JPH0670254B2 - 深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH0670254B2 JPH0670254B2 JP63181767A JP18176788A JPH0670254B2 JP H0670254 B2 JPH0670254 B2 JP H0670254B2 JP 63181767 A JP63181767 A JP 63181767A JP 18176788 A JP18176788 A JP 18176788A JP H0670254 B2 JPH0670254 B2 JP H0670254B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、自動車用鋼板等の使途に有用な深絞り性に
優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものであ
る。
優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものであ
る。
（従来の技術） 近年、自動車用鋼板等に使用される薄鋼板においては、
その耐食性を向上させるために、各種表面処理を施した
表面処理鋼板の需要が増大している。そのうち、溶融亜
鉛めっき鋼板は、その製造コストおよび特性からみて、
最も優れた表面処理鋼板の一つである。
その耐食性を向上させるために、各種表面処理を施した
表面処理鋼板の需要が増大している。そのうち、溶融亜
鉛めっき鋼板は、その製造コストおよび特性からみて、
最も優れた表面処理鋼板の一つである。
ところで、溶融亜鉛めっき鋼板に要求される特性として
は、優れた耐食性はもちろんのこと、深絞り性も重要な
因子である。すなわち、自動車の外板や内板は高度のプ
レス成形が施されるため、ランクフォード値（γ値）が
高く、伸びの大きな溶融亜鉛めっき鋼板が必要となる。
は、優れた耐食性はもちろんのこと、深絞り性も重要な
因子である。すなわち、自動車の外板や内板は高度のプ
レス成形が施されるため、ランクフォード値（γ値）が
高く、伸びの大きな溶融亜鉛めっき鋼板が必要となる。
このような深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法として、例えば特開昭57-29555号公報には、C:0.00
6wt％（以下単に％で示す）、N:0.0045％、Si:0.008
％、Nb:0.043％を含有する鋼を熱延後、酸洗処理を経て
冷延し、さらに連続溶融亜鉛めっきにラインにて再結晶
焼鈍とめっき処理を行うことにより＝2.0、El＝49％
程度の特性値を得る技術が、また特開昭59-74231号公報
にはC:0.003％、N:0.005％、S:0.010％、Ti:0.012％、N
b:0.007％を含有する鋼を熱延後、酸洗処理を経て冷延
し、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍と
めっき処理を行うことにより＝2.1、El＝51％程度の
特性値を得る技術がそれぞれ開示されている。
方法として、例えば特開昭57-29555号公報には、C:0.00
6wt％（以下単に％で示す）、N:0.0045％、Si:0.008
％、Nb:0.043％を含有する鋼を熱延後、酸洗処理を経て
冷延し、さらに連続溶融亜鉛めっきにラインにて再結晶
焼鈍とめっき処理を行うことにより＝2.0、El＝49％
程度の特性値を得る技術が、また特開昭59-74231号公報
にはC:0.003％、N:0.005％、S:0.010％、Ti:0.012％、N
b:0.007％を含有する鋼を熱延後、酸洗処理を経て冷延
し、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍と
めっき処理を行うことにより＝2.1、El＝51％程度の
特性値を得る技術がそれぞれ開示されている。
（発明が解決しようとする課題） これらはいずれも深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法としては優れたものであるが、最終製品に至
るまでの工程が長いので、その結果、製品を得るまでに
要するエネルギー、要員および時間が莫大なものとなる
不利があった。
の製造方法としては優れたものであるが、最終製品に至
るまでの工程が長いので、その結果、製品を得るまでに
要するエネルギー、要員および時間が莫大なものとなる
不利があった。
上述の如き従来の酸洗工程や冷延工程を経る要なしに熱
間圧延のままで優れた深絞り性を有する溶融亜鉛めっき
鋼板を得ることができる新規な方法を提案することがこ
の発明の目的である。
間圧延のままで優れた深絞り性を有する溶融亜鉛めっき
鋼板を得ることができる新規な方法を提案することがこ
の発明の目的である。
（課題を解決するための手段） まずこの発明の基礎となった研究結果からまず述べる。
C:0.001〜0.008％、Si:0.01％、Mn:0.10〜0.35％、P:0.
009〜0.015％、N:0.001〜0.008％、S:0.002〜0.02％、T
i:0.01〜0.10％およびNb:0〜0.007％の組成になる鋼を1
150℃で加熱−均熱後、粗圧延を行い、ひき続き全圧下
率90％の仕上圧延を行った。この時、仕上圧延開始温度
を調整することにより、仕上温度を600℃と一定にし
た。なお、仕上圧延は潤滑圧延とし、また熱延終了後は
水冷した。その後圧延板に830℃において40sの焼鈍処理
を施した。
C:0.001〜0.008％、Si:0.01％、Mn:0.10〜0.35％、P:0.
009〜0.015％、N:0.001〜0.008％、S:0.002〜0.02％、T
i:0.01〜0.10％およびNb:0〜0.007％の組成になる鋼を1
150℃で加熱−均熱後、粗圧延を行い、ひき続き全圧下
率90％の仕上圧延を行った。この時、仕上圧延開始温度
を調整することにより、仕上温度を600℃と一定にし
た。なお、仕上圧延は潤滑圧延とし、また熱延終了後は
水冷した。その後圧延板に830℃において40sの焼鈍処理
を施した。
焼鈍後の値におよぼす鋼成分の影響を調査した結果を
第１図に示す。値は鋼成分に強く依存し、 でかつ、Nb＝0.007％を添加することにより著しく向上
した。
第１図に示す。値は鋼成分に強く依存し、 でかつ、Nb＝0.007％を添加することにより著しく向上
した。
またC:0.002％、Si:0.01％、Mn:0.12％、P:0.011％、S:
0.010％、Al:0.052％、N:0.002％、Ti:0.063％、Nb:0.0
07％の組成になる鋼を1150℃で加熱−均熱後、粗圧延を
行い、ひき続き全圧下率90％の仕上圧延を行った。この
時、仕上圧延開始温度を調整することにより、仕上温度
を500〜900℃変化させた。なお、仕上圧延は潤滑圧延と
し、また熱延終了後は水冷した。その後圧延板に830℃
において40sの焼鈍処理を施した。
0.010％、Al:0.052％、N:0.002％、Ti:0.063％、Nb:0.0
07％の組成になる鋼を1150℃で加熱−均熱後、粗圧延を
行い、ひき続き全圧下率90％の仕上圧延を行った。この
時、仕上圧延開始温度を調整することにより、仕上温度
を500〜900℃変化させた。なお、仕上圧延は潤滑圧延と
し、また熱延終了後は水冷した。その後圧延板に830℃
において40sの焼鈍処理を施した。
得られた焼鈍板の値および熱延板のスケール厚みにお
よぼす熱延仕上温度の影響を調査した結果を第２図に示
す。熱延仕上温度を700℃以下とすることにより、値
が格段に向上し、さらにスケール厚みが３μｍ以下とな
ることが確認された。
よぼす熱延仕上温度の影響を調査した結果を第２図に示
す。熱延仕上温度を700℃以下とすることにより、値
が格段に向上し、さらにスケール厚みが３μｍ以下とな
ることが確認された。
ここにスケール厚みが３μｍ以下の場合には、通常の熱
延鋼板に施しているような酸洗は必要とせず、比較的短
い時間で酸洗が完了する軽酸洗でよいことも確認でき
た。
延鋼板に施しているような酸洗は必要とせず、比較的短
い時間で酸洗が完了する軽酸洗でよいことも確認でき
た。
本発明者らは、以上の実験結果をもとにその後研究を重
ねた結果、以下のように鋼の成分組成および製造条件を
規制することにより、深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき
鋼板が製造可能となることを見出した。その要旨は、 1.C:0.008％以下、Si:0.5％以下、 Mn:1.0％以下、 P:0.15％以下、 S:0.02％以下、 Al:0.010〜0.10％、 N:0.008％以下、Ti:0.030〜0.20％、 Nb:0.001〜0.015％を含有しかつC,N,Sの量とTiおよびNb
の添加量が、 の関係になる鋼にAr3変態点以下500℃以上の温度域で潤
滑を施しつつ、合計圧下率が80％以上で、かつ熱延仕上
温度が700℃以下になる圧延加工を施し、その後酸洗処
理が、700〜900℃、10秒〜10分間の焼鈍および溶融亜鉛
めっき処理を連続して行うことを特徴とする、深絞り性
に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ねた結果、以下のように鋼の成分組成および製造条件を
規制することにより、深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき
鋼板が製造可能となることを見出した。その要旨は、 1.C:0.008％以下、Si:0.5％以下、 Mn:1.0％以下、 P:0.15％以下、 S:0.02％以下、 Al:0.010〜0.10％、 N:0.008％以下、Ti:0.030〜0.20％、 Nb:0.001〜0.015％を含有しかつC,N,Sの量とTiおよびNb
の添加量が、 の関係になる鋼にAr3変態点以下500℃以上の温度域で潤
滑を施しつつ、合計圧下率が80％以上で、かつ熱延仕上
温度が700℃以下になる圧延加工を施し、その後酸洗処
理が、700〜900℃、10秒〜10分間の焼鈍および溶融亜鉛
めっき処理を連続して行うことを特徴とする、深絞り性
に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2.C:0.008％以下、Si:0.5％以下、 Mn:1.0％以下、 P:0.015％以下、 S:0.02％以下、 Al:0.010〜0.10％ N:0.008％以下、Ti;0.030〜0.20％、 Nb:0.001〜0.015％およびB:0.0001〜0.0010％を含有し
かつC,N,Sの量とTiおよびNbの添加量とが、 の関係になる鋼に、Ar3変態点以下500℃以上の温度域で
潤滑を施しつつ、合計圧下率が80％以上で、かつ熱延仕
上温度が700℃以下になる圧延加工を施し、その後酸洗
処理、700〜900℃、10秒〜10分間の焼鈍および溶融亜鉛
めっき処理を連続して行なうことを特徴とする、深絞り
性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
かつC,N,Sの量とTiおよびNbの添加量とが、 の関係になる鋼に、Ar3変態点以下500℃以上の温度域で
潤滑を施しつつ、合計圧下率が80％以上で、かつ熱延仕
上温度が700℃以下になる圧延加工を施し、その後酸洗
処理、700〜900℃、10秒〜10分間の焼鈍および溶融亜鉛
めっき処理を連続して行なうことを特徴とする、深絞り
性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
（作用） 以下、この発明について詳細に説明する。
（１）まず鋼成分について、 この発明においては鋼成分は重要であり、 C:0.008％以下、Si:0.5％以下、 Mn:1.0％以下、 P:0.15％以下、 S:0.02％以下、 Al:0.010〜0.10％、 N:0.008％以下、Ti:0.030〜0.20％および Nb:0.001〜0.015％を含有し、かつC,N,Sの量とTiおよび
Nbの添加量とが、 を満足するものでなければならない。さらに、２次加工
脆性改善のためには、B:0.0001〜0.0010％添加する必要
がある。
Nbの添加量とが、 を満足するものでなければならない。さらに、２次加工
脆性改善のためには、B:0.0001〜0.0010％添加する必要
がある。
鋼成分が上記の条件を満たさなければ、優れた深絞り性
を得ることができない。以下、各々の成分についての限
定理由を説明する。
を得ることができない。以下、各々の成分についての限
定理由を説明する。
（ａ）C:0.008％以下 Ｃは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しいが、その含有量が0.008％以下ではさほど悪影響を
およぼさないので0.008％以下に限定した。
しいが、その含有量が0.008％以下ではさほど悪影響を
およぼさないので0.008％以下に限定した。
（ｂ）Si:0.5％以下 Siは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加するが、その添加量が0.5％を越えると深絞り性
に悪影響をおよぼすので0.5％以下に限定した。
量添加するが、その添加量が0.5％を越えると深絞り性
に悪影響をおよぼすので0.5％以下に限定した。
（ｃ）Mn:1.0％以下 Mnは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加するが、1.0％を越えると深絞り性に悪影響をお
よぼすので1.0％以下に限定した。
量添加するが、1.0％を越えると深絞り性に悪影響をお
よぼすので1.0％以下に限定した。
（ｄ）P:0.15％以下 Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加するが、0.15％を越えると深絞り性に悪影響をお
よぼすので0.15％以下に限定した。
量添加するが、0.15％を越えると深絞り性に悪影響をお
よぼすので0.15％以下に限定した。
（ｅ）S:0.02％以下 Ｓは少なければ少ないほど、深絞り性が向上するが、0.
02％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.02％以
下に限定した。
02％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.02％以
下に限定した。
（ｆ）Al:0.010〜0.10％ Alは脱酸、炭窒化物形成元素の歩留向上のために必要に
応じて添加するが、0.010％以下では添加効果がなく、
0.10％を越えて添加しても、より一層の脱酸効果は得ら
れないので0.010〜0.10％に限定した。
応じて添加するが、0.010％以下では添加効果がなく、
0.10％を越えて添加しても、より一層の脱酸効果は得ら
れないので0.010〜0.10％に限定した。
（ｇ）N:0.008％以下 Ｎは少なければ少ないほど、深絞り性が向上するが、0.
08％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.008％
以下に限定した。
08％以下ではさほど悪影響をおよぼさないので0.008％
以下に限定した。
（ｈ）Ti:0.030〜0.20％ Tiは炭窒化物形成元素であり、鋼中の固溶（C,N）を低
減させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的に形成
させるために添加するが、その添加量が0.030％未満で
は効果がなく、一方、0.20％以上添加してもそれ以上の
効果が望め得ず、表面品質の低下につながるので、0.03
0〜0.20％に限定した。
減させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的に形成
させるために添加するが、その添加量が0.030％未満で
は効果がなく、一方、0.20％以上添加してもそれ以上の
効果が望め得ず、表面品質の低下につながるので、0.03
0〜0.20％に限定した。
（ｉ）Nb:0.001〜0.015％ Nbは炭窒化物形成元素であり、鋼中の固溶Ｃを低減させ
る効果があるとともに、仕上圧延前組織の微細化に有効
である。すなわち、たとえ鋼中の固溶（C,N）がなくて
も、仕上圧延前組織が粗大であると、圧延時に導入され
るひずみが蓄積されないため、｛111｝方位が形成され
にくくなる。一方、仕上圧延前組織が微細であると、ひ
ずみが蓄積されやすくなり、その結果｛111｝方位が優
先的に形成され、深絞り性が向上する。さらに、固溶Nb
は圧延時のひずみを蓄積する効果があることも明らかに
なった。ところでその含有量が0.001％未満では上記の
ような効果はなく、一方0.015％以上では再結晶温度が
上昇する。このためNb:0.001〜0.015％に限定した。
る効果があるとともに、仕上圧延前組織の微細化に有効
である。すなわち、たとえ鋼中の固溶（C,N）がなくて
も、仕上圧延前組織が粗大であると、圧延時に導入され
るひずみが蓄積されないため、｛111｝方位が形成され
にくくなる。一方、仕上圧延前組織が微細であると、ひ
ずみが蓄積されやすくなり、その結果｛111｝方位が優
先的に形成され、深絞り性が向上する。さらに、固溶Nb
は圧延時のひずみを蓄積する効果があることも明らかに
なった。ところでその含有量が0.001％未満では上記の
ような効果はなく、一方0.015％以上では再結晶温度が
上昇する。このためNb:0.001〜0.015％に限定した。
（ｊ）B:0.0001〜0.0010％ Ｂは耐２次加工脆性の改善に有効であり、その含有量が
0.0001％未満では効果がなく、一方0.0010％を越えて添
加すると深絞り性が劣化する。このためＢは0.0001〜0.
0010％に限定した。
0.0001％未満では効果がなく、一方0.0010％を越えて添
加すると深絞り性が劣化する。このためＢは0.0001〜0.
0010％に限定した。
（ｋ） 仕上圧延時に固溶（C,N）が存在しない場合、圧延−焼
鈍後に｛111｝方位が優先的に形成され、深絞り性が向
上する。この発明では、 とＣおよびＮに対して当量以上のTiおよびNbを添加する
ことにより、仕上圧延前に固溶（C,N）が存在しなくな
ることを見いだし、しかもその際値が向上することが
明らかになったので、 と限定した。
鈍後に｛111｝方位が優先的に形成され、深絞り性が向
上する。この発明では、 とＣおよびＮに対して当量以上のTiおよびNbを添加する
ことにより、仕上圧延前に固溶（C,N）が存在しなくな
ることを見いだし、しかもその際値が向上することが
明らかになったので、 と限定した。
（２）圧延工程について、 圧延工程はこの発明において重要であり、Ar3変態点以
下500℃以上の温度域で潤滑を施しつつ、合計圧下率が8
0％以上で、かつ熱延仕上温度が700℃以下の圧延を行う
必要がある。
下500℃以上の温度域で潤滑を施しつつ、合計圧下率が8
0％以上で、かつ熱延仕上温度が700℃以下の圧延を行う
必要がある。
Ar3変態点以上の温度域では、いくら圧延を行ってもγ
→α変態により集合組織がランダム化し、値は低いも
のしか得られない。一方、500℃以下に圧延温度を下げ
ても、より一層の値の向上は望め得ず、圧延荷重が増
大するのみであるので、圧延温度はAr3変態点以下500℃
以上とした。さらに、熱延仕上温度を700℃以下にしな
いと、圧延時に導入される加工歪量が少ないため｛11
1｝方位が優先的に形成されず、値の向上が望めな
い。さらに、たとえ圧延後水冷を施しても、スケール厚
が４μｍ以上となる。また合計圧下率が80％以上でない
と、やはり｛111｝方位が形成されない。ここに上記の
圧延は、ロールと鋼板表面との間の摩擦係数を低下さ
せ、鋼板表層部に形成される絞り性に好ましくない｛11
0｝方位を低減させる効果があるため、潤滑圧延とする
必要がある。
→α変態により集合組織がランダム化し、値は低いも
のしか得られない。一方、500℃以下に圧延温度を下げ
ても、より一層の値の向上は望め得ず、圧延荷重が増
大するのみであるので、圧延温度はAr3変態点以下500℃
以上とした。さらに、熱延仕上温度を700℃以下にしな
いと、圧延時に導入される加工歪量が少ないため｛11
1｝方位が優先的に形成されず、値の向上が望めな
い。さらに、たとえ圧延後水冷を施しても、スケール厚
が４μｍ以上となる。また合計圧下率が80％以上でない
と、やはり｛111｝方位が形成されない。ここに上記の
圧延は、ロールと鋼板表面との間の摩擦係数を低下さ
せ、鋼板表層部に形成される絞り性に好ましくない｛11
0｝方位を低減させる効果があるため、潤滑圧延とする
必要がある。
（３）軽酸洗，焼鈍および溶融亜鉛めっき工程につい
て、 この発明では、熱延板のスケール厚みは３μｍ以下と薄
いため、通常の酸洗ラインを通さずに、溶融亜鉛めっき
ラインの前処理工程として設置した軽酸洗槽にて酸洗処
理を行う。ひき続き700〜900℃で10秒〜10分間の焼鈍を
施した後、連続して溶融亜鉛めっき処理を行う。この発
明では上記のように酸洗−焼鈍−めっき処理を連続して
行うため、鋼板表面が活性化状態であり、めっき密着性
が良好となる利点があるのに対し、通常の工程を経た熱
延板を酸洗後、数時間以上放置した後、溶融亜鉛めっき
処理を施したものは、めっき密着性が劣る。なお、この
発明では通常の酸洗ラインを通った後、軽酸洗−焼鈍−
溶融亜鉛めっき処理を連続して行ってもよいし、また溶
融亜鉛めっき処理は、従来知られている合金めっき、あ
るいは非合金めっきの何れにも有利に適合する。
て、 この発明では、熱延板のスケール厚みは３μｍ以下と薄
いため、通常の酸洗ラインを通さずに、溶融亜鉛めっき
ラインの前処理工程として設置した軽酸洗槽にて酸洗処
理を行う。ひき続き700〜900℃で10秒〜10分間の焼鈍を
施した後、連続して溶融亜鉛めっき処理を行う。この発
明では上記のように酸洗−焼鈍−めっき処理を連続して
行うため、鋼板表面が活性化状態であり、めっき密着性
が良好となる利点があるのに対し、通常の工程を経た熱
延板を酸洗後、数時間以上放置した後、溶融亜鉛めっき
処理を施したものは、めっき密着性が劣る。なお、この
発明では通常の酸洗ラインを通った後、軽酸洗−焼鈍−
溶融亜鉛めっき処理を連続して行ってもよいし、また溶
融亜鉛めっき処理は、従来知られている合金めっき、あ
るいは非合金めっきの何れにも有利に適合する。
（実施例） 表１に示す組成になる鋼スラブを1000℃で加熱−均熱し
た後、表２に示す熱延条件に従い粗圧延、さらに仕上圧
延を行ない板厚1.0mmの熱延板に仕上げ、その後水冷し
た。
た後、表２に示す熱延条件に従い粗圧延、さらに仕上圧
延を行ない板厚1.0mmの熱延板に仕上げ、その後水冷し
た。
次に得られた熱延板に、酸洗および冷延工程を経ずに、
まず溶融亜鉛めっきラインの前処理工程で軽酸洗を、ひ
き続きライン内焼鈍において、830℃,40sの焼鈍処理を
施し次いで連続して溶融亜鉛めっき処理を施し、得られ
た溶融亜鉛めっき鋼板の材料特性について調査した。そ
の結果を表２に示す。なおNo.8については、スケール厚
が３μｍより厚いため、通常の酸洗処理を施した後、め
っきラインに通した。この時のめっきの種類は、合金化
処理を施した合金めっきと非合金めっきの２種類で行っ
た。また引張特性は、JIS5号引張試験片を使用して測定
し、ｒ値は15％引張予歪を与えた後、３点法にて測定
し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に45°）、
Ｃ方向（圧延方向90°）方向の平均値 ＝（rL＋２×rD＋rC）/4、 として求め、耐２次加工脆性の評価としては、限界絞り
比3.8にて加工した円筒型サンプルを−50℃に冷却した
後、圧潰試験を行い、脆性割れの発生の有無にて評価し
た。
まず溶融亜鉛めっきラインの前処理工程で軽酸洗を、ひ
き続きライン内焼鈍において、830℃,40sの焼鈍処理を
施し次いで連続して溶融亜鉛めっき処理を施し、得られ
た溶融亜鉛めっき鋼板の材料特性について調査した。そ
の結果を表２に示す。なおNo.8については、スケール厚
が３μｍより厚いため、通常の酸洗処理を施した後、め
っきラインに通した。この時のめっきの種類は、合金化
処理を施した合金めっきと非合金めっきの２種類で行っ
た。また引張特性は、JIS5号引張試験片を使用して測定
し、ｒ値は15％引張予歪を与えた後、３点法にて測定
し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に45°）、
Ｃ方向（圧延方向90°）方向の平均値 ＝（rL＋２×rD＋rC）/4、 として求め、耐２次加工脆性の評価としては、限界絞り
比3.8にて加工した円筒型サンプルを−50℃に冷却した
後、圧潰試験を行い、脆性割れの発生の有無にて評価し
た。
表２により明らかなようにこの発明に従って製造した熱
延鋼板は、従来の酸洗工程および冷延工程を省略しても
良好な深絞り性を有することが確かめられた。
延鋼板は、従来の酸洗工程および冷延工程を省略しても
良好な深絞り性を有することが確かめられた。
（発明の効果） この発明によれば、深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼
板を酸洗工程および冷延工程を省略して製造することが
可能で大幅なコストダウンを実現できる。
板を酸洗工程および冷延工程を省略して製造することが
可能で大幅なコストダウンを実現できる。
第１図は鋼成分の値におよぼす影響を示すグラフ、 第２図は熱延仕上げ温度の値およびスケール厚におよ
ぼす影響を示すグラフである。
ぼす影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 角山 浩三 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.008wt％以下、Si:0.5wt％以下、 Mn:1.0wt％以下、 P:0.15wt％以下、 S:0.02wt％以下、 Al:0.010〜0.10wt％、 N:0.008wt％以下、Ti:0.030〜0.20wt％ およびNb:0.001〜0.015wt％を含有し、かつC,N,Sの量と
TiおよびNbの添加量とが、 の関係になる鋼に、Ar3変態点以下500℃以上の温度域で
潤滑を施しつつ、合計圧下率が80％以上で、かつ熱延仕
上温度が700℃以下になる圧延加工を施し、その後酸洗
処理、700〜900℃、10秒〜10分間の焼鈍および溶融亜鉛
めっき処理を連続して行なうことを特徴とする、深絞り
性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】C:0.008wt％以下、Si:0.5wt％以下、 Mn:1.0wt％以下、 P:0.15wt％以下、 S:0.02wt％以下、 Al:0.010〜0.10wt％、 N:0.008wt％以下、Ti:0.030〜0.20wt％、 Nb:0.001〜0.015wt％およびB:0.0001〜0.0010wt％を含
有しかつC,N,Sの量とTiおよびNbの添加量とが、 の関係になる鋼に、Ar3変態点以下500℃以上の温度域で
潤滑を施しつつ、合計圧下率が80％以上で、かつ熱延仕
上温度が700℃以下になる圧延加工を施し、その後酸洗
処理、700〜900℃、10秒〜10分間の焼鈍および溶融亜鉛
めっき処理を連続して行なうことを特徴とする、深絞り
性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63181767A JPH0670254B2 (ja) | 1988-07-22 | 1988-07-22 | 深絞り性に優れた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 |
|---|---|---|---|
| JP63181767A JPH0670254B2 (ja) | 1988-07-22 | 1988-07-22 | 深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0234722A JPH0234722A (ja) | 1990-02-05 |
| JPH0670254B2 true JPH0670254B2 (ja) | 1994-09-07 |
Family
ID=16106531
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63181767A Expired - Fee Related JPH0670254B2 (ja) | 1988-07-22 | 1988-07-22 | 深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0670254B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
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| JP2619550B2 (ja) * | 1990-03-20 | 1997-06-11 | 川崎製鉄株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2616257B2 (ja) * | 1991-01-07 | 1997-06-04 | 日本鋼管株式会社 | 成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
| US5997664A (en) * | 1996-04-01 | 1999-12-07 | Nkk Corporation | Method for producing galvanized steel sheet |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS5974231A (ja) * | 1982-10-20 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | 超深絞性溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法 |
| JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
| JPS61133322A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS61246344A (ja) * | 1985-04-22 | 1986-11-01 | Kawasaki Steel Corp | 耐２次加工脆性に優れる超深絞り用冷延鋼板 |
| JPS63111125A (ja) * | 1986-10-29 | 1988-05-16 | Kawasaki Steel Corp | スケ−ル密着性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-07-22 JP JP63181767A patent/JPH0670254B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (6)
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| JPS63111125A (ja) * | 1986-10-29 | 1988-05-16 | Kawasaki Steel Corp | スケ−ル密着性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0234722A (ja) | 1990-02-05 |
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