JPH06306479A - 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH06306479A JPH06306479A JP9468193A JP9468193A JPH06306479A JP H06306479 A JPH06306479 A JP H06306479A JP 9468193 A JP9468193 A JP 9468193A JP 9468193 A JP9468193 A JP 9468193A JP H06306479 A JPH06306479 A JP H06306479A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】加工の厳しい自動車部品等に使用する深絞り性
の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。 【構成】重量％で、Ｃ：０．０１以下、Ｓｉ：０．３以
下、Ｍｎ：０．１〜２、Ａｌ：０．１以下、Ｓ：０．０
１以下、Ｐ：０．１以下、Ｃｕ：０．８〜２．０を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．１、Ｔｉ：０．００
５〜０．１、Ｂ：０．０００１〜０．００３の１種以上
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるスラ
ブを用い、直ちにあるいは低温加熱後、８００〜９５０
℃で圧延し、巻取って熱延鋼帯とし、冷延圧下率６０％
以上で圧延し、続いて連続焼鈍ラインで７５０〜９００
℃で焼鈍し、冷却後、伸び率１〜５％のスキンパスを行
って鋼帯とし、５５０〜７００℃の還元雰囲気で加熱
し、冷却後、溶融亜鉛めっきを行い、続いて４５０〜５
５０℃で合金化処理する、深絞り性の優れた引張強度が
５５０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼
板の製造方法。
の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。 【構成】重量％で、Ｃ：０．０１以下、Ｓｉ：０．３以
下、Ｍｎ：０．１〜２、Ａｌ：０．１以下、Ｓ：０．０
１以下、Ｐ：０．１以下、Ｃｕ：０．８〜２．０を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．１、Ｔｉ：０．００
５〜０．１、Ｂ：０．０００１〜０．００３の１種以上
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるスラ
ブを用い、直ちにあるいは低温加熱後、８００〜９５０
℃で圧延し、巻取って熱延鋼帯とし、冷延圧下率６０％
以上で圧延し、続いて連続焼鈍ラインで７５０〜９００
℃で焼鈍し、冷却後、伸び率１〜５％のスキンパスを行
って鋼帯とし、５５０〜７００℃の還元雰囲気で加熱
し、冷却後、溶融亜鉛めっきを行い、続いて４５０〜５
５０℃で合金化処理する、深絞り性の優れた引張強度が
５５０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼
板の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車をはじめとする機
械構造部材や一般加工用に使用される深絞り性の優れた
高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法に関す
るものである。
械構造部材や一般加工用に使用される深絞り性の優れた
高強度合金化溶融亜鉛めっき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、省エネルギーや燃費軽減のために
鋼板の板厚を減少してしかも高強度化しようという強い
要求がある。この要求に対して、いわゆるＤｕａｌ Ｐ
ｈａｓｅ鋼等が開発されてきたが、深絞り性の指標であ
るランクフォード値は必ずしも高くなかった。
鋼板の板厚を減少してしかも高強度化しようという強い
要求がある。この要求に対して、いわゆるＤｕａｌ Ｐ
ｈａｓｅ鋼等が開発されてきたが、深絞り性の指標であ
るランクフォード値は必ずしも高くなかった。
【０００３】ランクフォード値が優れたＤｕａｌ Ｐｈ
ａｓｅ冷延鋼板の技術として特公平２−６８１４号公報
記載のものがある。この技術は箱焼鈍によりランクフォ
ード値に有利な集合組織を形成させ、続いて連続焼鈍に
て（α＋γ）２相域から急冷することによりＤｕａｌ
Ｐｈａｓｅ鋼板とするものである。しかし、この技術で
得られる鋼板の引張強度はせいぜい４９０ＭＰａ級であ
り、本発明が意図する強度には及ばない。また、合金化
溶融亜鉛めっきに関しては何等記載されていない。
ａｓｅ冷延鋼板の技術として特公平２−６８１４号公報
記載のものがある。この技術は箱焼鈍によりランクフォ
ード値に有利な集合組織を形成させ、続いて連続焼鈍に
て（α＋γ）２相域から急冷することによりＤｕａｌ
Ｐｈａｓｅ鋼板とするものである。しかし、この技術で
得られる鋼板の引張強度はせいぜい４９０ＭＰａ級であ
り、本発明が意図する強度には及ばない。また、合金化
溶融亜鉛めっきに関しては何等記載されていない。
【０００４】極低Ｃ系Ｃｕ添加鋼を利用した技術として
は特公平２−１５６０９号公報記載のものがある。この
技術は連続焼鈍によりランクフォード値に有利な集合組
織を形成させるものである。しかし、引張強度はせいぜ
い４００ＭＰａ級であり、本発明の意図する強度には及
ばない。また、合金化溶融亜鉛めっきに関しては何等記
載はない。
は特公平２−１５６０９号公報記載のものがある。この
技術は連続焼鈍によりランクフォード値に有利な集合組
織を形成させるものである。しかし、引張強度はせいぜ
い４００ＭＰａ級であり、本発明の意図する強度には及
ばない。また、合金化溶融亜鉛めっきに関しては何等記
載はない。
【０００５】このように引張強度が５５０ＭＰａ級以上
の深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の技
術はこれまでなかった。
の深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の技
術はこれまでなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、引張強
度５５０ＭＰａ以上で、深絞り性の優れた合金化溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を製造するために、極低Ｃ系Ｃｕ添加
鋼に注目し、ラボにて実験を行った。表１に示す供試鋼
を真空溶解〜熱延〜冷延を行い、図１で示す焼鈍を行
い、引張強度およびランクフォード値を調査した。結果
を図２に示す。このように従来は引張強度がせいぜい４
００〜４５０ＭＰａ級の冷延鋼板しかなかったが、本発
明によれば引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度−高ラン
クフォード値の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造でき
る。
度５５０ＭＰａ以上で、深絞り性の優れた合金化溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を製造するために、極低Ｃ系Ｃｕ添加
鋼に注目し、ラボにて実験を行った。表１に示す供試鋼
を真空溶解〜熱延〜冷延を行い、図１で示す焼鈍を行
い、引張強度およびランクフォード値を調査した。結果
を図２に示す。このように従来は引張強度がせいぜい４
００〜４５０ＭＰａ級の冷延鋼板しかなかったが、本発
明によれば引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度−高ラン
クフォード値の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造でき
る。
【０００７】すなわち、深絞り性の指標であるランクフ
ォード値を向上させるためには、極低Ｃ系が有利であ
り、連続焼鈍ラインでランクフォード値に有利な集合組
織を形成させ、続いて溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲
気中の温度を規定することにより、Ｃｕの熱処理硬化性
を利用して高強度化するとともに、耐食性、溶接性の優
れた合金化溶融亜鉛めっきを施すものである。
ォード値を向上させるためには、極低Ｃ系が有利であ
り、連続焼鈍ラインでランクフォード値に有利な集合組
織を形成させ、続いて溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲
気中の温度を規定することにより、Ｃｕの熱処理硬化性
を利用して高強度化するとともに、耐食性、溶接性の優
れた合金化溶融亜鉛めっきを施すものである。
【０００８】次に本発明者らはＣｕの析出強化に及ぼす
プレスキンパスの影響を調査した。表２に示す供試鋼を
用い、熱延〜冷延を行った。この冷延板をＳＴ８５０℃
で焼鈍後、スキンパス率を０％、２％と変化させ、Ｃｕ
の析出処理を６００℃−３ｍｉｎで行い、引張強度の変
化を調査した。図３にこの実験の手順を示す。図４には
スキンパス率と引張強度の関係を示す。このように焼鈍
後、スキンパスを施すことにより同条件の熱処理の場合
と比較して、引張強度が向上することがわかる。これは
スキンパスにより導入された転位がＣｕの析出サイトと
なるためと推定される。この焼鈍後のスキンパスの効果
を利用することにより、同一Ｃｕ量でもより高強度の鋼
板を得ることができる。
プレスキンパスの影響を調査した。表２に示す供試鋼を
用い、熱延〜冷延を行った。この冷延板をＳＴ８５０℃
で焼鈍後、スキンパス率を０％、２％と変化させ、Ｃｕ
の析出処理を６００℃−３ｍｉｎで行い、引張強度の変
化を調査した。図３にこの実験の手順を示す。図４には
スキンパス率と引張強度の関係を示す。このように焼鈍
後、スキンパスを施すことにより同条件の熱処理の場合
と比較して、引張強度が向上することがわかる。これは
スキンパスにより導入された転位がＣｕの析出サイトと
なるためと推定される。この焼鈍後のスキンパスの効果
を利用することにより、同一Ｃｕ量でもより高強度の鋼
板を得ることができる。
【０００９】
【表１】
【００１０】
【表２】
【００１１】本発明者らはこれらを応用し、連続焼鈍ラ
イン−スキンパス−連続溶融亜鉛めっきラインで製造を
行うことにより、深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を安定して製造することに成功した。
イン−スキンパス−連続溶融亜鉛めっきラインで製造を
行うことにより、深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を安定して製造することに成功した。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは以下の通りである。 （１）ｍａｓｓ％で Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．
１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％を含有し、
さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％ の内の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにあるい
は１０００〜１２００℃に加熱して熱間圧延を行うに当
り、仕上温度８００〜９５０℃で圧延を終了し、巻取っ
て熱延鋼帯とし、得られた熱延鋼帯を冷延圧下率６０％
以上で冷延し、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍温度７５０
〜９００℃で焼鈍し、冷却後、伸び率１〜５％のスキン
パスを行って鋼帯とした後、溶融亜鉛めっきラインにお
いて還元雰囲気下で５５０〜７００℃の温度で焼鈍し、
冷却後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを
行い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行うこと
を特徴とする深絞り性の優れた引張強度が５５０ＭＰａ
以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。
ろは以下の通りである。 （１）ｍａｓｓ％で Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．
１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％を含有し、
さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％ の内の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにあるい
は１０００〜１２００℃に加熱して熱間圧延を行うに当
り、仕上温度８００〜９５０℃で圧延を終了し、巻取っ
て熱延鋼帯とし、得られた熱延鋼帯を冷延圧下率６０％
以上で冷延し、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍温度７５０
〜９００℃で焼鈍し、冷却後、伸び率１〜５％のスキン
パスを行って鋼帯とした後、溶融亜鉛めっきラインにお
いて還元雰囲気下で５５０〜７００℃の温度で焼鈍し、
冷却後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを
行い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行うこと
を特徴とする深絞り性の優れた引張強度が５５０ＭＰａ
以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。
【００１３】（２）ｍａｓｓ％で Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．
１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：
０．４〜１．０％を含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％ の内の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにあるい
は１０００〜１２５０℃に加熱して熱間圧延を行うに当
り、仕上温度８００〜９５０℃で圧延を終了し、巻取っ
て熱延鋼帯とし、得られた熱延鋼帯を冷延圧下率６０％
以上で冷延し、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍温度７５０
〜９００℃で焼鈍し、冷却後、伸び率１〜５％のスキン
パスを行って鋼帯とした後、溶融亜鉛めっきラインにお
いて還元雰囲気下で５５０〜７００℃の温度で焼鈍し、
冷却後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを
行い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行うこと
を特徴とする深絞り性の優れた引張強度が５５０ＭＰａ
以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。
１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：
０．４〜１．０％を含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％ の内の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにあるい
は１０００〜１２５０℃に加熱して熱間圧延を行うに当
り、仕上温度８００〜９５０℃で圧延を終了し、巻取っ
て熱延鋼帯とし、得られた熱延鋼帯を冷延圧下率６０％
以上で冷延し、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍温度７５０
〜９００℃で焼鈍し、冷却後、伸び率１〜５％のスキン
パスを行って鋼帯とした後、溶融亜鉛めっきラインにお
いて還元雰囲気下で５５０〜７００℃の温度で焼鈍し、
冷却後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを
行い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行うこと
を特徴とする深絞り性の優れた引張強度が５５０ＭＰａ
以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。
【００１４】
【作用】次に本発明の各構成要件の限定理由について詳
述する。Ｃは０．０１％以下とする。これを超えるとラ
ンクフォード値に不利な集合組織が生成し、深絞り性が
低下する。Ｍｎは強度を付与する元素であり、０．１〜
２％の範囲で添加する。下限値未満では、目標強度が得
られず、２％を超える添加では製造上、Ｃのピックアッ
プがあり、Ｃの上限値を満足できない。
述する。Ｃは０．０１％以下とする。これを超えるとラ
ンクフォード値に不利な集合組織が生成し、深絞り性が
低下する。Ｍｎは強度を付与する元素であり、０．１〜
２％の範囲で添加する。下限値未満では、目標強度が得
られず、２％を超える添加では製造上、Ｃのピックアッ
プがあり、Ｃの上限値を満足できない。
【００１５】ＳｉはＳｉスケールの原因となり、めっき
密着性を低下させるので０．３％以下とする。Ａｌは脱
酸剤として必要であるが、０．１％を超えるとアルミナ
系介在物が増加し、延性を損ねる。Ｓは圧延方向に伸び
たＡ系介在物を増加させ、そこを起点にして割れが伝播
するので、延性が低下する。そこで上限値を０．０１％
とする。
密着性を低下させるので０．３％以下とする。Ａｌは脱
酸剤として必要であるが、０．１％を超えるとアルミナ
系介在物が増加し、延性を損ねる。Ｓは圧延方向に伸び
たＡ系介在物を増加させ、そこを起点にして割れが伝播
するので、延性が低下する。そこで上限値を０．０１％
とする。
【００１６】Ｐは強度および耐食性を付与する元素であ
る。しかし、０．１％を超えると延性が低下する。Ｃｕ
は本発明では重要な元素である。すなわち、本発明は溶
融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気中の加熱およびその
後の合金化処理時にＣｕを析出させ、所望の強度を得る
ことを意図している。Ｃｕが ８％未満では効果がな
く、２．０％を超える添加では効果が飽和するとともに
Ｃｕヘゲと呼ばれる表面欠陥が熱延中に生じることがあ
る。
る。しかし、０．１％を超えると延性が低下する。Ｃｕ
は本発明では重要な元素である。すなわち、本発明は溶
融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気中の加熱およびその
後の合金化処理時にＣｕを析出させ、所望の強度を得る
ことを意図している。Ｃｕが ８％未満では効果がな
く、２．０％を超える添加では効果が飽和するとともに
Ｃｕヘゲと呼ばれる表面欠陥が熱延中に生じることがあ
る。
【００１７】また、このＣｕヘゲを防止するにはＮｉ添
加が望ましい。Ｎｉが０．４％未満では効果がなく、
１．０％を超えると効果が飽和するばかりでなく経済性
を損ねる。Ｔｉ、Ｎｂは鋼板中のＣ、Ｎを固定し、時効
性を防止する。また、固溶Ｃを固定することにより連続
焼鈍ラインで焼鈍する際に、深絞り性の指標であるラン
クフォード値を向上させる｛１１１｝集合組織の集積度
を高めることができる。そのためにはそれぞれ０．００
５％以上が必要であり、０．１％を超えると形成した炭
窒化物のために延性が低下する。
加が望ましい。Ｎｉが０．４％未満では効果がなく、
１．０％を超えると効果が飽和するばかりでなく経済性
を損ねる。Ｔｉ、Ｎｂは鋼板中のＣ、Ｎを固定し、時効
性を防止する。また、固溶Ｃを固定することにより連続
焼鈍ラインで焼鈍する際に、深絞り性の指標であるラン
クフォード値を向上させる｛１１１｝集合組織の集積度
を高めることができる。そのためにはそれぞれ０．００
５％以上が必要であり、０．１％を超えると形成した炭
窒化物のために延性が低下する。
【００１８】Ｂは二次加工性の低下を防止する元素であ
る。そのためには０．０００１％以上が必要であり、
０．００３％を超えると効果が飽和する。続いて製造条
件について説明する。前記したような鋼は通常転炉で溶
製され連続鋳造にてスラブとされる。転炉溶製後、種々
の二次精錬がなされることもある。このスラブは冷片、
温片あるいは熱片のまま加熱炉に挿入される。
る。そのためには０．０００１％以上が必要であり、
０．００３％を超えると効果が飽和する。続いて製造条
件について説明する。前記したような鋼は通常転炉で溶
製され連続鋳造にてスラブとされる。転炉溶製後、種々
の二次精錬がなされることもある。このスラブは冷片、
温片あるいは熱片のまま加熱炉に挿入される。
【００１９】この時の加熱温度は１０００〜１２００℃
とする。下限は現状の連続熱延設備で生産性を落とさず
に操業できる範囲とした。上限値は１２００℃とする。
これを超えるとＣｕヘゲが発生し表面性状が劣化する。
さらにＮｉを前記の範囲で添加した場合には加熱温度の
上限値を１２５０℃とする。上限値はＮｉ添加により向
上するが、これを超えるとやはりＣｕヘゲを生じるのを
避けがたい。下限値は同様に現状の設備でとり得る値と
した。
とする。下限は現状の連続熱延設備で生産性を落とさず
に操業できる範囲とした。上限値は１２００℃とする。
これを超えるとＣｕヘゲが発生し表面性状が劣化する。
さらにＮｉを前記の範囲で添加した場合には加熱温度の
上限値を１２５０℃とする。上限値はＮｉ添加により向
上するが、これを超えるとやはりＣｕヘゲを生じるのを
避けがたい。下限値は同様に現状の設備でとり得る値と
した。
【００２０】熱間圧延での仕上温度は８００〜９５０℃
とする。下限値未満であると熱延板で強い集合組織が形
成され、連続焼鈍時にランクフォード値に有利な集合組
織が形成しにくくなり、ランクフォード値が低下する。
上限値は加熱温度との兼ね合いで、実機で製造可能な値
とした。得られた熱延鋼帯は次いで冷延されるが、その
際の冷間圧延率は６０％以上とする。これ未満ではラン
クフォード値に有利な｛１１１｝集合組織の集積度が低
下し、ランクフォード値が低下する。
とする。下限値未満であると熱延板で強い集合組織が形
成され、連続焼鈍時にランクフォード値に有利な集合組
織が形成しにくくなり、ランクフォード値が低下する。
上限値は加熱温度との兼ね合いで、実機で製造可能な値
とした。得られた熱延鋼帯は次いで冷延されるが、その
際の冷間圧延率は６０％以上とする。これ未満ではラン
クフォード値に有利な｛１１１｝集合組織の集積度が低
下し、ランクフォード値が低下する。
【００２１】連続焼鈍ラインでの焼鈍温度は７５０〜９
００℃とする。下限値未満では冷延時の加工組織が残存
し、ランクフォード値および延性が低下する。上限値は
現状の設備で採り得る値とした。焼鈍後のスキンパスの
伸び率は１〜５％とする。下限値未満では溶融亜鉛めっ
きラインでのＣｕ析出量が不足し、強度が低下する。上
限値を超えると、加工硬化が激しく、延性が劣化する。
００℃とする。下限値未満では冷延時の加工組織が残存
し、ランクフォード値および延性が低下する。上限値は
現状の設備で採り得る値とした。焼鈍後のスキンパスの
伸び率は１〜５％とする。下限値未満では溶融亜鉛めっ
きラインでのＣｕ析出量が不足し、強度が低下する。上
限値を超えると、加工硬化が激しく、延性が劣化する。
【００２２】溶融亜鉛めっきラインでの還元雰囲気中の
温度は本発明では重要であり、これを５５０〜７００℃
とする。下限値未満ではＣｕの析出強化が不十分で、所
定の強度が得らず、上限値を超えるとＣｕの固溶限が広
がりＣｕが固溶するため、Ｃｕの析出強化が得られず、
所定の強度が得られない。合金化処理は４５０〜５５０
℃で行う。下限値未満では合金化が不十分となり、上限
値を超えると合金化が過度に進み、パウダリング性が劣
化する。
温度は本発明では重要であり、これを５５０〜７００℃
とする。下限値未満ではＣｕの析出強化が不十分で、所
定の強度が得らず、上限値を超えるとＣｕの固溶限が広
がりＣｕが固溶するため、Ｃｕの析出強化が得られず、
所定の強度が得られない。合金化処理は４５０〜５５０
℃で行う。下限値未満では合金化が不十分となり、上限
値を超えると合金化が過度に進み、パウダリング性が劣
化する。
【００２３】
【実施例】表３に示す成分を有する鋼を転炉にて出鋼
し、真空脱ガス等の二次精錬を経てスラブとした。表３
の中でＡ〜Ｆの符号で示す鋼は本発明範囲内であり、Ｇ
〜Ｎで示す鋼は本発明外である。
し、真空脱ガス等の二次精錬を経てスラブとした。表３
の中でＡ〜Ｆの符号で示す鋼は本発明範囲内であり、Ｇ
〜Ｎで示す鋼は本発明外である。
【００２４】Ｇ鋼はＣｕが下限未満、Ｈ鋼はＣｕが上限
超、Ｉ鋼はＣが上限超、Ｊ鋼はＳｉが上限超、Ｋ鋼はＮ
ｂが上限超、Ｌ鋼はＰが上限超、Ｍ鋼はＳ、Ａｌが上限
超およびＮ鋼はＴｉ、Ｎｂが下限未満である。これらの
鋼を表４、表５（表４のつづき）に示す条件で熱延〜冷
間圧延〜酸洗〜連続焼鈍〜溶融亜鉛めっきを行った。得
られた鋼板の特性値を表５に示す。
超、Ｉ鋼はＣが上限超、Ｊ鋼はＳｉが上限超、Ｋ鋼はＮ
ｂが上限超、Ｌ鋼はＰが上限超、Ｍ鋼はＳ、Ａｌが上限
超およびＮ鋼はＴｉ、Ｎｂが下限未満である。これらの
鋼を表４、表５（表４のつづき）に示す条件で熱延〜冷
間圧延〜酸洗〜連続焼鈍〜溶融亜鉛めっきを行った。得
られた鋼板の特性値を表５に示す。
【００２５】引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２０１に準じた
５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の方法に
従って行った。また、ｒ値は１０％歪をかけた後、圧延
方向、９０°方向、４５°方向を測定し、下式で計算し
た。 ランクフォード値＝｛（圧延方向のｒ値＋９０°方向の
ｒ値＋（４５°方向のｒ値×２）｝／４ めっき密着性はインパクト試験で評価した。めっき剥離
がないものないし微量のものを良好とした。
５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の方法に
従って行った。また、ｒ値は１０％歪をかけた後、圧延
方向、９０°方向、４５°方向を測定し、下式で計算し
た。 ランクフォード値＝｛（圧延方向のｒ値＋９０°方向の
ｒ値＋（４５°方向のｒ値×２）｝／４ めっき密着性はインパクト試験で評価した。めっき剥離
がないものないし微量のものを良好とした。
【００２６】なお、熱延時にＣｕヘゲが生じ、表面性状
が著しく劣る鋼板は冷延後の工程は行わなかった。表
４、表５においてＮｏ．１〜Ｎｏ．６は本発明例の鋼で
あり、本発明の目的とする５５０ＭＰａ以上の引張強度
とランクフォード値が１．４以上の良好な深絞り性を有
するとともにＳｉスケールおよびＣｕヘゲの発生はな
く、めっき後の表面性状も良好であった。
が著しく劣る鋼板は冷延後の工程は行わなかった。表
４、表５においてＮｏ．１〜Ｎｏ．６は本発明例の鋼で
あり、本発明の目的とする５５０ＭＰａ以上の引張強度
とランクフォード値が１．４以上の良好な深絞り性を有
するとともにＳｉスケールおよびＣｕヘゲの発生はな
く、めっき後の表面性状も良好であった。
【００２７】Ｎｏ．７〜Ｎｏ．２２は比較例鋼である。
Ｎｏ．７はＣｕ量が下限値未満のため、溶融亜鉛めっき
ラインでの析出強化量が不足し、目標強度が得られな
い。Ｎｏ．８はＣｕ量が上限超のため、熱延時にＣｕヘ
ゲが生成し、表面性状が著しく劣化した。
Ｎｏ．７はＣｕ量が下限値未満のため、溶融亜鉛めっき
ラインでの析出強化量が不足し、目標強度が得られな
い。Ｎｏ．８はＣｕ量が上限超のため、熱延時にＣｕヘ
ゲが生成し、表面性状が著しく劣化した。
【００２８】Ｎｏ．９はＣ量が上限超のため、焼鈍時に
固溶Ｃが存在し、｛１１１｝集合組織の集積度が低下し
た。このため、ランクフォード値が本発明鋼より低い。
Ｎｏ．１０はＳｉ量が上限超のため、めっき密着性が低
下した。Ｎｏ．１１はＮｂが上限超のため、Ｎｂの炭窒
化物が生成し、延性が低下した。
固溶Ｃが存在し、｛１１１｝集合組織の集積度が低下し
た。このため、ランクフォード値が本発明鋼より低い。
Ｎｏ．１０はＳｉ量が上限超のため、めっき密着性が低
下した。Ｎｏ．１１はＮｂが上限超のため、Ｎｂの炭窒
化物が生成し、延性が低下した。
【００２９】Ｎｏ．１２はＰ量が上限超のため、延性が
低下した。Ｎｏ．１３はＳ、Ａｌ量が上限超のため、介
在物が増加し、延性が低下した。Ｎｏ．１４はＴｉ、Ｎ
ｂ量が下限未満のため、Ｃ、Ｎを固定できず、焼鈍時に
固溶Ｃがあるためランクフォード値が低下した。また、
固溶Ｃ、Ｎが存在するため時効劣化が生じた。
低下した。Ｎｏ．１３はＳ、Ａｌ量が上限超のため、介
在物が増加し、延性が低下した。Ｎｏ．１４はＴｉ、Ｎ
ｂ量が下限未満のため、Ｃ、Ｎを固定できず、焼鈍時に
固溶Ｃがあるためランクフォード値が低下した。また、
固溶Ｃ、Ｎが存在するため時効劣化が生じた。
【００３０】Ｎｏ．１５は加熱温度が上限超のため、熱
延時にＣｕヘゲが生じ、表面性状が著しく低下した。Ｎ
ｏ．１６は仕上温度が下限値未満のため、熱延時にラン
クフォード値に有害な集合組織が発達し、ランクフォー
ド値が低下した。Ｎｏ．１７は冷延率が下限値未満のた
め、ランクフォード値向上のために必要な｛１１１｝集
合組織の集積度が低下し、ランクフォード値が低下し
た。
延時にＣｕヘゲが生じ、表面性状が著しく低下した。Ｎ
ｏ．１６は仕上温度が下限値未満のため、熱延時にラン
クフォード値に有害な集合組織が発達し、ランクフォー
ド値が低下した。Ｎｏ．１７は冷延率が下限値未満のた
め、ランクフォード値向上のために必要な｛１１１｝集
合組織の集積度が低下し、ランクフォード値が低下し
た。
【００３１】Ｎｏ．１８は連続焼鈍ラインでの焼鈍温度
が下限値未満のため、ランクフォード値向上のために必
要な｛１１１｝集合組織の集積度が低下し、ランクフォ
ード値が低下した。Ｎｏ．１９は連続溶融亜鉛めっきラ
インでの還元雰囲気中の温度が下限未満のため、Ｃｕの
析出ないし、クラスター強化による強度向上が不十分で
目標強度が得られなかった。
が下限値未満のため、ランクフォード値向上のために必
要な｛１１１｝集合組織の集積度が低下し、ランクフォ
ード値が低下した。Ｎｏ．１９は連続溶融亜鉛めっきラ
インでの還元雰囲気中の温度が下限未満のため、Ｃｕの
析出ないし、クラスター強化による強度向上が不十分で
目標強度が得られなかった。
【００３２】Ｎｏ．２０は連続溶融亜鉛めっきラインで
の還元雰囲気中の温度が上限超のため、Ｃｕが固溶し、
Ｃｕの析出ないし、クラスター強化による強度向上が得
られず、目標強度が得られなかった。Ｎｏ．２１はＣＡ
ＰＬ焼鈍後のスキンパス率が上限超なので加工硬化を生
じ、延性が低下した。
の還元雰囲気中の温度が上限超のため、Ｃｕが固溶し、
Ｃｕの析出ないし、クラスター強化による強度向上が得
られず、目標強度が得られなかった。Ｎｏ．２１はＣＡ
ＰＬ焼鈍後のスキンパス率が上限超なので加工硬化を生
じ、延性が低下した。
【００３３】Ｎｏ．２２はＣＡＰＬ焼鈍後のスキンパス
率が下限未満なので、Ｃｕの析出が不足し、強度が低下
した。
率が下限未満なので、Ｃｕの析出が不足し、強度が低下
した。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【発明の効果】以上説明したように本発明の製造方法に
よれば、深絞り性の優れた５５０ＭＰａ以上の高強度合
金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を外観性状、めっき密着性
を損ねることなく提供でき、これにより厳しい深絞り加
工が必要な部材に本発明鋼板を適用することにより、例
えば自動車の軽量化が容易となり、燃費の向上や省資源
などを可能にし得るものであるから、本発明の産業上に
及ぼす効果は極めて大である。
よれば、深絞り性の優れた５５０ＭＰａ以上の高強度合
金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を外観性状、めっき密着性
を損ねることなく提供でき、これにより厳しい深絞り加
工が必要な部材に本発明鋼板を適用することにより、例
えば自動車の軽量化が容易となり、燃費の向上や省資源
などを可能にし得るものであるから、本発明の産業上に
及ぼす効果は極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造における
Ｃｕ添加の効果を確かめるための実験に用いた焼鈍条件
を示す図である。
Ｃｕ添加の効果を確かめるための実験に用いた焼鈍条件
を示す図である。
【図２】図１の実験による引張強度とランクフォード値
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図３】Ｃｕの析出効果に及ぼすプレスキンパスの影響
を調べるためのＣｕ析出処理の実験手順を示す図であ
る。
を調べるためのＣｕ析出処理の実験手順を示す図であ
る。
【図４】図３の実験により得られたスキンパス率の引張
強度に及ぼす影響を示す図である。
強度に及ぼす影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 38/16 (72)発明者 伊丹 淳 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 ｍａｓｓ％で Ｃ：０．０１％以下、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．１〜２％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．１％以下、 Ｃｕ：０．８〜２．０％ を含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｂ：０．０００１〜０．００３％ の内の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにあるい
は１０００〜１２００℃に加熱して熱間圧延を行うに当
り、仕上温度８００〜９５０℃で圧延を終了し、巻取っ
て熱延鋼帯とし、得られた熱延鋼帯を冷延圧下率６０％
以上で冷延し、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍温度７５０
〜９００℃で焼鈍し、冷却後、伸び率１〜５％のスキン
パスを行って鋼帯とした後、溶融亜鉛めっきラインにお
いて還元雰囲気下で５５０〜７００℃の温度で焼鈍し、
冷却後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを
行い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行うこと
を特徴とする深絞り性の優れた引張強度が５５０ＭＰａ
以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】 ｍａｓｓ％で Ｃ：０．０１％以下、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．１〜２％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．１％以下、 Ｃｕ：０．８〜２．０％、 Ｎｉ：０．４〜１．０％ を含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｂ：０．０００１〜０．００３％ の内の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにあるい
は１０００〜１２５０℃に加熱して熱間圧延を行うに当
り、仕上温度８００〜９５０℃で圧延を終了し、巻取っ
て熱延鋼帯とし、得られた熱延鋼帯を冷延圧下率６０％
以上で冷延し、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍温度７５０
〜９００℃で焼鈍し、冷却後、伸び率１〜５％のスキン
パスを行って鋼帯とした後、溶融亜鉛めっきラインにお
いて還元雰囲気下で５５０〜７００℃の温度で焼鈍し、
冷却後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを
行い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行うこと
を特徴とする深絞り性の優れた引張強度が５５０ＭＰａ
以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9468193A JPH06306479A (ja) | 1993-04-21 | 1993-04-21 | 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9468193A JPH06306479A (ja) | 1993-04-21 | 1993-04-21 | 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06306479A true JPH06306479A (ja) | 1994-11-01 |
Family
ID=14116961
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9468193A Pending JPH06306479A (ja) | 1993-04-21 | 1993-04-21 | 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06306479A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100506391B1 (ko) * | 2000-12-13 | 2005-08-10 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 초심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| JP2006089787A (ja) * | 2004-09-22 | 2006-04-06 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 |
-
1993
- 1993-04-21 JP JP9468193A patent/JPH06306479A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100506391B1 (ko) * | 2000-12-13 | 2005-08-10 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 초심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| JP2006089787A (ja) * | 2004-09-22 | 2006-04-06 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 |
| JP4610272B2 (ja) * | 2004-09-22 | 2011-01-12 | 日新製鋼株式会社 | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 |
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