JPH0718336A - 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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- JPH0718336A JPH0718336A JP19096693A JP19096693A JPH0718336A JP H0718336 A JPH0718336 A JP H0718336A JP 19096693 A JP19096693 A JP 19096693A JP 19096693 A JP19096693 A JP 19096693A JP H0718336 A JPH0718336 A JP H0718336A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 面内異方性が小さく，かつ優れた深絞り性を
有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｓをｍａｓｓ％で０.００５〜０.０１２％含
有する極低炭素Ｔｉ添加鋼を，連続鋳造後１１００〜１
４００℃の温度範囲において平均冷却速度５〜５０℃／
ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブとし，該スラブを
１０８０〜１２００℃で６０ｍｉｎ以上加熱して９８０
〜１０５０℃で粗圧延を完了し，更に８９０〜９５０℃
で仕上げ圧延を完了した後に，６００〜７００℃の温度
で巻取り，脱スケール処理と冷間圧延をした後，連続溶
融亜鉛めっきラインにおいて亜鉛めっきする。
有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｓをｍａｓｓ％で０.００５〜０.０１２％含
有する極低炭素Ｔｉ添加鋼を，連続鋳造後１１００〜１
４００℃の温度範囲において平均冷却速度５〜５０℃／
ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブとし，該スラブを
１０８０〜１２００℃で６０ｍｉｎ以上加熱して９８０
〜１０５０℃で粗圧延を完了し，更に８９０〜９５０℃
で仕上げ圧延を完了した後に，６００〜７００℃の温度
で巻取り，脱スケール処理と冷間圧延をした後，連続溶
融亜鉛めっきラインにおいて亜鉛めっきする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，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。
亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】溶融亜鉛めっき鋼板は高い耐食性を有し
ており，自動車や家電製品に広く使用されている。しか
し，その使用に際し，溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成型
が行われるから，溶融亜鉛めっき鋼板は優れた加工性も
兼ね備えていなければならない。鋼板の機械的性質とし
て高いプレス成形性を得るためには，伸びと，深絞り性
の指標であるｒ値（ランクフォード値）がともに高いこ
とが必須の条件である。
ており，自動車や家電製品に広く使用されている。しか
し，その使用に際し，溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成型
が行われるから，溶融亜鉛めっき鋼板は優れた加工性も
兼ね備えていなければならない。鋼板の機械的性質とし
て高いプレス成形性を得るためには，伸びと，深絞り性
の指標であるｒ値（ランクフォード値）がともに高いこ
とが必須の条件である。
【０００３】これらの要求を満たす鋼として極低炭素Ｔ
ｉ添加鋼をベースとした溶融亜鉛めっき鋼板が開発され
ている。極低炭素Ｔｉ添加鋼は鋼中のＣ，Ｍｎ，Ｐ等の
不純物が少なく，さらに炭化物形成元素であるＴｉを添
加しているため，鋼中に含まれる固溶Ｃが無く，時効性
も低いといった性質を有している。また，極低炭素Ｔｉ
添加鋼に溶融亜鉛めっきラインの熱サイクルを施して再
結晶焼鈍させても，高い伸びとｒ値を示すことができ
る。従って，溶融亜鉛めっき鋼板が開発されたことによ
って，優れた加工性を有する亜鉛めっき鋼板の大量生産
が可能となっている。
ｉ添加鋼をベースとした溶融亜鉛めっき鋼板が開発され
ている。極低炭素Ｔｉ添加鋼は鋼中のＣ，Ｍｎ，Ｐ等の
不純物が少なく，さらに炭化物形成元素であるＴｉを添
加しているため，鋼中に含まれる固溶Ｃが無く，時効性
も低いといった性質を有している。また，極低炭素Ｔｉ
添加鋼に溶融亜鉛めっきラインの熱サイクルを施して再
結晶焼鈍させても，高い伸びとｒ値を示すことができ
る。従って，溶融亜鉛めっき鋼板が開発されたことによ
って，優れた加工性を有する亜鉛めっき鋼板の大量生産
が可能となっている。
【０００４】そして従来，以上のような極低炭素Ｔｉ添
加亜鉛めっき鋼に関して，例えば特開昭５８−１１０６
５９号，特開昭５９−７４２３１号，特開昭５９−１９
０３３２号，特公平１−３７４５５号，特開平１−３１
９６６０号，特開平２−３４７２２号等，種々の提案が
なされている。
加亜鉛めっき鋼に関して，例えば特開昭５８−１１０６
５９号，特開昭５９−７４２３１号，特開昭５９−１９
０３３２号，特公平１−３７４５５号，特開平１−３１
９６６０号，特開平２−３４７２２号等，種々の提案が
なされている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし，従来の溶融亜
鉛めっき鋼板は，何れも圧延方向と４５°をなす方向の
機械的性質，特にｒ値が０°または９０°の方向のｒ値
に比べて低いという，面内異方性の問題を生じていた。
鉛めっき鋼板は，何れも圧延方向と４５°をなす方向の
機械的性質，特にｒ値が０°または９０°の方向のｒ値
に比べて低いという，面内異方性の問題を生じていた。
【０００６】本発明は以上のような状況を踏まえ，ｒ値
の面内異方性が小さく，極めて高い平均ｒ値と伸びを示
し，しかも，安定した非時効性をも備えた深絞り性に優
れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供するものであ
る。
の面内異方性が小さく，極めて高い平均ｒ値と伸びを示
し，しかも，安定した非時効性をも備えた深絞り性に優
れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供するものであ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】すなわち，本発明の要旨
とするところは，ｍａｓｓ％で Ｃ ：０.００２％以下 Ｓｉ：０.０８％以下 Ｍｎ：０.２％以下 Ｐ ：０.０１５％以下 Ｓ ：０.００５〜０.０１２％ ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５〜０.１％ Ｎ ：０.００３％以下 を含有すると共に，Ｔｉを
とするところは，ｍａｓｓ％で Ｃ ：０.００２％以下 Ｓｉ：０.０８％以下 Ｍｎ：０.２％以下 Ｐ ：０.０１５％以下 Ｓ ：０.００５〜０.０１２％ ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５〜０.１％ Ｎ ：０.００３％以下 を含有すると共に，Ｔｉを
【数１】を満たす範囲で含有し，更に場合により，０.
０４〜０.２０％のＣｒを含有すると共に，Ｚｒ，Ｍ
ｏ，Ｗのうちの一種または二種を０.０１〜０.０７％の
範囲で含有し，残部はＦｅおよび不可避的不純物よりな
る鋼を，連続鋳造後１１００〜１４００℃において平均
冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のス
ラブとし，このスラブを１０８０〜１２００℃の加熱炉
で６０ｍｉｎ以上加熱して９８０〜１０５０℃で粗圧延
を完了し，更に８９０〜９５０℃で仕上げ圧延を完了し
た後に６００〜７００℃の温度で巻取り，脱スケールと
冷間圧延をした後，連続溶融亜鉛めっきラインにおいて
亜鉛めっきを施す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。
０４〜０.２０％のＣｒを含有すると共に，Ｚｒ，Ｍ
ｏ，Ｗのうちの一種または二種を０.０１〜０.０７％の
範囲で含有し，残部はＦｅおよび不可避的不純物よりな
る鋼を，連続鋳造後１１００〜１４００℃において平均
冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のス
ラブとし，このスラブを１０８０〜１２００℃の加熱炉
で６０ｍｉｎ以上加熱して９８０〜１０５０℃で粗圧延
を完了し，更に８９０〜９５０℃で仕上げ圧延を完了し
た後に６００〜７００℃の温度で巻取り，脱スケールと
冷間圧延をした後，連続溶融亜鉛めっきラインにおいて
亜鉛めっきを施す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。
【０００８】
【作用】以下，本発明について詳細に説明する。本発明
者らは，上記の課題解決を図るべく鋼成分について広汎
な研究を行った結果，Ｓ含有量をｍａｓｓ％で０.００
５〜０.０１２％に設定した極低炭素Ｔｉ添加鋼の製造
工程において，鋳造後のスラブの冷却速度，熱間圧延の
加熱温度，仕上げ温度，及び巻取り温度を制御すること
により，機械的性質，特にｒ値の面内異方性を小さくで
き，安定した非時効性と極めて高い加工性を亜鉛めっき
鋼板に付与することができるという知見を得た。
者らは，上記の課題解決を図るべく鋼成分について広汎
な研究を行った結果，Ｓ含有量をｍａｓｓ％で０.００
５〜０.０１２％に設定した極低炭素Ｔｉ添加鋼の製造
工程において，鋳造後のスラブの冷却速度，熱間圧延の
加熱温度，仕上げ温度，及び巻取り温度を制御すること
により，機械的性質，特にｒ値の面内異方性を小さくで
き，安定した非時効性と極めて高い加工性を亜鉛めっき
鋼板に付与することができるという知見を得た。
【０００９】先ず，本発明鋼の成分から説明する。Ｃは
深絞り性及び延性を向上させるためには少ないほど好ま
しく，またｒ値の面内異方性を小さくするためにも少な
いほどよい。しかし，Ｃの含有量が０.００２％以下で
あれば機械的性質に特に悪影響は及ぼさない。よって，
Ｃの含有量をｍａｓｓ％で０.００２％以下とした。
深絞り性及び延性を向上させるためには少ないほど好ま
しく，またｒ値の面内異方性を小さくするためにも少な
いほどよい。しかし，Ｃの含有量が０.００２％以下で
あれば機械的性質に特に悪影響は及ぼさない。よって，
Ｃの含有量をｍａｓｓ％で０.００２％以下とした。
【００１０】Ｓｉは鋼を強化させる作用があり，Ｓｉの
含有量が増加すると深絞り性が劣化する関係にある。し
かし，Ｓｉの含有量が０.０８％以下であれば所望の機
械的性質とめっき性を得ることができる。よって，Ｓｉ
の含有量をｍａｓｓ％で０.０８％以下とした。
含有量が増加すると深絞り性が劣化する関係にある。し
かし，Ｓｉの含有量が０.０８％以下であれば所望の機
械的性質とめっき性を得ることができる。よって，Ｓｉ
の含有量をｍａｓｓ％で０.０８％以下とした。
【００１１】Ｍｎは脱酸材として有効な元素である。Ｍ
ｎにはＳｉと同様に鋼を強化させる作用があり，Ｍｎの
含有量が増加すると深絞り性が劣化する関係にあるが，
含有量が０.２％以下であれば所望の機械的性質を得る
ことができるため，Ｍｎの含有量をｍａｓｓ％で０.２
％以下とした。
ｎにはＳｉと同様に鋼を強化させる作用があり，Ｍｎの
含有量が増加すると深絞り性が劣化する関係にあるが，
含有量が０.２％以下であれば所望の機械的性質を得る
ことができるため，Ｍｎの含有量をｍａｓｓ％で０.２
％以下とした。
【００１２】ＰもＭｎやＳｉと同様に鋼を強化する作用
があり，同様にＰの含有量が増加すると深絞り性が劣化
する関係にあるが，含有量が０.０１５％以下であれば
所望の機械的性質を得ることができるため，Ｐの含有量
をｍａｓｓ％で０.０１５％以下とした。
があり，同様にＰの含有量が増加すると深絞り性が劣化
する関係にあるが，含有量が０.０１５％以下であれば
所望の機械的性質を得ることができるため，Ｐの含有量
をｍａｓｓ％で０.０１５％以下とした。
【００１３】Ｓは本発明において欠くことのできない重
要な元素である。Ｓの含有量が０.００５％未満の場
合，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2の析出量が少なくなり，それに伴って
微細なＴｉＣが増加する。また，ＣとＴｉの結合開始温
度が低温に遷移し，Ｃが化合物として析出しにくくな
り，固溶Ｃになりやすい。一方，Ｓの含有量が０.０１
２％を越えると，ＴｉＳとして析出させるためのＴｉ添
加量を増加しなければならなくなり，再結晶温度の上昇
をもたらすばかりか深絞り性に対しても悪影響を及ぼす
ため，Ｓの含有量をｍａｓｓ％で０.００５〜０.０１２
％とした。
要な元素である。Ｓの含有量が０.００５％未満の場
合，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2の析出量が少なくなり，それに伴って
微細なＴｉＣが増加する。また，ＣとＴｉの結合開始温
度が低温に遷移し，Ｃが化合物として析出しにくくな
り，固溶Ｃになりやすい。一方，Ｓの含有量が０.０１
２％を越えると，ＴｉＳとして析出させるためのＴｉ添
加量を増加しなければならなくなり，再結晶温度の上昇
をもたらすばかりか深絞り性に対しても悪影響を及ぼす
ため，Ｓの含有量をｍａｓｓ％で０.００５〜０.０１２
％とした。
【００１４】Ａｌは脱酸材として加えられるが，Ｔｉの
歩留まりをよくするためには０.００５％以上の添加が
必要である。しかし，０.１％を越えるＡｌを添加して
も脱酸材としての効果は変わらないので，Ａｌの含有量
をｍａｓｓ％で０.００５〜０.１％とした。
歩留まりをよくするためには０.００５％以上の添加が
必要である。しかし，０.１％を越えるＡｌを添加して
も脱酸材としての効果は変わらないので，Ａｌの含有量
をｍａｓｓ％で０.００５〜０.１％とした。
【００１５】ＮはＴｉＮとして固定されるが，Ｎの含有
量が多いとＴｉ量も増加するので，Ｎの含有量をｍａｓ
ｓ％で０.００３％以下とした。
量が多いとＴｉ量も増加するので，Ｎの含有量をｍａｓ
ｓ％で０.００３％以下とした。
【００１６】ＣｒはＴｉと複合添加することにより，深
絞り性，張り出し性を向上させる作用を発揮する。しか
し，Ｃｒの含有量が０.０４％未満ではかかる効果を充
分に発揮できない。一方，Ｃｒの含有量が０.２０％を
超えるとこの効果が飽和するばかりか製造原価を高める
こととなる。そこで，必要に応じてｍａｓｓ％で０.０
４〜０.２０％のＣｒを含有することとした。
絞り性，張り出し性を向上させる作用を発揮する。しか
し，Ｃｒの含有量が０.０４％未満ではかかる効果を充
分に発揮できない。一方，Ｃｒの含有量が０.２０％を
超えるとこの効果が飽和するばかりか製造原価を高める
こととなる。そこで，必要に応じてｍａｓｓ％で０.０
４〜０.２０％のＣｒを含有することとした。
【００１７】Ｔｉは，Ｃ，Ｓ，ＮをＴｉ化合物として析
出させるために，Ｃ，Ｓ，Ｎの含有量の原子当量以上の
Ｔｉを含有する必要があり，また，巻取り時に微細に析
出したＴｉＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させるためには，さ
らに０.０１％以上のＴｉを余計に含有する必要があ
る。しかし，Ｔｉを多量に添加すると冷延鋼板の再結晶
温度を上昇させ，そればかりか深絞り性に対しても悪影
響を及ぼすため，Ｔｉの含有量をｍａｓｓ％で
出させるために，Ｃ，Ｓ，Ｎの含有量の原子当量以上の
Ｔｉを含有する必要があり，また，巻取り時に微細に析
出したＴｉＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させるためには，さ
らに０.０１％以上のＴｉを余計に含有する必要があ
る。しかし，Ｔｉを多量に添加すると冷延鋼板の再結晶
温度を上昇させ，そればかりか深絞り性に対しても悪影
響を及ぼすため，Ｔｉの含有量をｍａｓｓ％で
【数１】とした。
【００１８】Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種を，
０.０１％以上添加すると，巻取り処理中のＴｉＣから
Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2への変態が促進され，ｒ値の面内異方性の
改善に有効である。しかし，０.０７％を超える量を添
加してもその効果は変わらない。そこで，必要に応じて
Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗのうちの一種または二種を０.０１〜０.
０７％の範囲で含有させることとした。なお，他はＦｅ
及び不可避的不純物からなる成分である。
０.０１％以上添加すると，巻取り処理中のＴｉＣから
Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2への変態が促進され，ｒ値の面内異方性の
改善に有効である。しかし，０.０７％を超える量を添
加してもその効果は変わらない。そこで，必要に応じて
Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗのうちの一種または二種を０.０１〜０.
０７％の範囲で含有させることとした。なお，他はＦｅ
及び不可避的不純物からなる成分である。
【００１９】以上の成分よりなる鋼を，連続鋳造後１１
００〜１４００℃において平均冷却速度５〜５０℃／ｍ
ｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブとする。鋳造後のス
ラブの冷却速度が５０℃／ｍｉｎを越える範囲であると
鋼中のＴｉＳの析出が十分に進行せず，また５℃／ｍｉ
ｎ未満であると製造ラインの遅滞による生産性の低下を
まねくので，平均冷却速度は５〜５０℃／ｍｉｎとし
た。
００〜１４００℃において平均冷却速度５〜５０℃／ｍ
ｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブとする。鋳造後のス
ラブの冷却速度が５０℃／ｍｉｎを越える範囲であると
鋼中のＴｉＳの析出が十分に進行せず，また５℃／ｍｉ
ｎ未満であると製造ラインの遅滞による生産性の低下を
まねくので，平均冷却速度は５〜５０℃／ｍｉｎとし
た。
【００２０】こうして得たスラブを１０８０〜１２００
℃の温度範囲で６０ｍｉｎ以上加熱し，ＴｉＳを析出核
とするＴｉ4Ｃ2Ｓ2の析出を開始させる。加熱温度が１
２００℃を越えるとＴｉ4Ｃ2Ｓ2が析出しないため，加
熱温度の上限を１２００℃とする。また，加熱温度が１
０８０℃未満であると，仕上げ圧延をオーステナイト域
で行なうことが困難となるため，加熱温度の下限は１０
８０℃とする。このスラブを９８０〜１０５０℃の温度
範囲で粗圧延を完了させ，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2を充分に析出さ
せる。なお，スラブを熱間圧延に供する場合，鋳造後５
００℃以下まで放冷して温片として再び加熱炉に装入し
ても良いし，また，８００℃以上の熱片を直ちに加熱炉
に装入しても構わない。
℃の温度範囲で６０ｍｉｎ以上加熱し，ＴｉＳを析出核
とするＴｉ4Ｃ2Ｓ2の析出を開始させる。加熱温度が１
２００℃を越えるとＴｉ4Ｃ2Ｓ2が析出しないため，加
熱温度の上限を１２００℃とする。また，加熱温度が１
０８０℃未満であると，仕上げ圧延をオーステナイト域
で行なうことが困難となるため，加熱温度の下限は１０
８０℃とする。このスラブを９８０〜１０５０℃の温度
範囲で粗圧延を完了させ，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2を充分に析出さ
せる。なお，スラブを熱間圧延に供する場合，鋳造後５
００℃以下まで放冷して温片として再び加熱炉に装入し
ても良いし，また，８００℃以上の熱片を直ちに加熱炉
に装入しても構わない。
【００２１】さらに８９０〜９５０℃の温度範囲で仕上
げ圧延を完了し，Ａｒ3変態直前のオーステナイト結晶
粒を微細にすることにより，変態後のフェライト結晶粒
径を微細にさせる。マトリックスがフェライトに変態す
ることに伴ってＴｉＣが析出するが，６００〜７００℃
の温度で巻取り処理を行うことにより析出したＴｉＣを
Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させる。なお，巻取り温度が６００
℃未満であると，ＴｉＣからＴｉ4Ｃ2Ｓ2への変態が起
こらないため，巻取り温度の下限を６００℃とする。ま
た，巻取り温度が７００℃を越えると，鋼板表面にスケ
ールが厚く付着し，熱延板の酸洗性が劣化して生産性が
低下するので，巻取り温度の上限は７００℃とした。
げ圧延を完了し，Ａｒ3変態直前のオーステナイト結晶
粒を微細にすることにより，変態後のフェライト結晶粒
径を微細にさせる。マトリックスがフェライトに変態す
ることに伴ってＴｉＣが析出するが，６００〜７００℃
の温度で巻取り処理を行うことにより析出したＴｉＣを
Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させる。なお，巻取り温度が６００
℃未満であると，ＴｉＣからＴｉ4Ｃ2Ｓ2への変態が起
こらないため，巻取り温度の下限を６００℃とする。ま
た，巻取り温度が７００℃を越えると，鋼板表面にスケ
ールが厚く付着し，熱延板の酸洗性が劣化して生産性が
低下するので，巻取り温度の上限は７００℃とした。
【００２２】かかる方法によって得られた熱延コイルを
脱スケール処理した後，冷間圧延を行う。冷間圧延の圧
下率は７０％以上であれば特に限定する必要はないが，
製品の板厚等に鑑みて圧下率を７５〜９０％の範囲とす
ると高い深絞り性が得られ好ましい。
脱スケール処理した後，冷間圧延を行う。冷間圧延の圧
下率は７０％以上であれば特に限定する必要はないが，
製品の板厚等に鑑みて圧下率を７５〜９０％の範囲とす
ると高い深絞り性が得られ好ましい。
【００２３】こうして冷間圧延をした後，連続溶融亜鉛
めっきラインの還元焼鈍炉において再結晶焼鈍を行い，
溶融亜鉛めっきを行って亜鉛と母材の合金化処理を行
う。再結晶焼鈍の温度は，再結晶温度以上のものであれ
ば特に限定する必要はないが，８００℃以上とすると高
い深絞り性が得られ好ましい。なお，合金化処理の後に
調質圧延処理，潤滑材の塗布等を必要に応じて行っても
よい。
めっきラインの還元焼鈍炉において再結晶焼鈍を行い，
溶融亜鉛めっきを行って亜鉛と母材の合金化処理を行
う。再結晶焼鈍の温度は，再結晶温度以上のものであれ
ば特に限定する必要はないが，８００℃以上とすると高
い深絞り性が得られ好ましい。なお，合金化処理の後に
調質圧延処理，潤滑材の塗布等を必要に応じて行っても
よい。
【００２４】以上の本発明方法により優れた加工性を有
する亜鉛めっき鋼板を製造できるのは，熱延過程でＴｉ
の硫化物を有効に利用することによって，ｒ値の面内異
方性の原因となる微細なＴｉＣを減少させているからで
ある。即ち，連続鋳造後のスラブの冷却過程で鋼中Ｔｉ
Ｓを析出させ，その後の熱間圧延の加熱温度から仕上げ
圧延の温度範囲において，この析出したＴｉＳを核とす
るＴｉ4Ｃ2Ｓ2を析出させることによって，ＴｉＣとし
て固定されるＣ量を減少することができるのである。な
お，通常の熱延処理において冷却する場合，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ
2の析出温度範囲での冷却速度が速いため，Ｃの固溶限
が広いオーステナイト中でＣを完全にＴｉ4Ｃ2Ｓ2とし
て固定することができない。そこで，仕上げ圧延終了
後，オーステナイトからフェライトへのマトリックスの
変態を利用し，残存した固溶状態のＣをＴｉの炭化物と
する。変態直後に析出するＴｉ炭化物は微細なＴｉＣで
あるが，巻取り処理により鋼板の温度を高温に保つこと
で，このＴｉＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させ，微細なＴｉ
Ｃの析出量を減少させることができる。
する亜鉛めっき鋼板を製造できるのは，熱延過程でＴｉ
の硫化物を有効に利用することによって，ｒ値の面内異
方性の原因となる微細なＴｉＣを減少させているからで
ある。即ち，連続鋳造後のスラブの冷却過程で鋼中Ｔｉ
Ｓを析出させ，その後の熱間圧延の加熱温度から仕上げ
圧延の温度範囲において，この析出したＴｉＳを核とす
るＴｉ4Ｃ2Ｓ2を析出させることによって，ＴｉＣとし
て固定されるＣ量を減少することができるのである。な
お，通常の熱延処理において冷却する場合，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ
2の析出温度範囲での冷却速度が速いため，Ｃの固溶限
が広いオーステナイト中でＣを完全にＴｉ4Ｃ2Ｓ2とし
て固定することができない。そこで，仕上げ圧延終了
後，オーステナイトからフェライトへのマトリックスの
変態を利用し，残存した固溶状態のＣをＴｉの炭化物と
する。変態直後に析出するＴｉ炭化物は微細なＴｉＣで
あるが，巻取り処理により鋼板の温度を高温に保つこと
で，このＴｉＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させ，微細なＴｉ
Ｃの析出量を減少させることができる。
【００２５】
【実施例】以下，本発明の実施例を説明する。表１は，
鋼成分が本発明の範囲内にある発明鋼１〜３と，鋼成分
が本発明の範囲外である比較鋼４〜６の化学成分を示し
たものである。
鋼成分が本発明の範囲内にある発明鋼１〜３と，鋼成分
が本発明の範囲外である比較鋼４〜６の化学成分を示し
たものである。
【００２６】
【表１】
【００２７】これら発明鋼１〜３及び比較鋼４〜６をそ
れぞれ連続鋳造し，１１００〜１４００℃において平均
冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して，熱間圧延用の
スラブを製造した。これらのスラブを一度６００℃以下
まで放冷した後，熱延用加熱炉において加熱する方法
と，鋳造後に熱片のまま直ちに熱延用加熱炉に装入する
方法を適宜行って，表２に示す条件で熱間圧延した。そ
して，酸洗後７５％の圧下率で冷間圧延を行い，次いで
連続溶融めっきラインの還元焼鈍炉において８５０℃で
均熱処理し，その後，溶融亜鉛めっきを施して合金化処
理を行うことにより，熱延加熱温度，粗圧延完了温度，
仕上げ圧延温度，及び巻取り温度のそれぞれが本発明範
囲内にある発明鋼板１〜６と，それら温度の内少なくと
も一つが本発明の範囲外である比較鋼板７〜１２の溶融
亜鉛めっき鋼板を製造した。
れぞれ連続鋳造し，１１００〜１４００℃において平均
冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して，熱間圧延用の
スラブを製造した。これらのスラブを一度６００℃以下
まで放冷した後，熱延用加熱炉において加熱する方法
と，鋳造後に熱片のまま直ちに熱延用加熱炉に装入する
方法を適宜行って，表２に示す条件で熱間圧延した。そ
して，酸洗後７５％の圧下率で冷間圧延を行い，次いで
連続溶融めっきラインの還元焼鈍炉において８５０℃で
均熱処理し，その後，溶融亜鉛めっきを施して合金化処
理を行うことにより，熱延加熱温度，粗圧延完了温度，
仕上げ圧延温度，及び巻取り温度のそれぞれが本発明範
囲内にある発明鋼板１〜６と，それら温度の内少なくと
も一つが本発明の範囲外である比較鋼板７〜１２の溶融
亜鉛めっき鋼板を製造した。
【００２８】
【表２】
【００２９】これら発明鋼板１〜６及び比較鋼板７〜１
２のそれぞれに０.８％以下の調質圧延を実施し，伸び
（Ｔ．Ｅｌ）と平均ｒ値を測定して加工性の評価を行う
と共に，時効指数（ＡＩ）を測定して，鋼板の耐時効性
に対する評価を行った。平均ｒ値は圧延方向に対し０
゜，４５゜，９０゜の方向におけるｒ値を用いて， 平均ｒ値 ＝（ｒ0゜＋２ｒ45゜＋ｒ90゜）／４ として算出した。その結果を表３に示した。
２のそれぞれに０.８％以下の調質圧延を実施し，伸び
（Ｔ．Ｅｌ）と平均ｒ値を測定して加工性の評価を行う
と共に，時効指数（ＡＩ）を測定して，鋼板の耐時効性
に対する評価を行った。平均ｒ値は圧延方向に対し０
゜，４５゜，９０゜の方向におけるｒ値を用いて， 平均ｒ値 ＝（ｒ0゜＋２ｒ45゜＋ｒ90゜）／４ として算出した。その結果を表３に示した。
【００３０】
【表３】
【００３１】表３から本発明方法によって製造された発
明鋼板１〜６は，何れも伸びが５１％以上で平均ｒ値も
２.１以上となり，非常に優れた加工性を備えているこ
とが分かる。また，圧延方向と４５°をなす方向のｒ値
も１.７以上となり，面内異方性も非常に小さいことが
分かる。また，発明鋼板１〜６の時効指数（ＡＩ）は何
れも０Ｎ／ｍｍ2であり，耐時効性も極めて優れている
ことが分かる。
明鋼板１〜６は，何れも伸びが５１％以上で平均ｒ値も
２.１以上となり，非常に優れた加工性を備えているこ
とが分かる。また，圧延方向と４５°をなす方向のｒ値
も１.７以上となり，面内異方性も非常に小さいことが
分かる。また，発明鋼板１〜６の時効指数（ＡＩ）は何
れも０Ｎ／ｍｍ2であり，耐時効性も極めて優れている
ことが分かる。
【００３２】一方，比較鋼板７〜１２は何れも面内異方
性が大きく，平均ｒ値も全体的に１.７以下と低かっ
た。また，化学成分が本発明の範囲外である比較鋼板１
０，１１，１２は耐時効性，面内異方性，伸びのほとん
どおいて劣っていた。
性が大きく，平均ｒ値も全体的に１.７以下と低かっ
た。また，化学成分が本発明の範囲外である比較鋼板１
０，１１，１２は耐時効性，面内異方性，伸びのほとん
どおいて劣っていた。
【００３３】
【発明の効果】本発明によれば，面内異方性が小さく平
均ｒ値が２.１以上という非常に優れた深絞り性と，５
１％以上の延性ならびに優れた耐時効性を有する溶融亜
鉛めっき鋼板の製造が可能となり，従来の方法では困難
であった難成形性部品への適用が可能となる。
均ｒ値が２.１以上という非常に優れた深絞り性と，５
１％以上の延性ならびに優れた耐時効性を有する溶融亜
鉛めっき鋼板の製造が可能となり，従来の方法では困難
であった難成形性部品への適用が可能となる。
Claims (2)
- 【請求項１】 ｍａｓｓ％で Ｃ ：０.００２％以下 Ｓｉ：０.０８％以下 Ｍｎ：０.２％以下 Ｐ ：０.０１５％以下 Ｓ ：０.００５〜０.０１２％ ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５〜０.１％ Ｎ ：０.００３％以下 を含有すると共に，Ｔｉを 【数１】 を満たす範囲で含有し，残部はＦｅ及び不可避的不純物
よりなる鋼を，連続鋳造後１１００〜１４００℃におい
て平均冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して熱間圧延
用のスラブとし，該スラブを１０８０〜１２００℃で６
０ｍｉｎ以上加熱して９８０〜１０５０℃で粗圧延を完
了し，更に８９０〜９５０℃で仕上げ圧延を完了した後
に，６００〜７００℃の温度で巻取り，脱スケール処理
と冷間圧延をした後，連続溶融亜鉛めっきラインにおい
て亜鉛めっきする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】 ｍａｓｓ％で Ｃ ：０.００２％以下 Ｓｉ：０.０８％以下 Ｍｎ：０.２％以下 Ｐ ：０.０１５％以下 Ｓ ：０.００５〜０.０１２％ ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５〜０.１％ Ｎ ：０.００３％以下 Ｃｒ：０.０４〜０.２０％ を含有すると共に，Ｔｉを 【数１】を満たす範囲で含有し，更に，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗ
のうちの１種または２種を０.０１〜０.０７％の範囲で
含有し，残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
を，連続鋳造後１１００〜１４００℃において平均冷却
速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブ
とし，該スラブを１０８０〜１２００℃で６０ｍｉｎ以
上加熱して９８０〜１０５０℃で粗圧延を完了し，更に
８９０〜９５０℃で仕上げ圧延を完了した後に６００〜
７００℃の温度で巻取り，脱スケール処理と冷間圧延を
した後，連続溶融亜鉛めっきラインにおいて亜鉛めっき
する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 |
|---|---|---|---|
| JP19096693A JPH0718336A (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP19096693A JPH0718336A (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0718336A true JPH0718336A (ja) | 1995-01-20 |
Family
ID=16266645
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19096693A Pending JPH0718336A (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 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) | JPH0718336A (ja) |
-
1993
- 1993-07-05 JP JP19096693A patent/JPH0718336A/ja active Pending
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030715 |