JPH0559443A - 焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0559443A JPH0559443A JP21906591A JP21906591A JPH0559443A JP H0559443 A JPH0559443 A JP H0559443A JP 21906591 A JP21906591 A JP 21906591A JP 21906591 A JP21906591 A JP 21906591A JP H0559443 A JPH0559443 A JP H0559443A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭
素鋼を素材にして、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛メ
ッキ設備によって、優れた焼付硬化性を有する深絞り用
溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法に関するものであ
る。 【構成】 ＴｉとＮｂをＣ、Ｎに対して適正に添加する
こと、およびＳ量を増加して炭窒化物を制御することに
より、優れたＢＨ性が付与され、かつ優れた成形性を有
する溶融亜鉛メッキ冷延鋼板が製造できる。
素鋼を素材にして、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛メ
ッキ設備によって、優れた焼付硬化性を有する深絞り用
溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法に関するものであ
る。 【構成】 ＴｉとＮｂをＣ、Ｎに対して適正に添加する
こと、およびＳ量を増加して炭窒化物を制御することに
より、優れたＢＨ性が付与され、かつ優れた成形性を有
する溶融亜鉛メッキ冷延鋼板が製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高焼付硬化性（以下、
ＢＨ（Bake Hardenablity)と称する）を有する溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板の製造方法に関するものである。
ＢＨ（Bake Hardenablity)と称する）を有する溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車用の内外板パネルには、溶
融亜鉛メッキを施した冷延鋼板が多く用いられている。
これらの鋼板に要求される材料特性には、ｉ）優れたプ
レス成形性と、ｉｉ）ＢＨ性がある。すなわち、ｉ）は
最近の自動車用部品の一体成形性やスタイリング性の改
善に関するものである。すなわち、これらの鋼板には最
近益々厳しい成形性が要求されており、成形性のきわめ
て優れた冷延鋼板が必要である。しかしながら、一般に
成形性が向上すると一般に材料は軟質化し、耐デント性
が劣化する。ｉｉ）のＢＨ性は、このような問題を解決
する重要な特性であり、これによりプレス成形性を確保
しつつ、プレス後の塗装焼付工程で強度が上昇し、問題
となる耐デント性が改善される。また、地球環境問題の
観点から、車体の軽量化は燃費向上にとって重要であ
る。そのためには、成形性の優れたＢＨ性を有するパネ
ル用高強度冷延鋼板が必要である。
融亜鉛メッキを施した冷延鋼板が多く用いられている。
これらの鋼板に要求される材料特性には、ｉ）優れたプ
レス成形性と、ｉｉ）ＢＨ性がある。すなわち、ｉ）は
最近の自動車用部品の一体成形性やスタイリング性の改
善に関するものである。すなわち、これらの鋼板には最
近益々厳しい成形性が要求されており、成形性のきわめ
て優れた冷延鋼板が必要である。しかしながら、一般に
成形性が向上すると一般に材料は軟質化し、耐デント性
が劣化する。ｉｉ）のＢＨ性は、このような問題を解決
する重要な特性であり、これによりプレス成形性を確保
しつつ、プレス後の塗装焼付工程で強度が上昇し、問題
となる耐デント性が改善される。また、地球環境問題の
観点から、車体の軽量化は燃費向上にとって重要であ
る。そのためには、成形性の優れたＢＨ性を有するパネ
ル用高強度冷延鋼板が必要である。
【０００３】優れたプレス成形性を有する鋼板（超加工
性鋼板）は、通常、高純度鋼（ＩＦ鋼）をベースにし
て、ＴｉやＮｂを添加して固溶Ｃ、Ｎをゼロあるいは非
常に低いレベルに制御することにより製造されている。
したがって、このような超加工性鋼板においてはＢＨ性
が消滅するのが一般的である。このようなＩＦ鋼にＢＨ
性を付与する技術に就いては、従来から多くの検討がな
されてきた。本発明では、深絞り性の指標であるｒ値と
伸びのバランスが良好と考えられるＴｉとＮｂを複合添
加した鋼板を前提としている。このような鋼板にＢＨ性
を付与する従来の技術には基本的に次の３つの考え方が
ある。
性鋼板）は、通常、高純度鋼（ＩＦ鋼）をベースにし
て、ＴｉやＮｂを添加して固溶Ｃ、Ｎをゼロあるいは非
常に低いレベルに制御することにより製造されている。
したがって、このような超加工性鋼板においてはＢＨ性
が消滅するのが一般的である。このようなＩＦ鋼にＢＨ
性を付与する技術に就いては、従来から多くの検討がな
されてきた。本発明では、深絞り性の指標であるｒ値と
伸びのバランスが良好と考えられるＴｉとＮｂを複合添
加した鋼板を前提としている。このような鋼板にＢＨ性
を付与する従来の技術には基本的に次の３つの考え方が
ある。
【０００４】第１は、特開昭５９−３１８２７号公報に
みられるようにＴｉでまずＮを固定し、ストレッチャー
ストレインが発生せずかつＢＨ性が発現できるように過
剰Ｃを残存させるべくＮｂを添加する技術である。上記
特許と関連して特開昭６０−４７３２８号公報では、こ
れにさらにＢを添加し、固溶ＢのＢＨ性への寄与を加
え、ＢＨ性の向上を狙っている。
みられるようにＴｉでまずＮを固定し、ストレッチャー
ストレインが発生せずかつＢＨ性が発現できるように過
剰Ｃを残存させるべくＮｂを添加する技術である。上記
特許と関連して特開昭６０−４７３２８号公報では、こ
れにさらにＢを添加し、固溶ＢのＢＨ性への寄与を加
え、ＢＨ性の向上を狙っている。
【０００５】第２は、特開昭６１−２６７５７号公報、
特開昭６２−７８２２号公報によって開示されているも
のであり、ともにＳ量を３０ppm 以下に低減することに
より、Ｔｉの硫化物や炭化物の析出挙動を変化させるこ
とによりＢＨ性が増加することを特徴としている。第３
は、特開昭６１−２７６９３１号公報が開示するもので
あり、連続焼鈍の均熱温度を８５０℃〜Ａｃ3 と高温に
して炭化物を溶解せしめ、ＢＨ性を付与することを特徴
としている。
特開昭６２−７８２２号公報によって開示されているも
のであり、ともにＳ量を３０ppm 以下に低減することに
より、Ｔｉの硫化物や炭化物の析出挙動を変化させるこ
とによりＢＨ性が増加することを特徴としている。第３
は、特開昭６１−２７６９３１号公報が開示するもので
あり、連続焼鈍の均熱温度を８５０℃〜Ａｃ3 と高温に
して炭化物を溶解せしめ、ＢＨ性を付与することを特徴
としている。
【０００６】しかしながら、これらの従来方法はそれぞ
れ次のような問題を有している。
れ次のような問題を有している。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】第１の従来方法では、
ＮはＴｉで、Ｃの一部はＮｂで固定するように役割分担
している。しかし、ＴｉもＮｂも等量以下しか添加せ
ず、特にＮｂはＢＨ性に寄与する過剰の固溶Ｃを残存さ
せるように添加量を少なく調整している。したがって、
熱延板にも多量の固溶Ｃが存在し、このような固溶Ｃは
冷延・焼鈍板の｛ｌｌｌ｝集合組織の発達にきわめて有
害であり、ｒ値、すなわち深絞り性が劣化する問題があ
る。また、ＴｉはＮに対して等量以下しか添加しないの
でＳを固定することはもはや不可能であり、加工性やＢ
Ｈ性にとって重要なＴｉ硫化物の活用ができない。ま
た、ＢＨ性を付与するために多量のＢを添加することは
品質を劣化させ、コスト上昇を招く。
ＮはＴｉで、Ｃの一部はＮｂで固定するように役割分担
している。しかし、ＴｉもＮｂも等量以下しか添加せ
ず、特にＮｂはＢＨ性に寄与する過剰の固溶Ｃを残存さ
せるように添加量を少なく調整している。したがって、
熱延板にも多量の固溶Ｃが存在し、このような固溶Ｃは
冷延・焼鈍板の｛ｌｌｌ｝集合組織の発達にきわめて有
害であり、ｒ値、すなわち深絞り性が劣化する問題があ
る。また、ＴｉはＮに対して等量以下しか添加しないの
でＳを固定することはもはや不可能であり、加工性やＢ
Ｈ性にとって重要なＴｉ硫化物の活用ができない。ま
た、ＢＨ性を付与するために多量のＢを添加することは
品質を劣化させ、コスト上昇を招く。
【０００８】第２の従来方法では、Ｓを３０ppm 以下に
するとＴｉ添加極低炭素鋼にＢＨ性が付与されることを
基本に、この技術をＴｉとＮｂを添加した極低炭素鋼の
場合まで拡張している。しかし、本発明者らが詳細に検
討した結果、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼で
は、ｉ）Ｓ量を３０ppm 以下に低減してもＢＨ量が増加
するわけではなくむしろ減少し、かつｉｉ）ＢＨ量も充
分でないことが判明した。さらにＳ量を３０ppm 以下に
低減することは大幅なコスト上昇をきたすという問題も
ある。
するとＴｉ添加極低炭素鋼にＢＨ性が付与されることを
基本に、この技術をＴｉとＮｂを添加した極低炭素鋼の
場合まで拡張している。しかし、本発明者らが詳細に検
討した結果、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼で
は、ｉ）Ｓ量を３０ppm 以下に低減してもＢＨ量が増加
するわけではなくむしろ減少し、かつｉｉ）ＢＨ量も充
分でないことが判明した。さらにＳ量を３０ppm 以下に
低減することは大幅なコスト上昇をきたすという問題も
ある。
【０００９】第3の従来方法では、焼鈍温度が８５０℃以
上と高いことが前提となっている。高温焼鈍は、加工性
を向上させたりＢＨ性を付与するためには好ましいが、
操業技術的には板破断が生じ易く、また鋼板の平坦度も
低下するなどの問題が多く、かつエネルギーコストも高
くなる。本発明は、以上の問題点を解決して、ＢＨ特性
を付与しつつ、きわめて加工性に優れた鋼板を安定的か
つ経済的に製造する方法を提供することを目的とする。
上と高いことが前提となっている。高温焼鈍は、加工性
を向上させたりＢＨ性を付与するためには好ましいが、
操業技術的には板破断が生じ易く、また鋼板の平坦度も
低下するなどの問題が多く、かつエネルギーコストも高
くなる。本発明は、以上の問題点を解決して、ＢＨ特性
を付与しつつ、きわめて加工性に優れた鋼板を安定的か
つ経済的に製造する方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明においては、まず
きわめて優れた加工性を確保する基本的条件として、Ｎ
とＳの一部を固定するのに充分なＴｉを添加する。この
点が既に述べたＮの等量以下のＴｉしか添加しない第１
の方法と異なる。これによりＮはまず安定してＴｉＮと
して固定されるのみならず、かなりの量のＳもＴｉＳと
して固定される。これらの析出物は高温で形成されるた
め粗大であり、粒成長をあまり阻害しない。したがっ
て、微細なＴｉＣやＮｂＣが析出する場合より最終製品
の結晶粒径が大きくなり、加工性が著しく改善される。
またＴｉによってＳが固定される結果、従来熱間脆性を
防止する目的で添加されていたＭｎも低減することが可
能となり、これにより一層の加工性の向上も可能にな
る。
きわめて優れた加工性を確保する基本的条件として、Ｎ
とＳの一部を固定するのに充分なＴｉを添加する。この
点が既に述べたＮの等量以下のＴｉしか添加しない第１
の方法と異なる。これによりＮはまず安定してＴｉＮと
して固定されるのみならず、かなりの量のＳもＴｉＳと
して固定される。これらの析出物は高温で形成されるた
め粗大であり、粒成長をあまり阻害しない。したがっ
て、微細なＴｉＣやＮｂＣが析出する場合より最終製品
の結晶粒径が大きくなり、加工性が著しく改善される。
またＴｉによってＳが固定される結果、従来熱間脆性を
防止する目的で添加されていたＭｎも低減することが可
能となり、これにより一層の加工性の向上も可能にな
る。
【００１１】またＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼
においては、Ｔｉ添加極低炭素鋼と異なり、むしろＳ量
を増加させる方がＢＨ量を上昇させるという新知見を得
た。すなわち、Ｎに対し等量を超えて添加されるＴｉ
は、Ｓ量が低い場合にはＣをＴｉＣとして固定すること
ができるので、固溶Ｃ量が低下する。一方、Ｓ量を増加
させるとＮに対する等量を超える量のＴｉはまずＳの固
定に費されるので、もはやＣを固定することは不可能と
なる。したがって、ＣはＮｂによって固定されることに
なる。
においては、Ｔｉ添加極低炭素鋼と異なり、むしろＳ量
を増加させる方がＢＨ量を上昇させるという新知見を得
た。すなわち、Ｎに対し等量を超えて添加されるＴｉ
は、Ｓ量が低い場合にはＣをＴｉＣとして固定すること
ができるので、固溶Ｃ量が低下する。一方、Ｓ量を増加
させるとＮに対する等量を超える量のＴｉはまずＳの固
定に費されるので、もはやＣを固定することは不可能と
なる。したがって、ＣはＮｂによって固定されることに
なる。
【００１２】このような成分状況下においては、８５０
℃未満の焼鈍温度でも、ｉ）ＮｂがＣに対して等量未満
の場合には、容易に固溶Ｃが残存してＢＨ性が付与され
るし、 ｉｉ）ＮｂがＣに対して等量以上添加されても、本発明
のＮｂ添加量の範囲ならＮｂＣの溶解度積が存在するた
め所望のＢＨ性が得られることになる。この場合、Ｔｉ
はＮ、Ｓを比較的大きな析出物として固定し、さらにＮ
ｂでＣも固定しているので、粒成長性が良好になり、き
わめて優れた加工性が得られる。当然ながら８５０℃未
満の操業が可能となることから高温焼鈍に付随する操業
技術面の問題やエネルギーコスト上昇に起因する経済性
の問題が解決される。
℃未満の焼鈍温度でも、ｉ）ＮｂがＣに対して等量未満
の場合には、容易に固溶Ｃが残存してＢＨ性が付与され
るし、 ｉｉ）ＮｂがＣに対して等量以上添加されても、本発明
のＮｂ添加量の範囲ならＮｂＣの溶解度積が存在するた
め所望のＢＨ性が得られることになる。この場合、Ｔｉ
はＮ、Ｓを比較的大きな析出物として固定し、さらにＮ
ｂでＣも固定しているので、粒成長性が良好になり、き
わめて優れた加工性が得られる。当然ながら８５０℃未
満の操業が可能となることから高温焼鈍に付随する操業
技術面の問題やエネルギーコスト上昇に起因する経済性
の問題が解決される。
【００１３】本発明は、このような思想と新知見に基づ
いて構成されたものであり、その要旨とするところは下
記のとおりである。 （１）重量で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓ
ｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．０３〜１．０％、Ｐ：
０．１５％以下、Ｓ：０．００４〜０．０１５％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００
６０％および残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、かつ
ＴｉとＮｂを複合添加することを必須条件とし、Ｔｉは
０．００９〜０．０５％で、かつＴｉ＞４８／１４・Ｎ
を満たす範囲で含有し、Ｎｂは０．００５〜０．０２％
で、かつＮｂ≧９３／１２〔Ｃ−０．００１５〕を満た
す範囲内で含有する鋼を（Ａｒ3 −１００）℃以上の仕
上温度で熱間圧延した後、５００〜７５０℃の温度で巻
取り、ついで圧下率６０％以上で冷間圧延した後、ライ
ン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキラインで７００
〜８５０℃の温度範囲で再結晶焼鈍を行い、冷却過程中
に亜鉛メッキを施すことを特徴とする焼付硬化性に優れ
た溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
いて構成されたものであり、その要旨とするところは下
記のとおりである。 （１）重量で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓ
ｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．０３〜１．０％、Ｐ：
０．１５％以下、Ｓ：０．００４〜０．０１５％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００
６０％および残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、かつ
ＴｉとＮｂを複合添加することを必須条件とし、Ｔｉは
０．００９〜０．０５％で、かつＴｉ＞４８／１４・Ｎ
を満たす範囲で含有し、Ｎｂは０．００５〜０．０２％
で、かつＮｂ≧９３／１２〔Ｃ−０．００１５〕を満た
す範囲内で含有する鋼を（Ａｒ3 −１００）℃以上の仕
上温度で熱間圧延した後、５００〜７５０℃の温度で巻
取り、ついで圧下率６０％以上で冷間圧延した後、ライ
ン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキラインで７００
〜８５０℃の温度範囲で再結晶焼鈍を行い、冷却過程中
に亜鉛メッキを施すことを特徴とする焼付硬化性に優れ
た溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
【００１４】（２）亜鉛メッキを施した後、４８０〜６
００℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする
前項１記載の焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板の製造方法。 （３）重量で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓ
ｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．０３〜１．０％、Ｐ：
０．１５％以下、Ｓ：０．００４〜０．０１５％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００
６０％、Ｂ：０．０００２〜０．００１０％および残部
Ｆｅと不可避的不純物からなり、かつＴｉとＮｂを複合
添加することを必須条件とし、Ｔｉは０．００９〜０．
０５％で、かつＴｉ＞４８／１４・Ｎを満たす範囲で含
有し、Ｎｂは０．００５〜０．０２％で、かつＮｂ≧９
３／１２〔Ｃ−０．００１５〕を満たす範囲内で含有す
る鋼を（Ａｒ3 −１００）℃以上の仕上温度で熱間圧延
した後、５００〜７５０℃の温度で巻取り、ついで圧下
率６０％以上で冷間圧延した後、ライン内焼鈍炉を有す
る連続溶融亜鉛メッキラインで７００〜８５０℃の温度
範囲で再結晶焼鈍を行い、冷却過程中に亜鉛メッキを施
すことを特徴とする焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板の製造方法。
００℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする
前項１記載の焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板の製造方法。 （３）重量で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓ
ｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．０３〜１．０％、Ｐ：
０．１５％以下、Ｓ：０．００４〜０．０１５％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００
６０％、Ｂ：０．０００２〜０．００１０％および残部
Ｆｅと不可避的不純物からなり、かつＴｉとＮｂを複合
添加することを必須条件とし、Ｔｉは０．００９〜０．
０５％で、かつＴｉ＞４８／１４・Ｎを満たす範囲で含
有し、Ｎｂは０．００５〜０．０２％で、かつＮｂ≧９
３／１２〔Ｃ−０．００１５〕を満たす範囲内で含有す
る鋼を（Ａｒ3 −１００）℃以上の仕上温度で熱間圧延
した後、５００〜７５０℃の温度で巻取り、ついで圧下
率６０％以上で冷間圧延した後、ライン内焼鈍炉を有す
る連続溶融亜鉛メッキラインで７００〜８５０℃の温度
範囲で再結晶焼鈍を行い、冷却過程中に亜鉛メッキを施
すことを特徴とする焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板の製造方法。
【００１５】（４）亜鉛メッキを施した後、４８０〜６
００℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする
前項３記載の焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板の製造方法。本発明によれば、１．７以上のｒ値と
３．０kgf/mm2 以上のＢＨ性が得られる。
００℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする
前項３記載の焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板の製造方法。本発明によれば、１．７以上のｒ値と
３．０kgf/mm2 以上のＢＨ性が得られる。
【００１６】以下に、数値限定理由を述べ、本発明をさ
らに詳細に説明する。ＣはＢＨ性に寄与する元素であ
り、その範囲はきわめて重要である。すなわち、Ｃ量は
０．０００５〜０．００４０％でなければならない。Ｃ
量を０．０００５％未満に低減することは技術的にきわ
めて困難であり、かつ著しいコスト上昇を招く。Ｃ量が
０．００４０％超になると、Ｃを固定するためのＮｂ量
が多くなり、ｉ）Ｎｂの合金コストの上昇を招き、かつ
ｉｉ）微細なＮｂＣが増加するので粒成長性が阻害さ
れ、ｒ値の低下、伸びの劣化が著しく、超加工性鋼板の
範囲外となる。
らに詳細に説明する。ＣはＢＨ性に寄与する元素であ
り、その範囲はきわめて重要である。すなわち、Ｃ量は
０．０００５〜０．００４０％でなければならない。Ｃ
量を０．０００５％未満に低減することは技術的にきわ
めて困難であり、かつ著しいコスト上昇を招く。Ｃ量が
０．００４０％超になると、Ｃを固定するためのＮｂ量
が多くなり、ｉ）Ｎｂの合金コストの上昇を招き、かつ
ｉｉ）微細なＮｂＣが増加するので粒成長性が阻害さ
れ、ｒ値の低下、伸びの劣化が著しく、超加工性鋼板の
範囲外となる。
【００１７】Ｓｉは伸びの劣化を抑えて強度を上昇させ
るので高強度化のためには有効な元素であるが、０．８
％超になると、化成処理性が劣化したり、溶融亜鉛メッ
キ鋼板を製造する際にメッキ性が劣化する。したがっ
て、その量は０．８％以下とする。Ｓｉ量は低いほどよ
いので下限は特定しない。Ｍｎ量は０．０３〜１．０％
とする。その量が０．０３％未満になると熱間脆性が生
じる。また、１．０％超になると硬質化し、加工性が劣
化する。
るので高強度化のためには有効な元素であるが、０．８
％超になると、化成処理性が劣化したり、溶融亜鉛メッ
キ鋼板を製造する際にメッキ性が劣化する。したがっ
て、その量は０．８％以下とする。Ｓｉ量は低いほどよ
いので下限は特定しない。Ｍｎ量は０．０３〜１．０％
とする。その量が０．０３％未満になると熱間脆性が生
じる。また、１．０％超になると硬質化し、加工性が劣
化する。
【００１８】Ｐ量は０．１５％以下とする。Ｐは加工性
の劣化を少なくして強度を上昇させるのに有効である
が、０．１５％超になると硬質化しすぎ、かつ２次加工
脆性をひきおこすだけでなく、溶融亜鉛メッキ後の合金
化反応速度が遅くなり、生産性を著しく損なう。Ｓは本
発明においてきわめて重要であり、その量を０．００４
〜０．０１５％とする。Ｓ量が０．００４％未満となる
と、Ｎを固定しても余剰となったＴｉはＴｉ硫化物を形
成する前にＴｉ炭化物を形成する。その結果、焼鈍後に
固溶Ｃは残存せず、ＢＨ性も乏しくなる。また、このよ
うなＴｉ炭化物は、Ｔｉ硫化物と比較して微細なため焼
鈍板の結晶粒径が微細となり、加工性も劣化する。一
方、Ｓ量が０．０１５％超となると熱間脆性が発生し、
また冷延焼鈍後の加工性も著しく劣化する。本発明の範
囲である０．００４〜０．０１５％Ｓにおいては、Ｎを
固定しても余剰となったＴｉが硫化物を形成する。その
結果、ＣはＮｂに一部あるいは全部固定されることにな
る。ところで、本発明のＣとＮｂとの成分範囲および焼
鈍条件においては、焼鈍前から固溶Ｃが残存あるいは焼
鈍中にＮｂＣが再固溶して固溶Ｃが存在するので、ＢＨ
性が発現する。また、比較的大きいＴｉ硫化物が存在す
るので粒成長性も良好で、本発明は加工性にも優れる。
の劣化を少なくして強度を上昇させるのに有効である
が、０．１５％超になると硬質化しすぎ、かつ２次加工
脆性をひきおこすだけでなく、溶融亜鉛メッキ後の合金
化反応速度が遅くなり、生産性を著しく損なう。Ｓは本
発明においてきわめて重要であり、その量を０．００４
〜０．０１５％とする。Ｓ量が０．００４％未満となる
と、Ｎを固定しても余剰となったＴｉはＴｉ硫化物を形
成する前にＴｉ炭化物を形成する。その結果、焼鈍後に
固溶Ｃは残存せず、ＢＨ性も乏しくなる。また、このよ
うなＴｉ炭化物は、Ｔｉ硫化物と比較して微細なため焼
鈍板の結晶粒径が微細となり、加工性も劣化する。一
方、Ｓ量が０．０１５％超となると熱間脆性が発生し、
また冷延焼鈍後の加工性も著しく劣化する。本発明の範
囲である０．００４〜０．０１５％Ｓにおいては、Ｎを
固定しても余剰となったＴｉが硫化物を形成する。その
結果、ＣはＮｂに一部あるいは全部固定されることにな
る。ところで、本発明のＣとＮｂとの成分範囲および焼
鈍条件においては、焼鈍前から固溶Ｃが残存あるいは焼
鈍中にＮｂＣが再固溶して固溶Ｃが存在するので、ＢＨ
性が発現する。また、比較的大きいＴｉ硫化物が存在す
るので粒成長性も良好で、本発明は加工性にも優れる。
【００１９】Ａｌ量は０．０１〜０．１％とする。Ａｌ
はＴｉ、Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、０．
０１％未満ではＴｉやＮｂが酸化され、これらの歩留が
低下する。一方、０．１％超と多量に添加し過ぎるとＡ
ｌ2 Ｏ3 介在物が増加し、材質を劣化させる。Ｎ量は
０．０００５〜０．００６０％とする。加工性という観
点からするとＮ量は少ないほど望ましいが、０．０００
５％未満にするには製鋼コストが著しく上昇する。一
方、Ｎ量が０．００６０％超と多量過ぎると、これを固
定するためのＴｉが増加し、コスト上昇を招き好ましく
ない。
はＴｉ、Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、０．
０１％未満ではＴｉやＮｂが酸化され、これらの歩留が
低下する。一方、０．１％超と多量に添加し過ぎるとＡ
ｌ2 Ｏ3 介在物が増加し、材質を劣化させる。Ｎ量は
０．０００５〜０．００６０％とする。加工性という観
点からするとＮ量は少ないほど望ましいが、０．０００
５％未満にするには製鋼コストが著しく上昇する。一
方、Ｎ量が０．００６０％超と多量過ぎると、これを固
定するためのＴｉが増加し、コスト上昇を招き好ましく
ない。
【００２０】本発明においては、ＴｉとＮｂとの複合添
加を必須条件とするが、まずＴｉ添加量は０．００９〜
０．０５％で、かつＴｉ＞４８／１４・Ｎでなければな
らない。すなわち、ＴｉはＡｌ脱酸後に添加され、鋼中
のＮをまずＴｉＮとして固定するが、必ず余剰Ｔｉ（＝
Ｔｉ−ＴｉａｓＴｉＮ）が存在するように成分調整する
必要がある。これは、Ｓ量の限定理由で述べたように余
剰ＴｉがＴｉ硫化物（ＴｉＳなど）を形成し、その結
果、鋼板の加工性が向上し、ＢＨ性が付与されるからで
ある。したがって、Ｔｉ＞４８／１４・Ｎでなければな
らない。また、この条件が満たされてもＴｉ添加量が
０．００９％未満になるとＴｉＮやＴｉ硫化物を形成す
ることは困難になる。したがって、Ｔｉは０．００９％
以上にする必要がある。一方、Ｔｉ添加量が０．０５％
超になるとＴｉＮやＴｉ硫化物は形成されるが、さらに
余剰のＴｉが存在することになり、これがＣをＴｉＣや
Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 などという形で固定するため、残存する
固溶Ｃはきわめてわずかになり、耐デント性を向上する
のに有効なＢＨ性を付与することは不可能となる。ま
た、Ｔｉ量が０．０５％を超えるとプレス加工時に亜鉛
メッキがはがれ易くなる。したがって、Ｔｉ添加量は
０．０５％以下とする。
加を必須条件とするが、まずＴｉ添加量は０．００９〜
０．０５％で、かつＴｉ＞４８／１４・Ｎでなければな
らない。すなわち、ＴｉはＡｌ脱酸後に添加され、鋼中
のＮをまずＴｉＮとして固定するが、必ず余剰Ｔｉ（＝
Ｔｉ−ＴｉａｓＴｉＮ）が存在するように成分調整する
必要がある。これは、Ｓ量の限定理由で述べたように余
剰ＴｉがＴｉ硫化物（ＴｉＳなど）を形成し、その結
果、鋼板の加工性が向上し、ＢＨ性が付与されるからで
ある。したがって、Ｔｉ＞４８／１４・Ｎでなければな
らない。また、この条件が満たされてもＴｉ添加量が
０．００９％未満になるとＴｉＮやＴｉ硫化物を形成す
ることは困難になる。したがって、Ｔｉは０．００９％
以上にする必要がある。一方、Ｔｉ添加量が０．０５％
超になるとＴｉＮやＴｉ硫化物は形成されるが、さらに
余剰のＴｉが存在することになり、これがＣをＴｉＣや
Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 などという形で固定するため、残存する
固溶Ｃはきわめてわずかになり、耐デント性を向上する
のに有効なＢＨ性を付与することは不可能となる。ま
た、Ｔｉ量が０．０５％を超えるとプレス加工時に亜鉛
メッキがはがれ易くなる。したがって、Ｔｉ添加量は
０．０５％以下とする。
【００２１】Ｎｂ添加量は０．００５〜０．０２％で、
かつＮｂ≧９３／１２・〔Ｃ−０．００１５〕でなけれ
ばならない。微量のＮｂ添加により深絞り性は向上する
が、添加量が０．００５％未満ではその効果はわずかで
ある。一方、Ｎｂが０．０２％超となると、延性が著し
く劣化し、かつＢＨ性もきわめて低い値になり、耐デン
ト性が劣化する。すなわち本発明では、基本的にＴｉは
Ｎの全部とＳの一部を固定することにより消費されるの
で、ＣはＮｂにより固定されることになる。ところで、
図２に本発明のＣ、Ｎｂの成分範囲を示すが、この範囲
で耐デント性に有効なＢＨ量（≧３kgf/mm2)が通常の焼
鈍温度である８３０℃で得られることがわかる。この場
合、既に述べたＣ、Ｎｂ量の範囲に加えて、Ｎｂ≧９３
／１２・〔Ｃ−０．００１５〕とする必要がある。図２
において原子比でＮｂ／Ｃが１以下の領域であればＮｂ
が不足して固溶Ｃが残存し、高いＢＨ量が得られること
は明らかである。一方、Ｎｂ／Ｃが１を超える領域でも
本発明のＣ、Ｎｂ量の範囲であれば、本発明の焼鈍温度
範囲内においてＮｂＣの溶解度積から決定される固溶Ｃ
が存在する。これらの固溶Ｃが耐デント性に有効なＢＨ
性に寄与する。また、Ｎｂ量がＮｂ＜９３／１２・〔Ｃ
−０．００１５〕となるとＢＨ量は増加するが、固溶Ｃ
や微細なＮｂＣに起因して加工性が劣化する。
かつＮｂ≧９３／１２・〔Ｃ−０．００１５〕でなけれ
ばならない。微量のＮｂ添加により深絞り性は向上する
が、添加量が０．００５％未満ではその効果はわずかで
ある。一方、Ｎｂが０．０２％超となると、延性が著し
く劣化し、かつＢＨ性もきわめて低い値になり、耐デン
ト性が劣化する。すなわち本発明では、基本的にＴｉは
Ｎの全部とＳの一部を固定することにより消費されるの
で、ＣはＮｂにより固定されることになる。ところで、
図２に本発明のＣ、Ｎｂの成分範囲を示すが、この範囲
で耐デント性に有効なＢＨ量（≧３kgf/mm2)が通常の焼
鈍温度である８３０℃で得られることがわかる。この場
合、既に述べたＣ、Ｎｂ量の範囲に加えて、Ｎｂ≧９３
／１２・〔Ｃ−０．００１５〕とする必要がある。図２
において原子比でＮｂ／Ｃが１以下の領域であればＮｂ
が不足して固溶Ｃが残存し、高いＢＨ量が得られること
は明らかである。一方、Ｎｂ／Ｃが１を超える領域でも
本発明のＣ、Ｎｂ量の範囲であれば、本発明の焼鈍温度
範囲内においてＮｂＣの溶解度積から決定される固溶Ｃ
が存在する。これらの固溶Ｃが耐デント性に有効なＢＨ
性に寄与する。また、Ｎｂ量がＮｂ＜９３／１２・〔Ｃ
−０．００１５〕となるとＢＨ量は増加するが、固溶Ｃ
や微細なＮｂＣに起因して加工性が劣化する。
【００２２】Ｂは２次加工脆性を防止する目的で必要に
応じて添加し、その添加量は０．０００２〜０．００１
０％とする。添加量が０．０００２％未満になると２次
加工脆性の防止に効果がなく、一方０．００１０％超ま
で添加し過ぎると加工性が劣化したり、スラブ割れが生
じたりする。上記化学組成を有するスラブを熱間圧延す
る。熱延の仕上温度は、冷延焼鈍後の加工性を確保する
という観点から（Ａｒ3 −１００）℃以上とする必要が
ある。また、巻取温度は５００〜７５０℃とする。巻取
温度の下限は、深絞り性や延性を確保する目的で決定さ
れ、上限はコイル両端部での材質劣化に起因する歩留減
少を防止する観点から決定される。
応じて添加し、その添加量は０．０００２〜０．００１
０％とする。添加量が０．０００２％未満になると２次
加工脆性の防止に効果がなく、一方０．００１０％超ま
で添加し過ぎると加工性が劣化したり、スラブ割れが生
じたりする。上記化学組成を有するスラブを熱間圧延す
る。熱延の仕上温度は、冷延焼鈍後の加工性を確保する
という観点から（Ａｒ3 −１００）℃以上とする必要が
ある。また、巻取温度は５００〜７５０℃とする。巻取
温度の下限は、深絞り性や延性を確保する目的で決定さ
れ、上限はコイル両端部での材質劣化に起因する歩留減
少を防止する観点から決定される。
【００２３】冷間圧延は通常の条件でよく、焼鈍後の深
絞り性を確保する目的から、その圧下率は６０％以上と
する。ライン内焼鈍の連続溶融亜鉛メッキ設備の焼鈍温
度は、７００〜８５０℃の温度範囲とする。焼鈍温度が
７００℃未満では、再結晶が不充分である。また、加工
性やＢＨ性は焼鈍温度の上昇とともに向上するが、８５
０℃超では板破断が発生したり、板の平坦度が悪化す
る。
絞り性を確保する目的から、その圧下率は６０％以上と
する。ライン内焼鈍の連続溶融亜鉛メッキ設備の焼鈍温
度は、７００〜８５０℃の温度範囲とする。焼鈍温度が
７００℃未満では、再結晶が不充分である。また、加工
性やＢＨ性は焼鈍温度の上昇とともに向上するが、８５
０℃超では板破断が発生したり、板の平坦度が悪化す
る。
【００２４】亜鉛メッキ後の合金化処理は４８０〜６０
０℃の温度範囲で行う。４８０℃未満では合金化が不充
分になり、６００℃超ではΓ相が発達してプレス時にメ
ッキが剥離し易くなる。次に、本発明を実施例にて説明
する。
０℃の温度範囲で行う。４８０℃未満では合金化が不充
分になり、６００℃超ではΓ相が発達してプレス時にメ
ッキが剥離し易くなる。次に、本発明を実施例にて説明
する。
【００２５】
（実施例１）Ｃ量を０〜０．００５０％、Ｎｂ量を０〜
０．０３０％の範囲でそれぞれ変化させ、その他の元素
についてはその含有量がほぼ一定で、Ｓｉ：０．０１
％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．０
０８％、Ａｌ：０．０４％、Ｔｉ：０．０１５％、Ｎ：
０．００１８〜０．００２２％の真空溶解鋼を実験室的
に板厚４mmに熱間圧延した。スラブ加熱温度は１１５０
℃、熱間圧延の仕上温度は９１０℃、巻取温度は７１０
℃である。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し、
板厚０．８mmとした。図１のようなライン内焼鈍方式の
連続溶融亜鉛メッキラインの履歴を実験室的にシミュレ
ートした。さらに０．５％の圧下率の調質圧延を施し、
引張試験に供した。ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、Ｂ
Ｈ性とｒ値を測定した。なおＢＨ性は、まず圧延方向に
２％の引張予歪を加え、一旦除荷し、１７０℃で２０分
間の塗装焼付相当の熱処理を施してから、再度引張試験
を行い、このときの降伏応力の上昇量を求めることで評
価した。またｒ値は一般的な方法で求めた。合金化処理
なしの場合の結果を図２（ａ）、図３（ａ）に、合金化
処理を施したときの結果を図２（ｂ）、図３（ｂ）に示
す。これらの図から明らかなように、本発明のＣおよび
Ｎｂ量の範囲内において、所望の３kgf/mm2 以上のＢＨ
量と１．７以上のｒ値が合金化の有無に関わらず得られ
る。
０．０３０％の範囲でそれぞれ変化させ、その他の元素
についてはその含有量がほぼ一定で、Ｓｉ：０．０１
％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．０
０８％、Ａｌ：０．０４％、Ｔｉ：０．０１５％、Ｎ：
０．００１８〜０．００２２％の真空溶解鋼を実験室的
に板厚４mmに熱間圧延した。スラブ加熱温度は１１５０
℃、熱間圧延の仕上温度は９１０℃、巻取温度は７１０
℃である。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し、
板厚０．８mmとした。図１のようなライン内焼鈍方式の
連続溶融亜鉛メッキラインの履歴を実験室的にシミュレ
ートした。さらに０．５％の圧下率の調質圧延を施し、
引張試験に供した。ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、Ｂ
Ｈ性とｒ値を測定した。なおＢＨ性は、まず圧延方向に
２％の引張予歪を加え、一旦除荷し、１７０℃で２０分
間の塗装焼付相当の熱処理を施してから、再度引張試験
を行い、このときの降伏応力の上昇量を求めることで評
価した。またｒ値は一般的な方法で求めた。合金化処理
なしの場合の結果を図２（ａ）、図３（ａ）に、合金化
処理を施したときの結果を図２（ｂ）、図３（ｂ）に示
す。これらの図から明らかなように、本発明のＣおよび
Ｎｂ量の範囲内において、所望の３kgf/mm2 以上のＢＨ
量と１．７以上のｒ値が合金化の有無に関わらず得られ
る。
【００２６】（実施例２）Ｓ量を０．０００５〜０．０
２０％まで変化させ、Ｐ量を０．０１％、０．０７％と
２水準に変化させ、かつＴｉとＮｂを複合添加した極低
炭素鋼を実験室的に真空溶製した。Ｓ、Ｐ以外の成分
は、いずれの鋼もほぼ一定で、Ｃ：０．００２２〜０．
００２５％、Ｓｉ：０．００９〜０．０１１％、Ｍｎ：
０．１％、Ａｌ：０．０４％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｎ
ｂ：０．０１、Ｎ：０．００１８〜０．００２１％であ
る。この真空溶解鋼を次の条件で実験室的に熱間圧延し
た。スラブ加熱温度は１１００℃、熱間圧延の仕上温度
は９２０℃、巻取温度は７１０℃である。この板厚４mm
の熱延板を酸洗し、８０％の冷間圧延を施し、０．８mm
厚の冷延板とした。これに、図１のとおりの連続溶融亜
鉛メッキプロセスをシミュレートした。さらに、０．５
％の圧下率の調質圧延を施し、引張試験に供し、ＢＨと
ｒ値を実施例１と同様の方法で測定した。
２０％まで変化させ、Ｐ量を０．０１％、０．０７％と
２水準に変化させ、かつＴｉとＮｂを複合添加した極低
炭素鋼を実験室的に真空溶製した。Ｓ、Ｐ以外の成分
は、いずれの鋼もほぼ一定で、Ｃ：０．００２２〜０．
００２５％、Ｓｉ：０．００９〜０．０１１％、Ｍｎ：
０．１％、Ａｌ：０．０４％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｎ
ｂ：０．０１、Ｎ：０．００１８〜０．００２１％であ
る。この真空溶解鋼を次の条件で実験室的に熱間圧延し
た。スラブ加熱温度は１１００℃、熱間圧延の仕上温度
は９２０℃、巻取温度は７１０℃である。この板厚４mm
の熱延板を酸洗し、８０％の冷間圧延を施し、０．８mm
厚の冷延板とした。これに、図１のとおりの連続溶融亜
鉛メッキプロセスをシミュレートした。さらに、０．５
％の圧下率の調質圧延を施し、引張試験に供し、ＢＨと
ｒ値を実施例１と同様の方法で測定した。
【００２７】引張試験結果を図４（０．０１％Ｐ）
（ａ）、（ｂ）と図５（０．０７％Ｐ）（ａ）、（ｂ）
に示す。これらの図から明らかなように、３kgf/mm2 以
上のＢＨ性と１．７以上のｒ値がＰ量や合金化の有無に
関わらず、Ｓ量０．００４〜０．０１５％の範囲で得ら
れることがわかる。 （実施例３）表１に示す化学成分を有する鋼を転炉にて
出鋼し、連続鋳造機にてスラブとした後１０８０℃に加
熱し、仕上温度が９２０℃、板厚が３．８mmとなるよう
な熱間圧延を行った。ラン アウト テーブルでの平均
冷却速度は４０℃／ｓｅｃであり、その後７００℃でコ
イルに巻取った。酸洗後０．７mmまで冷間圧延を行い、
続いて実機のライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛メッキラ
インに通板した。条件は図６のとおりである。その後、
０．５％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供し
た。
（ａ）、（ｂ）と図５（０．０７％Ｐ）（ａ）、（ｂ）
に示す。これらの図から明らかなように、３kgf/mm2 以
上のＢＨ性と１．７以上のｒ値がＰ量や合金化の有無に
関わらず、Ｓ量０．００４〜０．０１５％の範囲で得ら
れることがわかる。 （実施例３）表１に示す化学成分を有する鋼を転炉にて
出鋼し、連続鋳造機にてスラブとした後１０８０℃に加
熱し、仕上温度が９２０℃、板厚が３．８mmとなるよう
な熱間圧延を行った。ラン アウト テーブルでの平均
冷却速度は４０℃／ｓｅｃであり、その後７００℃でコ
イルに巻取った。酸洗後０．７mmまで冷間圧延を行い、
続いて実機のライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛メッキラ
インに通板した。条件は図６のとおりである。その後、
０．５％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供し
た。
【００２８】試験結果を表２および表３にまとめる。こ
こで、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて評価した。
ＢＨ性とｒ値の評価は実施例１、２と同様である。ま
た、２次加工性は、絞り比２．５（シャーエッジ）で絞
ったカップを−５０℃に冷却し、圧壊して割れ発生状況
を観察することにより評価した。表１〜３の鋼Ｎｏ．Ａ
−１〜Ｇ−１は、Ｐが約０．００８％含まれる強度レベ
ルが３０kgf/mm2 級のもので、Ａ−２〜Ｇ−２は、Ｐを
約０．０７％添加した強度レベルが３５kgf/mm2 級の鋼
である。これらの表から明らかなように、本発明の範囲
によって製造された鋼Ａ−１、Ｄ−１、Ｇ−１は強度レ
ベルが３０kgf/mm 2 級でＢＨ性が付与された超成形性溶
融亜鉛メッキ冷延鋼板となっており、鋼Ａ−２、Ｄ−
２、Ｇ−２は、強度レベルが３５kgf/mm2 級でＢＨ性が
付与された加工性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板となっている。ここで鋼Ｂ−１、Ｂ−２はＳ量が低す
ぎてＢＨ性が不充分である。一方、鋼Ｃ−１、Ｃ−２は
Ｎｂ量が多すぎるため、加工性、特に延性に劣り、さら
にＢＨ性が不充分である。また、鋼Ｅ−１、Ｅ−２は、
Ｔｉ添加量が多すぎるためＢＨ性がほとんどない。鋼Ｆ
−１、Ｆ−２においては、Ｃ、Ｎｂ量がＮｂ≧９３／１
２・［Ｃ−０．００１５］を満足しないので加工性、特
にｒ値が低い。
こで、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて評価した。
ＢＨ性とｒ値の評価は実施例１、２と同様である。ま
た、２次加工性は、絞り比２．５（シャーエッジ）で絞
ったカップを−５０℃に冷却し、圧壊して割れ発生状況
を観察することにより評価した。表１〜３の鋼Ｎｏ．Ａ
−１〜Ｇ−１は、Ｐが約０．００８％含まれる強度レベ
ルが３０kgf/mm2 級のもので、Ａ−２〜Ｇ−２は、Ｐを
約０．０７％添加した強度レベルが３５kgf/mm2 級の鋼
である。これらの表から明らかなように、本発明の範囲
によって製造された鋼Ａ−１、Ｄ−１、Ｇ−１は強度レ
ベルが３０kgf/mm 2 級でＢＨ性が付与された超成形性溶
融亜鉛メッキ冷延鋼板となっており、鋼Ａ−２、Ｄ−
２、Ｇ−２は、強度レベルが３５kgf/mm2 級でＢＨ性が
付与された加工性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板となっている。ここで鋼Ｂ−１、Ｂ−２はＳ量が低す
ぎてＢＨ性が不充分である。一方、鋼Ｃ−１、Ｃ−２は
Ｎｂ量が多すぎるため、加工性、特に延性に劣り、さら
にＢＨ性が不充分である。また、鋼Ｅ−１、Ｅ−２は、
Ｔｉ添加量が多すぎるためＢＨ性がほとんどない。鋼Ｆ
−１、Ｆ−２においては、Ｃ、Ｎｂ量がＮｂ≧９３／１
２・［Ｃ−０．００１５］を満足しないので加工性、特
にｒ値が低い。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
の製造方法によって、ｉ）ＢＨ性を付与した強度レベル
が３０kgf/mm2 級の超成形性溶融亜鉛メッキ冷延鋼板、
およびｉｉ）ＢＨ性を付与した強度レベルが３５kgf/mm
2 級の深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ冷延鋼板が得られ
る。本発明は、自動車用の難成形部品の成形を可能に
し、さらに一体成形を可能にするのみならず、対デント
性の向上にも大きな効果を発揮する。また、ＢＨ性を有
する高強度溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を使用することによ
り自動車用パネル鋼板の板厚を減少し、車体重量を軽減
することも可能になる。したがって、本発明は燃費の向
上ひいては地球温暖化問題の対策としても貢献する。さ
らに、このような冷延鋼板がライン内焼鈍方式の連続溶
融亜鉛メッキ設備で製造可能となるため、材質の均一性
や経済性などの点においても優れている。
の製造方法によって、ｉ）ＢＨ性を付与した強度レベル
が３０kgf/mm2 級の超成形性溶融亜鉛メッキ冷延鋼板、
およびｉｉ）ＢＨ性を付与した強度レベルが３５kgf/mm
2 級の深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ冷延鋼板が得られ
る。本発明は、自動車用の難成形部品の成形を可能に
し、さらに一体成形を可能にするのみならず、対デント
性の向上にも大きな効果を発揮する。また、ＢＨ性を有
する高強度溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を使用することによ
り自動車用パネル鋼板の板厚を減少し、車体重量を軽減
することも可能になる。したがって、本発明は燃費の向
上ひいては地球温暖化問題の対策としても貢献する。さ
らに、このような冷延鋼板がライン内焼鈍方式の連続溶
融亜鉛メッキ設備で製造可能となるため、材質の均一性
や経済性などの点においても優れている。
【図１】連続溶融亜鉛メッキのヒートサイクルを示す図
である。
である。
【図２】溶融亜鉛メッキ冷延鋼板のＢＨ量とＣ、Ｎｂ量
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図３】ｒ値とＣ、Ｎｂ量との関係を示す図である。
【図４】Ｐが０．０１％の場合の溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板のＢＨ量とｒ値におよぼすＳ量の影響を示す図であ
る。
板のＢＨ量とｒ値におよぼすＳ量の影響を示す図であ
る。
【図５】Ｐが０．０７％の場合の溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板のＢＨ量とｒ値におよぼすＳ量の影響を示す図であ
る。
板のＢＨ量とｒ値におよぼすＳ量の影響を示す図であ
る。
【図６】連続溶融亜鉛メッキのヒートサイクルを示す図
である。
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 38/14
Claims (4)
- 【請求項１】 重量で、Ｃ：０．０００５〜０．００４
０％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．０３〜１．０
％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００４〜０．０１５
％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜
０．００６０％および残部Ｆｅと不可避的不純物からな
り、かつＴｉとＮｂを複合添加することを必須条件と
し、Ｔｉは０．００９〜０．０５％で、かつＴｉ＞４８
／１４・Ｎを満たす範囲で含有し、Ｎｂは０．００５〜
０．０２％で、かつＮｂ≧９３／１２〔Ｃ−０．００１
５〕を満たす範囲内で含有する鋼を（Ａｒ3 −１００）
℃以上の仕上温度で熱間圧延した後、５００〜７５０℃
の温度で巻取り、ついで圧下率６０％以上で冷間圧延し
た後、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メッキライ
ンで７００〜８５０℃の温度範囲で再結晶焼鈍を行い、
冷却過程中に亜鉛メッキを施すことを特徴とする焼付硬
化性に優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 亜鉛メッキを施した後、４８０〜６００
℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする請求
項１記載の焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板
の製造方法。 - 【請求項３】 重量で、Ｃ：０．０００５〜０．００４
０％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．０３〜１．０
％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００４〜０．０１５
％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜
０．００６０％、Ｂ：０．０００２〜０．００１０％お
よび残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、かつＴｉとＮ
ｂを複合添加することを必須条件とし、Ｔｉは０．００
９〜０．０５％で、かつＴｉ＞４８／１４・Ｎを満たす
範囲で含有し、Ｎｂは０．００５〜０．０２％で、かつ
Ｎｂ≧９３／１２〔Ｃ−０．００１５〕を満たす範囲内
で含有する鋼を（Ａｒ3 −１００）℃以上の仕上温度で
熱間圧延した後、５００〜７５０℃の温度で巻取り、つ
いで圧下率６０％以上で冷間圧延した後、ライン内焼鈍
炉を有する連続溶融亜鉛メッキラインで７００〜８５０
℃の温度範囲で再結晶焼鈍を行い、冷却過程中に亜鉛メ
ッキを施すことを特徴とする焼付硬化性に優れた溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 亜鉛メッキを施した後、４８０〜６００
℃の温度範囲で合金化処理を行うことを特徴とする請求
項３記載の焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21906591A JPH0559443A (ja) | 1991-08-29 | 1991-08-29 | 焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21906591A JPH0559443A (ja) | 1991-08-29 | 1991-08-29 | 焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559443A true JPH0559443A (ja) | 1993-03-09 |
Family
ID=16729725
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21906591A Withdrawn JPH0559443A (ja) | 1991-08-29 | 1991-08-29 | 焼付硬化性に優れた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0559443A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6623691B2 (en) | 1999-12-22 | 2003-09-23 | Sidmar N.V. | Ultra-low carbon steel composition, the process of production of an ULC BH steel product and the product |
| JP2009079277A (ja) * | 2007-09-27 | 2009-04-16 | Nippon Steel Corp | 深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-08-29 JP JP21906591A patent/JPH0559443A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6623691B2 (en) | 1999-12-22 | 2003-09-23 | Sidmar N.V. | Ultra-low carbon steel composition, the process of production of an ULC BH steel product and the product |
| JP2009079277A (ja) * | 2007-09-27 | 2009-04-16 | Nippon Steel Corp | 深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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