JPH06116650A - 焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH06116650A JPH06116650A JP26514492A JP26514492A JPH06116650A JP H06116650 A JPH06116650 A JP H06116650A JP 26514492 A JP26514492 A JP 26514492A JP 26514492 A JP26514492 A JP 26514492A JP H06116650 A JPH06116650 A JP H06116650A
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Abstract
延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を提供す
る。 【構成】 Ti,Nbのうち1種類以上を含有する極低
炭素鋼をベースにMnやCrを積極的に添加すること、
および焼鈍後の冷却速度を制御することにより焼鈍後の
組織を低温変態生成物単相組織とする。これにより降伏
強度は低く、著しく加工硬化し、高い塗装焼付硬化能を
併せ持ち、平均r値(深絞り特性)や伸び(張出特性)
などの加工性にも優れる鋼板を得ることができる。特に
塗装焼付硬化能に関しては、10kgf/mm2 程度までの高
いBH量を必要に応じて付与することができ、かつ常温
非時効性を兼ね備えた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板を製造することが可能である。
Description
とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の
製造方法に関する。本発明が係わる冷延鋼板とは、自動
車、家庭電気製品、建物などのプレス成形をして使用さ
れるものである。そして、表面処理をしない狭義の冷延
鋼板と、防錆のために例えばZnメッキや合金化Znメ
ッキなどの表面処理を施した冷延鋼板の両方を含む。
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
この中でも、たとえば特開昭59−31827号公報、
および特開昭59−38337号公報などに開示されて
いるTiとNbを複合添加した極低炭素鋼板は、極めて
良好な加工性を有し、塗装焼付硬化(BH)性を兼備
し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているので、重要な位
置を占めつつある。しかしながら、そのBH量は通常の
BH鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなるBH
量を付与しようとすると常温非時効性が確保できなくな
るという欠点を有する。
るために、従来から多くの試みがなされてきた。特に、
本発明に関わる引張強度が30〜50kgf/mm2 の場合に
は、鋼中にP,Siなどを添加し、これらの固溶体強化
機構を利用して強度を増加してきた。たとえば、特開昭
59−31827号公報、および特開昭59−3833
7号公報においては、TiとNbを添加した極低炭素鋼
板に主にSiとPを添加し、引張強度で45kgf/mm2 級
までの高強度冷延鋼板の製造方法を開示している。特公
昭57−57945号公報はTi添加極低炭素鋼にPを
添加して高強度冷延鋼板を製造する方法に関する代表的
な先行技術である。
次いでSiが多用されている。これは、PやSiは固溶
体強化能が非常に高く少量の添加で強度を上昇でき、か
つ延性や深絞り性がそれほど低下せず、添加コストもそ
れほど上昇しないと考えられてきたからである。しか
し、実際にはこれらの元素だけで強度の上昇を達成しよ
うとすると、強度のみならず降伏強度も同時に著しく上
昇するため、面形状不良が発生し、自動車のパネルには
使用が制約される場合がある。また、溶融亜鉛メッキを
する場合にはメッキ不良をSiが惹起したり、P,Si
が合金化速度を著しく低下させたりするので、生産性が
低下したりする問題がある。
利用することも知られている。特開昭63−19014
1号公報および特開昭64−62440号公報にはMn
をTi含有極低炭素鋼板へ添加し、また、特公昭59−
42742号公報や前記した特公昭57−57945号
公報においては、MnとCrをTi添加極低炭素鋼へ添
加する技術が開示されている。
であるPやSiの補助的な役割しかなく、したがって、
得られた冷延鋼板も強度のわりには降伏強度が高く、か
つ(ii)上記(i)以外の目的で、たとえば(a)本発
明の特徴である焼鈍後の組織を混合組織とするために添
加されているのではないのはもちろんのこと、(b)加
工硬化率を向上させる、(c)BH性を付与する、
(d)2次加工性を向上させる、(e)溶融亜鉛メッキ
のメッキ性を改善する、などの目的で積極的に添加され
ているわけでもない。
は、Tiを添加した極低炭素鋼に1.5%以上3.5%
未満のMnを添加した焼付硬化性を有する良加工性冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板を開示している。多量の
Mnの添加により、Ar3 変態点の低下による熱間圧延
の操業安定性と金属組織の均一性を目的としている。ま
た、一層の延性の向上を目的にCrやVの0.2〜1.
0%までの添加も開示している。
械的性質、特に強度と延性のバランスを改善するという
思想に基づくものではない。さらに、ここでもBH量は
通常のレベルから逸脱するものではなく、これまで以上
の高いBHと常温非時効性を両立するには至っていな
い。
る鋼板に対して、複合組織を有する鋼板も知られてい
る。低炭素アルミキルド鋼にSi,Mn,Crなどの合
金元素を添加し、連続焼鈍温度とその後の冷却速度を適
正化することにより、フェライト相とマルテンサイト相
とを混在させた、いわゆるDual Phase鋼(D
P鋼)と呼ばれるものがその代表例である。
極めて低い降伏比(YR)を有し、かつ常温非時効で高
いBHを有することが知られている。しかしながら、平
均r値が1.0程度と低く深絞り性に劣るという欠点を
有する。ちなみにこのような冷延鋼板の製造方法につい
ては、特公昭53−39368号、特開昭50−751
13号、特開昭51−39524号公報に開示されてい
る。
た複合組織鋼板に対して、特公平3−2224号公報お
よび特公平3−21611号公報には極低炭素鋼を素材
とした複合組織鋼板について開示されている。これらは
極低炭素鋼に多量のNbとB、さらにはTiを複合添加
して焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との
複合組織とし高r値、高BH、高延性および常温非時効
性を兼ね備えた冷延鋼板を得るものである。
結果、このようにNb,B、場合によってはTiを添加
することによって複合組織化する場合には、以下のよう
な問題点を有することが明らかとなった。 1)このような多量のNb,BさらにはTiを活用して
複合組織化する場合には、Ac1 変態点が低下するわけ
ではなく、複合組織を得るためには極めて高い温度の焼
鈍が必須となり、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原
因となること、 2)α+γの温度領域が極めて狭いため、板幅方向に組
織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数
℃の焼鈍温度の変化によって複合組織になる場合となら
ない場合があり、製造が極めて不安定となる。
らすばかりでなく、4)メッキ不良などの原因となり、
溶融亜鉛メッキ鋼板としては不適切である。5)また、
5kgf/mm2 以上のBHを付与することが困難であるばか
りか、BH量が5kgf/mm2 を超えると人工時効後のYP
−Elが0.2%を超えてしまい、常温非時効性が確保
されなくなる。
炭素鋼にNb,B,TiさらにはMn,Crを添加した
鋼をAc1 −50℃以上Ac1 変態点未満の温度で焼鈍
することにより、その組織を5%以下の体積率のアシキ
ュラーフェライトとフェライトとからなる複合組織とす
ることにより、BH性と常温非時効性さらには加工性を
兼ね備えた鋼板を提供する技術が開示されている。
結果以下のような問題点があることが明らかとなった。
すなわち、第2相の体積率が5%以下の複合組織鋼板で
は、従来レベル以上、つまり5kgf/mm2 以上のBHを付
与するのが困難であり、また、BH量が5kgf/mm2 を超
えると人工時効後のYP−Elが0.2%を超えてしま
うことがあり常温非時効性の確保が極めて困難であるこ
とが分かった。このことは第2相の体積率が少ないた
め、フェライトに導入される可動転位密度が充分でない
ことが原因であると考えられる。
鋼板についていくつかの提案がなされているが、そのB
H量は到底従来レベルを逸脱するものではなく、常温非
時効性についても従来のレベルをわずかに上回る程度に
とどまっていた。
使用される鋼板には、プレスの後にスプリングバックや
面歪などが生じない良好な面形状性が厳しく要求され
る。ところで、面形状性は、降伏強度が低いほど好まし
いことはよく知られている。しかし、鋼板の高強度化
は、従来技術で述べたように一般に降伏強度の著しい上
昇を伴う。したがって、強度を上昇させる場合には、降
伏強度の上昇を極力抑制する必要がある。
耐デント性が要求される。耐デント性とは、組上がった
自動車に石などが当たる場合、鋼板の永久的な凹み変形
に対する抵抗性を意味する。耐デント特性は、板厚が一
定の場合、プレス加工して塗装焼付したのちの変形応力
が高いほど良好になる。したがって同じ降伏強度の鋼板
を考えた場合、塗装焼付硬化能が高く、また、加工硬化
能が高いほど耐デント特性は向上することになる。
る望ましい鋼板、降伏強度はそれほど高くなく、著しく
加工硬化し、高い塗装焼付硬化能を併せ持つ鋼板であ
る。もちろん、平均r値(深絞り特性)や伸び(張出特
性)などの加工性にも優れる必要があり、さらに常温で
実質的に非時効である必要がある。
のであって、特に塗装焼付硬化能に関しては、5kgf/mm
2 以上の高いBH量を目的に応じて付与することがで
き、かつ常温非時効性を兼ね備えた、従来にはない冷延
鋼板を提供することを目的とするものである。
標を達成するために、鋭意、研究を遂行し、以下に述べ
るような従来にはない知見を得た。すなわち、Nb,T
iを単独または複合で添加した極低炭素鋼をベースに
B,Mn,Crを添加して冷間圧延、焼鈍、調質圧延後
の組織と引張特性について、特にα+γ2相域で焼鈍し
た場合とγ単相域で焼鈍した場合との違いについて調査
した。
と低温変態生成物からなる複合組織を得ることができた
が、1)複合組織とするための温度域は、極めて狭い範
囲しか存在しないため、製造時に材質のばらつきが極め
て大きいこと、2)さらに、このような鋼ではBHを5
kgf/mm2 以上付与することは困難であるばかりか、BH
が5kgf/mm2 以上となると人工時効後の降伏点伸び(Y
P−El)が0.2%を超えてしまうことがあり、常温
非時効性が確保され難くなる。
は、1)γ単相領域で焼鈍するため、焼鈍後の組織を低
温変態生成物単相組織とすることができるため、製造時
の材質のばらつきが極めて小さい。低温変態生成物と
は、フェライト単相温度域で焼鈍したときに得られる、
いわゆるポリゴナルフェライト以外の組織をすべて含
む。
形成したTiC,NbCなどの炭化物が、再溶解するの
で、5kgf/mm2 以上のBH性を容易に付与することがで
き、3)また、たとえBH量が10kgf/mm2 程度となっ
ても、人工時効後のYP−Elが0.2%を超えること
はなく、非常に優れた常温非時効性とBH性とを両立す
ることが分かった。この原因は必ずしも明らかではない
が、生成した低温変態生成物中に導入された可動転位密
度がかなり高いことが原因であると思われる。
(YP−El)との関係に及ぼす焼鈍後の冷却速度につ
いて検討した結果を図2に示す。用いた材料の化学成分
は、0.004%C−0.01%Si−1.5%Mn−
0.07%P−0.005%S−0.02%Nb−0.
04%Al−0.0015%Nで、ヒートサイクルは図
1のとおりである。
(YP−El<0.2%)とを両立させるためには、焼
鈍後の冷却速度を30℃/s以上とすることが必要であ
ることが分かった。この原因は必ずしも明らかではない
ものの、30℃/s以上で冷却することにより非時効性
を確保するために充分な可動転位密度が得られることに
よるものと考えられた。
られるMn,Cr,P,Siがそれぞれ機械的性質に対
していかなる影響を及ぼすかについて検討した結果、以
下のような新知見を得た。すなわち、従来から固溶強化
元素として多用されているSi,Pはa)まず微量の添
加で著しく降伏強度を上昇させること、b)その結果、
低歪域での加工硬化率が著しく減少することが判明し
た。
いられていないMn,Crを添加すると、a)降伏強度
は殆ど増加せず、引張強度が増加する、b)その結果、
低歪域での加工硬化率がむしろこれらの添加により増加
するという、極めて重要な新知見を得た。Mn,Crで
低温変態生成物単相組織としたことに加えて、このこと
も本発明鋼が低降伏比を呈する理由であると思われる。
また、このような、P,Siの低減は、Ae3 点を低下
させる点においても意義のあることである。
鉛メッキ冷延鋼板としても長所を有することが分かっ
た。すなわち、SiやPが多量に添加された鋼において
は溶融亜鉛メッキ時のメッキ性、さらにはその後の合金
化反応の遅滞化を引き起こすことが知られているが、M
nやCrを添加した鋼においては、たとえ同時にSiや
Pが多量に含有されている場合でも溶融亜鉛メッキ特性
を損なうことがないことが判明した。
いて構築された従来にはない全く新しい鋼板であり、そ
の要旨とするところは以下のとおりである。 (1)重量%で、C:0.0005〜0.0070%、
Si:0.001〜0.8%、Mn:0.6〜4.0
%、P:0.003〜0.15%、S:0.0010〜
0.015%、Al:0.005〜0.1%、N:0.
0003〜0.0060%、さらに、Ti:0.003
〜0.1%およびNb:0.003〜0.1%のうち、
一種類以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる組成を有するスラブを(Ar3 −100)℃以上
の温度で熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃の
温度で巻取り、60%以上の圧延率で冷間圧延を行い、
連続焼鈍における焼鈍温度をAe3 変態点以上とし、焼
鈍温度から(Ar1 −50℃)〜(Ar1 +50℃)ま
での温度域を平均冷却速度30℃/s以上で冷却し、低
温変態生成物単相組織を有することを特徴とする焼付硬
化性と成形性とに優れた冷延鋼板の製造方法。
スラブを用いる(1)に記載の焼付硬化性と非時効性と
に優れた冷延鋼板の製造方法。
るスラブを用いる(1)あるいは(2)に記載の焼付硬
化性と非時効性とに優れた冷延鋼板の製造方法。
載の化学成分を有するスラブを(Ar3 −100)℃以
上の温度で熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃
の温度で巻取り、60%以上の圧延率で冷間圧延を行
い、インライン焼鈍型の溶融亜鉛メッキラインにおい
て、焼鈍温度をAe3 変態点以上とし、焼鈍温度から
(Ar1 −50℃)〜(Ar1 +50℃)までの温度域
を平均冷却速度30℃/s以上とし、低温変態生成物単
相組織を有することを特徴とする焼付硬化性と非時効性
とに優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
上述のように限定する理由についてさらに説明する。 C:Cは製品の材質特性を決定する極めて重要な元素で
ある。本発明は真空脱ガス処理をした極低炭素鋼を前提
とするが、Cが0.0005%未満となると粒界強度が
低下し、2次加工性が劣化し、かつ製造コストが著しく
増加するので、その下限を0.0005%とする。一
方、C量が0.0070%を超えると成形性の劣化を招
き、また常温非時効性が確保されなくなるので、上限を
0.0070%とする。
として知られており、その添加量は狙いとする強度レベ
ルに応じて変化するが、添加量が0.8%超となると降
伏強度が上昇しすぎてプレス成形時に面歪が生じる。ま
た、Ae3 変態点が上昇し、低温変態生成物単相組織を
得るための焼鈍温度が著しく高くなる。さらに、化成処
理性の低下、溶融亜鉛メッキ密着性の低下、合金化反応
の遅延による生産性の低下などの問題が生ずる。下限
は、製鋼技術のおよびコストの観点から0.001%と
する。
おいて最も重要な元素である。すなわちMn,Crは、
Ae3 変態点を低下させるため低温変態生成物単相組織
を得るためにそれほど高い温度を必要としない。
て得た単相組織鋼板においては、通常では得られない5
kgf/mm2 以上のBH量を容易に付与することができ、5
kgf/mm2 以上のBH性を有する場合にも非常に優れた常
温非時効性を示す。この性質は、MnやCrを活用して
得た単相組織鋼板に特有のもので、フェライト単相組織
鋼板やNb,B,Tiの数種類の組合せによって得た複
合組織鋼板あるいは、低温変態生成物単相組織鋼板では
得られない特性である。
は、α+γ2相域あるいはγ単相域で焼鈍すると著しく
r値が劣化することが知られているが、Mn,Crを積
極的に添加した鋼においては、たとえγ単相領域で焼鈍
しても、rがほとんど劣化しないことである。
させずに強度を増加させる有効な固溶体強化元素であ
り、かつ化成処理性を改善したり、溶融亜鉛メッキ性を
改善する効果も有する。本発明においては、Mnを必須
とし、Crは必要に応じて添加する。
う観点からは、CrよりもMnの方が効果が高いのでM
nを活用する。Crは、BH性を向上させる、加工硬化
能を高めるなどの観点で優れた効果を発揮するので、こ
れらの特性をさらに高めたい場合には添加する。Mnに
ついては0.6%未満の添加では、上に述べた効果が顕
著に現れないので、その下限を0.6%とする。一方、
4.0%を超えると好ましい低温変態生成物単相組織が
得られなくなるので上限を4.0%とする。
果が発揮されないので、下限を0.01%とし、3.0
%を超えるとやはり良好な組織が得られなくなるので上
限を3.0%とする。
る元素として知られており、その添加量は狙いとする強
度レベルに応じて変化する。添加量が0.15%を超え
ると低温変態生成物単相組織を得るための焼鈍温度が著
しく高くなり、また、降伏強度が増加し過ぎてプレス時
に面形状不良を引き起こす。
応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、2次加
工性も劣化する。したがって、その上限値を0.15%
とする。また、製鋼技術およびコストの観点から下限は
0.003%とする。
1%未満になると製造コストが高くなるのでこれを下限
値とする。一方、0.015%超となるとMnSが数多
く析出し、加工性が劣化するのでこれを上限値とする。
ない場合にはNの固定に使用するが、0.005%未満
ではTiやNbの歩留が低下する。一方、0.1%超に
なるとコストアップを招くので上限を0.1%とする。
部または一部を固定することにより、極低炭素鋼の加工
性と非時効性を確保する役割を有する。さらには熱延板
の結晶粒を微細化し、製品板の加工性を良好にする。T
i,Nbが0.003%未満ではその添加効果が現れな
いのでこれを下限値とする。一方、0.10%を超える
と著しい合金コストの上昇を招くので上限値を0.10
%とする。
0003%未満にするには著しいコストアップを招く。
一方、あまり多いと多量のTi,Nb,Alが必要にな
ったり、加工性が劣化したりするので0.0060%を
上限値とする。
り、また、低温変態生成物単相組織を得るのに有効であ
るので0.0030%未満添加することもできる。しか
し、0.0030%以上となると加工性の劣化の原因と
なるので上限を0.0030%未満とする。
る。熱延の素材は、特に限定されるものではなく、連続
鋳造スラブでもよいし、ストリップキャスターなどによ
って鋳造した薄鋳帯でもよいし、そのほかのスラブでも
よい。
するという観点から(Ar3 −100)℃以上とする必
要がある。また、巻取り温度は室温から750℃とす
る。本発明はその製品材質が熱延巻取り温度の影響をあ
まり受けないという特徴を有する。これは、MnやCr
などをかなり添加しており熱延板の組織が著しく微細で
均一化していることが一因と考えられる。巻取り温度の
上限が750℃であることは、コイル両端部での材質劣
化に起因する歩留低下を防止する観点から決定される。
深絞り性を確保する目的からその圧延率は、60%以上
とする。連続焼鈍あるいはライン内焼鈍方式の連続溶融
亜鉛メッキ設備の焼鈍温度は、Ae3 変態点以上とす
る。焼鈍温度がAe3 変態点以下では、本発明の特徴で
ある低温変態生成物単相組織を得ることはできない。
ら(Ar1 −50℃)〜(Ar1 +50℃)までの温度
域を平均冷却速度30℃/s以上とする。これによっ
て、高いBHを出現させるために充分な固溶Cが確保さ
れ、優れた非時効性を得るために必要な高い可動転位密
度を得ることができる。
く、著しく加工硬化し、高い塗装焼付硬化能と非時効性
とを併せ持ち、平均r値(深絞り特性)や伸び(張出特
性)などの加工性にも優れる鋼板を得ることができる。
特に塗装焼付硬化能に関しては、10kgf/mm2 程度の高
いBH量を必要に応じて付与することができ、かつ常温
非時効性を兼ね備えた冷延鋼板を提供することが可能で
ある。
ブ加熱温度1180℃、仕上げ温度910℃、巻取り温
度700℃で熱間圧延し、4.0mm厚の鋼帯とした。酸
洗後80%の圧下率の冷間圧延を施し0.8mm厚の冷延
板とし、ついで加熱速度10℃/s、均熱820〜99
0℃×50s、焼鈍温度から600℃までを平均冷却速
度80℃/s、600℃から室温まで70℃/sの連続
焼鈍を行った。さらに0.8%の圧下率の調質圧延を
し、JIS5号引張試験片を採取し引張試験に供した。
引張試験結果をまとめて表2に示す。
歪を付加したときの加工硬化量であり、2%変形応力か
ら降伏応力(YP)を差し引いた量である。また、BH
量は2%予歪材に170℃×20分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った場合の応力の増
加量(再引張試験時の下降伏応力から2%変形応力を差
し引いた値)である。また、2次加工脆化遷移温度は、
調質圧延した鋼板から直径50mmのブランクを打ち抜
き、ついで直径33mmのポンチでカップ成形し、これに
種々の温度で落重試験を施した場合の延性−脆性遷移温
度である。
明鋼においては、低温変態生成物単相組織とするための
焼鈍温度が、比較鋼のそれよりもかなり低いことが分か
る。したがって、連続焼鈍設備に無理な負担をかけるこ
となく製造することができる。
同レベルの引張強度を有する鋼板と比較して、本発明鋼
は、従来にはない高いBH性を有し、かつ非常に優れた
常温非時効性を兼ね備えていることが分かる。このこと
はMnやCrさらにはBを用いて低温変態生成物単相組
織化した鋼板においては、その他の鋼板に比べて、好ま
しい転位密度を有することが主な原因であると思われ
る。
ば、γ単相温度域での焼鈍にも関わらず、r値がほとん
ど劣化しないことである。また、本発明鋼は降伏強度が
低く、面形状性に優れ、WH量も高い。したがって、た
とえば自動車の外内板パネルには好適の材料である。
焼鈍における均熱温度の影響について検討した。熱間圧
延と冷間圧延の条件は、実施例1と同様である。その
後、10℃/sで加熱し、830〜920℃において5
0s間保定した後、焼鈍温度から600℃までを平均冷
却速度80℃/s、600℃から350℃までを70℃
/sで冷却し、350℃にて3分間保定し、350℃か
ら室温までを70℃/sの連続焼鈍を行った。
JIS5号引張試験片を採取し引張試験に供した。引張
試験結果をまとめて表3に示す。
γ単相域で焼鈍することにより、低温変態生成物単相組
織とした場合には、均熱温度が変化しても安定して優れ
た材質特性を得ることが分かる。これに対してα+γ2
相温度域で焼鈍した場合には均熱温度の変化に対してB
H量が敏感で、その量もγ域焼鈍時よりも小さい。
び4−1〜4−4をスラブ加熱温度1220℃、仕上げ
温度900℃、巻取り温度500℃の条件で熱間圧延
し、3.8mm厚の鋼板とした。酸洗後、冷間圧延して
7.5mm厚の冷延板とし、ついで加熱温度15℃/sで
最高加熱温度830〜990℃として加熱してから約7
0℃/sで冷却し、460℃で慣用の溶融亜鉛メッキを
行い(浴中Al濃度は0.11%)、さらに加熱して5
20℃で20s間合金化処理後約20℃/sで室温まで
冷却した。得られた合金化亜鉛メッキ鋼板についてメッ
キ性外観、パウダリング性およびメッキ皮膜中のFe濃
度を測定した。これらの結果を表4にまとめて示す。
した。 ◎ :面積率で100%メッキが付着した状態 ○ :面積率で90%以上メッキが付着した状態 △ :面積率で60〜90%メッキが付着した状態 × :面積率で30〜60%メッキが付着した状態 ××:面積率で30%以下しかメッキが付着していない
状態
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を曲げ加工部にセロテープ
を接着したのち、これをはがしてテープに付着した剥離
メッキ量から判定した。評価は下記の5段階とした。 1:剥離大 2:剥離中 3:剥離小 4:剥離微量
5:剥離全くなし また、メッキ層中のFe濃度は、X線回折によって求め
た。
キ性外観、パウダリング性が良好であり、合金層中のF
e濃度も望ましい相と考えられているδ1 相のそれに相
当する量となっている。これは、本発明においてはメッ
キ密着性を劣化させ合金化反応速度を遅くするP,B,
Siを低減し、MnやCrを添加しているためと考えら
れる。また、MnやCrが添加されている場合には、あ
る程度の量のPやSiが含有されてもメッキ特性を損な
わないことが分かる。
温非時効性とを兼ね備えた冷延鋼板を得ることができ
る。また、本発明鋼は、プレス成形性も極めて良好であ
り、さらに、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているため防
錆機能も発揮できる。その結果、本発明鋼を自動車のボ
ディやフレームなどに使用すると板厚の軽減すなわち車
体の軽量化が可能となるので最近注目されている地球環
境の保全にも本発明は大きく寄与できる。このように本
発明の産業上の意義は極めて大きい。
の冷却速度の影響を検討するためのヒートサイクルであ
る。
の図表である。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.0005〜0.0070%、 Si:0.001〜0.8%、 Mn:0.6〜4.0%、 P :0.003〜0.15%、 S :0.0010〜0.015%、 Al:0.005〜0.1%、 N :0.0003〜0.0060%、 さらに、 Ti:0.003〜0.1%およびNb:0.003〜
0.1%のうち、一種類以上、 残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有するス
ラブを(Ar3 −100)℃以上の温度で熱間圧延の仕
上げを行い、室温から750℃の温度で巻取り、60%
以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における焼鈍
温度をAe3 変態点以上とし、焼鈍温度から(Ar1 −
50℃)〜(Ar1 +50℃)までの温度域を平均冷却
速度30℃/s以上とし、低温変態生成物単相組織をを
有することを特徴とする焼付硬化性と成形性とに優れた
冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 B:0.0030%未満を含有するスラ
ブを用いる請求項1に記載の焼付硬化性と非時効性とに
優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 Cr:0.01〜3.0%を含有するス
ラブを用いる請求項1あるいは2に記載の焼付硬化性と
非時効性とに優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 請求項1,2あるいは3に記載の化学成
分を有するスラブを(Ar3 −100)℃以上の温度で
熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻
取り、60%以上の圧延率で冷間圧延を行い、インライ
ン焼鈍型の溶融亜鉛メッキラインにおいて、焼鈍温度を
Ae3 変態点以上とし、焼鈍温度から(Ar1 −50
℃)〜(Ar1 +50℃)までの温度域を平均冷却速度
30℃/s以上とし、低温変態生成物単相組織を有する
ことを特徴とする焼付硬化性と非時効性とに優れた溶融
亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
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- 1992-10-02 JP JP26514492A patent/JP3238211B2/ja not_active Expired - Fee Related
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