JPH05156367A - 加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH05156367A JPH05156367A JP3348691A JP34869191A JPH05156367A JP H05156367 A JPH05156367 A JP H05156367A JP 3348691 A JP3348691 A JP 3348691A JP 34869191 A JP34869191 A JP 34869191A JP H05156367 A JPH05156367 A JP H05156367A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- hot
- workability
- steel
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼におけるＰのスラブ表
面への偏析や濃化による欠点を排除し、表面性状ならび
に加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板を製造する。 【構成】 所定成分組成の鋼を、熱間圧延した脱スケー
ル処理したのち冷間圧延し、７３０〜Ａ３変態点の温度
に加熱し、冷却途中の７３０〜５００℃の温度範囲を冷
却速度１．５〜１５０℃／ｓｅｃ、所要時間５０〜１５
０秒で冷却して再結晶焼鈍し、溶融亜鉛めっきし、必要
により加熱して合金化処理してなる溶融めっき鋼板。 【効果】 Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼におけるＰの偏析や濃
化を防止でき、自動車用等に適した加工性に優れた高張
力溶融めっき鋼板を安価に製造できる。
面への偏析や濃化による欠点を排除し、表面性状ならび
に加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板を製造する。 【構成】 所定成分組成の鋼を、熱間圧延した脱スケー
ル処理したのち冷間圧延し、７３０〜Ａ３変態点の温度
に加熱し、冷却途中の７３０〜５００℃の温度範囲を冷
却速度１．５〜１５０℃／ｓｅｃ、所要時間５０〜１５
０秒で冷却して再結晶焼鈍し、溶融亜鉛めっきし、必要
により加熱して合金化処理してなる溶融めっき鋼板。 【効果】 Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼におけるＰの偏析や濃
化を防止でき、自動車用等に適した加工性に優れた高張
力溶融めっき鋼板を安価に製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、加工性に優れた高張
力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年自動車用の外装材として加工性に優
れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の需要が増加している。
従来、加工性に優れた高張力鋼板は、アルミキルド鋼を
オープンコイルで脱炭焼鈍する方法、極低炭素アルミキ
ルド鋼を箱焼鈍あるいは連続焼鈍する方法、極低炭素ア
ルミキルド鋼にＴｉあるいはＮｂを添加する方法により
製造されていた。しかし上記方法により製造された冷延
鋼板は、厳しいプレス加工に供すると、低加工度のとき
には余り問題とならない二次加工性（プレス加工後の加
工品の靭性をいい、二次加工性が悪いと加工品に靭性的
な割れを生じる）が問題となる。特に極低炭素材は、二
次加工性が一般に悪く、上記いずれの鋼板もこの二次加
工性に問題を有している。
れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の需要が増加している。
従来、加工性に優れた高張力鋼板は、アルミキルド鋼を
オープンコイルで脱炭焼鈍する方法、極低炭素アルミキ
ルド鋼を箱焼鈍あるいは連続焼鈍する方法、極低炭素ア
ルミキルド鋼にＴｉあるいはＮｂを添加する方法により
製造されていた。しかし上記方法により製造された冷延
鋼板は、厳しいプレス加工に供すると、低加工度のとき
には余り問題とならない二次加工性（プレス加工後の加
工品の靭性をいい、二次加工性が悪いと加工品に靭性的
な割れを生じる）が問題となる。特に極低炭素材は、二
次加工性が一般に悪く、上記いずれの鋼板もこの二次加
工性に問題を有している。
【０００３】上記問題点を解消する方法としては、Ｔｉ
およびＮｂを複合添加する方法等が提案されている。例
えば、Ｃ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００２５％以
下、Ｐ：０．００８％以下とし、かつＰ≦４Ｃ、Ｐ＋５
Ｎ：０．０１７％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなる組成の鋼を８５０℃以上で熱間圧延し、５０
％以上の冷延率の冷延を行い、さらに再結晶温度以上、
Ａ3点以下の温度で連続焼鈍または箱焼鈍する方法、
Ｃ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ａｌ：
０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００２５％以下、
Ｐ：０．００８％以下とし、かつＰ≦４Ｃ、Ｐ＋５Ｎ：
０．０１７％以下であって、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎ
ｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００３％以下のうち１種
または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなる組成の鋼を８５０℃以上で熱間圧延し、５０
％以上の冷延率の冷延を行い、さらに再結晶温度以上、
Ａ3点以下の温度で連続焼鈍または箱焼鈍する方法、
（特公平１−４０８９５号公報）、Ｃ：０．００７％以
下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：
０．１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：８０ｐ
ｐｍ以下および他の不可避的不純物から成り、かつＴｉ
とＮｂを添加し、Ｔｉは４８／１４［Ｎ（％）−０．０
０２％］＜Ｔｉ、かつＴｉ（％）＜［４．００Ｃ（％）
＋３．４３Ｎ（％）］を満たし、Ｔｉは０．０１０〜
０．０３７％の範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞
２．３３Ｃ（％）で、かつ０．００３以上０．０２５％
未満の量添加した成分の鋼を、熱間圧延および冷間圧延
後、７００℃以上Ａｃ3変態点以下の温度で連続焼鈍す
る方法（特公昭６１−３２３７５号公報）、Ｃ：０．０
０７％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．０％以
下、Ｐ：０．０８％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００８％以下および他の不可避的不純物から成
り、かつＴｉとＮｂを複合添加することを必須条件と
し、Ｔｉは４８／１４［Ｎ（％）−０．００２％］＜Ｔ
ｉ（％）＜４．００Ｃ（％）＋３．４３Ｎ（％）を満た
す範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞２Ｃ（％）で、
かつ０．００３以上０．０２５％未満の含有量で、かつ
Ｎｂ量とＴｉ量の総量が０．０４％を超えない量の成分
の鋼を使用して、熱間圧延、脱スケール処理、冷間圧延
後、７３０℃〜Ａｃ3点の温度に加熱して、７３０℃に
達した時点から５５０℃まで冷却された時点までの時間
間隔が６０秒以上であることと、７３０〜５５０℃まだ
２〜１５０℃／ｓｅｃで冷却する方法（特開昭５９−７
４２３１号公報）等多くの提案が行われている。
およびＮｂを複合添加する方法等が提案されている。例
えば、Ｃ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００２５％以
下、Ｐ：０．００８％以下とし、かつＰ≦４Ｃ、Ｐ＋５
Ｎ：０．０１７％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなる組成の鋼を８５０℃以上で熱間圧延し、５０
％以上の冷延率の冷延を行い、さらに再結晶温度以上、
Ａ3点以下の温度で連続焼鈍または箱焼鈍する方法、
Ｃ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ａｌ：
０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００２５％以下、
Ｐ：０．００８％以下とし、かつＰ≦４Ｃ、Ｐ＋５Ｎ：
０．０１７％以下であって、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎ
ｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００３％以下のうち１種
または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなる組成の鋼を８５０℃以上で熱間圧延し、５０
％以上の冷延率の冷延を行い、さらに再結晶温度以上、
Ａ3点以下の温度で連続焼鈍または箱焼鈍する方法、
（特公平１−４０８９５号公報）、Ｃ：０．００７％以
下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：
０．１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：８０ｐ
ｐｍ以下および他の不可避的不純物から成り、かつＴｉ
とＮｂを添加し、Ｔｉは４８／１４［Ｎ（％）−０．０
０２％］＜Ｔｉ、かつＴｉ（％）＜［４．００Ｃ（％）
＋３．４３Ｎ（％）］を満たし、Ｔｉは０．０１０〜
０．０３７％の範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞
２．３３Ｃ（％）で、かつ０．００３以上０．０２５％
未満の量添加した成分の鋼を、熱間圧延および冷間圧延
後、７００℃以上Ａｃ3変態点以下の温度で連続焼鈍す
る方法（特公昭６１−３２３７５号公報）、Ｃ：０．０
０７％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．０％以
下、Ｐ：０．０８％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００８％以下および他の不可避的不純物から成
り、かつＴｉとＮｂを複合添加することを必須条件と
し、Ｔｉは４８／１４［Ｎ（％）−０．００２％］＜Ｔ
ｉ（％）＜４．００Ｃ（％）＋３．４３Ｎ（％）を満た
す範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞２Ｃ（％）で、
かつ０．００３以上０．０２５％未満の含有量で、かつ
Ｎｂ量とＴｉ量の総量が０．０４％を超えない量の成分
の鋼を使用して、熱間圧延、脱スケール処理、冷間圧延
後、７３０℃〜Ａｃ3点の温度に加熱して、７３０℃に
達した時点から５５０℃まで冷却された時点までの時間
間隔が６０秒以上であることと、７３０〜５５０℃まだ
２〜１５０℃／ｓｅｃで冷却する方法（特開昭５９−７
４２３１号公報）等多くの提案が行われている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記特公平１−４０８
９５号公報に開示のＰを添加する方法は、Ｐが非常に偏
析し易い元素であり、スラブ表面上に偏析したＰが熱間
圧延、冷間圧延によって長手方向に圧延されてコイル表
面にＰの濃化層が形成される。このコイル表面に形成さ
れたＰの濃化層は、めっき時に合金化が遅れ、めっき層
厚が薄くなって線状の疵となる場合があり、自動車用外
装材としての使用において大きな問題となる。また、特
公平１−４０８９５号公報に開示のＴｉやＮｂを添加す
る方法は、Ｔｉ添加鋼は窒化物および炭化物硫化物の形
成傾向が強く、鋼の鈍化作用が強いため、Ｎｂ添加鋼に
比べて二次加工割れの心配がある。また、添加量をＣと
Ｎの当量以下にした場合は、炭化物（ＴｉＣ）が微細に
析出するために材質が著しく劣化する傾向がある。Ｎｂ
添加鋼は、熱間圧延で通常の巻取温度で巻取ると、完全
再結晶温度が非常に高くなって連続焼鈍炉の可能温度範
囲（通常８５０℃以下）では未結晶部分が残っていた
り、Ｎｂの多少によって材質の変動が大きい。これはＡ
ｌＮ、ＮｂＣの生成に関係しており、これらの析出物が
熱延板中に十分な大きさを持った析出物になっていない
ために再結晶を抑制すると考えられる。高温巻取りを行
うとスケールが厚くなって酸洗能率が低下するばかりで
なく、コイル前後端部が冷却速度が速く、十分な材質が
得られず歩留の低下を招くという欠点がある。
９５号公報に開示のＰを添加する方法は、Ｐが非常に偏
析し易い元素であり、スラブ表面上に偏析したＰが熱間
圧延、冷間圧延によって長手方向に圧延されてコイル表
面にＰの濃化層が形成される。このコイル表面に形成さ
れたＰの濃化層は、めっき時に合金化が遅れ、めっき層
厚が薄くなって線状の疵となる場合があり、自動車用外
装材としての使用において大きな問題となる。また、特
公平１−４０８９５号公報に開示のＴｉやＮｂを添加す
る方法は、Ｔｉ添加鋼は窒化物および炭化物硫化物の形
成傾向が強く、鋼の鈍化作用が強いため、Ｎｂ添加鋼に
比べて二次加工割れの心配がある。また、添加量をＣと
Ｎの当量以下にした場合は、炭化物（ＴｉＣ）が微細に
析出するために材質が著しく劣化する傾向がある。Ｎｂ
添加鋼は、熱間圧延で通常の巻取温度で巻取ると、完全
再結晶温度が非常に高くなって連続焼鈍炉の可能温度範
囲（通常８５０℃以下）では未結晶部分が残っていた
り、Ｎｂの多少によって材質の変動が大きい。これはＡ
ｌＮ、ＮｂＣの生成に関係しており、これらの析出物が
熱延板中に十分な大きさを持った析出物になっていない
ために再結晶を抑制すると考えられる。高温巻取りを行
うとスケールが厚くなって酸洗能率が低下するばかりで
なく、コイル前後端部が冷却速度が速く、十分な材質が
得られず歩留の低下を招くという欠点がある。
【０００５】また、特公昭６１−３２３７５号公報およ
び特開昭５９−７４２３１号公報に開示のＴｉとＮｂを
複合添加する方法は、前記特公平１−４０８９５号公報
の欠点を解消できるが、Ｐの含有量によっては連続鋳造
凝固時スラブ表層部へのＰの偏析および表皮下の微小割
れ部へのＰの濃化が生じ、熱間圧延、冷間圧延によって
Ｐの濃化層が延ばされ、めっき時めっき層厚に差が生じ
るという欠点がある。
び特開昭５９−７４２３１号公報に開示のＴｉとＮｂを
複合添加する方法は、前記特公平１−４０８９５号公報
の欠点を解消できるが、Ｐの含有量によっては連続鋳造
凝固時スラブ表層部へのＰの偏析および表皮下の微小割
れ部へのＰの濃化が生じ、熱間圧延、冷間圧延によって
Ｐの濃化層が延ばされ、めっき時めっき層厚に差が生じ
るという欠点がある。
【０００６】この発明の目的は、上記ＴｉとＮｂの複合
添加鋼におけるＰのスラブ表面への偏析や濃化による欠
点を排除し、表面性状ならびに加工性に優れた高張力溶
融めっき鋼板の製造方法を提供することにある。
添加鋼におけるＰのスラブ表面への偏析や濃化による欠
点を排除し、表面性状ならびに加工性に優れた高張力溶
融めっき鋼板の製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく鋭意試験研究を重ねた。その結果、Ｔｉと
Ｎｂの複合添加鋼におけるＴｉおよびＮｂの添加量は、
窒化物、炭化物形成能が強いため、Ｎ、Ｃと関連して決
定するばかりでなく、Ｎ、Ｃ、Ｓとの関連において決定
し、かつＰの添加量をＴｉ量により限定するのが有効で
あることを究明し、この発明に到達した。
を達成すべく鋭意試験研究を重ねた。その結果、Ｔｉと
Ｎｂの複合添加鋼におけるＴｉおよびＮｂの添加量は、
窒化物、炭化物形成能が強いため、Ｎ、Ｃと関連して決
定するばかりでなく、Ｎ、Ｃ、Ｓとの関連において決定
し、かつＰの添加量をＴｉ量により限定するのが有効で
あることを究明し、この発明に到達した。
【０００８】すなわちこの発明は、Ｃ≦０．００５％、
Ｓｉ≦１．００％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｓ≦
０．０３０、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００
％、Ｎ≦０．００５０％、およびＴｉ：４８／１４×Ｎ
（％）＋４８／３２×Ｓ（％）＋４８／１２｛Ｃ（％）
−０．００１０％｝≦Ｔｉ≦０．０３５％、Ｎｂ：２Ｃ
（％）≦Ｎｂ≦０．０１５％、Ｐ：０．０３〜０．１０
％を含有し、かつＴｉ（％）×Ｐ（％）≦０．００１％
を満足して、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
鋼を、熱間圧延して脱スケール処理したのち冷間圧延
し、７３０〜Ａ3変態点の温度に加熱し、冷却途中の７
３０〜５００℃の温度範囲を冷却速度１．５〜１５０℃
／ｓｅｃ、所要時間５０〜１５０秒で冷却して再結晶焼
鈍し、ついで溶融亜鉛めっきするのである。
Ｓｉ≦１．００％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｓ≦
０．０３０、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００
％、Ｎ≦０．００５０％、およびＴｉ：４８／１４×Ｎ
（％）＋４８／３２×Ｓ（％）＋４８／１２｛Ｃ（％）
−０．００１０％｝≦Ｔｉ≦０．０３５％、Ｎｂ：２Ｃ
（％）≦Ｎｂ≦０．０１５％、Ｐ：０．０３〜０．１０
％を含有し、かつＴｉ（％）×Ｐ（％）≦０．００１％
を満足して、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
鋼を、熱間圧延して脱スケール処理したのち冷間圧延
し、７３０〜Ａ3変態点の温度に加熱し、冷却途中の７
３０〜５００℃の温度範囲を冷却速度１．５〜１５０℃
／ｓｅｃ、所要時間５０〜１５０秒で冷却して再結晶焼
鈍し、ついで溶融亜鉛めっきするのである。
【０００９】また、Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ≦１．００
％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｓ≦０．０３０、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ≦０．００
５０％、およびＴｉ：４８／１４×Ｎ（％）＋４８／３
２×Ｓ（％）＋４８／１２｛Ｃ（％）−０．００１０
％｝≦Ｔｉ≦０．０３５％、Ｎｂ：２Ｃ（％）≦Ｎｂ≦
０．０１５％、Ｐ：０．０３〜０．１０％を含有し、か
つＴｉ（％）×Ｐ（％）≦０．００１％を満足して、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延
して脱スケール処理したのち冷間圧延し、７３０〜Ａ3
変態点の温度に加熱し、冷却途中の７３０〜５００℃の
温度範囲を冷却速度１．５〜１５０℃／ｓｅｃ、所要時
間５０〜１５０秒で冷却して再結晶焼鈍し、ついで溶融
亜鉛めっきしたのち加熱して合金化処理するのである。
％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｓ≦０．０３０、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ≦０．００
５０％、およびＴｉ：４８／１４×Ｎ（％）＋４８／３
２×Ｓ（％）＋４８／１２｛Ｃ（％）−０．００１０
％｝≦Ｔｉ≦０．０３５％、Ｎｂ：２Ｃ（％）≦Ｎｂ≦
０．０１５％、Ｐ：０．０３〜０．１０％を含有し、か
つＴｉ（％）×Ｐ（％）≦０．００１％を満足して、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延
して脱スケール処理したのち冷間圧延し、７３０〜Ａ3
変態点の温度に加熱し、冷却途中の７３０〜５００℃の
温度範囲を冷却速度１．５〜１５０℃／ｓｅｃ、所要時
間５０〜１５０秒で冷却して再結晶焼鈍し、ついで溶融
亜鉛めっきしたのち加熱して合金化処理するのである。
【００１０】
【作用】この発明においては、ＴｉとＮｂを複合添加す
ることによって、鋼中のＮがＴｉによって窒化物として
極めて安定なＴｉＮとして熱延加熱炉中で析出固定し、
熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍の各工程において何等
変化せず、熱間圧延の巻取温度によってその析出形態が
変化しない。また、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加することによ
って（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃのような複合析出物は、熱間圧延
時の仕上前（すなわちオーステナイト温度域）から形成
されて析出を開始するから、巻取温度が低目でも良好な
材質を得ることができる。しかし、Ｎｂ添加量が０．０
１５％を超えると、ＮｂＣの組成に近い析出物になり、
Ｎｂ添加鋼の持つ性質が現れる。また、Ｔｉを０．０３
５％以上添加すると、Ｔｉ添加鋼と同様に二次加工割れ
が発生し易くなる。Ｎｂの添加量は、複合析出物を形成
するためには２Ｃ％以上必要で、かつ０．０１５％を超
えると、前記ＮｂＣの組成に近い析出物になり、Ｎｂ添
加鋼の持つ性質が現れる。また、Ｐの添加量は、Ｔｉ
（％）×Ｐ（％）≦０．００１％を満足させれば、Ｐの
粒界偏析、表面濃化に起因するめっき層厚の差によるタ
テスジの発生を防止できるが、Ｔｉ（％）×Ｐ（％）＞
０．００１％となると、Ｐの偏析、濃化に起因してめっ
き層厚の差によるタテスジが発生する。
ることによって、鋼中のＮがＴｉによって窒化物として
極めて安定なＴｉＮとして熱延加熱炉中で析出固定し、
熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍の各工程において何等
変化せず、熱間圧延の巻取温度によってその析出形態が
変化しない。また、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加することによ
って（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃのような複合析出物は、熱間圧延
時の仕上前（すなわちオーステナイト温度域）から形成
されて析出を開始するから、巻取温度が低目でも良好な
材質を得ることができる。しかし、Ｎｂ添加量が０．０
１５％を超えると、ＮｂＣの組成に近い析出物になり、
Ｎｂ添加鋼の持つ性質が現れる。また、Ｔｉを０．０３
５％以上添加すると、Ｔｉ添加鋼と同様に二次加工割れ
が発生し易くなる。Ｎｂの添加量は、複合析出物を形成
するためには２Ｃ％以上必要で、かつ０．０１５％を超
えると、前記ＮｂＣの組成に近い析出物になり、Ｎｂ添
加鋼の持つ性質が現れる。また、Ｐの添加量は、Ｔｉ
（％）×Ｐ（％）≦０．００１％を満足させれば、Ｐの
粒界偏析、表面濃化に起因するめっき層厚の差によるタ
テスジの発生を防止できるが、Ｔｉ（％）×Ｐ（％）＞
０．００１％となると、Ｐの偏析、濃化に起因してめっ
き層厚の差によるタテスジが発生する。
【００１１】Ｃは含有量が多いとＣを固定するのに必要
なＴｉ、Ｎｂの添加量が増加し、製造コストが高くな
り、複合析出物の析出により超深絞り性に悪影響を及ぼ
すため、０．００５％以下とする。Ｓｉは亜鉛めっき層
の安定した密着性を得るため、０．１０％以下とする。
Ｍｎは鋼に強度を与えるのに必要な元素であるが、０．
２０％未満では強度確保が困難で、１．５０％を超える
とプレス成形性が悪化するので、０．２０〜１．５０％
とする。Ｐは最も強化能の大きい元素で強度を上げるに
は有効であるが、０．０３％未満では強度確保が難し
く、０．１０％を超えると粒界偏析を起こして二次加工
割れの原因となるので、０．０３〜０．１０％とし、か
つ、前記した理由により、Ｔｉ（％）×Ｐ（％）≦０．
００１％とする。ＳはＴｉとの親和力が強く、あまり多
すぎるとＴｉＳとなり、Ｃ，Ｎを固定する有効Ｔｉ量が
減少するため、０．０１０％以下とする。ＡｌはＴｉ、
Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として添加するが、少な過ぎる
るとＴｉ、Ｎｂが脱酸剤として働くため、Ｔｉ、Ｎｂの
歩留低下が著しくなるため０．０１％以上の添加が必要
であるが、あまり多くなるとＡｌ2Ｏ3介在物が増加して
好ましくなく、しかもコストが上昇するため、０．０１
〜０．１０％とする。Ｎは良好な加工性を得るには少な
い方が望ましいが、鋼中に存在するＮの大部分がＴｉに
よりＴｉＮとして固定される。しかし、Ｎ量が多いと必
要Ｔｉ量が増加して好ましくないため、０．００５％以
下とする。
なＴｉ、Ｎｂの添加量が増加し、製造コストが高くな
り、複合析出物の析出により超深絞り性に悪影響を及ぼ
すため、０．００５％以下とする。Ｓｉは亜鉛めっき層
の安定した密着性を得るため、０．１０％以下とする。
Ｍｎは鋼に強度を与えるのに必要な元素であるが、０．
２０％未満では強度確保が困難で、１．５０％を超える
とプレス成形性が悪化するので、０．２０〜１．５０％
とする。Ｐは最も強化能の大きい元素で強度を上げるに
は有効であるが、０．０３％未満では強度確保が難し
く、０．１０％を超えると粒界偏析を起こして二次加工
割れの原因となるので、０．０３〜０．１０％とし、か
つ、前記した理由により、Ｔｉ（％）×Ｐ（％）≦０．
００１％とする。ＳはＴｉとの親和力が強く、あまり多
すぎるとＴｉＳとなり、Ｃ，Ｎを固定する有効Ｔｉ量が
減少するため、０．０１０％以下とする。ＡｌはＴｉ、
Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として添加するが、少な過ぎる
るとＴｉ、Ｎｂが脱酸剤として働くため、Ｔｉ、Ｎｂの
歩留低下が著しくなるため０．０１％以上の添加が必要
であるが、あまり多くなるとＡｌ2Ｏ3介在物が増加して
好ましくなく、しかもコストが上昇するため、０．０１
〜０．１０％とする。Ｎは良好な加工性を得るには少な
い方が望ましいが、鋼中に存在するＮの大部分がＴｉに
よりＴｉＮとして固定される。しかし、Ｎ量が多いと必
要Ｔｉ量が増加して好ましくないため、０．００５％以
下とする。
【００１２】冷間圧延したあとの鋼板の再結晶焼鈍は、
再結晶に必要な７３０℃〜Ａ3変態点の温度に加熱す
る。焼鈍温度から５００℃までの冷却速度は、表面濃化
を起させ十分な密着性のあるめっき層を形成するには、
１．５℃／ｓｅｃ以上必要であるが、１５０℃／ｓｅｃ
を超えると板形状が不安定となって亜鉛めっき性が悪化
する。また、冷却の所要時間は、十分な表面濃化を起さ
せるには５０秒以上必要であるが、１５０秒を超えて長
くても表面濃化の効果が変らず、作業能率が低下するた
め、５０〜１５０秒とする。
再結晶に必要な７３０℃〜Ａ3変態点の温度に加熱す
る。焼鈍温度から５００℃までの冷却速度は、表面濃化
を起させ十分な密着性のあるめっき層を形成するには、
１．５℃／ｓｅｃ以上必要であるが、１５０℃／ｓｅｃ
を超えると板形状が不安定となって亜鉛めっき性が悪化
する。また、冷却の所要時間は、十分な表面濃化を起さ
せるには５０秒以上必要であるが、１５０秒を超えて長
くても表面濃化の効果が変らず、作業能率が低下するた
め、５０〜１５０秒とする。
【００１３】
【実施例】表１に示す成分組成の試料Ｎｏ．１〜７のＴ
ｉ（％）×Ｐ（％）＞０．００１％の比較のための鋼お
よび試料Ｎｏ．８〜２１のＴｉ（％）×Ｐ（％）≦０．
００１％のこの発明の実施による鋼を転炉で溶製し、真
空脱ガス処理したのち連続鋳造して厚さ２１０ｍｍ、幅
１４５０ｍｍの鋼片を製造した。これら試料Ｎｏ．１〜
２１の鋼片を、熱間仕上温度９３０℃、巻取温度６９０
℃で、板厚４．０ｍｍに熱間圧延して連続酸洗により脱
スケール処理し、０．８ｍｍまで冷間圧延したのち、ゼ
ンジマー式溶融亜鉛めっきラインにおいて７８０℃に加
熱して３０秒間保持して焼鈍した。冷却時の７３０℃か
ら５００℃までの所要時間は５５秒で、平均冷却速度は
４．２℃／ｓｅｃであった。溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ
濃度は０．１０％で、両面４５ｇ／ｍ2の亜鉛めっきを
施し、さらに６００℃に加熱して合金化処理を行ったの
ち、伸び率０．８％のスキンパスを行った。そして各溶
融亜鉛めっき鋼板から試料を採取し、機械的性質の試験
およびめっきコイル表面性状について調査した。その結
果を表２に示す。また、鋼中のＰとＴｉとめっき層の厚
み差に起因するタテスジの有無との関係を図１に示す。
ｉ（％）×Ｐ（％）＞０．００１％の比較のための鋼お
よび試料Ｎｏ．８〜２１のＴｉ（％）×Ｐ（％）≦０．
００１％のこの発明の実施による鋼を転炉で溶製し、真
空脱ガス処理したのち連続鋳造して厚さ２１０ｍｍ、幅
１４５０ｍｍの鋼片を製造した。これら試料Ｎｏ．１〜
２１の鋼片を、熱間仕上温度９３０℃、巻取温度６９０
℃で、板厚４．０ｍｍに熱間圧延して連続酸洗により脱
スケール処理し、０．８ｍｍまで冷間圧延したのち、ゼ
ンジマー式溶融亜鉛めっきラインにおいて７８０℃に加
熱して３０秒間保持して焼鈍した。冷却時の７３０℃か
ら５００℃までの所要時間は５５秒で、平均冷却速度は
４．２℃／ｓｅｃであった。溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ
濃度は０．１０％で、両面４５ｇ／ｍ2の亜鉛めっきを
施し、さらに６００℃に加熱して合金化処理を行ったの
ち、伸び率０．８％のスキンパスを行った。そして各溶
融亜鉛めっき鋼板から試料を採取し、機械的性質の試験
およびめっきコイル表面性状について調査した。その結
果を表２に示す。また、鋼中のＰとＴｉとめっき層の厚
み差に起因するタテスジの有無との関係を図１に示す。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】表２および図１に示すとおり、Ｔｉ（％）
×Ｐ（％）＞０．００１％の試料Ｎｏ．１〜７の比較鋼
は、いずれもめっきコイル表面にＰの偏析および濃化に
起因するめっき層の厚さの差によるタテスジが発生して
表面性状が不良であった。これに対し、Ｔｉ（％）×Ｐ
（％）≦０．００１％の試料Ｎｏ．８〜２１の本発明鋼
の場合は、いずれもめっきコイル表面にＰの偏析および
濃化に起因するめっき層の厚さの差によるタテスジの発
生がなく、自動車用外装材に十分適用できる良好な表面
性状であった。
×Ｐ（％）＞０．００１％の試料Ｎｏ．１〜７の比較鋼
は、いずれもめっきコイル表面にＰの偏析および濃化に
起因するめっき層の厚さの差によるタテスジが発生して
表面性状が不良であった。これに対し、Ｔｉ（％）×Ｐ
（％）≦０．００１％の試料Ｎｏ．８〜２１の本発明鋼
の場合は、いずれもめっきコイル表面にＰの偏析および
濃化に起因するめっき層の厚さの差によるタテスジの発
生がなく、自動車用外装材に十分適用できる良好な表面
性状であった。
【００１７】
【発明の効果】以上述べたとおり、この発明方法によれ
ば、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼のＰの偏析や表層への濃化を
防止でき、自動車用に適した表面性状、加工性に優れた
高張力溶融亜鉛めっき鋼板を、安価に製造することがで
きる。
ば、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼のＰの偏析や表層への濃化を
防止でき、自動車用に適した表面性状、加工性に優れた
高張力溶融亜鉛めっき鋼板を、安価に製造することがで
きる。
【図１】実施例における鋼中のＰとＴｉとめっき層の厚
み差に起因するタテスジの有無との関係を示すグラフで
ある。
み差に起因するタテスジの有無との関係を示すグラフで
ある。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ≦１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｓ≦０．０３０、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ≦０．００５
０％、およびＴｉ：４８／１４×Ｎ（％）＋４８／３２
×Ｓ（％）＋４８／１２｛Ｃ（％）−０．００１０％｝
≦Ｔｉ≦０．０３５％、Ｎｂ：２Ｃ（％）≦Ｎｂ≦０．
０１５％、Ｐ：０．０３〜０．１０％を含有し、かつＴ
ｉ（％）×Ｐ（％）≦０．００１％を満足して、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延して
脱スケール処理したのち冷間圧延し、７３０〜Ａ3変態
点の温度に加熱し、冷却途中の７３０〜５００℃の温度
範囲を冷却速度１．５〜１５０℃／ｓｅｃ、所要時間５
０〜１５０秒で冷却して再結晶焼鈍し、ついで溶融亜鉛
めっきすることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ≦１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｓ≦０．０３０、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ≦０．００５
０％、およびＴｉ：４８／１４×Ｎ（％）＋４８／３２
×Ｓ（％）＋４８／１２｛Ｃ（％）−０．００１０％｝
≦Ｔｉ≦０．０３５％、Ｎｂ：２Ｃ（％）≦Ｎｂ≦０．
０１５％、Ｐ：０．０３〜０．１０％を含有し、かつＴ
ｉ（％）×Ｐ（％）≦０．００１％を満足して、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延して
脱スケール処理したのち冷間圧延し、７３０〜Ａ3変態
点の温度に加熱し、冷却途中の７３０〜５００℃の温度
範囲を冷却速度１．５〜１５０℃／ｓｅｃ、所要時間５
０〜１５０秒で冷却して再結晶焼鈍し、ついで溶融亜鉛
めっきしたのち加熱して合金化処理することを特徴とす
る加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3348691A JPH05156367A (ja) | 1991-12-04 | 1991-12-04 | 加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3348691A JPH05156367A (ja) | 1991-12-04 | 1991-12-04 | 加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05156367A true JPH05156367A (ja) | 1993-06-22 |
Family
ID=18398711
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3348691A Pending JPH05156367A (ja) | 1991-12-04 | 1991-12-04 | 加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05156367A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0657560A1 (en) * | 1993-06-25 | 1995-06-14 | Kawasaki Steel Corporation | Method of hot-dip-zinc-plating high-tension steel plate reduced in unplated portions |
-
1991
- 1991-12-04 JP JP3348691A patent/JPH05156367A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0657560A1 (en) * | 1993-06-25 | 1995-06-14 | Kawasaki Steel Corporation | Method of hot-dip-zinc-plating high-tension steel plate reduced in unplated portions |
| EP0657560A4 (en) * | 1993-06-25 | 1995-11-29 | Kawasaki Steel Co | METHOD FOR HOT-GALNIFYING HIGH-STRENGTH STEEL SHEET WITH LESS UNCOATED AREAS. |
| US5677005A (en) * | 1993-06-25 | 1997-10-14 | Kawasaki Steel Corporation | Method for hot dip galvanizing high tensile steel strip with minimal bare spots |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2415894B1 (en) | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same | |
| JP5532088B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5846445B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| EP1568791A1 (en) | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
| EP0767247A1 (en) | Cold-rolled steel sheet and hot-dipped galvanized steel sheet excellent in uniform workability, and process for producing the sheets | |
| JPWO2020148948A1 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3528716B2 (ja) | 表面性状およびプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3714094B2 (ja) | 加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08176735A (ja) | 缶用鋼板とその製造方法 | |
| JP2800541B2 (ja) | 深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 | |
| JP4367205B2 (ja) | 鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法 | |
| JP3829621B2 (ja) | 高張力冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP3023875B2 (ja) | 表面性状に優れた高加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH06306531A (ja) | 焼付硬化性に優れた加工用冷延鋼板及び表面処理鋼板 | |
| JPH0657337A (ja) | 成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH05230542A (ja) | 加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板の製造方法 | |
| JPS582248B2 (ja) | 加工性のすぐれた溶融メツキ鋼板の製造法 | |
| JP3812248B2 (ja) | 表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002249849A (ja) | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH05156367A (ja) | 加工性に優れた高張力溶融めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2948416B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3043901B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH0699760B2 (ja) | 超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 | |
| JP3716439B2 (ja) | めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2549539B2 (ja) | 超深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |