JPH0466647A - 密着性に優れたメッキ皮膜を有する深絞り用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溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法Info
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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。
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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。
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。
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なと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（１
１１）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。
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（１
１１）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。
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。
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。
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、５ｏｆ１．ＡＱ：０．００５
〜０．０８％及びＮ：０．００６％以下を含有し、更に
Ｔｊ及びＮｂの単独又は複合添加で、下式に従う有効Ｔ
ｉ量（Ｔｉ傘）Ｔｉ ＊ ＝ｔｏｔａｌＴｉ −（（４
８／３２） Ｘ Ｓ ＋ （４８／１４） ｘ Ｎ）及
びＮｂ量とＣ量との関係が １≦（Ｔ ｉ噴／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、鋼板表面から厚さ方向１０
０μｍまでの固溶炭素量が１０〜１００ρρｍ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
を有する深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を要旨とする
ものである。
２％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．１％以
下、Ｓ：０．０２％以下、５ｏｆ１．ＡＱ：０．００５
〜０．０８％及びＮ：０．００６％以下を含有し、更に
Ｔｊ及びＮｂの単独又は複合添加で、下式に従う有効Ｔ
ｉ量（Ｔｉ傘）Ｔｉ ＊ ＝ｔｏｔａｌＴｉ −（（４
８／３２） Ｘ Ｓ ＋ （４８／１４） ｘ Ｎ）及
びＮｂ量とＣ量との関係が １≦（Ｔ ｉ噴／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、鋼板表面から厚さ方向１０
０μｍまでの固溶炭素量が１０〜１００ρρｍ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−（Ａ ｒａ ５０ ）〜（Ａ
ｒ３＋ 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１
０〜１１００ｐｐに制御し、引続き連続的に溶融亜鉛メ
ッキを行うことを特徴とするものである。
常の工程で粗圧延後−（Ａ ｒａ ５０ ）〜（Ａ
ｒ３＋ 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１
０〜１１００ｐｐに制御し、引続き連続的に溶融亜鉛メ
ッキ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。
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ＡＱが適量添加されている
。すなわち、亜鉛洛中では初期のメッキ反応としてＦｅ
とＡＱがまず反応し、亜鉛浴−下地鋼板界面にＦｅ−Ａ
Ｑ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−ＡＱ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。
応じて溶融亜鉛メッキ浴中へＡＱが適量添加されている
。すなわち、亜鉛洛中では初期のメッキ反応としてＦｅ
とＡＱがまず反応し、亜鉛浴−下地鋼板界面にＦｅ−Ａ
Ｑ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−ＡＱ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Ａ
Ｑは活性化された粒界へ侵入し、粒界近傍のＡＱ濃度が
低下する。このために、下地鋼板粒界付近にはＡ ｆ：
Ａ −Ｆ ｅ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 ｂｕ
ｒｓｔ”組織を形成する。このことは、メッキ皮膜の合
金化が速くかっ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。
Ｑは活性化された粒界へ侵入し、粒界近傍のＡＱ濃度が
低下する。このために、下地鋼板粒界付近にはＡ ｆ：
Ａ −Ｆ ｅ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 ｂｕ
ｒｓｔ”組織を形成する。このことは、メッキ皮膜の合
金化が速くかっ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ＡＱ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、ＡＱ量を増やせば、洛中にドロス
が発生したり、クレータ−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、ＡＱ量を増やせば、洛中にドロス
が発生したり、クレータ−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、ＡＩ２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
−ＡＱ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。
の粒界に存在せしめ、ＡＩ２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
−ＡＱ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。
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１０
ｐｐｍ未満であるとメッキ密着性は充分に改善されず、
また１１００ｐｐ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、１０〜１１００ｐｐに制御する必要
がある。
板表面から厚さ方向１００μｍまでの固溶炭素量が１０
ｐｐｍ未満であるとメッキ密着性は充分に改善されず、
また１１００ｐｐ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、１０〜１１００ｐｐ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。
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、
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。
の添加量が増大し製造費用の増加につながり、更には、
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゜０
５％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０００５〜１
．０％の範囲とする。
５％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０００５〜１
．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。
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。
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。
ＡＱ：
ＡＱは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量が
ｓｏｌ、ＡＱ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ＡＱ２０□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、ＡＱで０
．００５〜Ｏ，ＯＳ％の範囲とする。
ｓｏｌ、ＡＱ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ＡＱ２０□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、ＡＱで０
．００５〜Ｏ，ＯＳ％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Ｔ１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。
が増大するとＣを固定するのに必要なＴ１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
量、Ｎｂ量及びＣ量との関係が １≦（Ｔｉｅ／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量量は有効Ｔｉ量であり１次式で定義
される。
る作用がある。よって、本発明の目的に対してはＴｉ量
量、Ｎｂ量及びＣ量との関係が １≦（Ｔｉｅ／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量量は有効Ｔｉ量であり１次式で定義
される。
Ｔ ｉ ＊ ＝ｔｏｔａｌＴｉ −（（４８／３２）
Ｘ Ｓ 十（４８／１４） Ｘ 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Ｔ１、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。
Ｘ Ｓ 十（４８／１４） Ｘ 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Ｔ１、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％を超えるとその効果
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。
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％を超えるとその効果
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、（
Ａｒａ 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Ａ ｒ ３点以上でなく
てもよい。
Ａｒａ 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Ａ ｒ ３点以上でなく
てもよい。
フェライト・オーステナイトニ相域であってもオーステ
ナイトの細粒粉が多い時は必ずしもＡ ｒ ３点以上で
なくともよいので、（Ａｒ３−５０ ）〜（Ａ’ｒ３＋
１００ ）℃の範囲とする。
ナイトの細粒粉が多い時は必ずしもＡ ｒ ３点以上で
なくともよいので、（Ａｒ３−５０ ）〜（Ａ’ｒ３＋
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１
００μｍまでの固溶炭素量を１０〜Ｉ Ｑ Ｑ、ｐｐｍ
に制御する。
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１
００μｍまでの固溶炭素量を１０〜Ｉ Ｑ Ｑ、ｐｐｍ
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は
ど好ましいが、特に規定するものではない。
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Ａｃ、意思
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，Ｎｂ
Ｃ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Ａｃ７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，Ｎｂ
Ｃ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Ａｃ７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。溶融亜鉛メッキは、例えば、焼鈍後４００〜５
５０℃に冷却して溶融亜鉛メッキ浴に浸漬することによ
り行うが、更に必要に応じて４５０〜８００℃で合金化
処理を行い、更に必要に応じて調質圧延を行う。
を行う。溶融亜鉛メッキは、例えば、焼鈍後４００〜５
５０℃に冷却して溶融亜鉛メッキ浴に浸漬することによ
り行うが、更に必要に応じて４５０〜８００℃で合金化
処理を行い、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
°Ｃで３ｏ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。
°Ｃで３ｏ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°Ｃで４０
秒の再結晶焼鈍を行った後、５ｏＯ℃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。
気又は不活性雰囲気中での連続焼鈍で７８０°Ｃで４０
秒の再結晶焼鈍を行った後、５ｏＯ℃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。
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５■、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（０）、やや不良（△）、不良（×）の
３段階に分けて評価した。
ス幅５２ｍｍ、ビード高さ５■、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（０）、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１表面から１００μｍを両面研削した試料と、研削
しない試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。
離し１表面から１００μｍを両面研削した試料と、研削
しない試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（σ、）と１００℃Ｘ１ｈｒの時効処理後の再
引張時の下降状応力（σ２）から、ＡＩ＝σ２−σ、で
求めた。
時の応力（σ、）と１００℃Ｘ１ｈｒの時効処理後の再
引張時の下降状応力（σ２）から、ＡＩ＝σ２−σ、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。
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。
【以下余白１
（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。
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
の関係を示す図である６ 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 １１１烙パ壽（ （ｎ当）
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
の関係を示す図である６ 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 １１１烙パ壽（ （ｎ当）
Claims (5)
- （１）重量％で、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（
以下、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
不純物よりなる鋼であって、鋼板表面から厚さ方向１０
０μｍまでの固溶炭素量が１０〜１００ｐｐｍ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
を有する深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 - （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に記載の深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延
鋼板。 - （３）Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ
：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０
２％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＋（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、通常の工程で粗圧延後、（Ａｒ＿
３−５０）〜（Ａｒ＿３＋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を行う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溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。 - （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に記載の方法。 - （５）前記溶融亜鉛メッキを行った後、合金化処理を行
う請求項３又は４に記載の方法。
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 true JPH0466647A (ja) | 1992-03-03 |
| JP2697771B2 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) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
Families Citing this family (2)
| 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 |
Citations (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 |
| JPS63223143A (ja) * | 1987-03-12 | 1988-09-16 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた溶融Ｚｎめつき用冷延鋼板 |
| JPH03199344A (ja) * | 1989-12-28 | 1991-08-30 | Kawasaki Steel Corp | 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
Patent Citations (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 |
| JPS63223143A (ja) * | 1987-03-12 | 1988-09-16 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた溶融Ｚｎめつき用冷延鋼板 |
| JPH03199344A (ja) * | 1989-12-28 | 1991-08-30 | Kawasaki Steel Corp | 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 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR930009981B1 (ko) | 1993-10-13 |
| JP2697771B2 (ja) | 1998-01-14 |
| KR920002813A (ko) | 1992-02-28 |
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