JPH06287686A - 耐デント性と耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents
耐デント性と耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法Info
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- JPH06287686A JPH06287686A JP9512193A JP9512193A JPH06287686A JP H06287686 A JPH06287686 A JP H06287686A JP 9512193 A JP9512193 A JP 9512193A JP 9512193 A JP9512193 A JP 9512193A JP H06287686 A JPH06287686 A JP H06287686A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は主にプレス加工される自動車部品等
に使用される耐デント性と耐ひずみ性に優れた溶融亜鉛
めっき鋼板とその製造方法を提供する。 【構成】 Ｔｉ、Ｎｂの内１種以上を含有し、その他の
成分量を規制した鋼Ａと、Ｃ０．０１％以下、Ｍｎ０．
５％以下更にＴｉ、Ｎｂの内１種以上を含有し、その他
の成分量を規制した鋼Ｂとの２種の鋼が、Ａ、Ｂ、Ａの
順で複層構造をなし、かつ遷移層を有する耐デント性と
耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板。そ
の製造にあたっては、上記成分の複層鋼片を素材として
熱延、冷延後、再結晶温度以上で焼鈍した後溶融亜鉛め
っきする。更に合金化処理しても良い。
に使用される耐デント性と耐ひずみ性に優れた溶融亜鉛
めっき鋼板とその製造方法を提供する。 【構成】 Ｔｉ、Ｎｂの内１種以上を含有し、その他の
成分量を規制した鋼Ａと、Ｃ０．０１％以下、Ｍｎ０．
５％以下更にＴｉ、Ｎｂの内１種以上を含有し、その他
の成分量を規制した鋼Ｂとの２種の鋼が、Ａ、Ｂ、Ａの
順で複層構造をなし、かつ遷移層を有する耐デント性と
耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板。そ
の製造にあたっては、上記成分の複層鋼片を素材として
熱延、冷延後、再結晶温度以上で焼鈍した後溶融亜鉛め
っきする。更に合金化処理しても良い。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主としてプレス加工さ
れる自動車部品等を対象とし、３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上
の引張強度を有し、耐デント性と耐面ひずみ性に優れた
クラッド溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関するも
のである。
れる自動車部品等を対象とし、３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上
の引張強度を有し、耐デント性と耐面ひずみ性に優れた
クラッド溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の軽量化や安全性向上の観
点から、鋼板の高強度化が要求されている。特に自動車
外板パネル類では耐デント性が要求されることから、外
板パネル用鋼板の高強度化の要請が強い。しかし、高強
度化は成形性の低下を伴い、特に外板の高強度化におい
ては降伏強度の上昇による面ひずみの発生という問題が
生ずる。このような問題点を克服するため、加工時は比
較的低降伏強度であるが、塗装焼き付け後に降伏強度が
上昇する、いわゆるＢＨ鋼板が開発されてきた。例え
ば、極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂ等を添加し、固溶Ｃ量を制
限したり（特開昭５９−３８３３７号、特開昭５９−３
１８２７号公報）、ＮとＳ量を調整し、析出物の生成を
制御する方法（特開昭６１−２６７５７号、特開昭６２
−７８２２号公報）等が知られているが、これらの鋼板
では耐面ひずみ性には優れるが、耐デント性は十分では
ない。耐デント性を確保すべく高強度ＢＨ鋼板が開発さ
れてきたが、成形性が厳しい部材への適用が困難であっ
たり、面ひずみの発生により適用が限られているのが実
情である。
点から、鋼板の高強度化が要求されている。特に自動車
外板パネル類では耐デント性が要求されることから、外
板パネル用鋼板の高強度化の要請が強い。しかし、高強
度化は成形性の低下を伴い、特に外板の高強度化におい
ては降伏強度の上昇による面ひずみの発生という問題が
生ずる。このような問題点を克服するため、加工時は比
較的低降伏強度であるが、塗装焼き付け後に降伏強度が
上昇する、いわゆるＢＨ鋼板が開発されてきた。例え
ば、極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂ等を添加し、固溶Ｃ量を制
限したり（特開昭５９−３８３３７号、特開昭５９−３
１８２７号公報）、ＮとＳ量を調整し、析出物の生成を
制御する方法（特開昭６１−２６７５７号、特開昭６２
−７８２２号公報）等が知られているが、これらの鋼板
では耐面ひずみ性には優れるが、耐デント性は十分では
ない。耐デント性を確保すべく高強度ＢＨ鋼板が開発さ
れてきたが、成形性が厳しい部材への適用が困難であっ
たり、面ひずみの発生により適用が限られているのが実
情である。
【０００３】本発明は表層（両面）を高強度とし、内層
を軟質とした、いわゆる鋳込みクラッド鋼板に亜鉛めっ
きを施すことにより、耐デント性の確保と耐面ひずみ性
・加工性確保という課題を解決すると同時、近年特に要
求される耐食性も確保するものである。
を軟質とした、いわゆる鋳込みクラッド鋼板に亜鉛めっ
きを施すことにより、耐デント性の確保と耐面ひずみ性
・加工性確保という課題を解決すると同時、近年特に要
求される耐食性も確保するものである。
【０００４】クラッド鋼板にて耐デント性の確保と耐面
ひずみ性・加工性確保の両立を試みたものとして特開平
３−１３３６３０号、特開平４−１９１３３０号、特開
平４−１９１３３１号公報記載の技術があるが、鋳造方
法あるいは異種成分境界の制御については検討されてい
ない。クラッド鋼の圧延においては異種成分鋼の境界で
割れや剥離が生じる場合がある。又、製造後のユーザー
での加工時にやはり異種成分鋼の境界で割れや剥離が生
じる場合がある。鋼板の安定製造と加工性の安定化のた
めには異種成分鋼の境界の制御が必要である。
ひずみ性・加工性確保の両立を試みたものとして特開平
３−１３３６３０号、特開平４−１９１３３０号、特開
平４−１９１３３１号公報記載の技術があるが、鋳造方
法あるいは異種成分境界の制御については検討されてい
ない。クラッド鋼の圧延においては異種成分鋼の境界で
割れや剥離が生じる場合がある。又、製造後のユーザー
での加工時にやはり異種成分鋼の境界で割れや剥離が生
じる場合がある。鋼板の安定製造と加工性の安定化のた
めには異種成分鋼の境界の制御が必要である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、耐デント性
と耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板と
その製造方法に係わり、更に詳細には、表層の高強度鋼
と内層の軟質鋼からなり、遷移層を有する鋳込みクラッ
ド鋼板にて、通常の鋼板では達成困難である耐デント性
と耐面ひずみ性・加工性を両立させかつ溶融亜鉛めっき
にて耐食性も確保した鋼板とその製造方法の提供にあ
る。
と耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板と
その製造方法に係わり、更に詳細には、表層の高強度鋼
と内層の軟質鋼からなり、遷移層を有する鋳込みクラッ
ド鋼板にて、通常の鋼板では達成困難である耐デント性
と耐面ひずみ性・加工性を両立させかつ溶融亜鉛めっき
にて耐食性も確保した鋼板とその製造方法の提供にあ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明はこのような課題
に対して、特定の表層及び内層の成分とし、鋳込みによ
って所定の遷移層を有するクラッド鋳片もしくはクラッ
ド鋼塊を素材として、熱間及び冷間圧延し、更に溶融亜
鉛めっきを施すことで解決しようとするもので、その要
旨とするところは、以下の通りである。
に対して、特定の表層及び内層の成分とし、鋳込みによ
って所定の遷移層を有するクラッド鋳片もしくはクラッ
ド鋼塊を素材として、熱間及び冷間圧延し、更に溶融亜
鉛めっきを施すことで解決しようとするもので、その要
旨とするところは、以下の通りである。
【０００７】（１）２種の成分系Ａ、Ｂの鋼がＡ、Ｂ、
Ａの順で複層構造を成している鋼板において、表層に位
置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ａ層とＢ層との境界部に鋼板板厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を有することを特徴とする耐デント
性と耐面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
Ａの順で複層構造を成している鋼板において、表層に位
置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ａ層とＢ層との境界部に鋼板板厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を有することを特徴とする耐デント
性と耐面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【０００８】（２）２種の成分系Ａ、Ｂの鋼がＡ、Ｂ、
Ａの順で複層構造を成している鋼板において、表層に位
置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 Ｂ ：０．０００１〜０．００２％ かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ａ層とＢ層との境界部に鋼板板厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を有することを特徴とする耐デント
性と耐面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
Ａの順で複層構造を成している鋼板において、表層に位
置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 Ｂ ：０．０００１〜０．００２％ かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ａ層とＢ層との境界部に鋼板板厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を有することを特徴とする耐デント
性と耐面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【０００９】（３）上記（１）項に記載の溶融亜鉛めっ
き鋼板の亜鉛めっき層を合金化処理した耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
き鋼板の亜鉛めっき層を合金化処理した耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１０】（４）上記（２）項に記載の溶融亜鉛めっ
き鋼板の亜鉛めっき層を合金化処理した耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
き鋼板の亜鉛めっき層を合金化処理した耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】（５）２種の成分系Ａ、Ｂの鋼がＡ、Ｂ、
Ａの順で複層構造を成している鋼板の製造において、表
層に位置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、これらの溶鋼において、まずＡの鋼が表側
から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位におい
て、引き続いてＢの鋼が凝固を開始して、結果形成され
たＡ、Ｂ両層が成分分析の点から巨視的に分離されてお
り、かつＡ層とＢ層との境界部において鋳片厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を形成させた鋳片あるいは鋼塊を素
材として、熱間圧延するに際し、Ａｒ3 −５０℃以上で
熱延を終了し、酸洗、冷延後、再結晶温度以上で焼鈍し
た後亜鉛めっきを施すことを特徴とする耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ａの順で複層構造を成している鋼板の製造において、表
層に位置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、これらの溶鋼において、まずＡの鋼が表側
から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位におい
て、引き続いてＢの鋼が凝固を開始して、結果形成され
たＡ、Ｂ両層が成分分析の点から巨視的に分離されてお
り、かつＡ層とＢ層との境界部において鋳片厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を形成させた鋳片あるいは鋼塊を素
材として、熱間圧延するに際し、Ａｒ3 −５０℃以上で
熱延を終了し、酸洗、冷延後、再結晶温度以上で焼鈍し
た後亜鉛めっきを施すことを特徴とする耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】（６）２種の成分系Ａ、Ｂの鋼がＡ、Ｂ、
Ａの順で複層構造を成している鋼板の製造において、表
層に位置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 Ｂ ：０．０００１〜０．００２％ かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、これらの溶鋼において、まずＡの鋼が表側
から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位におい
て、引き続いてＢの鋼が凝固を開始して、結果形成され
たＡ、Ｂ両層が成分分析の点から巨視的に分離されてお
り、かつＡ層とＢ層との境界部において鋳片厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を形成させた鋳片あるいは鋼塊を素
材として、熱間圧延するに際し、Ａｒ3 −５０℃以上で
熱延を終了し、酸洗、冷延後、再結晶温度以上で焼鈍し
た後亜鉛めっきを施すことを特徴とする耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ａの順で複層構造を成している鋼板の製造において、表
層に位置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 Ｂ ：０．０００１〜０．００２％ かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、これらの溶鋼において、まずＡの鋼が表側
から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位におい
て、引き続いてＢの鋼が凝固を開始して、結果形成され
たＡ、Ｂ両層が成分分析の点から巨視的に分離されてお
り、かつＡ層とＢ層との境界部において鋳片厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を形成させた鋳片あるいは鋼塊を素
材として、熱間圧延するに際し、Ａｒ3 −５０℃以上で
熱延を終了し、酸洗、冷延後、再結晶温度以上で焼鈍し
た後亜鉛めっきを施すことを特徴とする耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】（７）上記（５）項に記載の方法におい
て、溶融亜鉛めっき後、続いて５４０〜６００℃で合金
化処理を施すことを特徴とする耐デント性と耐面ひずみ
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
て、溶融亜鉛めっき後、続いて５４０〜６００℃で合金
化処理を施すことを特徴とする耐デント性と耐面ひずみ
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】（８）上記（６）項に記載の方法におい
て、溶融亜鉛めっき後、続いて５４０〜６００℃で合金
化処理を施すことを特徴とする耐デント性と耐面ひずみ
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
て、溶融亜鉛めっき後、続いて５４０〜６００℃で合金
化処理を施すことを特徴とする耐デント性と耐面ひずみ
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
【作用】耐デント性には表面の強度が強く影響すること
から、表層部は高度強化する。一方、内層まで高強度化
するとプレス時に面ひずみが生じやすくなり、又、加工
性も劣化するため、内層は軟質にする必要がある。こう
することによって耐デント性と耐面ひずみ性・加工性を
両立させることが可能となる。
から、表層部は高度強化する。一方、内層まで高強度化
するとプレス時に面ひずみが生じやすくなり、又、加工
性も劣化するため、内層は軟質にする必要がある。こう
することによって耐デント性と耐面ひずみ性・加工性を
両立させることが可能となる。
【００１６】次に本発明の各構成要件の限定理由につい
て詳述する。
て詳述する。
【００１７】まず、表層に位置するＡ鋼の化学成分の限
定理由について詳述する。
定理由について詳述する。
【００１８】Ｃ：Ｃは強化元素の一つであり、本発明で
は特にＴｉＣないしＮｂ（Ｃ、Ｎ）の析出強化を強化手
段の一つとして用いる。このため、Ｃの下限は０．０５
％とする。一方、０．２％をこえるとスポット溶接性が
劣化するため、上限は０．２％とする。
は特にＴｉＣないしＮｂ（Ｃ、Ｎ）の析出強化を強化手
段の一つとして用いる。このため、Ｃの下限は０．０５
％とする。一方、０．２％をこえるとスポット溶接性が
劣化するため、上限は０．２％とする。
【００１９】Ｓｉ：Ｓｉは強化元素であるので、表層部
の強度確保のために添加してもよいが、過大な添加は加
工性・溶接性及びめっき密着性の劣化を招くため上限を
１．０％とする。望ましい上限は０．８％である。下限
値は特に規定するところではなく、０．００５％まで下
げても構わない。
の強度確保のために添加してもよいが、過大な添加は加
工性・溶接性及びめっき密着性の劣化を招くため上限を
１．０％とする。望ましい上限は０．８％である。下限
値は特に規定するところではなく、０．００５％まで下
げても構わない。
【００２０】Ｍｎ：Ｓｉと同じくＭｎは強化元素であ
り、強度確保の意味合いから下限を０．５％とする。上
限は加工性・溶接性の観点から３％とする。
り、強度確保の意味合いから下限を０．５％とする。上
限は加工性・溶接性の観点から３％とする。
【００２１】Ｐ：Ｐは強化元素であるので、表層部の強
度確保のために添加してもよいが、めっきの合金化を阻
害すると共に溶接性を阻害するので、上限を０．０８％
とする。下限値は特に規定するところではなく、０．０
０１％程度まで下げても構わない。
度確保のために添加してもよいが、めっきの合金化を阻
害すると共に溶接性を阻害するので、上限を０．０８％
とする。下限値は特に規定するところではなく、０．０
０１％程度まで下げても構わない。
【００２２】Ｓ：Ｓは加工性・溶接性を劣化させ、熱間
割れを助長するため低いほど良く、上限を０．０２％と
する。
割れを助長するため低いほど良く、上限を０．０２％と
する。
【００２３】Ａｌ：Ａｌは、脱酸剤として用いる。Ａｌ
が多すぎるとアルミナ系介在物が増加し、鋼の加工性を
劣化させるので上限を０．１％とした。本鋼では脱酸剤
としてＴｉやＳｉを利用しても本発明の主旨には反しな
いので、Ａｌの下限値は特に規定する必要はない。望ま
しい範囲としては０．００２〜０．１％である。
が多すぎるとアルミナ系介在物が増加し、鋼の加工性を
劣化させるので上限を０．１％とした。本鋼では脱酸剤
としてＴｉやＳｉを利用しても本発明の主旨には反しな
いので、Ａｌの下限値は特に規定する必要はない。望ま
しい範囲としては０．００２〜０．１％である。
【００２４】Ｎ：Ｎは加工性の観点から０．０１％以下
とする。
とする。
【００２５】本発明では、表層の強度確保のために析出
強化元素を添加する。このために０．０２〜０．１％の
Ｔｉないし０．０１〜０．１％のＮｂのうち１種以上を
添加する。下限値未満では析出強化が不十分である。Ｔ
ｉが０．１％を超えると亜鉛めっきの合金化が困難にな
る。又、Ｎｂの０．１％を超える添加は強化に無効であ
る。
強化元素を添加する。このために０．０２〜０．１％の
Ｔｉないし０．０１〜０．１％のＮｂのうち１種以上を
添加する。下限値未満では析出強化が不十分である。Ｔ
ｉが０．１％を超えると亜鉛めっきの合金化が困難にな
る。又、Ｎｂの０．１％を超える添加は強化に無効であ
る。
【００２６】尚、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｃｒ、Ｖの添加は本発
明の必須条件ではないが、Ｃａ、ＲＥＭは介在物の球状
化、即ち加工性への介在物の悪影響の低減に寄与し、Ｃ
ｒ、Ｖは高強度化に寄与するので、選択的に添加するこ
とは本発明の主旨に反しない。しかし、これらの元素の
過多なる添加は材質の劣化を招くため、これらの元素の
合計添加量の上限は０．５％とする。
明の必須条件ではないが、Ｃａ、ＲＥＭは介在物の球状
化、即ち加工性への介在物の悪影響の低減に寄与し、Ｃ
ｒ、Ｖは高強度化に寄与するので、選択的に添加するこ
とは本発明の主旨に反しない。しかし、これらの元素の
過多なる添加は材質の劣化を招くため、これらの元素の
合計添加量の上限は０．５％とする。
【００２７】次に内層に位置するＢ鋼の化学成分の限定
理由について詳述する。加工性と耐面ひずみ性を確保す
るため、内層は基本的に軟質とする必要がある。
理由について詳述する。加工性と耐面ひずみ性を確保す
るため、内層は基本的に軟質とする必要がある。
【００２８】Ｃ、Ｎ：Ｃ、Ｎは強化元素であると共に、
侵入型固溶元素でｒ値向上に寄与する集合組織の形成を
阻害する。従って、極力低減させる必要がある。そのた
め、０．０１％を上限とする。
侵入型固溶元素でｒ値向上に寄与する集合組織の形成を
阻害する。従って、極力低減させる必要がある。そのた
め、０．０１％を上限とする。
【００２９】Ｓｉ：Ｓｉも強化元素であり、加工性を劣
化させるので上限を０．５％とする。下限は特に規定す
る必要はなく、０．００５％程度まで低くても良い。
化させるので上限を０．５％とする。下限は特に規定す
る必要はなく、０．００５％程度まで低くても良い。
【００３０】Ｍｎ：Ｃ、Ｓｉと同様に加工性を劣化させ
るので上限を０．５％とする。尚、Ｍｎの極端な低減は
熱間割れを助長するとともに経済的でないため、Ｍｎは
０．０５％以上とすることが望ましい。
るので上限を０．５％とする。尚、Ｍｎの極端な低減は
熱間割れを助長するとともに経済的でないため、Ｍｎは
０．０５％以上とすることが望ましい。
【００３１】Ｐ：強化元素であるとともに、中心偏析を
助長し、溶接性を低下させる作用があるため上限を０．
１％とする。望ましくは０．０６％以下とする。下限値
は特に規定するところではなく、０．００１％程度まで
下げても構わない。
助長し、溶接性を低下させる作用があるため上限を０．
１％とする。望ましくは０．０６％以下とする。下限値
は特に規定するところではなく、０．００１％程度まで
下げても構わない。
【００３２】Ｓ：Ａ系介在物を増加させ、加工性を劣化
させる。又、熱間割れを助長するので、上限を０．０３
％とする。望ましくは０．０２％以下とする。
させる。又、熱間割れを助長するので、上限を０．０３
％とする。望ましくは０．０２％以下とする。
【００３３】Ａｌ：Ａｌは、脱酸剤として用いる。Ａｌ
が多すぎるとアルミナ系介在物が増加し、鋼の加工性を
劣化させるので上限を０．１％とした。本鋼では脱酸剤
としてＳｉやＴｉを利用しても本発明の主旨には反しな
いので、Ａｌの下限値は特に規定する必要はない。望ま
しい範囲としては０．００１〜０．１％である。
が多すぎるとアルミナ系介在物が増加し、鋼の加工性を
劣化させるので上限を０．１％とした。本鋼では脱酸剤
としてＳｉやＴｉを利用しても本発明の主旨には反しな
いので、Ａｌの下限値は特に規定する必要はない。望ま
しい範囲としては０．００１〜０．１％である。
【００３４】更に本鋼ではＴｉ０．００６〜０．２％、
Ｎｂ０．００３〜０．１％のうち１種以上を含有させる
必要がある。
Ｎｂ０．００３〜０．１％のうち１種以上を含有させる
必要がある。
【００３５】Ｔｉ、ＮｂはＮ、Ｃを固定し、固溶Ｃ、Ｎ
の悪影響を防止する。下限未満ではこれらの効果がな
く、上限を超える添加は不純物としての悪影響が大きく
なり、加工性が劣化する。望ましくは、数１ 式とす
る。
の悪影響を防止する。下限未満ではこれらの効果がな
く、上限を超える添加は不純物としての悪影響が大きく
なり、加工性が劣化する。望ましくは、数１ 式とす
る。
【００３６】
【数１】Ｃ（％）／１２＋Ｎ（％）／１４≦Ｔｉ（％）
／４８＋Ｎｂ（％）／９３＋Ａｌ（％）／２７
／４８＋Ｎｂ（％）／９３＋Ａｌ（％）／２７
【００３７】Ｂ：２次加工性の向上のためにＢを０．０
００１〜０．００２％添加しても良い。下限未満ではそ
の効果はなく、上限を超えると再結晶温度を上昇させ、
加工性が劣化する。
００１〜０．００２％添加しても良い。下限未満ではそ
の効果はなく、上限を超えると再結晶温度を上昇させ、
加工性が劣化する。
【００３８】本鋼はこのように表層Ａ鋼と内層Ｂ鋼を持
つ鋳片あるいは鋼塊を素材に熱延・冷延されるが、圧延
時にＡ、Ｂ鋼の境界において剥離や割れが発生せず、均
一に塑性変形することが必要である。そのためには、鋳
片あるいは鋼塊を鋳造する際、遷移層を有することが必
要である。遷移層とはＡ層とＢ層の境界部に形成される
層であって、Ａ層とＢ層の鋼成分が混合している領域を
いう。鋳造時に形成された遷移層は圧延・焼鈍後も保持
される。０．７５ｍｍ厚の製品の遷移層付近における成
分変化を図１に例示する。遷移層では図１のように成分
が連続的に変化し、組織もこの成分変化に準じて変化す
る。
つ鋳片あるいは鋼塊を素材に熱延・冷延されるが、圧延
時にＡ、Ｂ鋼の境界において剥離や割れが発生せず、均
一に塑性変形することが必要である。そのためには、鋳
片あるいは鋼塊を鋳造する際、遷移層を有することが必
要である。遷移層とはＡ層とＢ層の境界部に形成される
層であって、Ａ層とＢ層の鋼成分が混合している領域を
いう。鋳造時に形成された遷移層は圧延・焼鈍後も保持
される。０．７５ｍｍ厚の製品の遷移層付近における成
分変化を図１に例示する。遷移層では図１のように成分
が連続的に変化し、組織もこの成分変化に準じて変化す
る。
【００３９】この遷移層は、鋳込み法にて、まずＡの鋼
が表側から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位に
おいて、引き続いてＢの鋼が凝固を開始することにより
得られる。然して、遷移層を挟んだＡ、Ｂ層は大きく混
ざりあうことなく連続して凝固し、成分分析の点から巨
視的に分離されていることが必要である。当然ではある
が、異なる組成の溶鋼が大きく混ざりあうと目的とする
材質が得られなくなる。
が表側から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位に
おいて、引き続いてＢの鋼が凝固を開始することにより
得られる。然して、遷移層を挟んだＡ、Ｂ層は大きく混
ざりあうことなく連続して凝固し、成分分析の点から巨
視的に分離されていることが必要である。当然ではある
が、異なる組成の溶鋼が大きく混ざりあうと目的とする
材質が得られなくなる。
【００４０】尚、このようなＡ鋼−Ｂ鋼−Ａ鋼の構造を
もった鋼板を得る方法としては、圧延において接合する
方法、あるいは一旦凝固したＢ鋼の鋼片あるいは鋼板の
外側に溶融したＡ鋼を凝固させる方法などが知られてい
るが、これらの方法によって製造された素材においては
内層と外層が組織的に不連続である。又、鋳込み法と異
なり、これらの方法ではＡ層とＢ層との境界面が必ず酸
化雰囲気にさらされることから、この境界にはマクロ
的、あるいはミクロ的な欠陥が存在することもあり、圧
延等で強い加工を加えた場合には境界の一部に応力集中
を生じて圧延が不安定となり、剥離や割れを生じやすく
なる。
もった鋼板を得る方法としては、圧延において接合する
方法、あるいは一旦凝固したＢ鋼の鋼片あるいは鋼板の
外側に溶融したＡ鋼を凝固させる方法などが知られてい
るが、これらの方法によって製造された素材においては
内層と外層が組織的に不連続である。又、鋳込み法と異
なり、これらの方法ではＡ層とＢ層との境界面が必ず酸
化雰囲気にさらされることから、この境界にはマクロ
的、あるいはミクロ的な欠陥が存在することもあり、圧
延等で強い加工を加えた場合には境界の一部に応力集中
を生じて圧延が不安定となり、剥離や割れを生じやすく
なる。
【００４１】遷移層の厚さは鋳造厚み又は鋼板板厚の１
〜１０％が望ましい。尚、遷移層は内層（Ｂ層）の両側
に形成されるが、ここでいう遷移層厚みは片側あたりの
厚みとする。
〜１０％が望ましい。尚、遷移層は内層（Ｂ層）の両側
に形成されるが、ここでいう遷移層厚みは片側あたりの
厚みとする。
【００４２】遷移層は圧延作業の安定化のため必要であ
るが、製品の加工性の安定性確保のためにも必要であ
る。一般に薄鋼板はシャー剪断あるいはポンチとダイス
による打ち抜きを経て加工されるが、遷移層が薄すぎる
と鋼板の剪断面に板厚を分割するようなセパレーション
状の割れ、あるいはその起点となるミクロクラックが発
生する。この割れあるいはミクロクラックは剪断時の変
形が表層部と内層部で異なるために生ずるものである。
これらの欠陥はそれだけでは問題にならなくてもその後
の加工における割れやネッキングの原因となる。
るが、製品の加工性の安定性確保のためにも必要であ
る。一般に薄鋼板はシャー剪断あるいはポンチとダイス
による打ち抜きを経て加工されるが、遷移層が薄すぎる
と鋼板の剪断面に板厚を分割するようなセパレーション
状の割れ、あるいはその起点となるミクロクラックが発
生する。この割れあるいはミクロクラックは剪断時の変
形が表層部と内層部で異なるために生ずるものである。
これらの欠陥はそれだけでは問題にならなくてもその後
の加工における割れやネッキングの原因となる。
【００４３】図２はポンチとダイスにて２０φの初期穴
を打ち抜いた後穴広げを行った場合の不良率（セパレー
ション状割れないし穴広げ率４０％以内でのネッキング
発生率）と遷移層厚みの関係を示したものである。ここ
で素材の表層部は引張強度５５〜６０ｋｇｆ／ｍｍ2 相
当で、内層は引張強度は２９〜３３ｋｇｆ／ｍｍ2 相当
であり、表層部厚みは片側当り板厚の１０〜１５％であ
る。
を打ち抜いた後穴広げを行った場合の不良率（セパレー
ション状割れないし穴広げ率４０％以内でのネッキング
発生率）と遷移層厚みの関係を示したものである。ここ
で素材の表層部は引張強度５５〜６０ｋｇｆ／ｍｍ2 相
当で、内層は引張強度は２９〜３３ｋｇｆ／ｍｍ2 相当
であり、表層部厚みは片側当り板厚の１０〜１５％であ
る。
【００４４】遷移層の厚さが鋼板板厚の１％未満では不
良率が急増する。一方、遷移層が１％以上あれば遷移層
が変形の干渉層となって打ち抜き時のセパレーションの
発生がなくなるため、加工不良を防ぐことができる。従
って、遷移層の厚さは鋼板板厚の１％以上とする。一
方、遷移層の厚さが増加すると、実質的に内層部の厚み
比率が低下するので、加工性の確保が困難となる。この
ため遷移層の厚み比率は１０％以下とする。
良率が急増する。一方、遷移層が１％以上あれば遷移層
が変形の干渉層となって打ち抜き時のセパレーションの
発生がなくなるため、加工不良を防ぐことができる。従
って、遷移層の厚さは鋼板板厚の１％以上とする。一
方、遷移層の厚さが増加すると、実質的に内層部の厚み
比率が低下するので、加工性の確保が困難となる。この
ため遷移層の厚み比率は１０％以下とする。
【００４５】また、クラッド率としては、内層／表層の
厚み比を２〜１０に制御することが好ましい。ここでの
表層厚みは表裏を合わせた部分をいい、遷移層部分は除
くものとする。内層／表層の厚み比２未満では内層の割
合が少なく、全体としての加工性が不足すると共に表層
部の影響により面ひずみが生じやすくなる。一方、１０
を越えると表層部が薄すぎて耐デント性の確保が困難と
なる。
厚み比を２〜１０に制御することが好ましい。ここでの
表層厚みは表裏を合わせた部分をいい、遷移層部分は除
くものとする。内層／表層の厚み比２未満では内層の割
合が少なく、全体としての加工性が不足すると共に表層
部の影響により面ひずみが生じやすくなる。一方、１０
を越えると表層部が薄すぎて耐デント性の確保が困難と
なる。
【００４６】こうして製造された鋳片あるいは鋼塊は、
必要があれば分塊圧延し、その後熱延される。表層部の
強度確保のためには、ＴｉＣやＮｂ（Ｃ、Ｎ）の熱間圧
延中の析出を極力防止することが望まれる。従って、熱
延に際し、加熱炉に挿入して再加熱した後に熱延する場
合、再加熱温度は１１８０℃以上が望ましい。又、加熱
炉に挿入することなく直接熱間圧延する場合は１０５０
℃以上で圧延を開始することが望ましい。
必要があれば分塊圧延し、その後熱延される。表層部の
強度確保のためには、ＴｉＣやＮｂ（Ｃ、Ｎ）の熱間圧
延中の析出を極力防止することが望まれる。従って、熱
延に際し、加熱炉に挿入して再加熱した後に熱延する場
合、再加熱温度は１１８０℃以上が望ましい。又、加熱
炉に挿入することなく直接熱間圧延する場合は１０５０
℃以上で圧延を開始することが望ましい。
【００４７】熱延での仕上げ圧延終了温度はＡｒ3 −５
０℃以上とする必要がある。この温度未満になると成品
の加工性が劣化する。仕上げ圧延終了後の冷却及び巻取
りは通常の方法で良い。巻取温度は、析出強化の効果を
充分発揮させるために５５０〜７００℃が好ましい。
０℃以上とする必要がある。この温度未満になると成品
の加工性が劣化する。仕上げ圧延終了後の冷却及び巻取
りは通常の方法で良い。巻取温度は、析出強化の効果を
充分発揮させるために５５０〜７００℃が好ましい。
【００４８】本鋼は熱延の後、酸洗され、冷延される。
冷延圧下率は内層部の加工性確保のために６０〜９０％
が望ましい。
冷延圧下率は内層部の加工性確保のために６０〜９０％
が望ましい。
【００４９】次に連続式溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍
とめっき処理を行う。焼鈍段階では再結晶と粒成長を通
して加工性を確保する。このため、焼鈍温度は再結晶温
度以上が必要である。一方、あまり高い温度では表層部
の析出物が粗大化し軟化する。望ましい焼鈍温度は７５
０〜９２０℃である。焼鈍後冷却し４４０〜４８０℃の
亜鉛浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを施す。浸漬前の冷却
速度は１〜２００℃／ｓが望ましい。更にめっき部を合
金化する場合は、その後直ちに亜鉛浴からストリップを
引き上げて５４０〜６００℃まで加熱し、Ｚｎめっき層
をＦｅ−Ｚｎ合金相とする。５４０℃未満では合金化が
十分でなく、６００℃を超えると合金相が硬くて脆いΓ
相が増加し、成形加工時にめっきが剥離し、いわゆるパ
ウダリング性が劣化する。
とめっき処理を行う。焼鈍段階では再結晶と粒成長を通
して加工性を確保する。このため、焼鈍温度は再結晶温
度以上が必要である。一方、あまり高い温度では表層部
の析出物が粗大化し軟化する。望ましい焼鈍温度は７５
０〜９２０℃である。焼鈍後冷却し４４０〜４８０℃の
亜鉛浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを施す。浸漬前の冷却
速度は１〜２００℃／ｓが望ましい。更にめっき部を合
金化する場合は、その後直ちに亜鉛浴からストリップを
引き上げて５４０〜６００℃まで加熱し、Ｚｎめっき層
をＦｅ−Ｚｎ合金相とする。５４０℃未満では合金化が
十分でなく、６００℃を超えると合金相が硬くて脆いΓ
相が増加し、成形加工時にめっきが剥離し、いわゆるパ
ウダリング性が劣化する。
【００５０】
【実施例】表層及び内層を表１（Ａ〜Ｈ）に示す化学成
分に調整して、特開昭６３−１０８９４７号公報に開示
された方法、即ち２本ノズルにて２種の溶鋼を注入し、
かつ鋳片の厚みを横切る方向へ磁束を付与する方法にて
連続鋳造で溶製した。いずれのスラブも表層と内層が成
分分析の点から巨視的に分離されており、かつそれぞれ
の層の境界において、鋳造厚みの３〜９％の厚みの遷移
層を形成しており、この遷移層厚みは焼鈍後も変化して
いないことを確認した。Ａ〜Ｆは本発明の成分である。
Ｇは表層のＣ、Ｍｎ、Ｔｉが低い。Ｈは表層のＳｉが高
い。尚、Ｉ、Ｊは通常の連続鋳造法にて製造した比較用
単層スラブである。
分に調整して、特開昭６３−１０８９４７号公報に開示
された方法、即ち２本ノズルにて２種の溶鋼を注入し、
かつ鋳片の厚みを横切る方向へ磁束を付与する方法にて
連続鋳造で溶製した。いずれのスラブも表層と内層が成
分分析の点から巨視的に分離されており、かつそれぞれ
の層の境界において、鋳造厚みの３〜９％の厚みの遷移
層を形成しており、この遷移層厚みは焼鈍後も変化して
いないことを確認した。Ａ〜Ｆは本発明の成分である。
Ｇは表層のＣ、Ｍｎ、Ｔｉが低い。Ｈは表層のＳｉが高
い。尚、Ｉ、Ｊは通常の連続鋳造法にて製造した比較用
単層スラブである。
【００５１】
【表１】
【００５２】これらのスラブを熱延後、酸洗ラインにて
脱スケール処理を施した後に圧下率８０〜８５％で冷延
し、その後焼鈍とめっき処理を連続的に行った。尚、合
金化処理は５５０〜５８０℃で行った。熱延・めっき条
件を表２及び表３に示す。めっき処理後スキンパスを伸
び率０．８〜１．３％で行い、鋼板の特性を調査した。
表２及び表３にはめっき鋼板の引張特性・耐デント性・
耐面ひずみ性・めっき特性を併記した。
脱スケール処理を施した後に圧下率８０〜８５％で冷延
し、その後焼鈍とめっき処理を連続的に行った。尚、合
金化処理は５５０〜５８０℃で行った。熱延・めっき条
件を表２及び表３に示す。めっき処理後スキンパスを伸
び率０．８〜１．３％で行い、鋼板の特性を調査した。
表２及び表３にはめっき鋼板の引張特性・耐デント性・
耐面ひずみ性・めっき特性を併記した。
【００５３】引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２０１に準じた
５号試験片を用いた。平均ｒ値は圧延方向に対して、０
°、４５°、９０°の各方向のｒ値の面内平均（＝（０
°方向ｒ値＋９０°方向ｒ値＋４５°方向ｒ値×２）／
４）で表した。
５号試験片を用いた。平均ｒ値は圧延方向に対して、０
°、４５°、９０°の各方向のｒ値の面内平均（＝（０
°方向ｒ値＋９０°方向ｒ値＋４５°方向ｒ値×２）／
４）で表した。
【００５４】耐デント性の測定方法は、鋼板に対して直
径１００ｍｍの円筒平底張出し成形を行い、平底面に
２．５％の予ひずみを与えた後、半径２５ｍｍの鋼製圧
子を２０ｋｇｆの負荷で押しつけて塑性変形（へこみ）
を与え、へこみ量をスパン４０ｍｍにて３点法で測定す
る方法とした。
径１００ｍｍの円筒平底張出し成形を行い、平底面に
２．５％の予ひずみを与えた後、半径２５ｍｍの鋼製圧
子を２０ｋｇｆの負荷で押しつけて塑性変形（へこみ）
を与え、へこみ量をスパン４０ｍｍにて３点法で測定す
る方法とした。
【００５５】耐面ひずみ性は、６００×６００ｍｍの鋼
板をしわ押さえ力６０ｔｏｎにてかまぼこ型（エンボス
付）に成形し、エンボス周辺のプロフィルを測定して評
価した。
板をしわ押さえ力６０ｔｏｎにてかまぼこ型（エンボス
付）に成形し、エンボス周辺のプロフィルを測定して評
価した。
【００５６】めっき特性としてはめっき密着性（パウダ
リング性）とめっき外観を調査した。表２及び表３では
パウダリング性とめっき外観の両特性とも合格のものを
「良好」とし、いずれかが不合格の場合は「不良」とし
た。尚、パウダリング性は、絞り比２で円筒深絞り成形
を施した場合のめっき剥離量が４０％以下を合格とし
た。めっき外観は目視にて不めっきや合金化不足がある
場合を不合とした。合金化処理材でめっき特性良好なも
のは鉄含有量が８〜１２％であった。
リング性）とめっき外観を調査した。表２及び表３では
パウダリング性とめっき外観の両特性とも合格のものを
「良好」とし、いずれかが不合格の場合は「不良」とし
た。尚、パウダリング性は、絞り比２で円筒深絞り成形
を施した場合のめっき剥離量が４０％以下を合格とし
た。めっき外観は目視にて不めっきや合金化不足がある
場合を不合とした。合金化処理材でめっき特性良好なも
のは鉄含有量が８〜１２％であった。
【００５７】表２及び表３において、Ｎｏ．１〜１０は
本発明法にしたがって製造した鋼板であり、比較材に比
べ加工性（伸び・ｒ値）・耐デント性・耐面ひずみ性・
めっき特性が優れている。又、単層板ではＹＰ２１ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 でも面ひずみが発生しているが、本発明鋼で
はＹＰが２１ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であっても面ひずみが
発生しておらず、内層を軟質化することにより、耐面ひ
ずみ性が向上することが分る。
本発明法にしたがって製造した鋼板であり、比較材に比
べ加工性（伸び・ｒ値）・耐デント性・耐面ひずみ性・
めっき特性が優れている。又、単層板ではＹＰ２１ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 でも面ひずみが発生しているが、本発明鋼で
はＹＰが２１ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であっても面ひずみが
発生しておらず、内層を軟質化することにより、耐面ひ
ずみ性が向上することが分る。
【００５８】図３は横軸を引張強度として、表２及び表
３の本発明鋼の耐デント性を通常の単層板（Ｎｏ．１
４、１５）及びその他の比較材と比べたものである。板
厚が厚いほど強度が高いほどへこみ量は少なくなるが、
本発明鋼は同一強度の単層板と比較して板厚が薄くても
へこみ量が少ない。このことは本発明により耐デント性
の観点から板厚を低減できることを意味する。
３の本発明鋼の耐デント性を通常の単層板（Ｎｏ．１
４、１５）及びその他の比較材と比べたものである。板
厚が厚いほど強度が高いほどへこみ量は少なくなるが、
本発明鋼は同一強度の単層板と比較して板厚が薄くても
へこみ量が少ない。このことは本発明により耐デント性
の観点から板厚を低減できることを意味する。
【００５９】その他の鋼板について説明する。Ｎｏ．１
１は熱延仕上温度が低すぎるためにｒ値が本発明鋼より
劣る。Ｎｏ．１２は表層の強度が低いために耐デント性
が劣る。Ｎｏ．１３は表層のＳｉが高すぎるためにめっ
き特性（パウダリング性）が劣る。
１は熱延仕上温度が低すぎるためにｒ値が本発明鋼より
劣る。Ｎｏ．１２は表層の強度が低いために耐デント性
が劣る。Ｎｏ．１３は表層のＳｉが高すぎるためにめっ
き特性（パウダリング性）が劣る。
【００６０】
【表２】
【００６１】
【表３】
【００６２】上記表２及び表３において、下記の通りで
ある。 注１）クラッド率（比）＝内層厚み／表裏層厚み。 注２）Ｉ、Ｊ鋼は耐デント性・耐面ひずみ性比較のため
の従来単層鋼（箱焼鈍後上記めっき処理を行った）。
ある。 注１）クラッド率（比）＝内層厚み／表裏層厚み。 注２）Ｉ、Ｊ鋼は耐デント性・耐面ひずみ性比較のため
の従来単層鋼（箱焼鈍後上記めっき処理を行った）。
【００６３】
【発明の効果】本発明により、自動車部品等でますます
要求の高まっている高強度化・耐デント性と耐面ひずみ
性及び耐食性の両立が可能となる。このことは鋼板板厚
の低減による燃費軽減（天然燃料の浪費防止）や、衝突
強度の向上による安全性の向上等につながり、社会的な
意義も大きい。
要求の高まっている高強度化・耐デント性と耐面ひずみ
性及び耐食性の両立が可能となる。このことは鋼板板厚
の低減による燃費軽減（天然燃料の浪費防止）や、衝突
強度の向上による安全性の向上等につながり、社会的な
意義も大きい。
【図１】表層・遷移層・内層部の板厚方向の成分変化の
例を示すグラフである。
例を示すグラフである。
【図２】遷移層の比率と加工不良率との関係を示すグラ
フである。
フである。
【図３】耐デント性（へこみ量）と引張強度を示すグラ
フである。
フである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 2/28
Claims (8)
- 【請求項１】 ２種の成分系Ａ、Ｂの鋼がＡ、Ｂ、Ａの
順で複層構造を成している鋼板において、表層に位置す
る鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ａ層とＢ層との境界部に鋼板板厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を有することを特徴とする耐デント
性と耐面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 ２種の成分系Ａ、Ｂの鋼がＡ、Ｂ、Ａの
順で複層構造を成している鋼板において、表層に位置す
る鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 Ｂ ：０．０００１〜０．００２％ かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ａ層とＢ層との境界部に鋼板板厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を有することを特徴とする耐デント
性と耐面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の
亜鉛めっき層を合金化処理した耐デント性と耐面ひずみ
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項４】 請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の
亜鉛めっき層を合金化処理した耐デント性と耐面ひずみ
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項５】 ２種の成分系Ａ、Ｂの鋼がＡ、Ｂ、Ａの
順で複層構造を成している鋼板の製造において、表層に
位置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、これらの溶鋼において、まずＡの鋼が表側
から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位におい
て、引き続いてＢの鋼が凝固を開始して、結果形成され
たＡ、Ｂ両層が成分分析の点から巨視的に分離されてお
り、かつＡ層とＢ層との境界部において鋳片厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を形成させた鋳片あるいは鋼塊を素
材として、熱間圧延するに際し、Ａｒ3 −５０℃以上で
熱延を終了し、酸洗、冷延後、再結晶温度以上で焼鈍し
た後亜鉛めっきを施すことを特徴とする耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 ２種の成分系Ａ、Ｂの鋼がＡ、Ｂ、Ａの
順で複層構造を成している鋼板の製造において、表層に
位置する鋼Ａの成分が質量割合で Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：０．５〜３％ Ｐ ：０．０８％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 かつ Ｔｉ：０．０２〜０．１％ Ｎｂ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、内層に位置する鋼Ｂの成分が質量割合で Ｃ ：０．０１％以下 Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５％以下 Ｐ ：０．１％以下 Ｓ ：０．０３％以下 Ａｌ：０．１％以下 Ｎ ：０．０１％以下 Ｂ ：０．０００１〜０．００２％ かつ Ｔｉ：０．００６〜０．２％ Ｎｂ：０．００３〜０．１％ のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、これらの溶鋼において、まずＡの鋼が表側
から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位におい
て、引き続いてＢの鋼が凝固を開始して、結果形成され
たＡ、Ｂ両層が成分分析の点から巨視的に分離されてお
り、かつＡ層とＢ層との境界部において鋳片厚の１〜１
０％の厚さの遷移層を形成させた鋳片あるいは鋼塊を素
材として、熱間圧延するに際し、Ａｒ3 −５０℃以上で
熱延を終了し、酸洗、冷延後、再結晶温度以上で焼鈍し
た後亜鉛めっきを施すことを特徴とする耐デント性と耐
面ひずみ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 請求項５に記載の方法において、溶融亜
鉛めっき後、続いて５４０〜６００℃で合金化処理を施
すことを特徴とする耐デント性と耐面ひずみ性に優れた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 請求項６に記載の方法において、溶融亜
鉛めっき後、続いて５４０〜６００℃で合金化処理を施
すことを特徴とする耐デント性と耐面ひずみ性に優れた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9512193A JPH06287686A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 耐デント性と耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9512193A JPH06287686A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 耐デント性と耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06287686A true JPH06287686A (ja) | 1994-10-11 |
Family
ID=14129006
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9512193A Pending JPH06287686A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 耐デント性と耐面ひずみ性に優れたクラッド溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06287686A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003035922A1 (fr) * | 2001-10-23 | 2003-05-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Procede de travail a la presse, produit en acier plaque destine a ce procede et procede de production de ce produit en acier |
| WO2018151318A1 (ja) | 2017-02-20 | 2018-08-23 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0356644A (ja) * | 1989-07-26 | 1991-03-12 | Nippon Steel Corp | プレス成形時の耐バリ性の優れた複合鋼板およびその製造方法 |
| JPH03277758A (ja) * | 1990-03-27 | 1991-12-09 | Nippon Steel Corp | 耐バリ性及びめっき密着性の優れた高ｒ値溶融亜鉛及び合金化溶融亜鉛めっき複合鋼板およびその製造方法 |
| JPH04254550A (ja) * | 1991-02-05 | 1992-09-09 | Nippon Steel Corp | めっき特性および加工性が優れかつ肌荒れが生じない高強度表面処理鋼板用原板 |
-
1993
- 1993-03-31 JP JP9512193A patent/JPH06287686A/ja active Pending
Patent Citations (3)
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| WO2018151318A1 (ja) | 2017-02-20 | 2018-08-23 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| KR20190107077A (ko) | 2017-02-20 | 2019-09-18 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 |
| US11408045B2 (en) | 2017-02-20 | 2022-08-09 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet |
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