JPH0466620A - 焼付硬化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
焼付硬化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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Classifications
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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)
本発明は焼付硬化性に優れた深絞り用溶融亜鈴メッキ冷
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には、高いプ
レス成形性及び耐蝕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は、
極低炭素鋼にTi、Nbなどの炭窒化物形成元素を単独
又は複合添加しで鋼中のC,Nを固定することにより、
深絞り性に有利な(111)面方位集合組織を発達させ
、更に亜鉛メッキを施す方法が提案されている。 更に、最近では、耐プント性を向上させるために、塗装
焼付は後に鋼板の降伏応力が上昇する特性、いわゆる焼
付硬化性の要求が高まっている。 この要求に対して、Cに対するTi添加量を少な目にし
て予め固溶Cを残存させる方法が提案されている(特公
昭61−2732号公報参照)。 しかし、この方法では、例え固溶C,Nが残存する成分
鋼が溶製できたとしても、この固溶C1Nは本質的に鋼
のr値を劣化させるものであるので、プレス成形性の低
下を来たさざるを得なかった。また、このような微量の
C,Nを溶製段階で残存させることは、製鋼技術上成り
立つものでなかった。 一方、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では、焼付硬化性を得
ることができない。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、深絞り性と
焼付硬化性が共に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板を生産性よ
く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) 前記課題を解決するため1本発明者らは、鋼中のC,N
を充分固定した極低炭素鋼では焼付硬化性が得られず、
また、製鋼工程で数ppmのCを残存させることも困難
であること、一方、溶融亜鉛メッキラインに焼鈍工程が
あること等に鑑みて。 焼鈍工程にて固溶Cを残存させる方法について検討した
。 このような焼鈍工程に関連する技術としては、以下に示
す提案がなされている。 例えば、深絞り用鋼板の耐2次加工脆性を改善する目的
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(特開昭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という問題があり、更に、こう
したバ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不利を
生じる6 また、化成処理性を改善する目的でごく表層部にのみ極
めて微量のC,Nを残存させる方法(特公平1−423
31号)が提案されているが、焼付硬化性を考慮したも
のでなく、この方法では焼付硬化性を付与するのに必要
な量の浸炭を行うのは困難である。 また同様に、Ti、Nbを添加して深絞り用鋼板を製造
する方法として、冷延後に再結晶焼鈍を行った後、更に
浸炭処理を施す方法(特開平1−96330号)もある
が、主に多量の炭窒化物による強度上昇を狙ったもので
ある。更に浸炭量、窒化量が過剰にかつ不均一になり易
く、しかも生産性が低く、工程も煩雑になるという不利
を生じる。 このように、従来の焼鈍工程での浸炭処理技術は、焼付
硬化性を目的としたものではなく、またこれらの方法を
用いても焼付硬化性を付与することは困難であることが
判明した。 そこで1本発明者らは、その原因について検討した。 まず、固溶Cを残存させる方法は、目標量より多すぎる
と常温時効を劣化させ、少なすぎると焼付硬化性を確保
できない。焼付硬化性の付与には数〜数十pp−程度の
固溶Cが必要である。 しかし、単に数〜数十ppm程度の固溶Cを残存させる
だけでは、深絞り性を損なうことなく焼付硬化性を付与
できないが、その後の本発明者らの更なる研究の結果、
特定組成の極低炭素鋼を用いる場合に限り、溶融亜鉛メ
ッキラインの焼鈍工程の短時間処理でも焼付硬化付与に
充分な浸炭が行えることを見い出し、ここに本発明をな
したものである。 すなわち1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、Al1:0.01〜
0.08%及びN:0.006%以下を含有し、必要に
応じてB:0.003%以下を含有し、更にTi及びN
bの単独又は複合添加で、下式に従う有効Ti量(Ti
eと表す) Tie =totalTi−((48/32) X S
+ (48/14) X ]及びNb量とC量との関
係が 1 ≦(Ti傘/48 + N b/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1000〜1250℃の
範囲で加熱後、熱間圧延を行い、(Ar2−50 )〜
(A rx + 100 ) ’Cの温度範囲で圧延を
終了し、その後400〜800℃の温度範囲で巻き取り
、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範囲で連続焼鈍を行って固溶
C量を5〜30ppa+に制御し、引き続いて3℃/s
以上の冷却速度で400〜550℃まで冷却し、連続的
に溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする焼付硬化性に
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。 (作用) まず1本発明における鋼の化学成分の限定理由に7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Ti、
Nbの添加量が増加し、製造費用の増加につながり、更
にTiC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、少ないほどよく、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
0.0003%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
すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理性或いは塗装
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、0.0
5%より少ないとその効果が得られず、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0.05〜1.0%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
するが1粒界に偏析し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、0.02%以下とする。 Aρ: Al1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0.01%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が飽和
すると共にAf120.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
0.01〜0.08%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量が増大し、
またTiN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
、0.006%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量とC量との関係が1 ≦(Ti拳/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。ここで、TiC量
は有効Ti量であり、以下の式で定義される。 Tie =totalTi−((48/32) X S
+ (48/14) X N)この式(1)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をすぐに結合してしまうので好
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る。 耐2次加工脆性は固溶Cの存在によって改善されるが、
より厳しい用途にはBの添加により耐2次加工脆性を補
充することができる。添加する場合、0.003%を超
えるとその効果は飽和してしまうので、経済性をも考慮
して、その含有量は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、まず、1000〜1250
℃に加熱した後、仕上温度を(Ar□−50) 〜(A
ra+ 100 ) ℃の範囲で熱間圧延を行う。 加熱温度が1000℃未満では圧延荷重が増大して操業
上好ましくない問題があり、また1250℃を超えると
初期γ粒が顕著に粗大化する問題があるので、加熱温度
は1000〜1250℃の範囲とする。 仕上温度を規制するのは、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なためで
あり、仕上温度はAr、意思上にするのが好ましい。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
でなくてもよい。 したがって、仕上温度は(Ar、 −50)〜(Ar3
+100)’Cの範囲とする。 熱間圧延後の巻取温度は、鋼中の固溶C,Nを炭窒化物
として固定するために400〜800℃の範囲にする必
要がある。 冷間圧延においては、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
率で行うことが望ましい。 この冷間圧延後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の
温度範囲で連続焼鈍を行い、まず、r値に有利な(11
1)面方位に集合組織を形成させる。 既に知られているように、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を完全に除くのは、上記
の集合組織を得るためである。 しかし、−旦、再結晶が完了し集合組織が形成されれば
、その後に侵入するCやNはr値には悪影響を与えない
ことが判明した。、これにより、浸炭雰囲気ガス中より
侵入したCのうちTiC,NbCとして固定されなかっ
た固溶Cが焼付硬化性を改善するのである。その固溶C
量は常温非時効及び焼付硬化性を共に確保するために5
〜30PPImとする必要がある。雰囲気ガスとしては
カーボンポテンシャルを制御した浸炭ガスを用いる。 引き続いて3℃/s以上の冷却速度で400〜550’
Cまで冷却する。冷却速度が3℃/s未満著しく生産性
を阻害するので3℃/s以上とし、また400〜550
℃まで冷却するのはメッキ浴と同程度の温度にしておく
ことがメッキ密着性の観点から好ましいためである。 本発明では過時効処理を必要としないが、この400〜
550℃で過時効処理を行ってもよい。 引き続いて溶融亜鉛メッキ浴に浸入させてメッキを行う
。更に必要に応じて合金化処理を行ってむよい。 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700℃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、浸炭雰囲気ガス又は不活性ガス中においてメッ
キ処理前の焼鈍工程で780℃で50秒の再結晶焼鈍を
行い、その後450℃まで5℃/sで冷却し、引き続い
て溶融亜鉛メッキ処理を施した。得られた鋼板に0.8
%のスキンパスを施した。 第2表に、得られた鋼板の機械的性質と2次加工脆性限
界塩度及びAI量、BH量、固溶C量を示す。 脆性試験は、総絞り比2.7で成形し得られたカップを
35mm高さにトリムした後、各試験温度の冷媒中にカ
ップを置いて頂角40°の円錐ポンチに押し込み、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
性限界塩度とした。 常温時効性はAIで、また焼付硬化性はBHで評価した
。ここでA1.BHの測定方法について説明する。 AIは、10%引張時の応力(σ□)と100℃X1h
rの時効処理後の再引張時の下降状応力(σ8)から、
AI=σ2−σ、で求めた。 BHは、2%引張時の応力(σ□)と170’Cx20
m1nの時効処理後の再引張時の下降状応力(σ4)か
ら、BH=σ4−σ3で求めた。 第2表より、本発明例は、いずれも、従来の方法に比べ
て深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、焼付硬化性が改善されていることがわかる
。 第1図はN11l 〜Nn4の鋼における(Ti*/4
8+Nb/93)/(C/12)とr値及びAI量、B
H量との関係を整理したもので、(Ti傘/4g +
N b/93)/(C/12)が4.5を超えるとr値
はほぼ飽和し、また充分な焼付硬化性が得られないこと
がわかる。
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には、高いプ
レス成形性及び耐蝕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は、
極低炭素鋼にTi、Nbなどの炭窒化物形成元素を単独
又は複合添加しで鋼中のC,Nを固定することにより、
深絞り性に有利な(111)面方位集合組織を発達させ
、更に亜鉛メッキを施す方法が提案されている。 更に、最近では、耐プント性を向上させるために、塗装
焼付は後に鋼板の降伏応力が上昇する特性、いわゆる焼
付硬化性の要求が高まっている。 この要求に対して、Cに対するTi添加量を少な目にし
て予め固溶Cを残存させる方法が提案されている(特公
昭61−2732号公報参照)。 しかし、この方法では、例え固溶C,Nが残存する成分
鋼が溶製できたとしても、この固溶C1Nは本質的に鋼
のr値を劣化させるものであるので、プレス成形性の低
下を来たさざるを得なかった。また、このような微量の
C,Nを溶製段階で残存させることは、製鋼技術上成り
立つものでなかった。 一方、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では、焼付硬化性を得
ることができない。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、深絞り性と
焼付硬化性が共に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板を生産性よ
く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) 前記課題を解決するため1本発明者らは、鋼中のC,N
を充分固定した極低炭素鋼では焼付硬化性が得られず、
また、製鋼工程で数ppmのCを残存させることも困難
であること、一方、溶融亜鉛メッキラインに焼鈍工程が
あること等に鑑みて。 焼鈍工程にて固溶Cを残存させる方法について検討した
。 このような焼鈍工程に関連する技術としては、以下に示
す提案がなされている。 例えば、深絞り用鋼板の耐2次加工脆性を改善する目的
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(特開昭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という問題があり、更に、こう
したバ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不利を
生じる6 また、化成処理性を改善する目的でごく表層部にのみ極
めて微量のC,Nを残存させる方法(特公平1−423
31号)が提案されているが、焼付硬化性を考慮したも
のでなく、この方法では焼付硬化性を付与するのに必要
な量の浸炭を行うのは困難である。 また同様に、Ti、Nbを添加して深絞り用鋼板を製造
する方法として、冷延後に再結晶焼鈍を行った後、更に
浸炭処理を施す方法(特開平1−96330号)もある
が、主に多量の炭窒化物による強度上昇を狙ったもので
ある。更に浸炭量、窒化量が過剰にかつ不均一になり易
く、しかも生産性が低く、工程も煩雑になるという不利
を生じる。 このように、従来の焼鈍工程での浸炭処理技術は、焼付
硬化性を目的としたものではなく、またこれらの方法を
用いても焼付硬化性を付与することは困難であることが
判明した。 そこで1本発明者らは、その原因について検討した。 まず、固溶Cを残存させる方法は、目標量より多すぎる
と常温時効を劣化させ、少なすぎると焼付硬化性を確保
できない。焼付硬化性の付与には数〜数十pp−程度の
固溶Cが必要である。 しかし、単に数〜数十ppm程度の固溶Cを残存させる
だけでは、深絞り性を損なうことなく焼付硬化性を付与
できないが、その後の本発明者らの更なる研究の結果、
特定組成の極低炭素鋼を用いる場合に限り、溶融亜鉛メ
ッキラインの焼鈍工程の短時間処理でも焼付硬化付与に
充分な浸炭が行えることを見い出し、ここに本発明をな
したものである。 すなわち1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、Al1:0.01〜
0.08%及びN:0.006%以下を含有し、必要に
応じてB:0.003%以下を含有し、更にTi及びN
bの単独又は複合添加で、下式に従う有効Ti量(Ti
eと表す) Tie =totalTi−((48/32) X S
+ (48/14) X ]及びNb量とC量との関
係が 1 ≦(Ti傘/48 + N b/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1000〜1250℃の
範囲で加熱後、熱間圧延を行い、(Ar2−50 )〜
(A rx + 100 ) ’Cの温度範囲で圧延を
終了し、その後400〜800℃の温度範囲で巻き取り
、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範囲で連続焼鈍を行って固溶
C量を5〜30ppa+に制御し、引き続いて3℃/s
以上の冷却速度で400〜550℃まで冷却し、連続的
に溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする焼付硬化性に
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。 (作用) まず1本発明における鋼の化学成分の限定理由に7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Ti、
Nbの添加量が増加し、製造費用の増加につながり、更
にTiC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、少ないほどよく、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
0.0003%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
すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理性或いは塗装
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、0.0
5%より少ないとその効果が得られず、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0.05〜1.0%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
するが1粒界に偏析し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、0.02%以下とする。 Aρ: Al1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0.01%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が飽和
すると共にAf120.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
0.01〜0.08%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量が増大し、
またTiN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
、0.006%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量とC量との関係が1 ≦(Ti拳/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。ここで、TiC量
は有効Ti量であり、以下の式で定義される。 Tie =totalTi−((48/32) X S
+ (48/14) X N)この式(1)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をすぐに結合してしまうので好
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る。 耐2次加工脆性は固溶Cの存在によって改善されるが、
より厳しい用途にはBの添加により耐2次加工脆性を補
充することができる。添加する場合、0.003%を超
えるとその効果は飽和してしまうので、経済性をも考慮
して、その含有量は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、まず、1000〜1250
℃に加熱した後、仕上温度を(Ar□−50) 〜(A
ra+ 100 ) ℃の範囲で熱間圧延を行う。 加熱温度が1000℃未満では圧延荷重が増大して操業
上好ましくない問題があり、また1250℃を超えると
初期γ粒が顕著に粗大化する問題があるので、加熱温度
は1000〜1250℃の範囲とする。 仕上温度を規制するのは、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なためで
あり、仕上温度はAr、意思上にするのが好ましい。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
でなくてもよい。 したがって、仕上温度は(Ar、 −50)〜(Ar3
+100)’Cの範囲とする。 熱間圧延後の巻取温度は、鋼中の固溶C,Nを炭窒化物
として固定するために400〜800℃の範囲にする必
要がある。 冷間圧延においては、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
率で行うことが望ましい。 この冷間圧延後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の
温度範囲で連続焼鈍を行い、まず、r値に有利な(11
1)面方位に集合組織を形成させる。 既に知られているように、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を完全に除くのは、上記
の集合組織を得るためである。 しかし、−旦、再結晶が完了し集合組織が形成されれば
、その後に侵入するCやNはr値には悪影響を与えない
ことが判明した。、これにより、浸炭雰囲気ガス中より
侵入したCのうちTiC,NbCとして固定されなかっ
た固溶Cが焼付硬化性を改善するのである。その固溶C
量は常温非時効及び焼付硬化性を共に確保するために5
〜30PPImとする必要がある。雰囲気ガスとしては
カーボンポテンシャルを制御した浸炭ガスを用いる。 引き続いて3℃/s以上の冷却速度で400〜550’
Cまで冷却する。冷却速度が3℃/s未満著しく生産性
を阻害するので3℃/s以上とし、また400〜550
℃まで冷却するのはメッキ浴と同程度の温度にしておく
ことがメッキ密着性の観点から好ましいためである。 本発明では過時効処理を必要としないが、この400〜
550℃で過時効処理を行ってもよい。 引き続いて溶融亜鉛メッキ浴に浸入させてメッキを行う
。更に必要に応じて合金化処理を行ってむよい。 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700℃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、浸炭雰囲気ガス又は不活性ガス中においてメッ
キ処理前の焼鈍工程で780℃で50秒の再結晶焼鈍を
行い、その後450℃まで5℃/sで冷却し、引き続い
て溶融亜鉛メッキ処理を施した。得られた鋼板に0.8
%のスキンパスを施した。 第2表に、得られた鋼板の機械的性質と2次加工脆性限
界塩度及びAI量、BH量、固溶C量を示す。 脆性試験は、総絞り比2.7で成形し得られたカップを
35mm高さにトリムした後、各試験温度の冷媒中にカ
ップを置いて頂角40°の円錐ポンチに押し込み、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
性限界塩度とした。 常温時効性はAIで、また焼付硬化性はBHで評価した
。ここでA1.BHの測定方法について説明する。 AIは、10%引張時の応力(σ□)と100℃X1h
rの時効処理後の再引張時の下降状応力(σ8)から、
AI=σ2−σ、で求めた。 BHは、2%引張時の応力(σ□)と170’Cx20
m1nの時効処理後の再引張時の下降状応力(σ4)か
ら、BH=σ4−σ3で求めた。 第2表より、本発明例は、いずれも、従来の方法に比べ
て深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、焼付硬化性が改善されていることがわかる
。 第1図はN11l 〜Nn4の鋼における(Ti*/4
8+Nb/93)/(C/12)とr値及びAI量、B
H量との関係を整理したもので、(Ti傘/4g +
N b/93)/(C/12)が4.5を超えるとr値
はほぼ飽和し、また充分な焼付硬化性が得られないこと
がわかる。
(発明の効果)
以上詳述したように、本発明の方法によれば、深絞り性
を損なうことなく、優れた焼付硬化性を有する溶融亜鉛
メッキ冷延鋼板を生産性よく製造することができる。
を損なうことなく、優れた焼付硬化性を有する溶融亜鉛
メッキ冷延鋼板を生産性よく製造することができる。
第1図は実施例で用いたNGI〜Nci 4の鋼におけ
る(Ti*/48+Nb/93)/(C/12)とr値
及びAI量、BH量との関係を示した図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所。 代理人弁理士 中 村 尚
る(Ti*/48+Nb/93)/(C/12)とr値
及びAI量、BH量との関係を示した図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所。 代理人弁理士 中 村 尚
Claims (2)
- (1)重量%で(以下、同じ)、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
.01〜0.08%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*と表す) Ti*=totalTi−{(48/32)×S+(4
8/14)×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1000〜1250℃の範囲で加熱
後、熱間圧延を行い、(Ar_3−50)〜(Ar_3
+100)℃の温度範囲で圧延を終了し、その後400
〜800℃の温度範囲で巻き取り、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
温度範囲で連続焼鈍を行って固溶C量を5〜30ppm
に制御し、引き続いて3℃/s以上の冷却速度で400
〜550℃まで冷却し、連続的に溶融亜鉛メッキを施す
ことを特徴とする焼付硬化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 (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2179757A JPH0466620A (ja) | 1990-07-07 | 1990-07-07 | 焼付硬化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 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2179757A JPH0466620A (ja) | 1990-07-07 | 1990-07-07 | 焼付硬化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 (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0466620A true JPH0466620A (ja) | 1992-03-03 |
Family
ID=16071351
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2179757A Pending JPH0466620A (ja) | 1990-07-07 | 1990-07-07 | 焼付硬化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) | JPH0466620A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5433796A (en) * | 1991-12-06 | 1995-07-18 | Kawasaki Steel Corporation | Method for preparing galvanized steel strip having minimal uncoated defects |
WO2007111188A1 (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 冷延鋼板およびその製造方法、電池及びその製造方法 |
KR100957976B1 (ko) * | 2007-12-26 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 내시효성이 향상된 Cr-Nb첨가형 소부 경화강 및 그제조방법 |
-
1990
- 1990-07-07 JP JP2179757A patent/JPH0466620A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5433796A (en) * | 1991-12-06 | 1995-07-18 | Kawasaki Steel Corporation | Method for preparing galvanized steel strip having minimal uncoated defects |
WO2007111188A1 (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 冷延鋼板およびその製造方法、電池及びその製造方法 |
JP2008179877A (ja) * | 2006-03-16 | 2008-08-07 | Jfe Steel Kk | イヤリング性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
US8388770B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-03-05 | Jfe Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet, method of producing the same, battery, and method of producing the same |
KR100957976B1 (ko) * | 2007-12-26 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 내시효성이 향상된 Cr-Nb첨가형 소부 경화강 및 그제조방법 |
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