JPH0657336A - 高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH0657336A JPH0657336A JP23772092A JP23772092A JPH0657336A JP H0657336 A JPH0657336 A JP H0657336A JP 23772092 A JP23772092 A JP 23772092A JP 23772092 A JP23772092 A JP 23772092A JP H0657336 A JPH0657336 A JP H0657336A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 深絞り性、伸びフランジ性等の加工性に優
れ、４５kgf／mm2以上の高強度の合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を溶融亜鉛めっきラインを用いて製造する。 【構成】 Ｃ≦０.００５０％、Ｓi≦０.５％、Ｍn≦
２.０％、Ｐ≦０.１０％、Ｓ≦０.０１０％、Ａl:０.０
０５〜０.１０％、Ｎ≦０.００４０％、Ｃu:０.５〜２.
５％、Ｎi:０.２〜１.５％を含有し、更にＴi:０.０１
〜０.１０％及びＮb:０.００５〜０.０６％のうちの１
種又は２種を含み、必要に応じてＢ:０.０００５〜０.
００２０％を含み、残部がＦe及び不純物からなる鋼を
溶製してスラブとし、常法にて加熱し、仕上温度をＡr3
点以上で熱間圧延を終了した後、平均冷却速度３０℃／
sec以上にて冷却し、巻取温度７２０℃以下にて巻取
り、次いで酸洗、冷間圧延を行い、連続焼鈍にて７５０
℃以上の温度で再結晶焼鈍を施した後、引続き、溶融亜
鉛めっきラインにて、均熱温度５００〜６５０℃にて３
０秒以上の加熱、めっき処理、５００〜６５０℃にて３
秒以上の合金化処理を施すことにより、高加工用高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
れ、４５kgf／mm2以上の高強度の合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を溶融亜鉛めっきラインを用いて製造する。 【構成】 Ｃ≦０.００５０％、Ｓi≦０.５％、Ｍn≦
２.０％、Ｐ≦０.１０％、Ｓ≦０.０１０％、Ａl:０.０
０５〜０.１０％、Ｎ≦０.００４０％、Ｃu:０.５〜２.
５％、Ｎi:０.２〜１.５％を含有し、更にＴi:０.０１
〜０.１０％及びＮb:０.００５〜０.０６％のうちの１
種又は２種を含み、必要に応じてＢ:０.０００５〜０.
００２０％を含み、残部がＦe及び不純物からなる鋼を
溶製してスラブとし、常法にて加熱し、仕上温度をＡr3
点以上で熱間圧延を終了した後、平均冷却速度３０℃／
sec以上にて冷却し、巻取温度７２０℃以下にて巻取
り、次いで酸洗、冷間圧延を行い、連続焼鈍にて７５０
℃以上の温度で再結晶焼鈍を施した後、引続き、溶融亜
鉛めっきラインにて、均熱温度５００〜６５０℃にて３
０秒以上の加熱、めっき処理、５００〜６５０℃にて３
秒以上の合金化処理を施すことにより、高加工用高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種の成形を伴う主と
して自動車用鋼板に関して、最近、要求の高い引張強さ
４５kgf／mm2以上の高強度でも良好な加工性を有する合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
して自動車用鋼板に関して、最近、要求の高い引張強さ
４５kgf／mm2以上の高強度でも良好な加工性を有する合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、引張強さ４５kgf／mm2以上の高強
度冷延鋼板を提供する方法としては、ベイナイト、マル
テンサイトなどの硬質相とフェライト組織からなる複合
組織鋼板(例えば、特公昭５７−６１８１９号)や、極低
炭素又は低炭素Ａlキルド鋼にＰ、Ｍnを添加した鋼板
(例えば、特公昭５９−２０７３３号、特公昭６０−４
７３２８号)などが提案されている。
度冷延鋼板を提供する方法としては、ベイナイト、マル
テンサイトなどの硬質相とフェライト組織からなる複合
組織鋼板(例えば、特公昭５７−６１８１９号)や、極低
炭素又は低炭素Ａlキルド鋼にＰ、Ｍnを添加した鋼板
(例えば、特公昭５９−２０７３３号、特公昭６０−４
７３２８号)などが提案されている。
【０００３】しかしながら、そのような複合組織鋼板
は、高強度が得られ易いものの、深絞り性(ｒ値)、伸び
フランジ性(穴拡げ率)が充分でない。また、Ｐ、Ｍnな
どの固溶強化による方法で得られる鋼板は、深絞り性は
得られるものの、引張強さは４５kgf／mm2が上限であ
る。
は、高強度が得られ易いものの、深絞り性(ｒ値)、伸び
フランジ性(穴拡げ率)が充分でない。また、Ｐ、Ｍnな
どの固溶強化による方法で得られる鋼板は、深絞り性は
得られるものの、引張強さは４５kgf／mm2が上限であ
る。
【０００４】一方、高ｒ値を有する引張強さ４５kgf／m
m2以上の冷延鋼板の製造方法として、例えば、特開昭６
４−４４２９号では、Ｔi、Ｎbを添加した極低炭素鋼に
更にＣuを添加した技術が開示されているが、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を対象としていないため、その特性は
不明である。
m2以上の冷延鋼板の製造方法として、例えば、特開昭６
４−４４２９号では、Ｔi、Ｎbを添加した極低炭素鋼に
更にＣuを添加した技術が開示されているが、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を対象としていないため、その特性は
不明である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】最近、自動車の燃費向
上、安全対策などの観点から鋼板の薄手化と高強度化、
車体の長寿命の観点から表面処理鋼板の採用が高まって
いる。しかしながら、高強度化に伴い深絞り性、伸びフ
ランジ性は劣化することがこれまでに知られており、高
強度と上記加工性を兼備した鋼板の製造は困難である。
最近では表面処理鋼板、特に合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の採用が高くなり、この分野での製品開発が要求されて
いる。
上、安全対策などの観点から鋼板の薄手化と高強度化、
車体の長寿命の観点から表面処理鋼板の採用が高まって
いる。しかしながら、高強度化に伴い深絞り性、伸びフ
ランジ性は劣化することがこれまでに知られており、高
強度と上記加工性を兼備した鋼板の製造は困難である。
最近では表面処理鋼板、特に合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の採用が高くなり、この分野での製品開発が要求されて
いる。
【０００６】この点、前述のように、従来のＴi、Ｎb添
加極低炭素鋼にＣuを添加し、Ｃuの時効硬化を利用した
冷延鋼板の製造方法が提案されているが、溶融亜鉛めっ
きラインにてＣuの時効硬化を生じさせ、高加工性高強
度鋼板を製造する場合、時効硬化に必要な時間がないた
め、目標とする高強度を得ることが困難である。したが
って、めっきラインにて高加工性で高強度を得る方法が
課題となっている。
加極低炭素鋼にＣuを添加し、Ｃuの時効硬化を利用した
冷延鋼板の製造方法が提案されているが、溶融亜鉛めっ
きラインにてＣuの時効硬化を生じさせ、高加工性高強
度鋼板を製造する場合、時効硬化に必要な時間がないた
め、目標とする高強度を得ることが困難である。したが
って、めっきラインにて高加工性で高強度を得る方法が
課題となっている。
【０００７】本発明は、かゝる要求に応えるべく、深絞
り性、伸びフランジ性等の加工性に優れ４５kgf／mm2以
上の高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を溶融亜鉛めっ
きラインを用いて製造し得る方法を提供することを目的
とするものである。
り性、伸びフランジ性等の加工性に優れ４５kgf／mm2以
上の高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を溶融亜鉛めっ
きラインを用いて製造し得る方法を提供することを目的
とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、前記課題を
解決するために鋭意研究を重ねた結果、高加工性と引張
強さ４５kgf／mm2以上(特に５０〜６５kgf／mm2)の高強
度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、
Ｔi、Ｎbを添加した極低炭素鋼とＣu添加を利用し、か
つ熱処理条件を規制することにより可能であるとの知見
を得て、ここに本発明を完成したものである。
解決するために鋭意研究を重ねた結果、高加工性と引張
強さ４５kgf／mm2以上(特に５０〜６５kgf／mm2)の高強
度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、
Ｔi、Ｎbを添加した極低炭素鋼とＣu添加を利用し、か
つ熱処理条件を規制することにより可能であるとの知見
を得て、ここに本発明を完成したものである。
【０００９】すなわち、本発明は、Ｃ≦０.００５０
％、Ｓi≦０.５％、Ｍn≦２.０％、Ｐ≦０.１０％、Ｓ
≦０.０１０％、Ａl:０.００５〜０.１０％、Ｎ≦０.０
０４０％、Ｃu:０.５〜２.５％、Ｎi:０.２〜１.５％を
含有し、更にＴi:０.０１〜０.１０％及びＮb:０.００
５〜０.０６％のうちの１種又は２種を含み、必要に応
じて更にＢ:０.０００５〜０.００２０％を含み、残部
がＦe及び不純物からなる鋼を溶製してスラブとし、常
法にて加熱し、仕上温度をＡr3点以上で熱間圧延を終了
した後、平均冷却速度３０℃／sec以上にて冷却し、巻
取温度７２０℃以下にて巻取り、次いで酸洗、冷間圧延
を行い、連続焼鈍にて７５０℃以上の温度で再結晶焼鈍
を施した後、引続き、溶融亜鉛めっきラインにて、均熱
温度５００〜６５０℃にて３０秒以上の加熱、めっき処
理、５００〜６５０℃にて３秒以上の合金化処理を施す
ことを特徴とする高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法を要旨としている。
％、Ｓi≦０.５％、Ｍn≦２.０％、Ｐ≦０.１０％、Ｓ
≦０.０１０％、Ａl:０.００５〜０.１０％、Ｎ≦０.０
０４０％、Ｃu:０.５〜２.５％、Ｎi:０.２〜１.５％を
含有し、更にＴi:０.０１〜０.１０％及びＮb:０.００
５〜０.０６％のうちの１種又は２種を含み、必要に応
じて更にＢ:０.０００５〜０.００２０％を含み、残部
がＦe及び不純物からなる鋼を溶製してスラブとし、常
法にて加熱し、仕上温度をＡr3点以上で熱間圧延を終了
した後、平均冷却速度３０℃／sec以上にて冷却し、巻
取温度７２０℃以下にて巻取り、次いで酸洗、冷間圧延
を行い、連続焼鈍にて７５０℃以上の温度で再結晶焼鈍
を施した後、引続き、溶融亜鉛めっきラインにて、均熱
温度５００〜６５０℃にて３０秒以上の加熱、めっき処
理、５００〜６５０℃にて３秒以上の合金化処理を施す
ことを特徴とする高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法を要旨としている。
【００１０】
【００１１】以下に本発明の詳細について説明する。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。
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。
【００１２】Ｃ：Ｃは高強度でも加工性に影響を及ぼす
元素であり、深絞り性、伸びフランジ性を優れたものに
するには、極力少なくする必要がある。Ｃ量が増すと前
記の加工性が劣化するばかりか、Ｃを固定するＴi、Ｎb
量が増し、コストアップとなるため、Ｃ量は０.００５
０％以下とする。
元素であり、深絞り性、伸びフランジ性を優れたものに
するには、極力少なくする必要がある。Ｃ量が増すと前
記の加工性が劣化するばかりか、Ｃを固定するＴi、Ｎb
量が増し、コストアップとなるため、Ｃ量は０.００５
０％以下とする。
【００１３】Ｓi：Ｓiは加工性を損なわずに強度を高め
る元素であるが、過度の添加は溶融めっき性や熱延鋼板
での酸洗性の劣化を招くため、０.５％以下とする。
る元素であるが、過度の添加は溶融めっき性や熱延鋼板
での酸洗性の劣化を招くため、０.５％以下とする。
【００１４】Ｍn：Ｍnは熱間圧延時のＳによる熱間脆性
を防止するために添加する。しかし、過度の添加は加工
性の劣化や精錬コストの増加を招くため、２.０％以下
とする。
を防止するために添加する。しかし、過度の添加は加工
性の劣化や精錬コストの増加を招くため、２.０％以下
とする。
【００１５】Ｐ：Ｐは深絞り性を損なわずに強度を高め
る元素として、その必要強度に応じて添加することがで
きる。しかし、過度の添加は鋼板の二次加工脆性を生じ
るため、０.１０％以下とする。
る元素として、その必要強度に応じて添加することがで
きる。しかし、過度の添加は鋼板の二次加工脆性を生じ
るため、０.１０％以下とする。
【００１６】Ｓ：Ｓは加工性、特に伸びフランジ性に影
響を及ぼす元素である。Ｓ量が多いと介在物が増し、清
浄性が悪くなり、伸びフランジ性が劣化する。このた
め、Ｓ量は０.０１０％以下とするが、好ましくは０.０
０１０〜０.００５０％である。
響を及ぼす元素である。Ｓ量が多いと介在物が増し、清
浄性が悪くなり、伸びフランジ性が劣化する。このた
め、Ｓ量は０.０１０％以下とするが、好ましくは０.０
０１０〜０.００５０％である。
【００１７】Ａl：Ａlは脱酸調整のために０.００５％
以上添加するが、過度の添加はアルミナ系介在物を増
し、特に伸びフランジ性の劣化を生じるため、上限を
０.１０％とする。
以上添加するが、過度の添加はアルミナ系介在物を増
し、特に伸びフランジ性の劣化を生じるため、上限を
０.１０％とする。
【００１８】Ｎ：Ｎは深絞り性を高めるためには低いほ
ど好ましいので、０.００４０％以下とする。
ど好ましいので、０.００４０％以下とする。
【００１９】Ｃu：Ｃuは本発明における重要な必須元素
であり、ε−Ｃuの析出を利用して目標とする高強度を
得るために添加する。しかし、０.５％未満ではε−Ｃu
の析出が少なく目標強度が得られず、また２.５％を超
える過度の添加は深絞り性、伸びフランジ性の劣化を招
くため、Ｃu量は０.５〜２.５％の範囲とする。
であり、ε−Ｃuの析出を利用して目標とする高強度を
得るために添加する。しかし、０.５％未満ではε−Ｃu
の析出が少なく目標強度が得られず、また２.５％を超
える過度の添加は深絞り性、伸びフランジ性の劣化を招
くため、Ｃu量は０.５〜２.５％の範囲とする。
【００２０】Ｎi：Ｎiは熱間圧延時のＣuによる熱間脆
性を防止するために添加する。Ｃu添加量に応じて添加
するが、０.２％未満では効果が得られなく、また１.５
％を超えるとその効果が飽和するばかりかコスト高とな
るため、Ｎi量は０.２〜１.５％の範囲とする。
性を防止するために添加する。Ｃu添加量に応じて添加
するが、０.２％未満では効果が得られなく、また１.５
％を超えるとその効果が飽和するばかりかコスト高とな
るため、Ｎi量は０.２〜１.５％の範囲とする。
【００２１】Ｔi、Ｎb：Ｔi、Ｎbは、いずれも鋼中の
Ｃ、Ｎを固定して深絞り性と歪時効性を向上させるため
に、Ｔi:０.０１〜０.１０％、Ｎb:０.００５〜０.０６
％にて１種又は２種添加する。いずれも、下限以下では
固溶Ｃ、Ｎ量が多量に残り、上記特性が得られない。ま
た上限以上では効果が飽和するばかりか、コスト高とな
るので好ましくない。
Ｃ、Ｎを固定して深絞り性と歪時効性を向上させるため
に、Ｔi:０.０１〜０.１０％、Ｎb:０.００５〜０.０６
％にて１種又は２種添加する。いずれも、下限以下では
固溶Ｃ、Ｎ量が多量に残り、上記特性が得られない。ま
た上限以上では効果が飽和するばかりか、コスト高とな
るので好ましくない。
【００２２】Ｂ：Ｂは結晶粒界に偏析し、鋼板の耐二次
加工脆性を向上させる効果があり、必要に応じて添加す
ることができる。添加する場合、０.０００５％未満で
はその効果がなく、しかし余りに多いと深絞り性の劣化
や焼鈍温度の上昇を招くため、上限を０.００２０％と
する。
加工脆性を向上させる効果があり、必要に応じて添加す
ることができる。添加する場合、０.０００５％未満で
はその効果がなく、しかし余りに多いと深絞り性の劣化
や焼鈍温度の上昇を招くため、上限を０.００２０％と
する。
【００２３】次に製造条件を規定した理由について述べ
る。
る。
【００２４】〈スラブ加熱温度〉上記化学成分を有する
鋼は、常法により溶製し、スラブとして熱間圧延を行
う。スラブ加熱温度は特に規定するものではなく、１１
５０℃以上あれば良い。更に、深絞り性を高める場合は
１０００〜１１００℃の低温加熱を行っても良い。また
スラブを加熱炉を通さず圧延する直接熱間圧延及び室温
まで冷却せずに加熱圧延するホットチャージ圧延を行っ
てもよい。
鋼は、常法により溶製し、スラブとして熱間圧延を行
う。スラブ加熱温度は特に規定するものではなく、１１
５０℃以上あれば良い。更に、深絞り性を高める場合は
１０００〜１１００℃の低温加熱を行っても良い。また
スラブを加熱炉を通さず圧延する直接熱間圧延及び室温
まで冷却せずに加熱圧延するホットチャージ圧延を行っ
てもよい。
【００２５】〈仕上温度〉但し、熱間圧延の仕上温度は
Ａr3点以上とする。Ａr3点未満では、熱延鋼板での結晶
粒の粗大化を招くと共に加工組織となり、最終製品での
深絞り性が劣化する。なお、仕上温度がＡr3点＋５０℃
の範囲であると、特に熱延鋼板での結晶粒が細粒化し、
深絞り性の改善が図れるので望ましい。
Ａr3点以上とする。Ａr3点未満では、熱延鋼板での結晶
粒の粗大化を招くと共に加工組織となり、最終製品での
深絞り性が劣化する。なお、仕上温度がＡr3点＋５０℃
の範囲であると、特に熱延鋼板での結晶粒が細粒化し、
深絞り性の改善が図れるので望ましい。
【００２６】〈冷却速度〉極低炭素鋼は結晶粒が成長し
易いため、熱延仕上げ後の冷却が遅いと粗大粒となり、
深絞り性の劣化や材質の異方性が悪くなる。結晶粒の細
粒化を図るためには冷却速度は速い方がよく、巻取りま
での平均冷却速度を３０℃／sec以上とする。これより
遅い冷却速度では結晶粒が大きくなり、深絞り性や異方
性に劣るので好ましくない。
易いため、熱延仕上げ後の冷却が遅いと粗大粒となり、
深絞り性の劣化や材質の異方性が悪くなる。結晶粒の細
粒化を図るためには冷却速度は速い方がよく、巻取りま
での平均冷却速度を３０℃／sec以上とする。これより
遅い冷却速度では結晶粒が大きくなり、深絞り性や異方
性に劣るので好ましくない。
【００２７】〈巻取温度〉巻取り後熱延コイル状態では
巻取温度によりε−Ｃuの析出状態が異なるため、得ら
れる強度も異なる。しかし、冷間圧延後、７５０℃以上
にて再結晶焼鈍を行う本発明では、焼鈍時にε−Ｃuの
再固溶が生じるためか、焼鈍及び合金化めっき後の強度
は巻取温度による影響を殆ど受けない。このため、本発
明における巻取温度は、熱延後に行われる酸洗性を損わ
ない７２０℃以下とする。通常は５００〜７００℃であ
り、必要な場合は室温まで冷却して巻取ってもよい。巻
取られたコイルは常法に従い酸洗によるスケールの除去
を行い、冷間圧延に供する。
巻取温度によりε−Ｃuの析出状態が異なるため、得ら
れる強度も異なる。しかし、冷間圧延後、７５０℃以上
にて再結晶焼鈍を行う本発明では、焼鈍時にε−Ｃuの
再固溶が生じるためか、焼鈍及び合金化めっき後の強度
は巻取温度による影響を殆ど受けない。このため、本発
明における巻取温度は、熱延後に行われる酸洗性を損わ
ない７２０℃以下とする。通常は５００〜７００℃であ
り、必要な場合は室温まで冷却して巻取ってもよい。巻
取られたコイルは常法に従い酸洗によるスケールの除去
を行い、冷間圧延に供する。
【００２８】〈冷間圧延率〉冷間圧延率は特に規定する
ものではないが、５０％以上、好ましくは７０〜８５％
で、高冷延率になるにつれ深絞り性は向上する。
ものではないが、５０％以上、好ましくは７０〜８５％
で、高冷延率になるにつれ深絞り性は向上する。
【００２９】〈連続焼鈍〉冷間圧延後、連続焼鈍を行う
が、本発明では、この連続焼鈍は溶融亜鉛めっきライン
以外で行う再結晶焼鈍である。溶融亜鉛めっきラインに
て再結晶焼鈍を行うとε−Ｃuの析出に必要な時間がな
いため、目標とする高強度が得られない。このため、再
結晶焼鈍は溶融亜鉛めっきラインに先立って連続焼鈍に
て行う。その際、深絞り性確保のために焼鈍温度は７５
０℃以上とする。焼鈍後は室温までの冷却或いは通常行
われている４５０℃以下での過時効処理のいずれでも良
い。なお、この連続焼鈍条件ではε−Ｃuの析出は殆ど
ない。
が、本発明では、この連続焼鈍は溶融亜鉛めっきライン
以外で行う再結晶焼鈍である。溶融亜鉛めっきラインに
て再結晶焼鈍を行うとε−Ｃuの析出に必要な時間がな
いため、目標とする高強度が得られない。このため、再
結晶焼鈍は溶融亜鉛めっきラインに先立って連続焼鈍に
て行う。その際、深絞り性確保のために焼鈍温度は７５
０℃以上とする。焼鈍後は室温までの冷却或いは通常行
われている４５０℃以下での過時効処理のいずれでも良
い。なお、この連続焼鈍条件ではε−Ｃuの析出は殆ど
ない。
【００３０】〈溶融亜鉛めっきライン〉溶融亜鉛めっき
ラインでは、ε−Ｃuの析出による高強度化と合金化溶
融亜鉛めっきを行う。ε−Ｃuの析出はめっき前の均熱
とめっき後の合金化処理温度を利用するもので、均熱は
５００〜６５０℃(板温)にて３０sec以上、合金化処理
は５００〜６５０℃(板温)にて３sec以上(通常は３〜２
０sec)を必要とする。いずれも、温度が上記範囲外では
ε−Ｃuの析出を短時間で析出できなく、目標とする高
強度が得られず、合金化処理温度が５００℃未満では合
金化が困難となり製品とならない。また、処理時間につ
いても上記下限以下では上述の理由により高強度が得ら
れない。なお、処理時間については、均熱処理と合金化
処理の合計が３０秒以上を必要とする。この後、必要に
より、調質圧延を施してもよい。
ラインでは、ε−Ｃuの析出による高強度化と合金化溶
融亜鉛めっきを行う。ε−Ｃuの析出はめっき前の均熱
とめっき後の合金化処理温度を利用するもので、均熱は
５００〜６５０℃(板温)にて３０sec以上、合金化処理
は５００〜６５０℃(板温)にて３sec以上(通常は３〜２
０sec)を必要とする。いずれも、温度が上記範囲外では
ε−Ｃuの析出を短時間で析出できなく、目標とする高
強度が得られず、合金化処理温度が５００℃未満では合
金化が困難となり製品とならない。また、処理時間につ
いても上記下限以下では上述の理由により高強度が得ら
れない。なお、処理時間については、均熱処理と合金化
処理の合計が３０秒以上を必要とする。この後、必要に
より、調質圧延を施してもよい。
【００３１】以上の製造条件により、引張強さ５０kgf
／mm2以上の高強度と深絞り性(ｒ値≧１.４)、伸びフラ
ンジ性(穴拡げ率≧１００％)の優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板をライン内にて製造することが可能である。
／mm2以上の高強度と深絞り性(ｒ値≧１.４)、伸びフラ
ンジ性(穴拡げ率≧１００％)の優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板をライン内にて製造することが可能である。
【００３２】次に本発明の実施例を示す。
【００３３】
【００３４】表１に示す化学成分の鋼(Ｎo.５を除く)に
ついて、実験室にて溶解して得たスラブを表２に示す条
件で熱間圧延、冷却、巻取り処理を行い、３.２mm厚の
熱延鋼板とした。酸洗後、この鋼板を０.８mm厚まで冷
間圧延を行った後、表２に示す条件で連続焼鈍炉による
再結晶焼鈍と溶融亜鉛めっき炉によるＣuの析出とめっ
き及び合金化処理を兼ね合せた熱処理を施した。得られ
た鋼板の引張特性、深絞り性(ｒ値）、伸びフランジ性
(穴拡げ率）、耐二次加工脆性などの調査結果を表３に
示す。
ついて、実験室にて溶解して得たスラブを表２に示す条
件で熱間圧延、冷却、巻取り処理を行い、３.２mm厚の
熱延鋼板とした。酸洗後、この鋼板を０.８mm厚まで冷
間圧延を行った後、表２に示す条件で連続焼鈍炉による
再結晶焼鈍と溶融亜鉛めっき炉によるＣuの析出とめっ
き及び合金化処理を兼ね合せた熱処理を施した。得られ
た鋼板の引張特性、深絞り性(ｒ値）、伸びフランジ性
(穴拡げ率）、耐二次加工脆性などの調査結果を表３に
示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】その結果、本発明鋼Ｎo.１〜Ｎo.４は、５
０kgf／mm2以上の高強度で深絞り性、伸びフランジ性に
優れ、−３０℃での二次加工脆性においても縦割れの発
生はみられなかった。なお、鋼Ｎo.４のＢ添加鋼では−
６０℃でも縦割れの発生はみられず、耐二次加工性は更
に優れていた。これに対し、本発明範囲外の成分鋼であ
る比較鋼Ｎo.６〜Ｎo.１２においては、上記特性のいず
れかが劣り、目的とする鋼板が得られないことが明らか
である。
０kgf／mm2以上の高強度で深絞り性、伸びフランジ性に
優れ、−３０℃での二次加工脆性においても縦割れの発
生はみられなかった。なお、鋼Ｎo.４のＢ添加鋼では−
６０℃でも縦割れの発生はみられず、耐二次加工性は更
に優れていた。これに対し、本発明範囲外の成分鋼であ
る比較鋼Ｎo.６〜Ｎo.１２においては、上記特性のいず
れかが劣り、目的とする鋼板が得られないことが明らか
である。
【００３９】また、本発明範囲の化学成分を有する鋼Ｎ
o.１について製造条件の影響を調べた。各鋼(１Ａ〜１
Ｈ)とも、化学成分は表１に示すように鋼Ｎo.１と同じ
であるが、製造条件は表２に示すように変えた。試験結
果を表３に併記する。
o.１について製造条件の影響を調べた。各鋼(１Ａ〜１
Ｈ)とも、化学成分は表１に示すように鋼Ｎo.１と同じ
であるが、製造条件は表２に示すように変えた。試験結
果を表３に併記する。
【００４０】表３より明らかなように、鋼１Ａ、１Ｂ
は、仕上温度、冷却速度が本発明範囲外であるため深絞
り性に劣り、鋼１Ｃは巻取温度が高すぎるため酸洗性に
劣る。鋼１Ｄは溶融亜鉛めっき炉にて高温の再結晶焼鈍
を行ったため、Ｃuの固溶が生じ、ε−Ｃuの析出が殆ど
なく目標強度が得られていない。鋼１Ｅは連続焼鈍での
温度が低いため、再結晶組織とならず、深絞り性、伸び
フランジ性が共に皆無である。鋼１Ｆ、１Ｇは均熱温
度、時間が本発明範囲外であるために目標強度が得られ
ていない。鋼１Ｈはすべての機械的性質を満足するもの
の、合金化温度が低いため、合金化処理が殆どできなか
った。
は、仕上温度、冷却速度が本発明範囲外であるため深絞
り性に劣り、鋼１Ｃは巻取温度が高すぎるため酸洗性に
劣る。鋼１Ｄは溶融亜鉛めっき炉にて高温の再結晶焼鈍
を行ったため、Ｃuの固溶が生じ、ε−Ｃuの析出が殆ど
なく目標強度が得られていない。鋼１Ｅは連続焼鈍での
温度が低いため、再結晶組織とならず、深絞り性、伸び
フランジ性が共に皆無である。鋼１Ｆ、１Ｇは均熱温
度、時間が本発明範囲外であるために目標強度が得られ
ていない。鋼１Ｈはすべての機械的性質を満足するもの
の、合金化温度が低いため、合金化処理が殆どできなか
った。
【００４０】次に、表１に示す化学成分を有する本発明
鋼Ｎo.５を転炉で溶製し、表１に示す条件にて実機製造
した。熱間圧延、冷間圧延での板厚は前述と同じであ
り、めっき目付量は表裏面とも４５g／m2である。各特
性の調査結果を表３に併記するが、前述の本発明鋼と同
様、加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が
得られた。
鋼Ｎo.５を転炉で溶製し、表１に示す条件にて実機製造
した。熱間圧延、冷間圧延での板厚は前述と同じであ
り、めっき目付量は表裏面とも４５g／m2である。各特
性の調査結果を表３に併記するが、前述の本発明鋼と同
様、加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が
得られた。
【００４１】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
深絞り性、伸びフランジ性等の加工性の優れた引張強さ
４５kgf／mm2以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を連続焼
鈍ライン及び溶融亜鉛めっきラインを用いて製造できる
ので、非常に安価に提供可能となるものである。
深絞り性、伸びフランジ性等の加工性の優れた引張強さ
４５kgf／mm2以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を連続焼
鈍ライン及び溶融亜鉛めっきラインを用いて製造できる
ので、非常に安価に提供可能となるものである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 2/28
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ≦０.００５
０％、Ｓi≦０.５％、Ｍn≦２.０％、Ｐ≦０.１０％、
Ｓ≦０.０１０％、Ａl:０.００５〜０.１０％、Ｎ≦０.
００４０％、Ｃu:０.５〜２.５％、Ｎi:０.２〜１.５％
を含有し、更にＴi:０.０１〜０.１０％及びＮb:０.０
０５〜０.０６％のうちの１種又は２種を含み、残部が
Ｆe及び不純物からなる鋼を溶製してスラブとし、常法
にて加熱し、仕上温度をＡr3点以上で熱間圧延を終了し
た後、平均冷却速度３０℃／sec以上にて冷却し、巻取
温度７２０℃以下にて巻取り、次いで酸洗、冷間圧延を
行い、連続焼鈍にて７５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を
施した後、引続き、溶融亜鉛めっきラインにて、均熱温
度５００〜６５０℃にて３０秒以上の加熱、めっき処
理、５００〜６５０℃にて３秒以上の合金化処理を施す
ことを特徴とする高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が更にＢ:０.０００５〜０.００
２０％を含む請求項１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23772092A JPH0657336A (ja) | 1992-08-13 | 1992-08-13 | 高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23772092A JPH0657336A (ja) | 1992-08-13 | 1992-08-13 | 高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0657336A true JPH0657336A (ja) | 1994-03-01 |
Family
ID=17019500
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23772092A Withdrawn JPH0657336A (ja) | 1992-08-13 | 1992-08-13 | 高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0657336A (ja) |
Cited By (3)
| 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 |
| KR100617807B1 (ko) * | 2004-12-27 | 2006-08-30 | 현대하이스코 주식회사 | 도금 부착성이 뛰어난 변태유기소성강의 합금화 용융아연도금강판 제조방법 |
| US8864044B2 (en) | 2009-03-31 | 2014-10-21 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Carbon dioxide coating method and device therefor |
-
1992
- 1992-08-13 JP JP23772092A patent/JPH0657336A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| 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 |
| KR100617807B1 (ko) * | 2004-12-27 | 2006-08-30 | 현대하이스코 주식회사 | 도금 부착성이 뛰어난 변태유기소성강의 합금화 용융아연도금강판 제조방법 |
| US8864044B2 (en) | 2009-03-31 | 2014-10-21 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Carbon dioxide coating method and device therefor |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19991102 |