０分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度を
８９０℃で熱間圧延を終了し、その後７２０℃で巻取処
理を行い、酸洗後、圧下率７５％で冷間圧延を行った。 次いで、溶融亜鉛メツキライン内において、浸炭雰囲気
又は不活性ガス中で７８０℃で４０秒の再結晶焼鍾を施
し、その後４５０℃で溶融亜鉛メッキ処理を施した後、
０．８％のスキンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板について機械的性質、
ｒ値、２次加工脆性隈界温度を調べた結果を第２表に示
す。 なお、脆性試験は、総絞り比２．７でカップ成形し得ら
九たカップを３５態量の高さにトリムした後、各試験温
度の冷媒中において頂角４０”の円錐ポンチに押し込ん
で脆性破壊の発生しない限界温度を測定し、これを２次
加工脆性限界温度とした。 第２表より明らかなように、本発明例は、従来例に比べ
て、深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としてのプレス成
形性（ｒ値）を維持しつつ、優れた耐２次加工脆性を有
している。 これをＰ含有量が０．０２５％以下の鋼における（Ｔｉ
ｅ／４ｇ＋ Ｎｂ／９３）／ （Ｃ／１２）の値とｒ値
並びに２次加工脆性限界温度との関係で整理した結果を
第１図に示す、同図より、（Ｔｉ本／４ｉ Ｎｂ／９３
）／（Ｃ／１２）の値が本発明範囲内にある本発明例は
ｒ値が高く、２次加工脆性限界温度が低いことがｂかる
。 また、第２図はＰ含有量と２次加工脆性限界温度との関
係を整理したものであり、Ｐは殺界に偏析し２次加工脆
性を起こし易くするが、浸炭により所定量のＣを存在さ
せると耐２次加工脆性が改善され、更にＢの添加により
耐２次加工脆性が改善されることがわかる。
ッキ冷延鋼板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ｗＡ）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
レス成形性及び耐蝕性が要求されている。 従来、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なとの炭窒化物形成元素を
単独又は複合添加して謂中のＣ，Ｎを固定することによ
り、深絞り性に有利な（１１１）面方位集合、ｌＩｌｌ
を発達させ、更に亜鉛メッキを施す方法が提案されてい
る。 しかし、一方では、Ｔｉ、Ｎｂなとの炭窒化物形成元素
の添加により鋼中のＣ，Ｎを充分固定した極低炭素鋼で
は、プレス成形後の２次加工におい。 て脆性破断による割れ（２次加工脆性）が発生するとい
う問題がある。これは、鋼中の固溶Ｃが固定されて存在
しないため、フェライト粒界へのＣの偏析がなくなり、
粒界が脆化するためである。特に、溶融亜鉛メッキ綱板
では、溶融亜鉛メッキ処理においてこの脆弱化した粒界
に溶融亜鉛が侵入し易く、更に脆化を助長するという問
題がある。 この粒界脆化を解決する手段として、従来、予め鋼中の
Ｃが残存するようにＴｉやＮｂの添加量を制御して溶製
することが試みられていた。しかし。 この方法では、たとえ固溶Ｃが残存する成分鋼が溶製で
きたとしても、この固溶Ｃは本質的に鋼のｒ値や延性を
劣化させるものであるので、プレス成形性の大幅な低下
を来たさざるを得なかった。 すなわち、本質的にプレス成形性と耐２次加工脆性は両
立し得ないものであった。また。一方、このような微量
なＣを残存させることは、製鋼技術上成り立つものでは
なかった。 この点、従来より、以下のような提案がなされているが
、プレス成形性と耐２次加工脆性を共に優れたものとす
ることは困難である。例えば、深絞りＮ綱板の耐２次加
工割れ性を改善する目的で、Ｔｉ、Ｎｂを添加して鋼中
のＣを固定し、冷間圧延後オープンコイル焼鈍時に浸炭
を行い、鋼板表面に浸炭層を形成する方法がある（特開
Ｉ＠６３−３８５５６号）、シかし、この方法の場合、
長時間に及ぶバッチ焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼
板の表層部と中心部でフェライト粒度に差が生じる等、
板厚方向に成分及び組織が異なる鋼板になるという問題
があり、更にこうしたパッチ焼鈍タイプでは、当然乍ら
生産性が低いと共に、板長及び板幅方向の材質が不均一
になり易いという欠点がある。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、深絞り用冷
延鋼板としての特性を損ないことなく、耐２次加工脆性
に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を製造し得る
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） 前述の如く、耐２次加工脆性を得るには、数ｐｐ■程度
の微量のＣを粒界に存在させ、粒界を強化することが必
要であるが、一方、プレス成形性を得るにはＣを充分に
固定する必要がある。この相反する要求を満たすことは
従来技術では不可能であった。 そこで、本発明者らは、このような相反する要求を同時
に実現するのではなく、時間的にシフトさせて結果的に
実現できる方策について鋭意研究を重ねた。その結果、
再結晶集合組織が決定される焼鈍時の再結晶完了までは
固溶Ｃを零の状態にしておき、その後浸炭を行い、最終
製品段階で粒界や粒内にＣを残存させるならば、プレス
成形性と耐２次加工脆性を共に確保できるとの知見を得
た。更に、この浸炭は、粒界純度の非常に高い場合、粒
内拡散の約１０倍はど拡散速度の速い粒界拡散で行われ
るので、溶融亜鉛メツキラインの焼鈍工程の短時間処理
でも充分浸炭できるとの知見を得た。そして、これを実
現するための成分調整並びに製造条件について更に検討
を重わ、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：Ｏ，Ｏ１％以下、Ｓｉ：０．
２％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｐ：０゜１
０％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ、Ａｌｌ：０．
０１〜０．０８％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、更
にＴｉ及びＮｂの単独又は複合添加で、下式（１）に従
う有効Ｔｉ量（以下、 Ｔｉｌｋと表す）及びＮｂ量と
Ｃ量との関係が下式（２） ％式％（） を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にＢ：０．０
０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よ
りなる鋼を１０００〜１２５０℃の範囲に加熱した後、
熱両圧延を行って（Ａｒ、−５０）〜（Ａ ｒ３＋ １
００ ） ℃の範囲で圧延を終了し、その後５００〜８
００℃の範囲で巻き取り、これを酸洗して冷間圧延を行
った後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の温度に加
熱して、固溶Ｃ量を３〜３０ｐｐｍに制御し、引き続い
て連続的に溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする耐２
次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の
製造方法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） まず、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。 Ｃ： Ｃは、その含有量が増大するにつれて、Ｃを固定するＴ
ｉ、Ｎｂの添加量が増大し、製造費用の増加につながる
。更にＴ ｉ 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、Ｃ含有量は少ないほど良く
、上限値を０．０１％とする。 なお、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下限値を０．０
０１％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ｄるが、添加量が多
すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理或いは塗装性
を劣化させるので、その含有量は０．２％以下に抑制す
る。 Ｍｎ： Ｍｎは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、０．０
５％より少ないとその効果が得られず、一方、添加量が
多すぎると延性を劣化させるので、その含有量は０．０
５〜０．４０％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
を有するが、粒界に偏析し２次加工脆性を起こし易くす
るので、その含有値は０．１０％以下に抑制する。 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
大する。またＭｎＳ系の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％以下に
抑制する。 ＡＱ： Ａｆｉは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量
はｓｏ１．Ａｆｉで０．０１％より少ないと、その目的
が達成されず、一方、０．０８％を超えると脱酸効果は
飽和すると共にＡｉ、Ｏ，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ｓｏｌｌ、Ａ
ｌで０．０１〜０．０８％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量が増大す
る。またＴ ｉ Ｎ析出量が増加して粒成長が阻害され
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、０．００５％以下に抑制する。 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。この場合、前述の如くＴｉはＳ、Ｎと結
合してＴｉＳ、ＴｉＮを形成するので、製品におけるＴ
ｉ量は、次式（１）で計算される有効Ｔｉ量（Ｔｉ本）
として換算される量にて考慮する必要がある。 Ｔｉ本（％）＝ｔｏｔａｌＴｉ（％） −（（４８／３
２） Ｘ Ｓ （％）＋ （４８／１４） Ｘ Ｎ （
％）） ・（１）したがって、本発明の目的に
対してはＴｉＳ量、Ｎｂ量とＣ量との関係が（２）式 ％式％（２） を満足する範囲で含有する必要がある。この（２）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。一方、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を直ちに固定してしま
い、粒界や粒内に必要なＣ量を残存させることができな
くなり、Ｃの粒界偏析を阻止することになり、所望の耐
２次加工脆性が得られない。 Ｂ： Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であるので、必
要に応じて添加することができる。しかし−０，００３
％を超えるとその効果は飽和すると共にｒ値を手員させ
るので、経済性も併せて考慮して、０．００３％以下と
する。 次に本発明の製造条件について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、常法により溶解、鋳造され
るが、続く熱間圧延では、１０００〜１２５０℃に加熱
した後、仕上温度を（Ａｒ、−５０）〜（Ａｒ、＋１０
０）Ｃの範囲とする条件で熱間圧延を行う必要がある。 これは、ｒ値向上の観点から熱延板での粒径の細粒化と
集合組織のランダム化が必要であるために、仕上温度を
Ａｒ３点以上にするのが好ましいためである。しかし、
フェライト・オーステナイトニ相域であっても、オース
テナイトの微細粒が多い時は必ずしもＡｒ３点以上でな
くても良いので、加熱温度を１０００〜１２５０℃の範
囲とし、且つ熱間圧延の仕上温度を（Ａｒ、 −５０）
〜（Ａｒ、＋ １００）”Ｃの範囲とする。なお、他の
熱延条件は特に制限されない。 次に、熱間圧延後は、鋼中の固溶Ｃ，Ｎを炭窒化物とし
て固定するために、巻取温度を５００〜８００℃の範囲
にする必要がある。 巻取後、酸洗し、冷間圧延を行うが、その条件は特に制
限されないものの、ｒ値に有利な（１１１）面方位集合
組織を発達させるために６０〜９０％のトータル圧延率
が望ましい。 この冷間圧延後、溶融亜鉛メツキライン内において、浸
炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の範囲で連続焼鈍を行
い、ｒ値に有利な（ｌ ｌ １）面方位集合組織を形成
させる。すなわち、ｒ値は主として鋼の（１１１）面方
位集合組織に依存しており、再結晶焼鈍前に巻取処理に
よって固溶Ｃ及び固溶Ｎを炭窒化物として固定して完全
に除くのは、前記（１１１）面方位集合組織を得るため
である。しかし、一旦、再結晶が完了し前記集合組織が
形成されれば、その後に侵入するＣはｒ値に悪影響を与
えない、浸炭雰囲気中より侵入したＣのうち、ＴｉＣ，
ＮｂＣとして固定されなかったＣが粒界に偏析して、耐
２次加工脆性を改善する。そのための固溶Ｃ量は３〜３
０ｐｐｍとする必要がある。すなわち、３ ｐｐｍより
も少ないと必要な固溶Ｃ量が不足し、充分な耐２次加工
脆性が得られず、一方。 ３０ｐｐ■を超えると伸び等の加工性が劣化し、また溶
融亜鉛メツキラインの通板速度を低下させねばにらす、
生産性の低下を招く。 溶融亜鉛メツキラインでの連続焼鈍はこの必要固溶Ｃ量
が得られるように行う、勿論、温度は再結しよう温度以
上の温度である。なお、連続焼鈍雰囲気は、還元性雰囲
気でＣＯ或いは低級炭化水素を混入させてカーボンポテ
ンシャルを制御した浸炭ガスとする。連続焼鈍炉の炉内
滞留時間は短時間であり、２ ｓｅｃ〜２ ｗｉｎが望
ましい。 溶融亜鉛メツキラインにおいて、連続焼鈍を行った後、
引き続いて連続的に溶融亜鉛メッキを施す、なお、本発
明では過時効処理を必要としないが、メッキ浴近傍温度
で過時効処理を行ってもよく、この場合は、引き続いて
溶融亜鉛メッキ浴に侵潰してメッキを行う、更に必要に
応じて合金化処理を行ってもよい。 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を１１５０℃
で３０分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度を
８９０℃で熱間圧延を終了し、その後７２０℃で巻取処
理を行い、酸洗後、圧下率７５％で冷間圧延を行った。 次いで、溶融亜鉛メツキライン内において、浸炭雰囲気
又は不活性ガス中で７８０℃で４０秒の再結晶焼鍾を施
し、その後４５０℃で溶融亜鉛メッキ処理を施した後、
０．８％のスキンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板について機械的性質、
ｒ値、２次加工脆性隈界温度を調べた結果を第２表に示
す。 なお、脆性試験は、総絞り比２．７でカップ成形し得ら
九たカップを３５態量の高さにトリムした後、各試験温
度の冷媒中において頂角４０”の円錐ポンチに押し込ん
で脆性破壊の発生しない限界温度を測定し、これを２次
加工脆性限界温度とした。 第２表より明らかなように、本発明例は、従来例に比べ
て、深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としてのプレス成
形性（ｒ値）を維持しつつ、優れた耐２次加工脆性を有
している。 これをＰ含有量が０．０２５％以下の鋼における（Ｔｉ
ｅ／４ｇ＋ Ｎｂ／９３）／ （Ｃ／１２）の値とｒ値
並びに２次加工脆性限界温度との関係で整理した結果を
第１図に示す、同図より、（Ｔｉ本／４ｉ Ｎｂ／９３
）／（Ｃ／１２）の値が本発明範囲内にある本発明例は
ｒ値が高く、２次加工脆性限界温度が低いことがｂかる
。 また、第２図はＰ含有量と２次加工脆性限界温度との関
係を整理したものであり、Ｐは殺界に偏析し２次加工脆
性を起こし易くするが、浸炭により所定量のＣを存在さ
せると耐２次加工脆性が改善され、更にＢの添加により
耐２次加工脆性が改善されることがわかる。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、深絞り用溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損なうことなく、耐２
次加工脆性に優れた鋼板を生産性よく得ることが可能で
ある。
鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損なうことなく、耐２
次加工脆性に優れた鋼板を生産性よく得ることが可能で
ある。
第１図はＰ含有量が０．０２５％以下の鋼における（Ｔ
ｉ本／４ｇ＋ Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）の値とｒ値
並びに２次加工脆性限界温度との関係を示す図。 第２図はＰ含有量と２次加工脆性限界温度との関係を示
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 １１〜 ２次加１鱗性阪界ｌ屋（Ｃン
ｉ本／４ｇ＋ Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）の値とｒ値
並びに２次加工脆性限界温度との関係を示す図。 第２図はＰ含有量と２次加工脆性限界温度との関係を示
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 １１〜 ２次加１鱗性阪界ｌ屋（Ｃン
Claims (2)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０１％以下、
Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｐ
：０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ
：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００５％以下を含有
し、更にＴｉ及びＮｂの単独又は複合添加で、下式（１
）に従う有効Ｔｉ量（以下、Ｔｉ＊と表す）及びＮｂ量
とＣ量との関係が下式（２） Ｔｉ＊（％）＝ｔｏｔａｌＴｉ（％）−｛（４８／３２
）×Ｓ（％）＋（４８／１４）×Ｎ（％）｝・・・（１
）１≦（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦
４．５・・・（２）を満足する範囲で含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を１０００〜１２５０
℃の範囲に加熱した後、熱間圧延を行って（Ａｒ＿３−
５０）〜（Ａｒ＿３＋１００）℃の範囲で圧延を終了し
、その後５００〜８００℃の範囲で巻き取り、これを酸
洗して冷間圧延を行った後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶
温度以上の温度に加熱して、固溶Ｃ量を３〜３０ｐｐｍ
に制御し、引き続いて連続的に溶融亜鉛メッキを施すこ
とを特徴とする耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。 - （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に記載の方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1286853A JPH0784620B2 (ja) | 1989-11-02 | 1989-11-02 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
| DE69014532T DE69014532T2 (de) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Verfahren zur Herstellung eines Stahlbleches. |
| EP90115249A EP0421087B1 (en) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Method of manufacturing a steel sheet |
| CA002022907A CA2022907C (en) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Method of manufacturing a steel sheet |
| KR1019900012246A KR930001519B1 (ko) | 1989-08-09 | 1990-08-09 | 강판의 제조방법 |
| US07/564,756 US5085714A (en) | 1989-08-09 | 1990-08-09 | Method of manufacturing a steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1286853A JPH0784620B2 (ja) | 1989-11-02 | 1989-11-02 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03150317A true JPH03150317A (ja) | 1991-06-26 |
| JPH0784620B2 JPH0784620B2 (ja) | 1995-09-13 |
Family
ID=17709877
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1286853A Expired - Lifetime JPH0784620B2 (ja) | 1989-08-09 | 1989-11-02 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0784620B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996026300A1 (fr) * | 1995-02-23 | 1996-08-29 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid et tole galvanisee par immersion a chaud, presentant une usinabilite remarquablement uniforme, et procede de production de ces toles |
| JP2002266032A (ja) * | 2001-03-09 | 2002-09-18 | Nkk Corp | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Citations (8)
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| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
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-
1989
- 1989-11-02 JP JP1286853A patent/JPH0784620B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| CN1074054C (zh) * | 1995-02-23 | 2001-10-31 | 新日本制铁株式会社 | 加工性的均匀性优良的冷轧钢板及其制造方法 |
| JP2002266032A (ja) * | 2001-03-09 | 2002-09-18 | Nkk Corp | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0784620B2 (ja) | 1995-09-13 |
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