JPH05230614A - 深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法Info
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- JPH05230614A JPH05230614A JP7000592A JP7000592A JPH05230614A JP H05230614 A JPH05230614 A JP H05230614A JP 7000592 A JP7000592 A JP 7000592A JP 7000592 A JP7000592 A JP 7000592A JP H05230614 A JPH05230614 A JP H05230614A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 深絞り用軟鋼級のｒ値を有する高強度溶融亜
鉛メッキ鋼板を製造する。 【構成】 Ｃ≦0.010 ％以下，Si：0.05〜0.4 ％，Mn：
0.2 〜2.5 ％，Ｐ≦0.04％，Ｓ≦0.01％以下，Al≦0.10
％以下，Ｎ≦0.0050％，Cu：0.5 〜2.0 ％，Ni≦1.0
％，Ｂ：0.0001〜0.0020％，Ti：0.005 〜0.1 ％，Nb：
0.002 〜0.05％含有する鋼をAr3 点以上で熱間圧延し、
６８０〜８００℃で巻き取った熱延鋼帯を酸洗・冷間圧
延した後、７５０〜８７０℃で連続焼鈍し、５００〜６
００℃時効処理を行い、その後溶融亜鉛メッキを施し
て、誘導加熱方式の炉で合金化処理を行う。
鉛メッキ鋼板を製造する。 【構成】 Ｃ≦0.010 ％以下，Si：0.05〜0.4 ％，Mn：
0.2 〜2.5 ％，Ｐ≦0.04％，Ｓ≦0.01％以下，Al≦0.10
％以下，Ｎ≦0.0050％，Cu：0.5 〜2.0 ％，Ni≦1.0
％，Ｂ：0.0001〜0.0020％，Ti：0.005 〜0.1 ％，Nb：
0.002 〜0.05％含有する鋼をAr3 点以上で熱間圧延し、
６８０〜８００℃で巻き取った熱延鋼帯を酸洗・冷間圧
延した後、７５０〜８７０℃で連続焼鈍し、５００〜６
００℃時効処理を行い、その後溶融亜鉛メッキを施し
て、誘導加熱方式の炉で合金化処理を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、深絞り用高強度溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法に係り、Cuを添加した極低炭素
鋼を素材とした深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板に関するも
ので、特に高いｒ値を有し、かつ高強度を有する溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法を得ようとするものである。
鉛メッキ鋼板の製造方法に係り、Cuを添加した極低炭素
鋼を素材とした深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板に関するも
ので、特に高いｒ値を有し、かつ高強度を有する溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法を得ようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境問題が取りざたされてい
る中、自動車の排気ガス規制の見地から、鋼板の高強度
化による自動車車体材料の薄肉軽量化によって自動車の
燃費を向上する動きがある。また、最近では自動車車体
の高耐食性が要求されており、亜鉛メッキを施した高強
度鋼板に対する要求が増している。
る中、自動車の排気ガス規制の見地から、鋼板の高強度
化による自動車車体材料の薄肉軽量化によって自動車の
燃費を向上する動きがある。また、最近では自動車車体
の高耐食性が要求されており、亜鉛メッキを施した高強
度鋼板に対する要求が増している。
【０００３】然して、従来より、成形性に優れた高強度
冷延鋼板の製造方法に関しては、極低炭素鋼にTi、Nbな
どの炭窒化物形成元素を添加したＩＦ（Interstitial F
ree)鋼にSi、Mn、P などの固溶強化元素を添加して高強
度化した鋼がある。例えば、特公昭61-10007号や特公昭
63-52087号などがあげられる。しかし、これらの鋼では
高ｒ値を確保するためには、強度レベルは４０kgf/mm2
程度が限界である。
冷延鋼板の製造方法に関しては、極低炭素鋼にTi、Nbな
どの炭窒化物形成元素を添加したＩＦ（Interstitial F
ree)鋼にSi、Mn、P などの固溶強化元素を添加して高強
度化した鋼がある。例えば、特公昭61-10007号や特公昭
63-52087号などがあげられる。しかし、これらの鋼では
高ｒ値を確保するためには、強度レベルは４０kgf/mm2
程度が限界である。
【０００４】一方、Cuを多量に添加した鋼を５００〜６
００℃の温度で時効するとε−Cuが析出し、鋼の強度が
上昇することが知られている。Cu添加鋼の性質として特
公平2-15609 号では、熱間圧延後５００〜６５０℃の範
囲で巻取りを行うとコイルの徐冷中にCuが微細に析出
し、焼鈍時に再結晶を遅らせる作用があるため、４５０
℃以下または７００℃以上で巻取ることが望ましいとし
ている。しかし巻取温度が４５０℃以下の場合、Cuは析
出しないが、TiC 、Ti4C2S2 等の析出サイズが小さく本
来ＩＦ鋼に期待される高ｒ値を得るたとは難しい。また
巻取温度が７００℃以上の場合、析出したCuは粗大化し
ており再結晶には影響しないが、析出したCuによって焼
鈍後のｒ値が劣化する。
００℃の温度で時効するとε−Cuが析出し、鋼の強度が
上昇することが知られている。Cu添加鋼の性質として特
公平2-15609 号では、熱間圧延後５００〜６５０℃の範
囲で巻取りを行うとコイルの徐冷中にCuが微細に析出
し、焼鈍時に再結晶を遅らせる作用があるため、４５０
℃以下または７００℃以上で巻取ることが望ましいとし
ている。しかし巻取温度が４５０℃以下の場合、Cuは析
出しないが、TiC 、Ti4C2S2 等の析出サイズが小さく本
来ＩＦ鋼に期待される高ｒ値を得るたとは難しい。また
巻取温度が７００℃以上の場合、析出したCuは粗大化し
ており再結晶には影響しないが、析出したCuによって焼
鈍後のｒ値が劣化する。
【０００５】また一般にＩＦ鋼は固溶ＣをTi、Nb等の元
素で析出固定しており、粒界上にＣがないため粒界強度
が低下し２次加工脆化遷移温度が上昇するという問題が
あるが、とくにCu添加鋼においては時効処理を行って強
度を上昇させるとＰの粒界偏析によって２次加工脆化遷
移温度が著しく上昇するという問題がある。このため特
開平2-145726号では粒界強化元素であるＢを添加するこ
とによって２次加工脆化遷移温度が上昇するのを防止し
ているが、熱延巻取温度を低く限定しているため、Ｂ添
加によるｒ値の改善効果は顕著ではない。
素で析出固定しており、粒界上にＣがないため粒界強度
が低下し２次加工脆化遷移温度が上昇するという問題が
あるが、とくにCu添加鋼においては時効処理を行って強
度を上昇させるとＰの粒界偏析によって２次加工脆化遷
移温度が著しく上昇するという問題がある。このため特
開平2-145726号では粒界強化元素であるＢを添加するこ
とによって２次加工脆化遷移温度が上昇するのを防止し
ているが、熱延巻取温度を低く限定しているため、Ｂ添
加によるｒ値の改善効果は顕著ではない。
【０００６】更に、このような鋼に亜鉛メッキを施す場
合、通常の冷延板を連続溶融亜鉛メッキラインに通板す
るだけでは時効時間が短く、十分な強度上昇が得られな
い。このような問題点を解決するため、特開平3-111519
号では連続焼鈍ラインで再結晶焼鈍を行った後、連続溶
融亜鉛メッキラインを通板し、このときに時効処理を行
ってから溶融亜鉛メッキを施す方法を開示している。し
かしこの場合、合金化処理の方法については詳細に検討
していない。このため合金化処理の工程を用いて、十分
に強度を上昇させる技術には至っていない。
合、通常の冷延板を連続溶融亜鉛メッキラインに通板す
るだけでは時効時間が短く、十分な強度上昇が得られな
い。このような問題点を解決するため、特開平3-111519
号では連続焼鈍ラインで再結晶焼鈍を行った後、連続溶
融亜鉛メッキラインを通板し、このときに時効処理を行
ってから溶融亜鉛メッキを施す方法を開示している。し
かしこの場合、合金化処理の方法については詳細に検討
していない。このため合金化処理の工程を用いて、十分
に強度を上昇させる技術には至っていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】以上の如くであって、
従来技術においては夫々に問題点を有しており、好まし
いものとなし得ない。然して最近の自動車業界では部品
の複雑化にともない鋼板の高成形性と高強度化による薄
手化を図り、燃費の向上が要望されている。このような
状況下で、従来の方法では、本来ＩＦ鋼に期待されるｒ
値が得られず、また２次加工脆化遷移温度の上昇を防止
するためＢの添加を行うとｒ値が劣化するという問題が
あった。また、従来法による溶融亜鉛メッキ鋼板の製造
方法では十分に強度を上昇させることができず、このた
め高成形性、高強度化、さらに高耐食性を有する鋼板に
対する要求に応えるためには十分でない。
従来技術においては夫々に問題点を有しており、好まし
いものとなし得ない。然して最近の自動車業界では部品
の複雑化にともない鋼板の高成形性と高強度化による薄
手化を図り、燃費の向上が要望されている。このような
状況下で、従来の方法では、本来ＩＦ鋼に期待されるｒ
値が得られず、また２次加工脆化遷移温度の上昇を防止
するためＢの添加を行うとｒ値が劣化するという問題が
あった。また、従来法による溶融亜鉛メッキ鋼板の製造
方法では十分に強度を上昇させることができず、このた
め高成形性、高強度化、さらに高耐食性を有する鋼板に
対する要求に応えるためには十分でない。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は上記したような
従来のものにおける技術的課題を解決することについて
検討を重ね、極低炭素鋼に0.５％以上のCuと0.００２０
％以下のＢを複合添加した場合に、熱間圧延後６８０℃
〜８００℃の温度範囲で巻取りを行うことによって、再
結晶集合組織が著しく改善されてｒ値が上昇することを
新規に知見するとともに、連続焼鈍後0.５〜5.０％の調
質圧延を行った後、５００〜６００℃の温度で時効処理
を行ってから、溶融亜鉛メッキを施し、誘導加熱方式の
炉で合金化することによって高強度化を達成したもので
あって、以下の如くである。
従来のものにおける技術的課題を解決することについて
検討を重ね、極低炭素鋼に0.５％以上のCuと0.００２０
％以下のＢを複合添加した場合に、熱間圧延後６８０℃
〜８００℃の温度範囲で巻取りを行うことによって、再
結晶集合組織が著しく改善されてｒ値が上昇することを
新規に知見するとともに、連続焼鈍後0.５〜5.０％の調
質圧延を行った後、５００〜６００℃の温度で時効処理
を行ってから、溶融亜鉛メッキを施し、誘導加熱方式の
炉で合金化することによって高強度化を達成したもので
あって、以下の如くである。
【０００９】（1) wt％で、 Ｃ：0.010 ％以下、 S
i：0.05〜0.4 ％、Mn：0.2 〜2.5 ％、 Ｐ：0.04％以
下、 Ｓ：0.01％以下 Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0050％以下、 Cu：0.5 〜
2.0 ％、Ni：1.0 ％以下、 Ｂ：0.0001〜0.0020％ を含有すると共に、Ti：0.005 〜0.1 ％、Nb：0.002 〜
0.05％の何れか１種または２種を含有し、残部Feおよび
不可避不純物よりなる鋼をAr3点以上の温度で熱間圧延
し、６８０℃以上８００℃以下の温度で巻き取った熱延
鋼帯を酸洗、冷間圧延した後、７５０〜８７０℃の温度
で連続焼鈍を行い、次いで５００〜６００℃の温度で時
効処理を行い、その後溶融亜鉛メッキを施し、誘導加熱
方式の炉で合金化処理を行うことを特徴とする深絞り用
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
i：0.05〜0.4 ％、Mn：0.2 〜2.5 ％、 Ｐ：0.04％以
下、 Ｓ：0.01％以下 Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0050％以下、 Cu：0.5 〜
2.0 ％、Ni：1.0 ％以下、 Ｂ：0.0001〜0.0020％ を含有すると共に、Ti：0.005 〜0.1 ％、Nb：0.002 〜
0.05％の何れか１種または２種を含有し、残部Feおよび
不可避不純物よりなる鋼をAr3点以上の温度で熱間圧延
し、６８０℃以上８００℃以下の温度で巻き取った熱延
鋼帯を酸洗、冷間圧延した後、７５０〜８７０℃の温度
で連続焼鈍を行い、次いで５００〜６００℃の温度で時
効処理を行い、その後溶融亜鉛メッキを施し、誘導加熱
方式の炉で合金化処理を行うことを特徴とする深絞り用
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【００１０】（2) 前記（1)項に記載の方法において、
連続焼鈍後0.５〜5.０％の調質圧延を行った後、５００
〜６００℃の温度で時効処理を行い、その後溶融亜鉛メ
ッキを施し、誘導加熱方式の炉で合金化処理を行うこと
を特徴とする深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造
方法。
連続焼鈍後0.５〜5.０％の調質圧延を行った後、５００
〜６００℃の温度で時効処理を行い、その後溶融亜鉛メ
ッキを施し、誘導加熱方式の炉で合金化処理を行うこと
を特徴とする深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造
方法。
【００１１】
【作用】上記したような本発明における鋼成分限定理由
について先ず説明すると、以下の如くである。 Ｃ：0.０１０％以下。 Ｃは、高ｒ値を保つためには少ない方がよいが、実用上
本発明の効果を損なわない範囲として、その上限を0.０
１０％以下に限定した。
について先ず説明すると、以下の如くである。 Ｃ：0.０１０％以下。 Ｃは、高ｒ値を保つためには少ない方がよいが、実用上
本発明の効果を損なわない範囲として、その上限を0.０
１０％以下に限定した。
【００１２】Si：0.０５〜0.４％。 Siは、固溶強化元素として鋼板の強化に寄与するが、0.
０５％未満では強化に寄与しないため、下限を0.０５％
とした。また、0.４％を越えて含有すると溶融亜鉛メッ
キの密着性を著しく低下させるので0.４％以下とした。
０５％未満では強化に寄与しないため、下限を0.０５％
とした。また、0.４％を越えて含有すると溶融亜鉛メッ
キの密着性を著しく低下させるので0.４％以下とした。
【００１３】Mn：0.２〜2.５％。 Mnは、Ｓの固定のためその下限値を0.２％とし、また2.
５％を超えて含有するとｒ値を著しく劣化させるのでそ
の上限値を2.５％とした。
５％を超えて含有するとｒ値を著しく劣化させるのでそ
の上限値を2.５％とした。
【００１４】Ｐ：0.０４％以下。 Ｐは、最も安価に鋼を強化できるが、0.０４％を越えて
含有すると粒界への偏析が多くなり２次加工脆化を引き
起こすばかりでなく、合金化反応を遅らせ焼きムラの原
因となるため、0.０４％以下に限定した。
含有すると粒界への偏析が多くなり２次加工脆化を引き
起こすばかりでなく、合金化反応を遅らせ焼きムラの原
因となるため、0.０４％以下に限定した。
【００１５】Ｓ：0.０１％以下。 Ｓは、できる限り低減した方が望ましい。0.０１％を越
えて含有すると鋼の延性を劣化させるので、0.０１％以
下とした。
えて含有すると鋼の延性を劣化させるので、0.０１％以
下とした。
【００１６】Al：0.１０％以下。 Alは、脱酸およびＮの固定のために必要であるが、多量
に添加するとコストの上昇をもたらすため0.１０％以下
とした。
に添加するとコストの上昇をもたらすため0.１０％以下
とした。
【００１７】Ｎ：0.００５０％以下。 Ｎは、高ｒ値を得るためには、少ない方が望ましいが、
本発明の効果をそこなわない範囲として、その上限を0.
００５０％とした。
本発明の効果をそこなわない範囲として、その上限を0.
００５０％とした。
【００１８】Cu：0.５〜2.０％。 Cuは、本発明において最も重要な添加元素であり、時効
処理をすることによってε−Cuを析出させて鋼の強度を
上昇させるためには、添加は必須である。即ちち0.５％
未満ではこのような強度の上昇が適切に認められず、一
方、2.０％を越えて添加してもそれ以上強度上昇に対し
て効果がないので、0.５〜2.０％に限定した。
処理をすることによってε−Cuを析出させて鋼の強度を
上昇させるためには、添加は必須である。即ちち0.５％
未満ではこのような強度の上昇が適切に認められず、一
方、2.０％を越えて添加してもそれ以上強度上昇に対し
て効果がないので、0.５〜2.０％に限定した。
【００１９】Ni：1.０％以下。 一般に、Cu添加鋼では熱間圧延時にCuが表面に濃化して
Cuキズと呼ばれる表面欠陥が生じ、これを防止するため
Niを含有させる。しかし、あまり多量に添加するとコス
トの上昇を招くので、その上限を1.０％とした。
Cuキズと呼ばれる表面欠陥が生じ、これを防止するため
Niを含有させる。しかし、あまり多量に添加するとコス
トの上昇を招くので、その上限を1.０％とした。
【００２０】Ti：0.００５〜1.０％。 Tiは、Ｃの固定をなし、ｒ値を向上させる働きがある。
すなわち0.００５％未満ではその効果がなく、また多量
に添加すると溶融亜鉛メッキの密着性を劣化させるだけ
でなく、コストの上昇を招くのでめの上限を1.０％とし
た。
すなわち0.００５％未満ではその効果がなく、また多量
に添加すると溶融亜鉛メッキの密着性を劣化させるだけ
でなく、コストの上昇を招くのでめの上限を1.０％とし
た。
【００２１】Ｂ：0.０００１〜0.００２０％。 Ｂは、２次加工脆化防止のため粒界強化元素として添加
するとともに、Cuとの複合添加し、熱延巻取温度を６８
０〜８００℃にすることによって深絞り性の向上に対し
て有効な再結晶集合組織を発達させるために添加は必須
である。即ち、0.０００１％未満ではそれらの効果が不
充分であり、0.００２０％を越えて含有するとｒ値が劣
化するのでこの範囲に限定した。
するとともに、Cuとの複合添加し、熱延巻取温度を６８
０〜８００℃にすることによって深絞り性の向上に対し
て有効な再結晶集合組織を発達させるために添加は必須
である。即ち、0.０００１％未満ではそれらの効果が不
充分であり、0.００２０％を越えて含有するとｒ値が劣
化するのでこの範囲に限定した。
【００２２】Nb：0.００２〜0.０５％。 Nbは、Tiと同様にＣの固定を行う作用があり、Tiとの複
合添加によりさらにｒ値が上昇する。即ち、0.００２％
未満ではそれらの効果が少く、一方、0.０５％を超えて
多量に添加するとコストの上昇を招くのでこの範囲に限
定した。
合添加によりさらにｒ値が上昇する。即ち、0.００２％
未満ではそれらの効果が少く、一方、0.０５％を超えて
多量に添加するとコストの上昇を招くのでこの範囲に限
定した。
【００２３】つぎに本発明の製造条件の限定理由につい
て述べると、熱間圧延はAr3 変態点以上で行う。即ち、
Ar3 変態点未満では、焼鈍後のｒ値が劣化するのでこの
範囲に限定した。
て述べると、熱間圧延はAr3 変態点以上で行う。即ち、
Ar3 変態点未満では、焼鈍後のｒ値が劣化するのでこの
範囲に限定した。
【００２４】つぎに巻取温度の限定理由について述べる
と、通常ε−Cu析出強化型冷延鋼板の場合、５００℃未
満の低温で巻き取ってε−Cu析出によるｒ値の劣化を防
止するのがよいとされているが、CuとＢを複合添加した
場合に、６８０℃以上の温度で巻取りを行うと粗大に析
出したε−CuとＢの複合作用により再結晶集合組織が著
しく改善され、ｒ値が著しく上昇することを新たに知見
した。また８００℃を越える温度で巻取ると熱延巻取後
のフェライト粒径が粗大になり連続焼鈍後のｒ値が劣化
する。このため巻取温度を６８０〜８００℃の範囲に限
定した。
と、通常ε−Cu析出強化型冷延鋼板の場合、５００℃未
満の低温で巻き取ってε−Cu析出によるｒ値の劣化を防
止するのがよいとされているが、CuとＢを複合添加した
場合に、６８０℃以上の温度で巻取りを行うと粗大に析
出したε−CuとＢの複合作用により再結晶集合組織が著
しく改善され、ｒ値が著しく上昇することを新たに知見
した。また８００℃を越える温度で巻取ると熱延巻取後
のフェライト粒径が粗大になり連続焼鈍後のｒ値が劣化
する。このため巻取温度を６８０〜８００℃の範囲に限
定した。
【００２５】上記のようにして巻取った後、酸洗、冷間
圧延した鋼板を７５０〜８７０℃の温度で連続焼鈍す
る。前記のような冷間圧延後における焼鈍は再結晶させ
ると同時に、巻取後の冷却中に析出したε−Cuを再固溶
させて合金化処理後のＴＳ上昇量を最大とするために、
Cuのフェライト中への固溶限が最大となる７５０〜８７
０℃に限定した。
圧延した鋼板を７５０〜８７０℃の温度で連続焼鈍す
る。前記のような冷間圧延後における焼鈍は再結晶させ
ると同時に、巻取後の冷却中に析出したε−Cuを再固溶
させて合金化処理後のＴＳ上昇量を最大とするために、
Cuのフェライト中への固溶限が最大となる７５０〜８７
０℃に限定した。
【００２６】前述したような連続焼鈍後、0.５〜5.０％
の調質圧延を行う。ここで調質圧延の伸張率を限定する
理由は、調質圧延によって加えた歪によって、つぎの時
効処理工程でのε−Cuの析出速度を加速し、短時間処理
によっても鋼板の強度を上昇させるためである。即ち、
0.５％未満ではその効果がなく、5.０％を超えて調質圧
延を行うと製品のｒ値が著しく劣化する。このため、上
記範囲に調質圧延の伸張率を限定した。
の調質圧延を行う。ここで調質圧延の伸張率を限定する
理由は、調質圧延によって加えた歪によって、つぎの時
効処理工程でのε−Cuの析出速度を加速し、短時間処理
によっても鋼板の強度を上昇させるためである。即ち、
0.５％未満ではその効果がなく、5.０％を超えて調質圧
延を行うと製品のｒ値が著しく劣化する。このため、上
記範囲に調質圧延の伸張率を限定した。
【００２７】上記のような調質圧延後に、５００〜６０
０℃の温度で時効処理を行う。すなわち、５００℃未満
ではε−Cuが析出せず、強度が上昇しない。また、６０
０℃を越えるとε−Cuが粗大化し、強化に寄与しなくな
るので、上記範囲に限定した。時効処理の時間はとくに
言及しないが、好ましくは0.５分以上である。0.５分未
満では、ε−Cuが十分に析出しないため、強度上昇があ
まり望めないからである。また、時効処理時間の上限に
ついては、生産性と所望の強度レベルより時効時間を決
定し、ライン速度により調整すれば良い。
０℃の温度で時効処理を行う。すなわち、５００℃未満
ではε−Cuが析出せず、強度が上昇しない。また、６０
０℃を越えるとε−Cuが粗大化し、強化に寄与しなくな
るので、上記範囲に限定した。時効処理の時間はとくに
言及しないが、好ましくは0.５分以上である。0.５分未
満では、ε−Cuが十分に析出しないため、強度上昇があ
まり望めないからである。また、時効処理時間の上限に
ついては、生産性と所望の強度レベルより時効時間を決
定し、ライン速度により調整すれば良い。
【００２８】上述したような時効処理後、鋼板に溶融亜
鉛メッキを施す。溶融亜鉛メッキを施した後、鋼板に合
金化処理を行う。一般に、合金化処理は５００℃付近の
温度で行われるため、この処理中にもε−Cuを析出させ
て強度を上昇させるのである。さて、合金化処理を行う
ことで鋼板の強度は上昇するのであるが、この処理中に
析出するε−Cuの量は合金化炉の加熱方式によって異な
ることを本発明者らは知見した。即ち、通常のバーナー
加熱方式やラジアントチューブ等による加熱方式より
も、誘導加熱方式の炉において合金化処理を行った方が
強度の上昇量が大きいことを知見した。
鉛メッキを施す。溶融亜鉛メッキを施した後、鋼板に合
金化処理を行う。一般に、合金化処理は５００℃付近の
温度で行われるため、この処理中にもε−Cuを析出させ
て強度を上昇させるのである。さて、合金化処理を行う
ことで鋼板の強度は上昇するのであるが、この処理中に
析出するε−Cuの量は合金化炉の加熱方式によって異な
ることを本発明者らは知見した。即ち、通常のバーナー
加熱方式やラジアントチューブ等による加熱方式より
も、誘導加熱方式の炉において合金化処理を行った方が
強度の上昇量が大きいことを知見した。
【００２９】つまりこのような関係については合金化処
理のような短時間での加熱においては、通常の加熱方式
では板厚中心部まで均熱されるのに時間がかかるため、
所定の時効硬化量を達成するためには過度の合金化が不
可避であったのに対し、誘導加熱方式の炉では短時間に
板厚中心部から加熱されることから、過度の合金化を伴
うことなくε−Cuの析出処理が可能となる。したがっ
て、本発明においては合金化処理を誘導加熱方式の炉で
行うように限定するのである。また、本発明における副
次的な効果として、合金化処理を誘導加熱方式の炉で行
った方が亜鉛メッキの密着性がよいことが判明した。つ
まり本発明においては、ε−Cuの析出処理を合金化処理
の工程で従来鋼以上に多量のε−Cuを析出させることが
できるため、前工程の時効処理の時間を短くすることが
でき、このため時効処理によって生産性を下げてしまう
恐れもない。即ち、本発明によれば、高強度でしかも高
ｒ値を有する従来にない深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板が
容易に製造できる。
理のような短時間での加熱においては、通常の加熱方式
では板厚中心部まで均熱されるのに時間がかかるため、
所定の時効硬化量を達成するためには過度の合金化が不
可避であったのに対し、誘導加熱方式の炉では短時間に
板厚中心部から加熱されることから、過度の合金化を伴
うことなくε−Cuの析出処理が可能となる。したがっ
て、本発明においては合金化処理を誘導加熱方式の炉で
行うように限定するのである。また、本発明における副
次的な効果として、合金化処理を誘導加熱方式の炉で行
った方が亜鉛メッキの密着性がよいことが判明した。つ
まり本発明においては、ε−Cuの析出処理を合金化処理
の工程で従来鋼以上に多量のε−Cuを析出させることが
できるため、前工程の時効処理の時間を短くすることが
でき、このため時効処理によって生産性を下げてしまう
恐れもない。即ち、本発明によれば、高強度でしかも高
ｒ値を有する従来にない深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板が
容易に製造できる。
【００３０】
【実施例】本発明によるものの具体的実施例について説
明すると、以下の如くである。 （実施例１）本発明者等は次の表１に示す成分の鋼を溶
製してスラブとし、熱間圧延して板厚を4.０mmとし、巻
取温度を 450〜850 ℃の範囲で変化させて巻き取った。
明すると、以下の如くである。 （実施例１）本発明者等は次の表１に示す成分の鋼を溶
製してスラブとし、熱間圧延して板厚を4.０mmとし、巻
取温度を 450〜850 ℃の範囲で変化させて巻き取った。
【００３１】
【表１】
【００３２】上記のようにして巻取って得られた熱延板
を酸洗後、冷間圧延して0.８mmの冷延板とした。その
後、８５０℃で連続焼鈍し、0.８％の調圧後、５８０℃
で1.５分間時効処理を行った。その後、目付量５０／５
０ｇ／m2の溶融亜鉛メッキを施し、誘導加熱方式の合金
化炉で１５秒間合金化処理を行った。その後、引張試験
片を採取して、引張試験に供した。
を酸洗後、冷間圧延して0.８mmの冷延板とした。その
後、８５０℃で連続焼鈍し、0.８％の調圧後、５８０℃
で1.５分間時効処理を行った。その後、目付量５０／５
０ｇ／m2の溶融亜鉛メッキを施し、誘導加熱方式の合金
化炉で１５秒間合金化処理を行った。その後、引張試験
片を採取して、引張試験に供した。
【００３３】試験結果を図１に示すが、鋼１，２とも５
００〜６５０℃までの巻取温度範囲では、ｒ値は著しく
劣化するのに対し、６８０℃以上の範囲では鋼２はＢ無
添加のため、ｒ値の改善効果はほとんどなく、鋼１では
６８０〜８００℃の範囲において、ｒ値は著しく向上し
ている。
００〜６５０℃までの巻取温度範囲では、ｒ値は著しく
劣化するのに対し、６８０℃以上の範囲では鋼２はＢ無
添加のため、ｒ値の改善効果はほとんどなく、鋼１では
６８０〜８００℃の範囲において、ｒ値は著しく向上し
ている。
【００３４】（実施例２）表１に示す成分の鋼を溶製し
てスラブとし、熱間圧延して板厚を4.０mmとして、７２
０℃でコイルに巻取った。得られた熱延板を酸洗し、冷
間圧延して板厚を0.８mmとした。その後、８５０℃で連
続焼鈍し、０〜６％の伸長率範囲で調質圧延を行った。
その後、５５０℃で1.５分間の時効処理を行った後、溶
融亜鉛メッキを施し、誘導加熱方式の炉で２０秒間合金
化処理を行った。その後、引張試験片を採取して、引張
試験に供した。なお、溶融亜鉛メッキの目付量は６０／
６０ｇ／m2とした。
てスラブとし、熱間圧延して板厚を4.０mmとして、７２
０℃でコイルに巻取った。得られた熱延板を酸洗し、冷
間圧延して板厚を0.８mmとした。その後、８５０℃で連
続焼鈍し、０〜６％の伸長率範囲で調質圧延を行った。
その後、５５０℃で1.５分間の時効処理を行った後、溶
融亜鉛メッキを施し、誘導加熱方式の炉で２０秒間合金
化処理を行った。その後、引張試験片を採取して、引張
試験に供した。なお、溶融亜鉛メッキの目付量は６０／
６０ｇ／m2とした。
【００３５】得られた結果を図２に示す。即ち鋼１，２
ともに、調質圧延の伸長率が大きくなるにつれて、合金
化処理後のＴＳは上昇するが、ｒ値は減少し、とくに５
％を越えた範囲でのｒ値の劣化が著しい。また、鋼２は
Ｂが含有されていないため、ｒ値のレベルが鋼１に比べ
て著しく劣っている。つまり、本発明においては、高強
度でしかも高ｒ値の溶融亜鉛メッキ鋼板が得られてい
る。
ともに、調質圧延の伸長率が大きくなるにつれて、合金
化処理後のＴＳは上昇するが、ｒ値は減少し、とくに５
％を越えた範囲でのｒ値の劣化が著しい。また、鋼２は
Ｂが含有されていないため、ｒ値のレベルが鋼１に比べ
て著しく劣っている。つまり、本発明においては、高強
度でしかも高ｒ値の溶融亜鉛メッキ鋼板が得られてい
る。
【００３６】（実施例３）実施例２に示した成分の鋼を
熱間圧延して板厚を4.０mmとし、７２０℃でコイルに巻
き取った。得られた熱延板を酸洗し、冷間圧延して板厚
を0.８mmとし、その後、８５０℃で連続焼鈍してから、
５８０℃で1.５分間時効処理を行った。メッキ浴の温度
を４６０℃として目付量６０／６０ｇ／m2の溶融亜鉛メ
ッキを施し、ガスバーナー式の炉と誘導加熱式の炉で５
１０℃で０〜２５秒間合金化処理を行った。得られた鋼
板より引張試験片を採取して引張試験を行った。また、
亜鉛メッキの密着性を評価するために、合金化処理を２
０秒間行ったものについてドロービード試験を行った。
熱間圧延して板厚を4.０mmとし、７２０℃でコイルに巻
き取った。得られた熱延板を酸洗し、冷間圧延して板厚
を0.８mmとし、その後、８５０℃で連続焼鈍してから、
５８０℃で1.５分間時効処理を行った。メッキ浴の温度
を４６０℃として目付量６０／６０ｇ／m2の溶融亜鉛メ
ッキを施し、ガスバーナー式の炉と誘導加熱式の炉で５
１０℃で０〜２５秒間合金化処理を行った。得られた鋼
板より引張試験片を採取して引張試験を行った。また、
亜鉛メッキの密着性を評価するために、合金化処理を２
０秒間行ったものについてドロービード試験を行った。
【００３７】結果を図３に示す。即ち図３によれば、合
金化処理を行うことによってε−Cuが析出し、強度が上
昇することがわかるが、ガスバーナー式に比べて誘導加
熱方式の方が高強度が得られている。また、誘導加熱方
式の方がメッキ発着性が優れていることがわかる。
金化処理を行うことによってε−Cuが析出し、強度が上
昇することがわかるが、ガスバーナー式に比べて誘導加
熱方式の方が高強度が得られている。また、誘導加熱方
式の方がメッキ発着性が優れていることがわかる。
【００３８】（実施例４）次の表２，表３に示す成分の
鋼を溶製してスラブとし、熱間圧延して板厚を4.０mmと
してコイルに巻き取った。
鋼を溶製してスラブとし、熱間圧延して板厚を4.０mmと
してコイルに巻き取った。
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】得られた熱延板を酸洗し、その後0.８mmま
で冷間圧延して、８５０℃で連続焼鈍した。つぎに、連
続溶融亜鉛メッキラインで時効処理を行った後、溶融亜
鉛メッキを施し、５００℃で合金化処理を行った。得ら
れた鋼板より引張試験片を採取して引張試験に供した。
また、亜鉛メッキの密着性を評価するために、ドロービ
ード試験を行った。結果を次の表４，表５に示すが、本
発明鋼においては、ｒ値も高く、しかも高強度が得られ
ている。また、亜鉛メッキの密着性も良好である。それ
に対して、比較鋼１４，１９ではそれぞれMn、Ｂが多い
ため、ｒ値が劣化しており、比較鋼１５ではＰが多いた
め、２次加工脆化遷移温度が上昇している。また、比較
鋼９，１３ではそれぞれTi、Siが多いため、亜鉛メッキ
の密着性が劣化している。更に、比較鋼１６ではCuが少
ないため、強度が低く、比較鋼２１ではＢがないため、
ｒ値が劣化している。なお、比較鋼８，１０，１８では
合金化炉がガスバーナー式のため強度不足であり、とく
に比較鋼１８では亜鉛メッキの密着性も劣っている。比
較鋼１１、１２は時効処理温度が本発明の範囲外のた
め、強度が不足しており、比較鋼１７では巻取温度が低
いため、ｒ値が劣化している。
で冷間圧延して、８５０℃で連続焼鈍した。つぎに、連
続溶融亜鉛メッキラインで時効処理を行った後、溶融亜
鉛メッキを施し、５００℃で合金化処理を行った。得ら
れた鋼板より引張試験片を採取して引張試験に供した。
また、亜鉛メッキの密着性を評価するために、ドロービ
ード試験を行った。結果を次の表４，表５に示すが、本
発明鋼においては、ｒ値も高く、しかも高強度が得られ
ている。また、亜鉛メッキの密着性も良好である。それ
に対して、比較鋼１４，１９ではそれぞれMn、Ｂが多い
ため、ｒ値が劣化しており、比較鋼１５ではＰが多いた
め、２次加工脆化遷移温度が上昇している。また、比較
鋼９，１３ではそれぞれTi、Siが多いため、亜鉛メッキ
の密着性が劣化している。更に、比較鋼１６ではCuが少
ないため、強度が低く、比較鋼２１ではＢがないため、
ｒ値が劣化している。なお、比較鋼８，１０，１８では
合金化炉がガスバーナー式のため強度不足であり、とく
に比較鋼１８では亜鉛メッキの密着性も劣っている。比
較鋼１１、１２は時効処理温度が本発明の範囲外のた
め、強度が不足しており、比較鋼１７では巻取温度が低
いため、ｒ値が劣化している。
【００４２】
【表４】
【００４３】
【表５】
【００４４】
【発明の効果】以上述べたような本発明によれば、深絞
り用軟鋼板並のｒ値を有し、しかも高強度を有する溶融
亜鉛メッキ鋼板が適切に製造できるものであって、工業
的にその効果の大きい発明である。
り用軟鋼板並のｒ値を有し、しかも高強度を有する溶融
亜鉛メッキ鋼板が適切に製造できるものであって、工業
的にその効果の大きい発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱延巻取温度とｒ値の関係を示す図表である。
【図２】調質圧延の伸長率とｒ値およびＴＳの関係を示
す図表である。
す図表である。
【図３】合金化炉の種類における合金化処理時間とＴＳ
およびドロービード剥離量の関係を示す図表である。
およびドロービード剥離量の関係を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｔ 7217−4Ｋ 38/16
Claims (2)
- 【請求項１】 wt％で、 Ｃ：0.010 ％以下、 Si：0.
05〜0.4 ％、 Mn：0.2 〜2.5 ％、 Ｐ：0.04％以下、 Ｓ：0.01％
以下 Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0050％以下、 Cu：0.5 〜
2.0 ％、 Ni：1.0 ％以下、 Ｂ：0.0001〜0.0020％ を含有すると共に、 Ti：0.005 〜0.1 ％、Nb：0.002 〜0.05％ の何れか１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避
不純物よりなる鋼をAr3点以上の温度で熱間圧延し、６
８０℃以上８００℃以下の温度で巻き取った熱延鋼帯を
酸洗、冷間圧延した後、７５０〜８７０℃の温度で連続
焼鈍を行い、次いで５００〜６００℃の温度で時効処理
を行い、その後溶融亜鉛メッキを施し、誘導加熱方式の
炉で合金化処理を行うことを特徴とする深絞り用高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載の方法において、連続焼
鈍後0.５〜5.０％の調質圧延を行った後、５００〜６０
０℃の温度で時効処理を行い、その後溶融亜鉛メッキを
施し、誘導加熱方式の炉で合金化処理を行うことを特徴
とする深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7000592A JP2800541B2 (ja) | 1992-02-21 | 1992-02-21 | 深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7000592A JP2800541B2 (ja) | 1992-02-21 | 1992-02-21 | 深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05230614A true JPH05230614A (ja) | 1993-09-07 |
| JP2800541B2 JP2800541B2 (ja) | 1998-09-21 |
Family
ID=13419061
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7000592A Expired - Fee Related JP2800541B2 (ja) | 1992-02-21 | 1992-02-21 | 深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2800541B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100359241B1 (ko) * | 1998-12-09 | 2002-12-18 | 주식회사 포스코 | 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR20040017756A (ko) * | 2002-08-23 | 2004-02-27 | 주식회사 포스코 | 표면이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100478091B1 (ko) * | 2002-05-24 | 2005-03-24 | 주식회사 포스코 | 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100705243B1 (ko) * | 2005-07-20 | 2007-04-10 | 현대하이스코 주식회사 | 도금 부착성 및 성형성이 뛰어난 변태유기소성강의 용융아연 도금강판 및 그 제조방법 |
| KR100711356B1 (ko) * | 2005-08-25 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법 |
| KR100797238B1 (ko) * | 2006-12-26 | 2008-01-23 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법 |
| JP2009209398A (ja) * | 2008-03-03 | 2009-09-17 | Nippon Steel Corp | 表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-02-21 JP JP7000592A patent/JP2800541B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100359241B1 (ko) * | 1998-12-09 | 2002-12-18 | 주식회사 포스코 | 초고가공용 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100478091B1 (ko) * | 2002-05-24 | 2005-03-24 | 주식회사 포스코 | 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR20040017756A (ko) * | 2002-08-23 | 2004-02-27 | 주식회사 포스코 | 표면이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100705243B1 (ko) * | 2005-07-20 | 2007-04-10 | 현대하이스코 주식회사 | 도금 부착성 및 성형성이 뛰어난 변태유기소성강의 용융아연 도금강판 및 그 제조방법 |
| KR100711356B1 (ko) * | 2005-08-25 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법 |
| KR100797238B1 (ko) * | 2006-12-26 | 2008-01-23 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법 |
| JP2009209398A (ja) * | 2008-03-03 | 2009-09-17 | Nippon Steel Corp | 表面性状に優れた合金化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 |
|---|---|
| JP2800541B2 (ja) | 1998-09-21 |
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