JPH03281732A - スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH03281732A JPH03281732A JP7862190A JP7862190A JPH03281732A JP H03281732 A JPH03281732 A JP H03281732A JP 7862190 A JP7862190 A JP 7862190A JP 7862190 A JP7862190 A JP 7862190A JP H03281732 A JPH03281732 A JP H03281732A
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (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
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、自動車の外板等に使用される深絞り用溶融
亜鉛めっき鋼板の、とくにスポット溶接性、連続打点性
の有利な改善を図ろうとするものである。
亜鉛めっき鋼板の、とくにスポット溶接性、連続打点性
の有利な改善を図ろうとするものである。
（従来の技術）
自動車の外板や内板に使用される冷延鋼板としては、そ
の耐久年数を延ばすため表面処理を施したものの需要か
増大していて、その表面処理には種々の方法か開発され
ているか、製造コストおよびその特性からみて連続溶融
亜鉛めっき法が最も優れた方法の一つであった。ところ
で、このような表面処理鋼板は後にプレス加工か施され
るため、ｒ値か高く、かつ延性の優れていること、また
プレス成形後スポット溶接が施されることから、スポッ
ト溶接時の連続打点性が良好であることが、溶接工程に
おける操業上の重要な特性であって、このような特性に
ついても併ぜて満足させる必要かあった。
の耐久年数を延ばすため表面処理を施したものの需要か
増大していて、その表面処理には種々の方法か開発され
ているか、製造コストおよびその特性からみて連続溶融
亜鉛めっき法が最も優れた方法の一つであった。ところ
で、このような表面処理鋼板は後にプレス加工か施され
るため、ｒ値か高く、かつ延性の優れていること、また
プレス成形後スポット溶接が施されることから、スポッ
ト溶接時の連続打点性が良好であることが、溶接工程に
おける操業上の重要な特性であって、このような特性に
ついても併ぜて満足させる必要かあった。
深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として
はすでに多数の提案かみられ、たとえば特開昭６１−５
６２４５号公報には、極低炭素鋼にＮｈを添加すること
により固溶ＣをＮｂＣとして析出固定させ、さらに微Ｊ
ｉＢ添加により固溶Ｂを多く残存させる、深絞り性と耐
二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法か
開示されている。しかしなから、かかる製造要領に従え
ば再結晶焼鈍前に固溶Ｂを多く残存さぜるため、得られ
るｒ値も高々ｒ＝２．１９程度であって、十分な深絞り
性を満たしているとは言い難く、またスポット溶接時の
連続打点性の改善に関しては何も触れられていない。
はすでに多数の提案かみられ、たとえば特開昭６１−５
６２４５号公報には、極低炭素鋼にＮｈを添加すること
により固溶ＣをＮｂＣとして析出固定させ、さらに微Ｊ
ｉＢ添加により固溶Ｂを多く残存させる、深絞り性と耐
二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法か
開示されている。しかしなから、かかる製造要領に従え
ば再結晶焼鈍前に固溶Ｂを多く残存さぜるため、得られ
るｒ値も高々ｒ＝２．１９程度であって、十分な深絞り
性を満たしているとは言い難く、またスポット溶接時の
連続打点性の改善に関しては何も触れられていない。
また特開平１−１００２５１号公報には、めっき層上に
ＺｎＯ主体の酸化膜を生成させることにより、スポット
溶接性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造するための方
法が開示されている。しかしながら、かかる製造要領で
は工業的に安定してＺｎＯを主体とする酸化膜を生成さ
せることは困難であり、しかも深絞りの改善を図ること
に関しては何も考慮されていない。
ＺｎＯ主体の酸化膜を生成させることにより、スポット
溶接性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造するための方
法が開示されている。しかしながら、かかる製造要領で
は工業的に安定してＺｎＯを主体とする酸化膜を生成さ
せることは困難であり、しかも深絞りの改善を図ること
に関しては何も考慮されていない。
（発明が解決しようとする課題）
この発明は、鋼成分組成およびめっき処理工程における
とくに焼鈍条件の最適化を図ることにより、深絞り性の
改善はもとよりスポット溶接時の連続打点性にも優れた
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的と
する。
とくに焼鈍条件の最適化を図ることにより、深絞り性の
改善はもとよりスポット溶接時の連続打点性にも優れた
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的と
する。
（課題を解決するための手段）
発明者らは、上述したような問題点の解消を図るべく鋭
意研究を重ねた結果、以下のように製造条件を規制する
ことにより、スポット溶接時の連続打点性に優れた深絞
り用溶融亜鉛めっき鋼板か製造可能となることを見いた
した。その要旨は、Ｃ： ０．００２５ｗｔ％（以下単
に％で記す）以下、Ｓｉ： ０．５０％以下、 Ｍｎ ： １．５％以下、 Ｐ：０．１５％以下、 Ｓ：０．０２％以下、 Ａｌ ： ０．０４５〜０．１０％以下、Ｎ： ０．
００３０％以下、 Ｎｂ ： ０．０３％以下、 Ｂ・０．０００３〜０．００１５％でかつ、Ｎｂ／Ｃ＝
５〜２０ ５０≦（Ａｌ／Ｎ） ＋（ｌｏＯ×Ｂ／Ｎ）≦ｌＯＯな
る関係の鋼を、熱間圧延、酸洗および冷間圧延した後、
連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、８００℃以上Ａｃ
ｓ点以下の温度域にて焼鈍し、次いで６００℃に至るま
での平均冷却速度を５℃／ｓ以上にして冷却することを
特徴とする、スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法である。
意研究を重ねた結果、以下のように製造条件を規制する
ことにより、スポット溶接時の連続打点性に優れた深絞
り用溶融亜鉛めっき鋼板か製造可能となることを見いた
した。その要旨は、Ｃ： ０．００２５ｗｔ％（以下単
に％で記す）以下、Ｓｉ： ０．５０％以下、 Ｍｎ ： １．５％以下、 Ｐ：０．１５％以下、 Ｓ：０．０２％以下、 Ａｌ ： ０．０４５〜０．１０％以下、Ｎ： ０．
００３０％以下、 Ｎｂ ： ０．０３％以下、 Ｂ・０．０００３〜０．００１５％でかつ、Ｎｂ／Ｃ＝
５〜２０ ５０≦（Ａｌ／Ｎ） ＋（ｌｏＯ×Ｂ／Ｎ）≦ｌＯＯな
る関係の鋼を、熱間圧延、酸洗および冷間圧延した後、
連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、８００℃以上Ａｃ
ｓ点以下の温度域にて焼鈍し、次いで６００℃に至るま
での平均冷却速度を５℃／ｓ以上にして冷却することを
特徴とする、スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法である。
（作 用）
以下、この発明の数値限定の基礎となった研究結果につ
いて述へる。
いて述へる。
まず、Ｃ：０．００２％、 Ｓｉ： ０．０１％２Ｍ
口：０．１０１％、Ｐ：０．０ＩＯ％、 ｓ ：Ｏ，
０１０％、 Ｎ ： ０．００１０〜０．００３０％
、 Ａｔ ： ０．０１０〜０．１２％、 Ｎｂ ：
０．０１５％、Ｂ：０〜Ｑ、００１８％なる組成のシー
トバーを１２５０℃で加熱−均熱した後、８９０℃の仕
上温度で熱間圧延を施した。そして引き続き酸洗−冷間
圧延を施し、次いて８５０℃−２０ｓの再結晶焼鈍を施
して、焼鈍後のｒ値におよほす鋼成分の影響を調査した
。
口：０．１０１％、Ｐ：０．０ＩＯ％、 ｓ ：Ｏ，
０１０％、 Ｎ ： ０．００１０〜０．００３０％
、 Ａｔ ： ０．０１０〜０．１２％、 Ｎｂ ：
０．０１５％、Ｂ：０〜Ｑ、００１８％なる組成のシー
トバーを１２５０℃で加熱−均熱した後、８９０℃の仕
上温度で熱間圧延を施した。そして引き続き酸洗−冷間
圧延を施し、次いて８５０℃−２０ｓの再結晶焼鈍を施
して、焼鈍後のｒ値におよほす鋼成分の影響を調査した
。
その結果を第１図（ａ）（ｂ）に示す。ｒ値は鋼成分に
強く依存し、０．０４５％＜ＡＩ≦０．１０％、 ０．
０００３％≦Ｂ り０．００１５％でかつ ５０＜（Ａｌ ／Ｎ） ＋（１００Ｘ Ｂ／Ｎ）≦１０
０とすることにより著しく向上した。
強く依存し、０．０４５％＜ＡＩ≦０．１０％、 ０．
０００３％≦Ｂ り０．００１５％でかつ ５０＜（Ａｌ ／Ｎ） ＋（１００Ｘ Ｂ／Ｎ）≦１０
０とすることにより著しく向上した。
また、Ｃ：０．００２％、 Ｓｉ： ０．０１％、 Ｍ
ｎ ： ０．１０１％、Ｐ：０．０１０ ％、 Ｓ
二 〇、 ０１０ ％、 Ｎ ： ０．００
２１ ％。
ｎ ： ０．１０１％、Ｐ：０．０１０ ％、 Ｓ
二 〇、 ０１０ ％、 Ｎ ： ０．００
２１ ％。
Ａｌ ： ０．０７１％、 Ｎｂ：０．０１５９６．
Ｂ・０．０００７９６なる組成のシートバーを１２５
０℃で加熱−均熱後、８９０℃の仕上温度で熱間圧延を
施し、引き続き酸洗冷間圧延を施した。そして溶融亜鉛
めっき装置にて再結晶焼鈍および合金化溶融亜鉛めっき
を施した。第２図に焼鈍温度を７００〜９００℃に変化
させた時の時効指数（Ａｌ）とスポット溶接時の連続打
点数におよぼす焼鈍温度の影響を示す。なお、焼鈍後６
００℃まての冷却速度は３０℃／ｓと一定にした。
Ｂ・０．０００７９６なる組成のシートバーを１２５
０℃で加熱−均熱後、８９０℃の仕上温度で熱間圧延を
施し、引き続き酸洗冷間圧延を施した。そして溶融亜鉛
めっき装置にて再結晶焼鈍および合金化溶融亜鉛めっき
を施した。第２図に焼鈍温度を７００〜９００℃に変化
させた時の時効指数（Ａｌ）とスポット溶接時の連続打
点数におよぼす焼鈍温度の影響を示す。なお、焼鈍後６
００℃まての冷却速度は３０℃／ｓと一定にした。
焼鈍温度を８００℃以上とすることにょたり、ＡＩ≧１
ｋｇ／ｍｍ２となり鋼中に固溶元素が残留し、か−っ連
続打点性か著しく改善された。
ｋｇ／ｍｍ２となり鋼中に固溶元素が残留し、か−っ連
続打点性か著しく改善された。
以上の実験結果をもとにしてこの発明では鋼の成分組成
範囲及び製造条件を次のように規定したのである。
範囲及び製造条件を次のように規定したのである。
（１）鋼の成分組成範囲
この発明における鋼の成分組成は重要であり、Ｃ： ０
．００２５％以下、Ｓｉ ： ０．５０％以下、 Ｍｎ
：１．５％以下、Ｐ ： ０．１５％以下、Ｓ：０．０
２％以下、Ａｌ：０、０４５−０．１０％以下、Ｎ ：
０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｂ ：
０．０００３〜０．００１５％、でがっ、Ｎｂ／Ｃ＝
５〜２０ ５０ ＜、＋１／Ｎ＋１００ＸＢ／Ｎ≦ｉｏ。
．００２５％以下、Ｓｉ ： ０．５０％以下、 Ｍｎ
：１．５％以下、Ｐ ： ０．１５％以下、Ｓ：０．０
２％以下、Ａｌ：０、０４５−０．１０％以下、Ｎ ：
０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｂ ：
０．０００３〜０．００１５％、でがっ、Ｎｂ／Ｃ＝
５〜２０ ５０ ＜、＋１／Ｎ＋１００ＸＢ／Ｎ≦ｉｏ。
でなければならない。鋼成分か上記の関係を満たさなけ
れば、優れた深絞り性およびスポット溶接性を得ること
ができない。
れば、優れた深絞り性およびスポット溶接性を得ること
ができない。
以下、各々の成分について限定理由を示す。
Ｃ： ０．００２５％以下
Ｃは少なければ少ないほと深絞り性か向上するので好ま
しいか、その含有量か０．００２５％以下ではさほと悪
影響をおよほさないので０．００２５％以下に限定した
。
しいか、その含有量か０．００２５％以下ではさほと悪
影響をおよほさないので０．００２５％以下に限定した
。
Ｓｉ： ０．５０％以下
Ｓｉは鋼を強化する作用かあり、所望の強度に応じて必
要量添加されるか、その添加量か０．５０％を越えると
深絞り性およびめっき性に悪影響をおよほすので０．５
０９６以下に限定した。
要量添加されるか、その添加量か０．５０％を越えると
深絞り性およびめっき性に悪影響をおよほすので０．５
０９６以下に限定した。
Ｍｎ：１．５０％以下
Ｍｎは鋼を強化する作用かあり、所望の強度に応じて必
要量添加されるか、その添加量か１．５０％を越えると
深絞り性に悪影響をおよほすので１．５０％以下に限定
した。
要量添加されるか、その添加量か１．５０％を越えると
深絞り性に悪影響をおよほすので１．５０％以下に限定
した。
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加されるか、その添加量か０．１５％を越えると深
絞り性に悪影響をおよばずので０．１５％以下に限定し
た。
量添加されるか、その添加量か０．１５％を越えると深
絞り性に悪影響をおよばずので０．１５％以下に限定し
た。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは少なければ少ないほと深絞り性か向上するので好ま
しいか、その含有量か０．０２０％以下ではさほど悪影
響をおよほさないので０．０２０％以下に限定した。
しいか、その含有量か０．０２０％以下ではさほど悪影
響をおよほさないので０．０２０％以下に限定した。
Ａｌ ： ０．０４５〜０．１０％
Ａｔはこの発明において重要な元素であり、鋼中の固溶
ＮをＡＩＮとして析出固定させ、深絞り性に有利な（１
１１１方位を優先的に形成させるために添加される。し
かしなから、その添加量か０．０４５％未満ては固溶Ｎ
か十分にＡＩＮとして析出固定されない。一方、０．１
０％を越えて添加すると、ＢＮの析出か抑制され、固溶
Ｂか熱延板中に多量に残留し深絞り性か劣化する。した
かって、Ａｌ：０．０４５〜０．１０％に限定した。
ＮをＡＩＮとして析出固定させ、深絞り性に有利な（１
１１１方位を優先的に形成させるために添加される。し
かしなから、その添加量か０．０４５％未満ては固溶Ｎ
か十分にＡＩＮとして析出固定されない。一方、０．１
０％を越えて添加すると、ＢＮの析出か抑制され、固溶
Ｂか熱延板中に多量に残留し深絞り性か劣化する。した
かって、Ａｌ：０．０４５〜０．１０％に限定した。
Ｎ ： ０．００３０９６以下
Ｎは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しいか、その含有量か０．００３０％以下ではさほど悪
影響をおよぼさないので０．００３０％以下に限定した
。
しいか、その含有量か０．００３０％以下ではさほど悪
影響をおよぼさないので０．００３０％以下に限定した
。
Ｎｂ： ０．０３０％以下
Ｎｂは炭化物形成元素であり、鋼中の固溶ＣをＮｂＣと
して析出固定させ、深絞り性に有利な＋ｌ１ｌ）方位を
優先的に形成させるために添加される。その添加量か０
．０３０９ｆ５を越えると延性か劣化するので０．０３
％以下に限定した。
して析出固定させ、深絞り性に有利な＋ｌ１ｌ）方位を
優先的に形成させるために添加される。その添加量か０
．０３０９ｆ５を越えると延性か劣化するので０．０３
％以下に限定した。
Ｂ ： ０．０００３〜０．００１５％Ｂはこの発明に
おいて重要な元素であり、鋼中の固溶ＮをＢＮとして析
出固定させ、深絞り性に有利な（１１１）方位を優先的
に形成さぜるために添加される。その添加量か０．００
０３ ％未満では効果かなく、一方、０．００１５％を
越えて添加すると固溶Ｂか多量に残存するため深絞り性
か劣化する。そのためＢ ： ０．０００３〜０．００
１５％と限定した。
おいて重要な元素であり、鋼中の固溶ＮをＢＮとして析
出固定させ、深絞り性に有利な（１１１）方位を優先的
に形成さぜるために添加される。その添加量か０．００
０３ ％未満では効果かなく、一方、０．００１５％を
越えて添加すると固溶Ｂか多量に残存するため深絞り性
か劣化する。そのためＢ ： ０．０００３〜０．００
１５％と限定した。
Ｎｂ／Ｃ： ５〜２Ｏ
Ｎｂは炭化物形成元素であり、鋼中の固溶ＣをＮｂＣと
して析出固定させ、深絞り性に有利な＋１１１１方位を
優先的に形成させるために添加される。Ｎｂ／Ｃか５未
満では鋼中に多量の固溶Ｃか残存するために深絞り性か
劣化する。一方、Ｎｂ／Ｃか２０を越えると、多量の固
溶Ｎｂか存在するため延性か劣化する。そのためＮｂ／
Ｃ：５〜２０と限定した。
して析出固定させ、深絞り性に有利な＋１１１１方位を
優先的に形成させるために添加される。Ｎｂ／Ｃか５未
満では鋼中に多量の固溶Ｃか残存するために深絞り性か
劣化する。一方、Ｎｂ／Ｃか２０を越えると、多量の固
溶Ｎｂか存在するため延性か劣化する。そのためＮｂ／
Ｃ：５〜２０と限定した。
５０≦Ａｆ／Ｎ＋１００ＸＢ／Ｎ＜１００ＡＩ及びＢは
この発明において重要な元素であり鋼中の固溶ＮをＡＩ
ＮまたはＢＮとして析出固定させるために添加される。
この発明において重要な元素であり鋼中の固溶ＮをＡＩ
ＮまたはＢＮとして析出固定させるために添加される。
５０＞（Ａｌ ／Ｎ） ＋（１００ＸＢ／Ｎ）では、固
溶Ｎか多量に残存するために深絞り性か劣化する。一方
、（Ａｌ／Ｎ） ＋（ｌｏＯｘ Ｂ／Ｎ）＜１００では
、固溶Ｂが多量に残存するために深絞り性か劣化する。
溶Ｎか多量に残存するために深絞り性か劣化する。一方
、（Ａｌ／Ｎ） ＋（ｌｏＯｘ Ｂ／Ｎ）＜１００では
、固溶Ｂが多量に残存するために深絞り性か劣化する。
そのため５０＜（Ａｌ ／Ｎ）＋（１００×Ｂ／Ｎ）≦
１００と限定した。
１００と限定した。
次に熱間圧延条件について、
この発明においては、熱延条件はとくに限定されない。
スラブ加熱温度は１０５０〜１３００℃の温度範囲でよ
く、析出物の粗大化による延性の改善には１０５０〜１
２００℃の低温加熱が適する。また省エネルギーの観点
からはＣＣ−ＤＲもこの発明に適合する。
く、析出物の粗大化による延性の改善には１０５０〜１
２００℃の低温加熱が適する。また省エネルギーの観点
からはＣＣ−ＤＲもこの発明に適合する。
熱延仕上温度はＡｒｓ変態点以上か深絞り性には好まし
いか、省エネルギーの観点からは、Ａ ｒ ａ変態点未
満の低温熱延も可能である。熱延巻取温度は５００〜８
００℃の範囲てよく、析出の促進および粗大化による深
絞り性の改善には６００℃以上の巻取温度か好適である
。
いか、省エネルギーの観点からは、Ａ ｒ ａ変態点未
満の低温熱延も可能である。熱延巻取温度は５００〜８
００℃の範囲てよく、析出の促進および粗大化による深
絞り性の改善には６００℃以上の巻取温度か好適である
。
冷間圧延条件について、
高いｒ値を得るためには６０％以上の冷延圧下率か必要
である。望ましくは７０％以上の冷延圧下率か好適であ
る。
である。望ましくは７０％以上の冷延圧下率か好適であ
る。
焼鈍条件について、
焼鈍条件は重要であり、８００℃以上Ａｃ３点以下の温
度域にて焼鈍後、６００℃に至るまでの平均冷却速度を
５℃／Ｓ以上とすることか必要である。
度域にて焼鈍後、６００℃に至るまでの平均冷却速度を
５℃／Ｓ以上とすることか必要である。
ここに、焼鈍温度か８００℃未満では、ＮｂＣまたはＢ
Ｎか溶解しないため固溶（Ｃ，Ｂ）を残留させることか
できず連続打点性か劣る。一方、Ａｃ３点を越える温度
域にて焼鈍を行うとα＝γ変態により集合組織かランダ
ム化するため深絞り性か劣る。したかって焼鈍温度は８
００℃以上Ａｃ３点以下に限定した。好ましくは８５０
℃以上Ａｃ３点以下である。
Ｎか溶解しないため固溶（Ｃ，Ｂ）を残留させることか
できず連続打点性か劣る。一方、Ａｃ３点を越える温度
域にて焼鈍を行うとα＝γ変態により集合組織かランダ
ム化するため深絞り性か劣る。したかって焼鈍温度は８
００℃以上Ａｃ３点以下に限定した。好ましくは８５０
℃以上Ａｃ３点以下である。
また６００℃まての平均冷却速度は５℃／ｓ以上にしな
ければ、高温焼鈍により溶解したＮｂＣおよびＢＮか再
析出するため、鋼中に固溶（Ｃ，Ｂ）か残留せず、連続
打点性の改善は望め得ない。
ければ、高温焼鈍により溶解したＮｂＣおよびＢＮか再
析出するため、鋼中に固溶（Ｃ，Ｂ）か残留せず、連続
打点性の改善は望め得ない。
なお、固溶（Ｃ，Ｂ）による溶融亜鉛めっき鋼板の連続
打点性の改善効果については、そのメカニズムは明らか
ではないか、スポット溶接時の電極（Ｃｕ−Ｃｒ）とめ
っき層（Ｚｎ）との反応にともなう母鋼板の粒界脆化の
防止に寄与しているものと考えられる。
打点性の改善効果については、そのメカニズムは明らか
ではないか、スポット溶接時の電極（Ｃｕ−Ｃｒ）とめ
っき層（Ｚｎ）との反応にともなう母鋼板の粒界脆化の
防止に寄与しているものと考えられる。
溶融亜鉛めっき条件について、
溶融亜鉛めっきの種類は、この発明ではとくに限定しな
い。耐食性等の観点からは、合金化溶融亜鉛めっきが適
合しその際の合金化処理温度としては４００〜６００℃
か適する。
い。耐食性等の観点からは、合金化溶融亜鉛めっきが適
合しその際の合金化処理温度としては４００〜６００℃
か適する。
なお、この発明に従う鋼板に、亜鉛めっき後、特殊な処
理を施して、溶接性、プレス成形性および耐食性等のよ
り一層の改善を図ることもてきる。
理を施して、溶接性、プレス成形性および耐食性等のよ
り一層の改善を図ることもてきる。
（実施例）
第１表に示す組成になる各鋼スラブを１２５０℃で加熱
・均熱後、粗圧延、ついて仕上圧延し引き続き酸洗処理
、７５９６の圧下率にて冷間圧延した後、連続溶融亜鉛
めっきラインにて再結晶焼鈍およびめっき処理節した。
・均熱後、粗圧延、ついて仕上圧延し引き続き酸洗処理
、７５９６の圧下率にて冷間圧延した後、連続溶融亜鉛
めっきラインにて再結晶焼鈍およびめっき処理節した。
熱延条件、焼鈍条件および溶融亜鉛めっき処理後の材料
特性およびスポット溶接時の連続打点性を表２に示す。
特性およびスポット溶接時の連続打点性を表２に示す。
引張特性はＪ［３５号引張試験片を使用して測定した。
またＴ値は１５％引張子ひずみを与えた後、３点法にて
測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に４５
°方向）およびＣ方向（圧延方向に９０°方向）の平均
値および異方性を ｒ＝ （ｒＬ＋２ ｒｏ＋ ｒｃ）／４として求めた。
測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に４５
°方向）およびＣ方向（圧延方向に９０°方向）の平均
値および異方性を ｒ＝ （ｒＬ＋２ ｒｏ＋ ｒｃ）／４として求めた。
またスポット溶接条件は、加圧カニ ２００ ｋｇｆ
初期加圧時間： ３０Ｈｚ
通電時間：１Ｏｔ（ｚ
保持時間： ５Ｈｚ
溶接電流： ９ＫＡ
チップ先端径：５．０φ（円錐台頭型）電極寿命終点判
定：ナゲツト径か４ｔを確保できる打点数（ｔ：板厚） 電極材質： Ｃｕ−Ｃｒ で行った。
定：ナゲツト径か４ｔを確保できる打点数（ｔ：板厚） 電極材質： Ｃｕ−Ｃｒ で行った。
この発明に従う条件にて製造した溶融亜鉛めっき鋼板は
、比較例に比べて優れた深絞り性と連続打点性を示すこ
とか分かる。
、比較例に比べて優れた深絞り性と連続打点性を示すこ
とか分かる。
（発明の効果）
この発明によれば、極めて優れた深絞り性およびスポッ
ト溶接性を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造か可能とな
る。
ト溶接性を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造か可能とな
る。
第１図（ａ）（ｂ）は焼鈍後の７値に及ぼす鋼成分の影
響を調査したグラフ 第２図は時効指数及びスポット溶接時の連続打点数に及
ぼす焼鈍温度の影響を調査した結果を示したグラフであ
る。 ＠１ 図 （ａ） （ｂ）
響を調査したグラフ 第２図は時効指数及びスポット溶接時の連続打点数に及
ぼす焼鈍温度の影響を調査した結果を示したグラフであ
る。 ＠１ 図 （ａ） （ｂ）
Claims (1)
- １．Ｃ：０．００２５ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．５０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：１．５ｗｔ％以下、 Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０２ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０４５〜０．１０ｗｔ％、 Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下、 Ｎｂ：０．０３ｗｔ％以下、及び Ｂ：０．０００３〜０．００１５ｗｔ％を含有し、かつ
、Ｎｂ／Ｃ＝５〜２０ ５０≦（Ａｌ／Ｎ）＋（１００×Ｂ／Ｎ）≦１００なる
関係の鋼を、熱間圧延、酸洗および冷間圧延した後、連
続溶融亜鉛めっきラインにおいて、８００℃以上Ａｃ＿
３点以下の温度域にて焼鈍し、次いで６００℃に至るま
での平均冷却速度を５℃／ｓ以上にして冷却することを
特徴とする、スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7862190A JPH0765117B2 (ja) | 1990-03-29 | 1990-03-29 | スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7862190A JPH0765117B2 (ja) | 1990-03-29 | 1990-03-29 | スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03281732A true JPH03281732A (ja) | 1991-12-12 |
| JPH0765117B2 JPH0765117B2 (ja) | 1995-07-12 |
Family
ID=13666961
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7862190A Expired - Fee Related JPH0765117B2 (ja) | 1990-03-29 | 1990-03-29 | スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0765117B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5384206A (en) * | 1991-03-15 | 1995-01-24 | Nippon Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel strip and molten zinc-plated high-strength cold-rolled steel strip having good formability and method of producing such strips |
| JPH0748649A (ja) * | 1994-07-22 | 1995-02-21 | Nkk Corp | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
| US5690755A (en) * | 1992-08-31 | 1997-11-25 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same |
| KR100554760B1 (ko) * | 2003-12-20 | 2006-02-24 | 주식회사 포스코 | 용접성과 도장특성이 우수한 고가공성 고강도 냉연강판 및그 제조방법 |
| WO2010010964A1 (ja) * | 2008-07-22 | 2010-01-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷延鋼板及びその製造方法並びにバックライトシャーシ |
-
1990
- 1990-03-29 JP JP7862190A patent/JPH0765117B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5384206A (en) * | 1991-03-15 | 1995-01-24 | Nippon Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel strip and molten zinc-plated high-strength cold-rolled steel strip having good formability and method of producing such strips |
| US5690755A (en) * | 1992-08-31 | 1997-11-25 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same |
| JPH0748649A (ja) * | 1994-07-22 | 1995-02-21 | Nkk Corp | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
| JP2718369B2 (ja) * | 1994-07-22 | 1998-02-25 | 日本鋼管株式会社 | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
| KR100554760B1 (ko) * | 2003-12-20 | 2006-02-24 | 주식회사 포스코 | 용접성과 도장특성이 우수한 고가공성 고강도 냉연강판 및그 제조방법 |
| WO2010010964A1 (ja) * | 2008-07-22 | 2010-01-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷延鋼板及びその製造方法並びにバックライトシャーシ |
| JP2010047834A (ja) * | 2008-07-22 | 2010-03-04 | Jfe Steel Corp | 冷延鋼板及びその製造方法並びにバックライトシャーシ |
| US8449699B2 (en) | 2008-07-22 | 2013-05-28 | Jfe Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet, method for manufacturing the same, and backlight chassis |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0765117B2 (ja) | 1995-07-12 |
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