JPH06108157A - 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH06108157A JPH06108157A JP41628190A JP41628190A JPH06108157A JP H06108157 A JPH06108157 A JP H06108157A JP 41628190 A JP41628190 A JP 41628190A JP 41628190 A JP41628190 A JP 41628190A JP H06108157 A JPH06108157 A JP H06108157A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 極低炭素鋼にＴi及びＮbを添加して、深絞り
性と耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた溶融亜鉛
メッキ熱延鋼板を生産性よく製造する。 【構成】 Ｃ：０.０１％以下の極低炭素鋼に、Ｔi：
{(48／32)×Ｓ(％)＋(48／14)×Ｎ(％)}〜０.０８％及
びＮb：０.０１〜０.０８％の範囲でかつ１≦{(Ｔi(％)
−(48／32)×Ｓ(％)−(48／14)×Ｎ(％))／48＋Ｎb(％)
／93}／(Ｃ(％)／12)を満足するＴi及びＮbを添加した
鋼を１０００〜１２５０℃で加熱後、熱間圧延を(Ａr3
−５０)〜(Ａr3＋１００)℃で終了し、４００〜８００
℃で巻き取り、酸洗後、インライン焼鈍型連続式溶融亜
鉛メッキラインにて浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上
で連続焼鈍を行い、固溶Ｃ量を３〜３０ppmに制御し、
冷却過程において溶融亜鉛メッキを行う。
性と耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた溶融亜鉛
メッキ熱延鋼板を生産性よく製造する。 【構成】 Ｃ：０.０１％以下の極低炭素鋼に、Ｔi：
{(48／32)×Ｓ(％)＋(48／14)×Ｎ(％)}〜０.０８％及
びＮb：０.０１〜０.０８％の範囲でかつ１≦{(Ｔi(％)
−(48／32)×Ｓ(％)−(48／14)×Ｎ(％))／48＋Ｎb(％)
／93}／(Ｃ(％)／12)を満足するＴi及びＮbを添加した
鋼を１０００〜１２５０℃で加熱後、熱間圧延を(Ａr3
−５０)〜(Ａr3＋１００)℃で終了し、４００〜８００
℃で巻き取り、酸洗後、インライン焼鈍型連続式溶融亜
鉛メッキラインにて浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上
で連続焼鈍を行い、固溶Ｃ量を３〜３０ppmに制御し、
冷却過程において溶融亜鉛メッキを行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐２次加工脆性又は焼
付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の
製造方法に関するものである。
付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車部材や各種構造物に使用さ
れる熱延鋼板は、冷延鋼板の代替として高いプレス成形
性及び耐食性が要求されている。このような要求を満た
す熱延鋼板の製造方法として、極低炭素鋼にＴi、Ｎbな
ど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を固定することにより、鋼板の延性、深絞り性を
向上させ、更に溶融亜鉛メッキを施す方法が提案されて
いる。また、塗装焼付け時に硬化して高強度化を果たせ
る機能、すなわち、焼付け硬化性の付与も求められてい
る。
れる熱延鋼板は、冷延鋼板の代替として高いプレス成形
性及び耐食性が要求されている。このような要求を満た
す熱延鋼板の製造方法として、極低炭素鋼にＴi、Ｎbな
ど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を固定することにより、鋼板の延性、深絞り性を
向上させ、更に溶融亜鉛メッキを施す方法が提案されて
いる。また、塗装焼付け時に硬化して高強度化を果たせ
る機能、すなわち、焼付け硬化性の付与も求められてい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、一方では、Ｔ
i、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では、プレス成形後の２次加工に
おいて脆性破断による割れが発生する問題がある。更
に、Ｐ添加鋼では粒界にＰが偏析し、粒界の脆化を助長
するという問題がある。また溶融亜鉛メッキの過程で粒
界に亜鉛が侵入し、更に粒界を脆化させる問題もある。
これは、鋼中の固溶Ｃ、Ｎが固定され、フェライト粒界
へのＣ、Ｎの偏析がなくなり、粒界が純化して粒界の強
度が低下するためである。この粒界脆化及び焼付け硬化
性を解決する手段としては予め鋼中のＣ、Ｎが残存する
ようにＴiやＮbの添加量を制御して溶製することが試み
られていた。しかし、このような微量のＣ、Ｎを溶製段
階で残存させることは、技術上成り立つものではなかっ
た。
i、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では、プレス成形後の２次加工に
おいて脆性破断による割れが発生する問題がある。更
に、Ｐ添加鋼では粒界にＰが偏析し、粒界の脆化を助長
するという問題がある。また溶融亜鉛メッキの過程で粒
界に亜鉛が侵入し、更に粒界を脆化させる問題もある。
これは、鋼中の固溶Ｃ、Ｎが固定され、フェライト粒界
へのＣ、Ｎの偏析がなくなり、粒界が純化して粒界の強
度が低下するためである。この粒界脆化及び焼付け硬化
性を解決する手段としては予め鋼中のＣ、Ｎが残存する
ようにＴiやＮbの添加量を制御して溶製することが試み
られていた。しかし、このような微量のＣ、Ｎを溶製段
階で残存させることは、技術上成り立つものではなかっ
た。
【０００４】この点、従来より、以下のような提案がな
されているが、プレス成形性と耐２次加工脆性又は焼付
け硬化性を共に優れたものとすることは困難である。
されているが、プレス成形性と耐２次加工脆性又は焼付
け硬化性を共に優れたものとすることは困難である。
【０００５】例えば、深絞り用鋼板の耐２次加工脆性を
改善する目的で、Ｔi、Ｎbを添加して鋼中のＣを固定
し、冷延後オープンコイル焼鈍時に浸炭を行い、鋼板表
面に浸炭層を形成する方法(特開昭６３−３８５５６号)
が提案されている。しかし、この方法の場合、長時間に
及ぶバッチ焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼板の表層
部に高濃度の浸炭層(浸炭層の平均Ｃ量：０.０２〜０.
１０％)が形成され、また表層部と中心層でフェライト
粒度に差が生じている。更にこうしてバッチ焼鈍タイプ
では、当然乍ら生産性が低いと共に圧延方向、板幅方向
の材質が不均一になり易い不利を生じる。また化成処理
性を改善する目的でごく表面層にのみ極めて微量の固溶
Ｃ、Ｎを与える方法(特公平１−４２３３１号)が提案さ
れているが、耐２次加工脆性や焼付け硬化性を考慮した
ものでなく、したがって、この方法ではこれらの問題点
を改善するに必要な浸炭を行うことは不可能である。
改善する目的で、Ｔi、Ｎbを添加して鋼中のＣを固定
し、冷延後オープンコイル焼鈍時に浸炭を行い、鋼板表
面に浸炭層を形成する方法(特開昭６３−３８５５６号)
が提案されている。しかし、この方法の場合、長時間に
及ぶバッチ焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼板の表層
部に高濃度の浸炭層(浸炭層の平均Ｃ量：０.０２〜０.
１０％)が形成され、また表層部と中心層でフェライト
粒度に差が生じている。更にこうしてバッチ焼鈍タイプ
では、当然乍ら生産性が低いと共に圧延方向、板幅方向
の材質が不均一になり易い不利を生じる。また化成処理
性を改善する目的でごく表面層にのみ極めて微量の固溶
Ｃ、Ｎを与える方法(特公平１−４２３３１号)が提案さ
れているが、耐２次加工脆性や焼付け硬化性を考慮した
ものでなく、したがって、この方法ではこれらの問題点
を改善するに必要な浸炭を行うことは不可能である。
【０００６】また、同様に、Ｔi、Ｎbを添加して深絞り
用鋼板を製造する方法として、冷延後再結晶焼鈍を行っ
た後、更に浸炭処理を施す方法(特開昭１−９６３３０
号)もあるが、主に多量の炭化物、窒化物の析出による
強度の上昇を狙ったものであって、耐２次加工脆性に対
する配慮がなく、また焼鈍後にバッチにて長時間浸炭、
浸窒処理を行うため、浸炭量、浸窒量が過剰かつ不均一
となり易く、しかも生産性が低く、工程も煩雑になると
いう欠点がある。
用鋼板を製造する方法として、冷延後再結晶焼鈍を行っ
た後、更に浸炭処理を施す方法(特開昭１−９６３３０
号)もあるが、主に多量の炭化物、窒化物の析出による
強度の上昇を狙ったものであって、耐２次加工脆性に対
する配慮がなく、また焼鈍後にバッチにて長時間浸炭、
浸窒処理を行うため、浸炭量、浸窒量が過剰かつ不均一
となり易く、しかも生産性が低く、工程も煩雑になると
いう欠点がある。
【０００７】なお、また、これらはいずれも冷延鋼板に
関するものであり、本発明の意図する溶融亜鉛メッキ熱
延鋼板にはそのまま適用できない。
関するものであり、本発明の意図する溶融亜鉛メッキ熱
延鋼板にはそのまま適用できない。
【０００８】本発明は、上記従来技術の問題点を解決す
るためになされたものであって、極低炭素鋼にＴi及び
Ｎbを添加して、深絞り性と耐２次加工脆性又は焼付け
硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ熱延鋼板を生産性よく製
造する方法を提供することを目的とするものである。
るためになされたものであって、極低炭素鋼にＴi及び
Ｎbを添加して、深絞り性と耐２次加工脆性又は焼付け
硬化性に優れた溶融亜鉛メッキ熱延鋼板を生産性よく製
造する方法を提供することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者は、前述の従来
技術の有する問題点を改善し得る方策について鋭意研究
を重ね、ここに本発明を完成したものである。すなわ
ち、本発明は、Ｃ：０.０１％以下、Ｓi：０.２％以
下、Ｍn：０.０５〜１.０％、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：
０.０１％以下、sol.Ａl：０.０１〜０.０８％、Ｎ：
０.００５％以下を含有し、更にＴi：{(48／32)×Ｓ
(％)＋(48／14)×Ｎ(％)}〜０.０８％及びＮb：０.０１
〜０.０８％の範囲で、かつ１≦{(Ｔi(％)−(48／32)×
Ｓ(％)−(48／14)×Ｎ(％))／48＋Ｎb(％)／93}／(Ｃ
(％)／12)を満足するＴi及びＮbを添加し、残部がＦe及
び不可避的不純物よりなる鋼を１０００〜１２５０℃の
範囲で加熱した後、熱間圧延を行い、(Ａr3−５０)〜
(Ａr3＋１００)℃で圧延を終了し、４００〜８００℃の
範囲で巻き取り、これを酸洗した後、インライン焼鈍型
連続式溶融亜鉛メッキラインに装入して浸炭雰囲気ガス
中で再結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行い、固溶Ｃ量
を３〜３０ppmに制御し、引き続いて冷却過程において
溶融亜鉛メッキを行うことを特徴とする耐２次加工脆性
又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延
鋼板の製造方法を要旨とするものである。以下に本発明
を更に詳述する。
技術の有する問題点を改善し得る方策について鋭意研究
を重ね、ここに本発明を完成したものである。すなわ
ち、本発明は、Ｃ：０.０１％以下、Ｓi：０.２％以
下、Ｍn：０.０５〜１.０％、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：
０.０１％以下、sol.Ａl：０.０１〜０.０８％、Ｎ：
０.００５％以下を含有し、更にＴi：{(48／32)×Ｓ
(％)＋(48／14)×Ｎ(％)}〜０.０８％及びＮb：０.０１
〜０.０８％の範囲で、かつ１≦{(Ｔi(％)−(48／32)×
Ｓ(％)−(48／14)×Ｎ(％))／48＋Ｎb(％)／93}／(Ｃ
(％)／12)を満足するＴi及びＮbを添加し、残部がＦe及
び不可避的不純物よりなる鋼を１０００〜１２５０℃の
範囲で加熱した後、熱間圧延を行い、(Ａr3−５０)〜
(Ａr3＋１００)℃で圧延を終了し、４００〜８００℃の
範囲で巻き取り、これを酸洗した後、インライン焼鈍型
連続式溶融亜鉛メッキラインに装入して浸炭雰囲気ガス
中で再結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行い、固溶Ｃ量
を３〜３０ppmに制御し、引き続いて冷却過程において
溶融亜鉛メッキを行うことを特徴とする耐２次加工脆性
又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延
鋼板の製造方法を要旨とするものである。以下に本発明
を更に詳述する。
【００１０】
【作用】まず、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。 Ｃ：Ｃはその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
る。更に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。したがって、その上限を０.０１％
以下とする。
について説明する。 Ｃ：Ｃはその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
る。更に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。したがって、その上限を０.０１％
以下とする。
【００１１】Ｓi：Ｓiは溶鋼の脱酸を主目的に添加され
るが、添加量が多すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成
処理或いは塗装性を劣化させるので、その含有量は０.
２％以下とする。
るが、添加量が多すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成
処理或いは塗装性を劣化させるので、その含有量は０.
２％以下とする。
【００１２】Ｍn：Ｍnは熱間脆性の防止を主目的に添加
されるが、０.０５％より少ないとその効果が得られな
い。また、鋼強度を高める効果を有するが、添加量が
１.０％より多いと延性を劣化させるので、その含有量
は０.０５〜１.０％の範囲とする。
されるが、０.０５％より少ないとその効果が得られな
い。また、鋼強度を高める効果を有するが、添加量が
１.０％より多いと延性を劣化させるので、その含有量
は０.０５〜１.０％の範囲とする。
【００１３】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するが、粒界に偏析し２次加工脆性
を起こし易くするので、その上限を０.１０％とする。
度を高める効果を有するが、粒界に偏析し２次加工脆性
を起こし易くするので、その上限を０.１０％とする。
【００１４】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量が増大する。またＭnＳ系の伸長した介在物が増
加して局部延性を劣化させるので、その上限を０.０１
％とする。
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量が増大する。またＭnＳ系の伸長した介在物が増
加して局部延性を劣化させるので、その上限を０.０１
％とする。
【００１５】Ａl：Ａlは溶鋼の脱酸を目的に添加される
が、その含有量は、sol.Ａlで０.０１％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Ａl2Ｏ3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.Ａl
で０.０１〜０.０８％の範囲とする。
が、その含有量は、sol.Ａlで０.０１％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Ａl2Ｏ3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.Ａl
で０.０１〜０.０８％の範囲とする。
【００１６】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Ｔ
i量が増大する。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、０.００５％以下とする。
で、その含有量が増大するとＣを固定するのに必要なＴ
i量が増大する。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、０.００５％以下とする。
【００１７】Ｔi、Ｎb：ＴiはＣ、Ｎ、Ｓを、ＮbはＣ、
Ｎを固定して、深絞り性を高める作用があるので、１≦
{(Ｔi(％)−(48／32)×Ｓ(％)−(48／14)×Ｎ(％))／48
＋Ｎb(％)／93}／(Ｃ(％)／12)の式を満足するＴi及び
Ｎbを添加する。この値が１より小さいとＣ、Ｎが充分
に固定することができず、深絞り性を劣化させる。
Ｎを固定して、深絞り性を高める作用があるので、１≦
{(Ｔi(％)−(48／32)×Ｓ(％)−(48／14)×Ｎ(％))／48
＋Ｎb(％)／93}／(Ｃ(％)／12)の式を満足するＴi及び
Ｎbを添加する。この値が１より小さいとＣ、Ｎが充分
に固定することができず、深絞り性を劣化させる。
【００１８】但し、Ｔiはメッキ密着性を劣化させるの
で、添加量の下限はＮ、Ｓを固定するに足りる量、すな
わち、{(48／32)×Ｓ(％)＋(48／14)×Ｎ(％)}の量とす
る。一方、０.０８％を超えると、深絞り性を高める作
用は飽和すると共にメッキラインの焼鈍過程での浸炭に
よるＣを固定してしまい、かかる目的の障害となる。し
たがって、Ｔiの添加量の範囲は{(48／32)×Ｓ(％)＋(4
8／14)×Ｎ(％)}〜０.０８％の範囲とする。
で、添加量の下限はＮ、Ｓを固定するに足りる量、すな
わち、{(48／32)×Ｓ(％)＋(48／14)×Ｎ(％)}の量とす
る。一方、０.０８％を超えると、深絞り性を高める作
用は飽和すると共にメッキラインの焼鈍過程での浸炭に
よるＣを固定してしまい、かかる目的の障害となる。し
たがって、Ｔiの添加量の範囲は{(48／32)×Ｓ(％)＋(4
8／14)×Ｎ(％)}〜０.０８％の範囲とする。
【００１９】また、Ｎbは主にＣを固定するために添加
するが、０.０１％未満では深絞り性の面内異方性の改
善がみられない。また、その添加量が多いと深絞り性を
高める作用が飽和し、上記と同様に浸炭によるＣを固定
してしまうと共に、再結晶温度も上昇するので、その添
加量の範囲は０.０１〜０.０８％とする。
するが、０.０１％未満では深絞り性の面内異方性の改
善がみられない。また、その添加量が多いと深絞り性を
高める作用が飽和し、上記と同様に浸炭によるＣを固定
してしまうと共に、再結晶温度も上昇するので、その添
加量の範囲は０.０１〜０.０８％とする。
【００２０】なお、本発明においては、必要に応じて更
にＢを適量で添加することができる。すなわち、Ｂは耐
２次加工脆性に対して有効な元素として知られており、
上記組成の鋼に添加することにより、耐２次加工脆性を
補充できる。しかし、その添加量が多いと粒成長性を阻
害して深絞り性や延性を低下させる。よって、経済性を
も考慮してその添加量は０.００２％以下とする。
にＢを適量で添加することができる。すなわち、Ｂは耐
２次加工脆性に対して有効な元素として知られており、
上記組成の鋼に添加することにより、耐２次加工脆性を
補充できる。しかし、その添加量が多いと粒成長性を阻
害して深絞り性や延性を低下させる。よって、経済性を
も考慮してその添加量は０.００２％以下とする。
【００２１】次に本発明の製造方法について説明する。
まず、上記化学成分を有する鋼を１０００〜１２５０℃
に加熱した後、仕上温度を(Ａr3−５０)〜(Ａr3＋１０
０)℃の範囲で熱間圧延を行う。ここで、加熱温度が１
０００℃未満では圧延荷重が増大して操業上好ましくな
い問題が生じ、１２５０℃を超えると初期γ粒が粗大化
する問題があるので、加熱温度は１０００〜１２５０℃
の範囲とする。また、仕上温度を規制するのはγ値向上
の観点から、熱延板での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、仕上温度はＡr3点以上が好
ましい。しかし、フェライト・オーステナイト二相域で
あっても、オーステナイトの微細粒が多い時は必ずしも
Ａr3点以上でなくてもよい。また(Ａr3＋１００)℃を超
えると熱延板での微細粒を得ることが困難となる。した
がって、仕上温度は(Ａr3−５０)〜(Ａr3＋１００)℃の
範囲とする。
まず、上記化学成分を有する鋼を１０００〜１２５０℃
に加熱した後、仕上温度を(Ａr3−５０)〜(Ａr3＋１０
０)℃の範囲で熱間圧延を行う。ここで、加熱温度が１
０００℃未満では圧延荷重が増大して操業上好ましくな
い問題が生じ、１２５０℃を超えると初期γ粒が粗大化
する問題があるので、加熱温度は１０００〜１２５０℃
の範囲とする。また、仕上温度を規制するのはγ値向上
の観点から、熱延板での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、仕上温度はＡr3点以上が好
ましい。しかし、フェライト・オーステナイト二相域で
あっても、オーステナイトの微細粒が多い時は必ずしも
Ａr3点以上でなくてもよい。また(Ａr3＋１００)℃を超
えると熱延板での微細粒を得ることが困難となる。した
がって、仕上温度は(Ａr3−５０)〜(Ａr3＋１００)℃の
範囲とする。
【００２２】巻取温度は、鋼中の固溶Ｃ、Ｎを炭窒化物
として固定するために、４００〜８００℃の範囲にする
必要がある。
として固定するために、４００〜８００℃の範囲にする
必要がある。
【００２３】次いで、酸洗後、インライン焼鈍型連続式
溶融亜鉛メッキラインに装入して浸炭雰囲気ガス中で再
結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行う。雰囲気はカーボ
ンポテンシャルを制御した浸炭ガスとする。これによ
り、浸炭雰囲気中より侵入したＣのうちＴiＣ、ＮbＣと
して固定されなかったＣが固溶Ｃとして粒界及び粒内に
存在して、２次加工脆性又は焼付け硬化性を改善すると
考えられる。しかし、この固溶Ｃ量が３ppm未満ではか
かる目的が達せられず、また３０ppmを超えると常温時
効の問題を生ずる。よって、固溶Ｃ量の範囲は３〜３０
ppmとする。
溶融亜鉛メッキラインに装入して浸炭雰囲気ガス中で再
結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行う。雰囲気はカーボ
ンポテンシャルを制御した浸炭ガスとする。これによ
り、浸炭雰囲気中より侵入したＣのうちＴiＣ、ＮbＣと
して固定されなかったＣが固溶Ｃとして粒界及び粒内に
存在して、２次加工脆性又は焼付け硬化性を改善すると
考えられる。しかし、この固溶Ｃ量が３ppm未満ではか
かる目的が達せられず、また３０ppmを超えると常温時
効の問題を生ずる。よって、固溶Ｃ量の範囲は３〜３０
ppmとする。
【００２４】引き続いて冷却を行い、溶融亜鉛浴に侵入
させてメッキを行う。この際に本発明では過時効処理を
必要としないが、メッキ浴近傍の温度で過時効処理を行
ってもよい。更に必要に応じて合金化処理を行ってもよ
い。
させてメッキを行う。この際に本発明では過時効処理を
必要としないが、メッキ浴近傍の温度で過時効処理を行
ってもよい。更に必要に応じて合金化処理を行ってもよ
い。
【００２５】
【表１】 に示す化学成分を有する極低炭素鋼を１２００℃で１時
間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度を９３０℃
で熱間圧延を終了して、２.０mm厚の熱延鋼板を得て、
これを６５０℃で巻取り処理を行った。酸洗後、浸炭雰
囲気及び(Ｎ2−Ｈ2)ガス中において８３０℃で４０秒の
連続焼鈍を行い、引き続いて冷却を行い、溶融亜鉛浴に
侵入させてメッキを行った。得られた鋼板に０.５％の
スキンパスを施した。
間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度を９３０℃
で熱間圧延を終了して、２.０mm厚の熱延鋼板を得て、
これを６５０℃で巻取り処理を行った。酸洗後、浸炭雰
囲気及び(Ｎ2−Ｈ2)ガス中において８３０℃で４０秒の
連続焼鈍を行い、引き続いて冷却を行い、溶融亜鉛浴に
侵入させてメッキを行った。得られた鋼板に０.５％の
スキンパスを施した。
【００２６】
【表２】 にこれらの製造条件で得られた溶融亜鉛メッキ熱延鋼板
の機械的性質、ｒ値、２次加工脆性限界温度、時効指数
(ＡＩ)、焼付け硬化量(ＢＨ)と固溶Ｃ量を示す。
の機械的性質、ｒ値、２次加工脆性限界温度、時効指数
(ＡＩ)、焼付け硬化量(ＢＨ)と固溶Ｃ量を示す。
【００２７】なお、脆性試験は、総絞り比２.７でカッ
プ成形し得られたカップを３５mmの高さにトリムした
後、各試験温度の冷媒中にカップを保持し、頂角４０°
の円錐ポンチに押し込んで脆性破壊発生率が５０％の時
の温度を２次加工脆性限界温度とした。また、ＡＩは１
０％引張時の応力(σ1)と１００℃×１hrの時効処理後
の再引張時の下降伏応力(σ2)から、ＡＩ＝σ2−σ1で
求めた。ＢＨは２％引張時の応力(σ3)と１７０℃×２
０minの時効処理後の再引張時の下降伏応力(σ4)から、
ＢＨ＝σ4−σ3で求めた。
プ成形し得られたカップを３５mmの高さにトリムした
後、各試験温度の冷媒中にカップを保持し、頂角４０°
の円錐ポンチに押し込んで脆性破壊発生率が５０％の時
の温度を２次加工脆性限界温度とした。また、ＡＩは１
０％引張時の応力(σ1)と１００℃×１hrの時効処理後
の再引張時の下降伏応力(σ2)から、ＡＩ＝σ2−σ1で
求めた。ＢＨは２％引張時の応力(σ3)と１７０℃×２
０minの時効処理後の再引張時の下降伏応力(σ4)から、
ＢＨ＝σ4−σ3で求めた。
【００２８】表２より明らかなように、本発明例はいず
れも、比較例に比べて、深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼
板としての要求を損ねることなく、耐２次加工脆性又は
焼付け硬化性が改善されている。
れも、比較例に比べて、深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼
板としての要求を損ねることなく、耐２次加工脆性又は
焼付け硬化性が改善されている。
【００２９】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明の方法によ
れば、極低炭素鋼にＴi及びＮbを添加した鋼を用いて、
耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融
亜鉛メッキ熱延を生産性よく得ることが可能である。
れば、極低炭素鋼にＴi及びＮbを添加した鋼を用いて、
耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融
亜鉛メッキ熱延を生産性よく得ることが可能である。
【図１】実施例におけるＮo.１〜Ｎo.８の鋼の固溶Ｃ量
と２次加工脆性限界温度、ＡＩ及びＢＨとの関係を示す
図である。
と２次加工脆性限界温度、ＡＩ及びＢＨとの関係を示す
図である。
【手続補正書】
【提出日】平成３年２月２０日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２３Ｃ 2/40
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ：０.０１％
以下、Ｓi：０.２％以下、Ｍn：０.０５〜１.０％、
Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０１％以下、sol.Ａl：０.
０１〜０.０８％、Ｎ：０.００５％以下を含有し、更に
Ｔi：{(48／32)×Ｓ(％)＋(48／14)×Ｎ(％)}〜０.０８
％及びＮb：０.０１〜０.０８％の範囲で、かつ、１≦
{(Ｔi(％)−(48／32)×Ｓ(％)−(48／14)×Ｎ(％))／48
＋Ｎb(％)／93}／(Ｃ(％)／12)を満足するＴi及びＮbを
単独又は複合添加し、残部がＦe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を１０００〜１２５０℃の範囲で加熱した後、
熱間圧延を行い、(Ａr3−５０)〜(Ａr3＋１００)℃で圧
延を終了し、４００〜８００℃の範囲で巻き取り、これ
を酸洗した後、インライン焼鈍型連続式溶融亜鉛メッキ
ラインに装入して浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の
温度で連続焼鈍を行い、固溶Ｃ量を３〜３０ppmに制御
し、引き続いて冷却過程において溶融亜鉛メッキを行う
ことを特徴とする耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優
れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が更にＢ:０.００２％以下を含有
している請求項１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41628190A JPH06108157A (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41628190A JPH06108157A (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06108157A true JPH06108157A (ja) | 1994-04-19 |
Family
ID=18524512
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP41628190A Pending JPH06108157A (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06108157A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0372032A (ja) * | 1989-08-09 | 1991-03-27 | Kobe Steel Ltd | 薄鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-12-28 JP JP41628190A patent/JPH06108157A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0372032A (ja) * | 1989-08-09 | 1991-03-27 | Kobe Steel Ltd | 薄鋼板の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
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