JPH06102810B2 - 二次加工性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents
二次加工性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法Info
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- JPH06102810B2 JPH06102810B2 JP59175136A JP17513684A JPH06102810B2 JP H06102810 B2 JPH06102810 B2 JP H06102810B2 JP 59175136 A JP59175136 A JP 59175136A JP 17513684 A JP17513684 A JP 17513684A JP H06102810 B2 JPH06102810 B2 JP H06102810B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、二次加工性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛
メッキ鋼板、特に、値が1.90以上で、縦割れ限界温度
が絞り比2.1で−75℃未満、絞り比3.0で−40℃未満の優
れた二次加工性を示す深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造方法に関する。
メッキ鋼板、特に、値が1.90以上で、縦割れ限界温度
が絞り比2.1で−75℃未満、絞り比3.0で−40℃未満の優
れた二次加工性を示す深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造方法に関する。
近年、自動車車体用防錆鋼板として合金化溶融亜鉛メツ
キ鋼板が多用されており、なかでも深絞り加工の厳しい
部品については、メツキ原板たる低炭素Alキルド鋼の冷
延鋼板を、予め箱型炉で脱炭焼鈍した後、連続溶融亜鉛
メツキライン（以下CGLと称す）に通す方法、或いは鋼
の溶製時に真空脱ガス処理を行つて溶鋼中の炭素を極力
除去するとともに、残留した炭素をTiやNb等の添加によ
つて安定な炭化物として固定した冷延鋼板をCGLに通す
方法が採られている。
キ鋼板が多用されており、なかでも深絞り加工の厳しい
部品については、メツキ原板たる低炭素Alキルド鋼の冷
延鋼板を、予め箱型炉で脱炭焼鈍した後、連続溶融亜鉛
メツキライン（以下CGLと称す）に通す方法、或いは鋼
の溶製時に真空脱ガス処理を行つて溶鋼中の炭素を極力
除去するとともに、残留した炭素をTiやNb等の添加によ
つて安定な炭化物として固定した冷延鋼板をCGLに通す
方法が採られている。
しかしながらこれらのうち前者の場合は、ライン内に焼
鈍設備を持つCGLにあらかじめ焼鈍された冷延鋼板を通
すといつた非効率的な方法であることから、箱型焼鈍工
程の負担を増す結果となり好ましくない。また後者の場
合は、有力な粒界強化元素である固溶Ｃを安定な炭化物
として固定してしまうため、深絞り加工の厳しい成形部
品においては、深絞り加工時あるいはその後の二次加工
で縦割れと称する脆性的な破壊が生じ易いという問題が
ある。
鈍設備を持つCGLにあらかじめ焼鈍された冷延鋼板を通
すといつた非効率的な方法であることから、箱型焼鈍工
程の負担を増す結果となり好ましくない。また後者の場
合は、有力な粒界強化元素である固溶Ｃを安定な炭化物
として固定してしまうため、深絞り加工の厳しい成形部
品においては、深絞り加工時あるいはその後の二次加工
で縦割れと称する脆性的な破壊が生じ易いという問題が
ある。
このような問題に対し、特開昭59−74232号において微
量のTi,Nb,Bを含有する鋼を用い、鋼中のＮをTiNとして
固定することで固溶Ｂを残存せしめ、固溶Ｃを実質上非
時効性を阻害しない量までNbでNbCとして固定させるこ
とで一部固溶Ｃを残存せしめ、この固溶Ｂ、固溶Ｃによ
り粒界を強化し二次加工性を改善し、さらにBH性を付与
するという提案がなされている。しかしながら、Tiを含
有する鋼は鋼中に生成したTiO2やAl2O3のような非金属
介在物に起因した表面疵が発生し易い欠点がある。この
ため表面疵に起因したメツキ不良や苛酷な深絞り加工で
のメツキ剥離が生じ易い。特開昭50−31531号や特開昭5
4−104417号では表面性状の改善方法が提案されてはい
るが必ずしも好ましい結果が得られず、特にTiは鋼中元
素のＣ以外にN,S,Oとも結合し易い元素であることか
ら、Nb等に較べ多量の添加を必要とし、製造コストのア
ツプが避けられない不利がある。さらにTiを含有する鋼
は亜鉛メツキの合金化処理において合金化が急激に進む
ことにより、Feリツチで硬く脆い合金層が厚く成長する
ため、メツキ層の加工性が著しく低下し、苛酷な深絞り
加工においてメツキ剥離やパウダリングを起し易くな
る。第１図はTiを含有する鋼がNbを含有する鋼に較べ合
金層が硬く脆いため深絞り性の指標である値を著しく
劣化させる一例を示している。このように従来法では、
たとえ二次加工性が改善させたとしても深絞り性の劣化
やメツキ剥離あるいはパウダリングの問題が顕在化し、
十分に満足できる深絞り用合金化亜鉛メツキ鋼板が得ら
れなかつた。
量のTi,Nb,Bを含有する鋼を用い、鋼中のＮをTiNとして
固定することで固溶Ｂを残存せしめ、固溶Ｃを実質上非
時効性を阻害しない量までNbでNbCとして固定させるこ
とで一部固溶Ｃを残存せしめ、この固溶Ｂ、固溶Ｃによ
り粒界を強化し二次加工性を改善し、さらにBH性を付与
するという提案がなされている。しかしながら、Tiを含
有する鋼は鋼中に生成したTiO2やAl2O3のような非金属
介在物に起因した表面疵が発生し易い欠点がある。この
ため表面疵に起因したメツキ不良や苛酷な深絞り加工で
のメツキ剥離が生じ易い。特開昭50−31531号や特開昭5
4−104417号では表面性状の改善方法が提案されてはい
るが必ずしも好ましい結果が得られず、特にTiは鋼中元
素のＣ以外にN,S,Oとも結合し易い元素であることか
ら、Nb等に較べ多量の添加を必要とし、製造コストのア
ツプが避けられない不利がある。さらにTiを含有する鋼
は亜鉛メツキの合金化処理において合金化が急激に進む
ことにより、Feリツチで硬く脆い合金層が厚く成長する
ため、メツキ層の加工性が著しく低下し、苛酷な深絞り
加工においてメツキ剥離やパウダリングを起し易くな
る。第１図はTiを含有する鋼がNbを含有する鋼に較べ合
金層が硬く脆いため深絞り性の指標である値を著しく
劣化させる一例を示している。このように従来法では、
たとえ二次加工性が改善させたとしても深絞り性の劣化
やメツキ剥離あるいはパウダリングの問題が顕在化し、
十分に満足できる深絞り用合金化亜鉛メツキ鋼板が得ら
れなかつた。
本発明者らはこのような欠点を解決すべく種々の実験と
検討を重ねた結果、極低炭素、Nb添加鋼に微量のＢを含
有せしめた成分系を採用し、且つこれと特定の熱処理及
び溶融亜鉛メツキ条件等とを組み合せることにより、極
めて優れた深絞り性（値≧1.90）および二次加工性
（縦割れ限界温度が絞り比2.1で−75℃未満、絞り比3.0
で−40℃未満）と耐パウダリング性を有する深絞り用合
金化溶融亜鉛メツキ鋼板が得られることを見い出したも
のである。
検討を重ねた結果、極低炭素、Nb添加鋼に微量のＢを含
有せしめた成分系を採用し、且つこれと特定の熱処理及
び溶融亜鉛メツキ条件等とを組み合せることにより、極
めて優れた深絞り性（値≧1.90）および二次加工性
（縦割れ限界温度が絞り比2.1で−75℃未満、絞り比3.0
で−40℃未満）と耐パウダリング性を有する深絞り用合
金化溶融亜鉛メツキ鋼板が得られることを見い出したも
のである。
このような本発明の特徴とするところは、C:0.0025wt％
以下、Si:0.05wt％以下、Mn:0.30wt％以下、P:0.030wt
％以下、S:0.020wt％以下、SolAl:0.015〜0.080wt％、
N:0.0050wt％以下、Nb:0.050wt％以下、B:0.0005〜0.00
15wt％、残部鉄及び不可避的不純物からなり、且つ５
Nb/C20を満足する鋼を溶製し、これをAr3以上の仕上
げ温度、650〜800℃の巻取温度で熱間圧延した後、酸洗
後65％以上の圧下率で冷間圧延し、これによる冷延鋼板
を再結晶温度以上850℃以下の温度で再結晶させた後、
溶融亜鉛メツキを施し、該メツキ後400〜600℃の温度に
５秒以上保持して合金化処理することにある。
以下、Si:0.05wt％以下、Mn:0.30wt％以下、P:0.030wt
％以下、S:0.020wt％以下、SolAl:0.015〜0.080wt％、
N:0.0050wt％以下、Nb:0.050wt％以下、B:0.0005〜0.00
15wt％、残部鉄及び不可避的不純物からなり、且つ５
Nb/C20を満足する鋼を溶製し、これをAr3以上の仕上
げ温度、650〜800℃の巻取温度で熱間圧延した後、酸洗
後65％以上の圧下率で冷間圧延し、これによる冷延鋼板
を再結晶温度以上850℃以下の温度で再結晶させた後、
溶融亜鉛メツキを施し、該メツキ後400〜600℃の温度に
５秒以上保持して合金化処理することにある。
以下本発明の成分組成及び製造条件の限定理由を説明す
る。
る。
Ｃは深絞り性の指標である値を高くするためにはでき
るだけ少ないほうが好ましく、またＣが少なければ炭化
物（NbC）として固定するのに必要なNbの添加量を少な
くできる。このような面からＣは0.0025wt％以下に規制
される。このような極低Ｃは真空脱ガス処理により工業
的に容易に得られる。
るだけ少ないほうが好ましく、またＣが少なければ炭化
物（NbC）として固定するのに必要なNbの添加量を少な
くできる。このような面からＣは0.0025wt％以下に規制
される。このような極低Ｃは真空脱ガス処理により工業
的に容易に得られる。
Siは本発明では少ないほうが好ましく、0.05wt％を超え
るとメツキ密着性が劣化する問題があり、このため0.05
wt％以下とする。
るとメツキ密着性が劣化する問題があり、このため0.05
wt％以下とする。
Mnは深絞り性には寄与せず、下記するとＳとの関係等か
ら0.30wt％以下とする。また、Mn量を大きく低減させよ
うとすると却ってコストの上昇を招くことから、実際上
は0.04wt％が実質的は下限となる。
ら0.30wt％以下とする。また、Mn量を大きく低減させよ
うとすると却ってコストの上昇を招くことから、実際上
は0.04wt％が実質的は下限となる。
Ｐは鋼板の強度を上げるとともに二次加工性を著しく劣
化させ、またメツキ密着性をも劣化させる元素であり、
このため0.030wt％以下とする。
化させ、またメツキ密着性をも劣化させる元素であり、
このため0.030wt％以下とする。
ＳはMnと結合してMnSを形成し、鋼の清浄性を劣化させ
るため少ないほうが好ましく、また熱間圧延時の熱間脆
性を防止する意味でMn/S５とする必要がある（積極添
加しない場合のMn量は通常0.10％以下）ことから、0.02
0wt％以下に規制される。
るため少ないほうが好ましく、また熱間圧延時の熱間脆
性を防止する意味でMn/S５とする必要がある（積極添
加しない場合のMn量は通常0.10％以下）ことから、0.02
0wt％以下に規制される。
SolAlは溶製時の脱酸剤として必要なほか歪時効の原因
となる固溶ＮをAlNとして固定するのに少なくとも0.015
wt％以上必要であるが、0.080wt％を超えると鋼を硬化
させ延性を低下させる。このためSolAlは0.015〜0.080w
t％とする。
となる固溶ＮをAlNとして固定するのに少なくとも0.015
wt％以上必要であるが、0.080wt％を超えると鋼を硬化
させ延性を低下させる。このためSolAlは0.015〜0.080w
t％とする。
Ｎは延性低下の原因となるため少ないほうが好ましく、
0.0050wt％以下に規制される。
0.0050wt％以下に規制される。
Ｂは本発明の主要元素の１つであり、極く微量の添加で
二次加工性が著しく向上する。すなわち、このＢは充分
な二次加工性を得るため0.0005wt％以上を必要とする
が、0.0015wt％を超えると延性や深絞り性を著しく低下
させるため上限を0.0015％とする。さらにＢ添加の効果
として、メツキ密着性の向上に伴なう耐パウダリング性
の改善効果が上げられる。この理由については十分明確
ではないが、Ｂはメツキ前の焼鈍中に表面濃化し易い元
素であること、Feリツチな合金化の抑制効果があること
などから、Fe−Zn界面に密着性を損う合金層の発達を抑
制するためであると推定される。このような面からのＢ
添加量は0.0005wt％以上であればよく、特に上限を規制
する必要はないが、上述したように材質的な見地から0.
0015wt％が上限とされる。
二次加工性が著しく向上する。すなわち、このＢは充分
な二次加工性を得るため0.0005wt％以上を必要とする
が、0.0015wt％を超えると延性や深絞り性を著しく低下
させるため上限を0.0015％とする。さらにＢ添加の効果
として、メツキ密着性の向上に伴なう耐パウダリング性
の改善効果が上げられる。この理由については十分明確
ではないが、Ｂはメツキ前の焼鈍中に表面濃化し易い元
素であること、Feリツチな合金化の抑制効果があること
などから、Fe−Zn界面に密着性を損う合金層の発達を抑
制するためであると推定される。このような面からのＢ
添加量は0.0005wt％以上であればよく、特に上限を規制
する必要はないが、上述したように材質的な見地から0.
0015wt％が上限とされる。
Nbも本発明における主要元素の１つであり、鋼中のＣを
炭化物（NbC）として固定することにより深絞り性や延
性を著しく向上させる。
炭化物（NbC）として固定することにより深絞り性や延
性を著しく向上させる。
深絞り性に必要な特性を得るにはNb/C５で充分である
が、さらに安定した特性を得るにはNb/C８が望まし
い。ただし必要以上にNb/Cを高くすることは製造コスト
の増加となるばかりか延性の低下を招くことから0.050w
t％をその上限とし且つNb/C20に規制される。また、
二次加工性を重視する場合固溶Ｃが残存する５Nb/C＜
８が最も望ましい。このような５Nb/C＜８の範囲にお
いてＢ添加量を５〜15ppmの範囲で調整することで極め
て優れた二次加工性が得られる。Nb/C＜８で二次加工性
が著しく優れるのは固溶Ｃと固溶Ｂの相乗効果によるも
のである。
が、さらに安定した特性を得るにはNb/C８が望まし
い。ただし必要以上にNb/Cを高くすることは製造コスト
の増加となるばかりか延性の低下を招くことから0.050w
t％をその上限とし且つNb/C20に規制される。また、
二次加工性を重視する場合固溶Ｃが残存する５Nb/C＜
８が最も望ましい。このような５Nb/C＜８の範囲にお
いてＢ添加量を５〜15ppmの範囲で調整することで極め
て優れた二次加工性が得られる。Nb/C＜８で二次加工性
が著しく優れるのは固溶Ｃと固溶Ｂの相乗効果によるも
のである。
第２図は合金化溶融亜鉛メツキ鋼板について粒度NO.（A
STM NO.）と縦割れ限界温度（二次加工性）の関係を示
したものである。ここでの縦割れ限界温度は、供試材の
すべてが容易に成形できる絞り比2.1で50φのカツプ絞
りを行い、このカツプを低温浴に３分間浸漬し、開角60
°の円錐形コーンを押し込みカツプ側壁に脆性的な縦割
れが生じる限界の温度で示した。この図に示すように粒
度NO.が大きい程、すなわち結晶粒径が小さい程、縦割
れ限界温度は低温側に移行する。この際の縦割れ限界温
度におよぼす結晶粒径の影響は、粒度NO.が１番増すご
とに縦割れ限界温度が約−10℃低温側に移行することが
実験の結果から得られている。すなわち二次加工性を評
価する場合に結晶粒径を考慮しなければならない。本発
明に該当するNbとＢの複合添加鋼は整細粒が得られるう
え、同一粒度NO.で比較した場合にもＢ無添加のNb添加
鋼より二次加工性に優れ、さらにTi添加鋼に較べ極めて
優れた二次加工性を有するものである。
STM NO.）と縦割れ限界温度（二次加工性）の関係を示
したものである。ここでの縦割れ限界温度は、供試材の
すべてが容易に成形できる絞り比2.1で50φのカツプ絞
りを行い、このカツプを低温浴に３分間浸漬し、開角60
°の円錐形コーンを押し込みカツプ側壁に脆性的な縦割
れが生じる限界の温度で示した。この図に示すように粒
度NO.が大きい程、すなわち結晶粒径が小さい程、縦割
れ限界温度は低温側に移行する。この際の縦割れ限界温
度におよぼす結晶粒径の影響は、粒度NO.が１番増すご
とに縦割れ限界温度が約−10℃低温側に移行することが
実験の結果から得られている。すなわち二次加工性を評
価する場合に結晶粒径を考慮しなければならない。本発
明に該当するNbとＢの複合添加鋼は整細粒が得られるう
え、同一粒度NO.で比較した場合にもＢ無添加のNb添加
鋼より二次加工性に優れ、さらにTi添加鋼に較べ極めて
優れた二次加工性を有するものである。
本発明はＢを微量添加し固溶Ｂを残存せしめるものであ
るが、そのメカニズムは次の通りである。
るが、そのメカニズムは次の通りである。
すなわち、本発明者らが実験により確認したところによ
れば、Ｂ添加量が５〜60ppmの範囲においてBNの析出開
始温度は約900〜1100℃の温度域にあり、その析出ピー
クは約600〜700℃の温度域にある。またＢ添加量が少な
いほどBNの析出開始温度、析出ピークは低温側に移行す
る。BNの析出は析出開始温度が高いことから、熱延巻取
での温度依存性が小さく、広い温度域で析出する。また
BC系化合物もBNよりも優先的に析出するので全Ｂ量のほ
とんどがＢ（C,N）として析出する。本発明におけるBN
の析出開始温度および析出ピークは、Ｂ添加量14ppmに
おいて、それぞれ約900℃と約600℃近傍にあることが確
められており、一般に知られているAlNの析出ピークよ
りも低い温度域にある。本発明における熱延巻取温度65
0〜800℃の範囲では鋼中に残存する固溶Ｎのほとんどが
AlNとして優先的に析出するため、Ｂの一部はBNとして
析出することができず固溶Ｂとして残存する。さらに本
発明においては、極低炭素鋼であるためBC系化合物の析
出量が少ないことも固溶Ｂの増加に寄与している。要す
るに本発明では、極低炭素鋼にNbを添加することで固溶
ＣのほとんどをNbCとして固定させてBC系化合物の析出
量を抑え、さらに微量のＢ添加により、BNの析出ピーク
をAlNの析出ピークよりも低温側にさせることでＢ（C,
N）の析出量を抑え固溶Ｂを多く残存せしめているもの
である。この場合の固溶Ｂ量は３〜10ppm程度である
が、十分な二次加工性の改善効果が確認されている。こ
のように、本発明において固溶Ｂを残存せしめるメカニ
ズムは、前述した特開昭59−7423号のそれとは基本的に
異るものであり、さらに本発明における微量のＢとNbの
複合添加においては材質劣化は僅少で十分な深絞り性が
得られる。
れば、Ｂ添加量が５〜60ppmの範囲においてBNの析出開
始温度は約900〜1100℃の温度域にあり、その析出ピー
クは約600〜700℃の温度域にある。またＢ添加量が少な
いほどBNの析出開始温度、析出ピークは低温側に移行す
る。BNの析出は析出開始温度が高いことから、熱延巻取
での温度依存性が小さく、広い温度域で析出する。また
BC系化合物もBNよりも優先的に析出するので全Ｂ量のほ
とんどがＢ（C,N）として析出する。本発明におけるBN
の析出開始温度および析出ピークは、Ｂ添加量14ppmに
おいて、それぞれ約900℃と約600℃近傍にあることが確
められており、一般に知られているAlNの析出ピークよ
りも低い温度域にある。本発明における熱延巻取温度65
0〜800℃の範囲では鋼中に残存する固溶Ｎのほとんどが
AlNとして優先的に析出するため、Ｂの一部はBNとして
析出することができず固溶Ｂとして残存する。さらに本
発明においては、極低炭素鋼であるためBC系化合物の析
出量が少ないことも固溶Ｂの増加に寄与している。要す
るに本発明では、極低炭素鋼にNbを添加することで固溶
ＣのほとんどをNbCとして固定させてBC系化合物の析出
量を抑え、さらに微量のＢ添加により、BNの析出ピーク
をAlNの析出ピークよりも低温側にさせることでＢ（C,
N）の析出量を抑え固溶Ｂを多く残存せしめているもの
である。この場合の固溶Ｂ量は３〜10ppm程度である
が、十分な二次加工性の改善効果が確認されている。こ
のように、本発明において固溶Ｂを残存せしめるメカニ
ズムは、前述した特開昭59−7423号のそれとは基本的に
異るものであり、さらに本発明における微量のＢとNbの
複合添加においては材質劣化は僅少で十分な深絞り性が
得られる。
本発明は以上のような成分組成の鋼を真空脱ガス処理等
を施して溶製し、得られたスラブについてAr3以上の仕
上温度、650〜800℃の巻取温度で熱間圧延した後、酸洗
後65％以上の圧下率で冷間圧延し、これによる冷延鋼帯
を再結晶温度以上850℃以下の温度で再結晶させた後、
溶融亜鉛メツキを施し、該メツキ後400〜600℃の温度に
５秒以上保持して合金化処理を行う。
を施して溶製し、得られたスラブについてAr3以上の仕
上温度、650〜800℃の巻取温度で熱間圧延した後、酸洗
後65％以上の圧下率で冷間圧延し、これによる冷延鋼帯
を再結晶温度以上850℃以下の温度で再結晶させた後、
溶融亜鉛メツキを施し、該メツキ後400〜600℃の温度に
５秒以上保持して合金化処理を行う。
これらの製造条件の限定理由について説明すると、まず
熱間圧延において仕上げ温度をAr3以上とするのは、こ
れ以下の温度では深絞り性の指標である値の低下と低
温仕上げに起因する粗大粒による延性低下ならび二次加
工性の劣化が起き易いためである。
熱間圧延において仕上げ温度をAr3以上とするのは、こ
れ以下の温度では深絞り性の指標である値の低下と低
温仕上げに起因する粗大粒による延性低下ならび二次加
工性の劣化が起き易いためである。
巻取温度650〜800℃の範囲とするのは、歪時効の原因と
なる固溶ＮをAlNとして固着するためと前述したように
固溶Ｂに多く残存せしめるためである。
なる固溶ＮをAlNとして固着するためと前述したように
固溶Ｂに多く残存せしめるためである。
冷間圧延において、圧下率65％以上とするのは、十分な
圧延形状を得ることと値の向上のためである。
圧延形状を得ることと値の向上のためである。
焼鈍温度は十分な深絞り性を付加するためには再結晶温
度以上の必要があり、これにより値、全伸びがともに
向上する。特に750℃以上では極めて優れた特性が得ら
れる。しかし850℃を超える高温域では、NbCの再固溶に
よる固溶Ｃの著しい増加が起り易く、BH性には寄与する
ものの時効性の劣化および深絞り性の劣化をきたす。こ
のようなことから焼鈍温度は再結晶温度以上、望しくは
750℃以上850℃以下とした。
度以上の必要があり、これにより値、全伸びがともに
向上する。特に750℃以上では極めて優れた特性が得ら
れる。しかし850℃を超える高温域では、NbCの再固溶に
よる固溶Ｃの著しい増加が起り易く、BH性には寄与する
ものの時効性の劣化および深絞り性の劣化をきたす。こ
のようなことから焼鈍温度は再結晶温度以上、望しくは
750℃以上850℃以下とした。
合金化処理温度を400〜600℃と限定するのは、400℃未
満では十分な合金化がなされず、また600℃を超えると
過合金化により耐パウダリング性が著しく損なわれるた
めであり、また十分な合金化を図るためには上記温度範
囲において５秒以上の保持を必要とする。
満では十分な合金化がなされず、また600℃を超えると
過合金化により耐パウダリング性が著しく損なわれるた
めであり、また十分な合金化を図るためには上記温度範
囲において５秒以上の保持を必要とする。
以上のようにしてメツキ処理された鋼板は、200℃以下
まで急冷された後、調圧又はレベリングが施される。こ
のように200℃まで急冷するのは二次加工性に有害なＰ
の粒界濃化を防止するためであり、この場合の冷却速度
は10℃/sec以上であれば十分である。
まで急冷された後、調圧又はレベリングが施される。こ
のように200℃まで急冷するのは二次加工性に有害なＰ
の粒界濃化を防止するためであり、この場合の冷却速度
は10℃/sec以上であれば十分である。
このようにして製造される鋼板は、深絞り加工の厳しい
条件下においても縦割れと称する脆性的な破壊が生じ難
く極めて優れた二次加工性を有しており、さらに耐パウ
ダリング性にも優れた特性を有している。
条件下においても縦割れと称する脆性的な破壊が生じ難
く極めて優れた二次加工性を有しており、さらに耐パウ
ダリング性にも優れた特性を有している。
第１表に示す成分組成及び製造条件により合金化溶融亜
鉛メツキ鋼板を製造し、その機械的性質、二次加工性及
び耐パウダリング性について調べた。その結果を第２表
に示す。なお、機械的性質は何れもJIS5号に規定された
試験片により求めたものであり、縦割れ限界温度は深絞
り加工後の二次加工性を評価するため、供試材のすべて
が成形可能な絞り比2.1と3.0でカツプ絞りを行い、この
カツプを低温浴に浸漬し開角60°の円錐形コーンに押し
込み、カツプ側壁に脆性的な縦割れが生ずる限界の温度
で示した。パウダリング性は90°曲げテストと引抜き速
度200mm/min、ポンチ先端0.5Rの押し付け荷重500Kgによ
るドロービードテストの２通りの方法で行い、損傷した
メツキ面をテープで剥離し、テープに付着した亜鉛量で
評価した。
鉛メツキ鋼板を製造し、その機械的性質、二次加工性及
び耐パウダリング性について調べた。その結果を第２表
に示す。なお、機械的性質は何れもJIS5号に規定された
試験片により求めたものであり、縦割れ限界温度は深絞
り加工後の二次加工性を評価するため、供試材のすべて
が成形可能な絞り比2.1と3.0でカツプ絞りを行い、この
カツプを低温浴に浸漬し開角60°の円錐形コーンに押し
込み、カツプ側壁に脆性的な縦割れが生ずる限界の温度
で示した。パウダリング性は90°曲げテストと引抜き速
度200mm/min、ポンチ先端0.5Rの押し付け荷重500Kgによ
るドロービードテストの２通りの方法で行い、損傷した
メツキ面をテープで剥離し、テープに付着した亜鉛量で
評価した。
第３図は本発明材及び比較材の代表例について、絞り比
と縦割れ限界温度との関係を示したものであり、鋼NO.2
がＢ、Nbの複合添加した本発明材、鋼NO.7がNb単独添加
の比較材、鋼NO.12がTi単独添加の比較材である。深絞
り用としては一般に絞り比3.0以上の加工性を有してい
る必要がある。しかし絞り比が高いほど、すなわち深絞
り加工が厳しいほど縦割れ限界温度が高温側に移行し、
二次加工性は著しく劣化して行く。この点Ｂ、Nbを複合
添加した本発明材も同様であるが、Nb単独添加の比較
材、さらにはTi単独添加材に較べた場合絞り比の高い領
域においても優れた二次加工性を有している。
と縦割れ限界温度との関係を示したものであり、鋼NO.2
がＢ、Nbの複合添加した本発明材、鋼NO.7がNb単独添加
の比較材、鋼NO.12がTi単独添加の比較材である。深絞
り用としては一般に絞り比3.0以上の加工性を有してい
る必要がある。しかし絞り比が高いほど、すなわち深絞
り加工が厳しいほど縦割れ限界温度が高温側に移行し、
二次加工性は著しく劣化して行く。この点Ｂ、Nbを複合
添加した本発明材も同様であるが、Nb単独添加の比較
材、さらにはTi単独添加材に較べた場合絞り比の高い領
域においても優れた二次加工性を有している。
第４図は絞り比3.0でのＢ添加による縦割れ限界温度の
影響を実施例各供試材によりみたものであり、図中の○
印が本発明材、◇印が本発明のＢの範囲を高めに外れた
比較材、●印がＢ無添加のNb添加比較材、△印がTi添加
比較材である。本実施例から明らかなように、Ｂの添加
量が増加するのに伴ない縦割れ限界温度が低温側に移行
し、Ｂが5ppm以上において優れた二次加工性が得られて
いる。
影響を実施例各供試材によりみたものであり、図中の○
印が本発明材、◇印が本発明のＢの範囲を高めに外れた
比較材、●印がＢ無添加のNb添加比較材、△印がTi添加
比較材である。本実施例から明らかなように、Ｂの添加
量が増加するのに伴ない縦割れ限界温度が低温側に移行
し、Ｂが5ppm以上において優れた二次加工性が得られて
いる。
第５図はNb/Cと値、全伸びおよび縦割れ限界温度の関
係を実施例各供試材について示したもので、第４図と同
じ記号で図示してある。優れた深絞り性を得るには深絞
り性の指標である値が高いこと及び全伸びが高いこと
が望ましい。Nb/Cが8.0付近で値、全伸びがともに最
も高い値を示し優れた深絞り性が得られている。Nb/C＜
8.0では値、全伸び共に低下し始め深絞り性が劣化し
て行く。しかし縦割れ限界温度は低温側に急激に移行
し、二次加工性は著しく向上する。このことから、深絞
り用として許容できるNb/C比の下限はNb/C5.0である
こと、また、Nb/C8.0では安定した高い値が得られ
る反面全伸びが徐々に低下していき、また製造コストも
上昇するためNb/C20が好ましいことが判る。前述した
ように、Ｂ添加の影響は縦割れ限界温度がNb単独添加よ
りも低温側に移行し著しく二次加工性が改善されるが逆
に値、全伸びが劣化するという点にある。特にＢが20
ppm以上では材質劣化が顕著であるため、たとえ二次加
工性が改善できたとしても十分な深絞り性を得ることが
難かしい。Ｂが15ppm以下においては材質劣化の程度が
僅かであり、深絞り用として十分に許容できる材質が得
られるうえ、Ｂが5ppm以上で優れた二次加工性が得られ
るため苛酷な深絞り加工に対して有利である。
係を実施例各供試材について示したもので、第４図と同
じ記号で図示してある。優れた深絞り性を得るには深絞
り性の指標である値が高いこと及び全伸びが高いこと
が望ましい。Nb/Cが8.0付近で値、全伸びがともに最
も高い値を示し優れた深絞り性が得られている。Nb/C＜
8.0では値、全伸び共に低下し始め深絞り性が劣化し
て行く。しかし縦割れ限界温度は低温側に急激に移行
し、二次加工性は著しく向上する。このことから、深絞
り用として許容できるNb/C比の下限はNb/C5.0である
こと、また、Nb/C8.0では安定した高い値が得られ
る反面全伸びが徐々に低下していき、また製造コストも
上昇するためNb/C20が好ましいことが判る。前述した
ように、Ｂ添加の影響は縦割れ限界温度がNb単独添加よ
りも低温側に移行し著しく二次加工性が改善されるが逆
に値、全伸びが劣化するという点にある。特にＢが20
ppm以上では材質劣化が顕著であるため、たとえ二次加
工性が改善できたとしても十分な深絞り性を得ることが
難かしい。Ｂが15ppm以下においては材質劣化の程度が
僅かであり、深絞り用として十分に許容できる材質が得
られるうえ、Ｂが5ppm以上で優れた二次加工性が得られ
るため苛酷な深絞り加工に対して有利である。
またパウダリング性を評価する90°曲げ及びドロービー
トテストにおいても、本発明材は比較材に較べ良好な耐
パウダリング性を示していることが判る。
トテストにおいても、本発明材は比較材に較べ良好な耐
パウダリング性を示していることが判る。
第１図は極低炭素Ti添加鋼と極低炭素Nb添加鋼の深絞り
加工において、各メツキ合金層の剥離前後の値相互の
関係を示すものである。第２図は合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板について粒度NO.と縦割れ限界温度の関係を示した
ものである。第３図は実施例における本発明材及び比較
材の代表例について、絞り比と縦割れ限界温度との関係
を示したものである。第４図は絞り比3.0でのＢ添加に
よる縦割れ限界温度の影響を実施例各供試材について調
べたものである。第５図はNb/Cと値、全伸びおよび縦
割れ限界温度の関係を実施例各供試材について調べたも
のである。
加工において、各メツキ合金層の剥離前後の値相互の
関係を示すものである。第２図は合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板について粒度NO.と縦割れ限界温度の関係を示した
ものである。第３図は実施例における本発明材及び比較
材の代表例について、絞り比と縦割れ限界温度との関係
を示したものである。第４図は絞り比3.0でのＢ添加に
よる縦割れ限界温度の影響を実施例各供試材について調
べたものである。第５図はNb/Cと値、全伸びおよび縦
割れ限界温度の関係を実施例各供試材について調べたも
のである。
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.0025wt％以下、Si:0.05wt％以下、Mn:
0.30wt％以下、P:0.030wt％以下、S:0.020wt％以下、So
l.Al:0.015〜0.080wt％、N:0.0050wt％以下、Nb:0.050w
t％以下、B:0.0005〜0.0015wt％、残部鉄及び不可避的
不純物からなり、且つ５≦Nb/C≦20を満足する鋼を溶製
し、これをAr3以上の仕上げ温度、650〜800℃の巻取温
度で熱間圧延した後、酸洗後65％以上の圧下率で冷間圧
延し、これによる冷延鋼板を再結晶温度以上850℃以下
の温度で再結晶させた後、溶融亜鉛メッキを施し、該メ
ッキ後400〜600℃の温度に５秒以上保持して合金化処理
を行うことを特徴とする、値≧1.90、縦割れ限界温度
が絞り比2.1で−75℃未満、絞り比3.0で−40℃未満であ
る二次加工性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59175136A JPH06102810B2 (ja) | 1984-08-24 | 1984-08-24 | 二次加工性に優れた深絞り用合金化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 |
|---|---|---|---|
| JP59175136A JPH06102810B2 (ja) | 1984-08-24 | 1984-08-24 | 二次加工性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6156245A JPS6156245A (ja) | 1986-03-20 |
| JPH06102810B2 true JPH06102810B2 (ja) | 1994-12-14 |
Family
ID=15990915
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59175136A Expired - Fee Related JPH06102810B2 (ja) | 1984-08-24 | 1984-08-24 | 二次加工性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06102810B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0696749B2 (ja) * | 1987-03-16 | 1994-11-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| JPH01108392A (ja) * | 1987-10-19 | 1989-04-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 車体外装用Ｚｎ系合金電気メッキ鋼板およびその製造方法 |
| US5209988A (en) * | 1987-10-19 | 1993-05-11 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel plate for the outside of automobile bodies electroplated with a zinc alloy and a manufacturing method therefor |
| JPH0627313B2 (ja) * | 1988-12-19 | 1994-04-13 | 川崎製鉄株式会社 | 耐パウダリング性に優れる加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2619550B2 (ja) * | 1990-03-20 | 1997-06-11 | 川崎製鉄株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH07116581B2 (ja) * | 1990-05-22 | 1995-12-13 | 新日本製鐵株式会社 | 加工によるめっき剥離が少なく焼付硬化性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| KR102031449B1 (ko) * | 2017-12-24 | 2019-10-11 | 주식회사 포스코 | 상온내시효성 및 소부경화성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
-
1984
- 1984-08-24 JP JP59175136A patent/JPH06102810B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6156245A (ja) | 1986-03-20 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |