JPH1017983A - プレス加工性及び化成処理性に優れた冷延鋼板並びにプレス加工性及び耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
プレス加工性及び化成処理性に優れた冷延鋼板並びにプレス加工性及び耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板Info
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- JPH1017983A JPH1017983A JP19283296A JP19283296A JPH1017983A JP H1017983 A JPH1017983 A JP H1017983A JP 19283296 A JP19283296 A JP 19283296A JP 19283296 A JP19283296 A JP 19283296A JP H1017983 A JPH1017983 A JP H1017983A
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- rolled steel
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 優れたプレス成形性及び化成処理性、耐パウ
ダリング性を備えた冷延鋼板並びに合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を提供する。 【解決手段】 本発明の冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：
０．００３％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０
５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以
下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：３．４３Ｎ＋
１．５Ｓ≦Ｔｉ≦０．０４０％、Ｎｂ：０．００７〜
０．０１５％、Ｃｒ：０．０３〜０．１２％、Ｎ：０．
００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記成分におい
てＰ：０．００８％以上、Ｔｉ含有量の上限を０．０３
５％に規定するのがよい。いずれの鋼板も、特にＮｂ及
びＣｒの所定含有範囲に特徴がある。
ダリング性を備えた冷延鋼板並びに合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を提供する。 【解決手段】 本発明の冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：
０．００３％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０
５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以
下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：３．４３Ｎ＋
１．５Ｓ≦Ｔｉ≦０．０４０％、Ｎｂ：０．００７〜
０．０１５％、Ｃｒ：０．０３〜０．１２％、Ｎ：０．
００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、前記成分におい
てＰ：０．００８％以上、Ｔｉ含有量の上限を０．０３
５％に規定するのがよい。いずれの鋼板も、特にＮｂ及
びＣｒの所定含有範囲に特徴がある。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、自動車用鋼板等と
して好適な優れたプレス加工性、化成処理性を備えた冷
延鋼板並びにプレス加工性、耐パウダリング性を備えた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
して好適な優れたプレス加工性、化成処理性を備えた冷
延鋼板並びにプレス加工性、耐パウダリング性を備えた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車ボディ等の高プレス加工性が要求
される鋼板には、延性、深絞り性、耐時効性等を劣化さ
せる固溶炭素や固溶窒素を析出固定するために、Ｔｉや
Ｎｂなどの炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼、い
わゆるＩＦ鋼が使用されている。また、防錆上の観点か
ら、自動車ボディ等に使用される鋼板には合金化溶融亜
鉛めっき鋼板が用いられる。
される鋼板には、延性、深絞り性、耐時効性等を劣化さ
せる固溶炭素や固溶窒素を析出固定するために、Ｔｉや
Ｎｂなどの炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼、い
わゆるＩＦ鋼が使用されている。また、防錆上の観点か
ら、自動車ボディ等に使用される鋼板には合金化溶融亜
鉛めっき鋼板が用いられる。
【０００３】主としてＴｉにより固溶炭素、固溶窒素を
固定したＩＦ鋼においては、優れた延性、深絞り性を確
保するためにはＴｉ添加量が炭素当量の数倍以上必要で
ある。この場合、余剰の固溶Ｔｉにより、鋼板表面に形
成される酸化皮膜が安定化し、鋼板表面を不活性にする
ため、塗装下地としての化成処理性を低下させる。ま
た、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合は、鋼板とめっき
界面に硬いＦｅ−Ｚｎ合金層が発達し易く、プレス加工
時にめっき層が粉状に剥離する現象（パウダリング）が
生じ易い。
固定したＩＦ鋼においては、優れた延性、深絞り性を確
保するためにはＴｉ添加量が炭素当量の数倍以上必要で
ある。この場合、余剰の固溶Ｔｉにより、鋼板表面に形
成される酸化皮膜が安定化し、鋼板表面を不活性にする
ため、塗装下地としての化成処理性を低下させる。ま
た、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合は、鋼板とめっき
界面に硬いＦｅ−Ｚｎ合金層が発達し易く、プレス加工
時にめっき層が粉状に剥離する現象（パウダリング）が
生じ易い。
【０００４】このため、特公昭６１−３２３７５号公報
に開示されているように、比較的少量の炭窒化物形成元
素の添加により、化成処理性の低下やパウダリングを抑
制し、しかもプレス加工性の良好なＴｉ−Ｎｂ複合添加
ＩＦ鋼板が使用されるに及んでいる。
に開示されているように、比較的少量の炭窒化物形成元
素の添加により、化成処理性の低下やパウダリングを抑
制し、しかもプレス加工性の良好なＴｉ−Ｎｂ複合添加
ＩＦ鋼板が使用されるに及んでいる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】近年、自動車車体の軽
量化を目的とした複数部品の一体成形化や車体デザイン
の複雑化が進み、より一層のプレス加工性が要求される
ようになってきており、前記Ｔｉ−Ｎｂ複合添加ＩＦ鋼
板を使用する場合においても、十分なプレス加工性や耐
パウダリング性を備えているとは言えないのが実情であ
る。
量化を目的とした複数部品の一体成形化や車体デザイン
の複雑化が進み、より一層のプレス加工性が要求される
ようになってきており、前記Ｔｉ−Ｎｂ複合添加ＩＦ鋼
板を使用する場合においても、十分なプレス加工性や耐
パウダリング性を備えているとは言えないのが実情であ
る。
【０００６】プレス加工性を向上させるために、Ｔｉ−
Ｎｂ複合添加ＩＦ鋼板の製造において、熱延後に急冷
し、かつ冷延後焼鈍時に急速加熱を行う方法（特開昭６
１−２７６９２７号）が適用されたり、また、スラブ加
熱温度を低くし、更に粗圧延温度を従来よりも低く制御
する方法（特開平２−２５９０２３号）が提案されてい
るが、これらの方法は、特別な製造条件を必要とするた
め、製造工程が複雑化し、その管理に難がある。
Ｎｂ複合添加ＩＦ鋼板の製造において、熱延後に急冷
し、かつ冷延後焼鈍時に急速加熱を行う方法（特開昭６
１−２７６９２７号）が適用されたり、また、スラブ加
熱温度を低くし、更に粗圧延温度を従来よりも低く制御
する方法（特開平２−２５９０２３号）が提案されてい
るが、これらの方法は、特別な製造条件を必要とするた
め、製造工程が複雑化し、その管理に難がある。
【０００７】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、特別な工程管理を必要とすることなく製造すること
ができ、優れたプレス成形性、更には優れた化成処理性
及び耐パウダリング性を備えた冷延鋼板並びに合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を提供することを課題とする。
で、特別な工程管理を必要とすることなく製造すること
ができ、優れたプレス成形性、更には優れた化成処理性
及び耐パウダリング性を備えた冷延鋼板並びに合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を提供することを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、極低炭素系
冷延鋼板について、上記問題を解決するために種々の検
討を行った結果、Ｔｉ−Ｎｂ添加鋼において、Ｃ添加量
を低減し、それに応じてＮｂ量を最適範囲に厳密に制御
すると共に、微量のＣｒを添加することにより、化成処
理性や耐パウダリング性に悪影響を与えることなく、伸
び、ｒ値、引いてはプレス加工性を改善できることを知
見し、本発明を完成するに至った。
冷延鋼板について、上記問題を解決するために種々の検
討を行った結果、Ｔｉ−Ｎｂ添加鋼において、Ｃ添加量
を低減し、それに応じてＮｂ量を最適範囲に厳密に制御
すると共に、微量のＣｒを添加することにより、化成処
理性や耐パウダリング性に悪影響を与えることなく、伸
び、ｒ値、引いてはプレス加工性を改善できることを知
見し、本発明を完成するに至った。
【０００９】すなわち、請求項１に記載した本発明の冷
延鋼板は、質量％で、Ｃ ：０．００３％以下、 Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ ：
０．０２％以下、Ｓ ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０
１〜０．１％、Ｎ ：０．００５％以下、Ｔｉ：３．４
３Ｎ＋１．５Ｓ≦Ｔｉ≦０．０４０％、Ｎｂ：０．００
７〜０．０１５％、Ｃｒ：０．０３〜０．１２％、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなるものである。Ｃｒ含有
量は、請求項２に記載するように０．０４％超の含有が
好ましい。尚、Ｔｉ含有量を示す式中の元素記号はその
元素の含有量を示す。
延鋼板は、質量％で、Ｃ ：０．００３％以下、 Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ ：
０．０２％以下、Ｓ ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０
１〜０．１％、Ｎ ：０．００５％以下、Ｔｉ：３．４
３Ｎ＋１．５Ｓ≦Ｔｉ≦０．０４０％、Ｎｂ：０．００
７〜０．０１５％、Ｃｒ：０．０３〜０．１２％、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなるものである。Ｃｒ含有
量は、請求項２に記載するように０．０４％超の含有が
好ましい。尚、Ｔｉ含有量を示す式中の元素記号はその
元素の含有量を示す。
【００１０】上記冷延鋼板は、プレス加工性のみなら
ず、化成処理性に優れ、また表面の反応性が良好なので
電気亜鉛めっき鋼板の原板としても好適である。
ず、化成処理性に優れ、また表面の反応性が良好なので
電気亜鉛めっき鋼板の原板としても好適である。
【００１１】また、請求項３に記載した通り、請求項１
の鋼板成分において、Ｐ含有量を０．００８〜０．０２
％に規定し、Ｔｉの上限を０．０３５％に規定すること
により、溶融亜鉛めっき層を合金化した場合に優れた耐
パウダリング性を発揮し、これにより、プレス金型にめ
っき剥離片が堆積することにより引き起こされる表面欠
陥を有効に防止することができる。
の鋼板成分において、Ｐ含有量を０．００８〜０．０２
％に規定し、Ｔｉの上限を０．０３５％に規定すること
により、溶融亜鉛めっき層を合金化した場合に優れた耐
パウダリング性を発揮し、これにより、プレス金型にめ
っき剥離片が堆積することにより引き起こされる表面欠
陥を有効に防止することができる。
【００１２】ここで、本発明における鋼成分の限定理由
について説明する。 Ｃ：０．００３％以下 Ｃは多量に添加すると加工性が劣化する。本発明では最
高級の加工グレードの軟鋼板を対象としているので、上
限を０．００３％とする。
について説明する。 Ｃ：０．００３％以下 Ｃは多量に添加すると加工性が劣化する。本発明では最
高級の加工グレードの軟鋼板を対象としているので、上
限を０．００３％とする。
【００１３】Ｓｉ：０．３％以下 Ｓｉは多量に添加すると加工性が劣化するようになり、
まためっき不良を誘発するようになるので、上限を０．
３％とする。
まためっき不良を誘発するようになるので、上限を０．
３％とする。
【００１４】Ｍｎ：０．０５〜０．５％ Ｍｎは熱間脆性を防止する作用を有する。０．０５％未
満ではかかる作用が過少であり、一方０．５％を越えて
添加すると加工性が劣化するので、下限を０．０５％、
上限を０．５％とする。
満ではかかる作用が過少であり、一方０．５％を越えて
添加すると加工性が劣化するので、下限を０．０５％、
上限を０．５％とする。
【００１５】Ｐ：０．０２％以下 Ｐは多量に添加すると加工性が劣化すると共に二次加工
脆化を引き起こすので、０．０２％以下好ましくは０．
０１６％以下に止める。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場
合、Ｔｉによる溶融亜鉛めっき層の合金化促進効果を抑
制する作用を有するので、耐パウダリング性を良好に保
つためには０．００８％以上好ましくは０．０１０以上
の含有が望ましい。
脆化を引き起こすので、０．０２％以下好ましくは０．
０１６％以下に止める。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場
合、Ｔｉによる溶融亜鉛めっき層の合金化促進効果を抑
制する作用を有するので、耐パウダリング性を良好に保
つためには０．００８％以上好ましくは０．０１０以上
の含有が望ましい。
【００１６】Ｓ：０．０２％以下 Ｓは不純物元素であるため極力低減することが望ましい
が、０．０２％以下であれば材質に与える影響は小さい
ので、上限を０．０２％とする。望ましくは０．０１％
以下に止めるのがよい。
が、０．０２％以下であれば材質に与える影響は小さい
ので、上限を０．０２％とする。望ましくは０．０１％
以下に止めるのがよい。
【００１７】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは溶鋼精錬時の脱酸剤として有用な元素であり、
０．０１％以上の添加が必要である。しかし多量の添加
は加工性の劣化や精錬コスト高を招来するので、その上
限を０．１％とする。
０．０１％以上の添加が必要である。しかし多量の添加
は加工性の劣化や精錬コスト高を招来するので、その上
限を０．１％とする。
【００１８】Ｎ：０．００５％以下 Ｎが多過ぎると、これを析出固定するために必要なＴｉ
の添加量が多くなり、これに伴い良好な化成処理性や耐
パウダリング性を達成し得るＴｉ添加量ではＮを固定す
ることができなくなり、加工性に悪影響を及ぼすように
なるので、上限を０．００５％とする。
の添加量が多くなり、これに伴い良好な化成処理性や耐
パウダリング性を達成し得るＴｉ添加量ではＮを固定す
ることができなくなり、加工性に悪影響を及ぼすように
なるので、上限を０．００５％とする。
【００１９】 Ｔｉ：３．４３Ｎ＋１．５Ｓ≦Ｔｉ≦０．０４０％ ＴｉはＮおよびＳを析出固定する目的で、（３．４３Ｎ
＋１．５Ｓ）％以上添加する。この値未満であると、
Ｎ、Ｓの固定が不十分となり、深絞り性が劣化する。一
方、Ｔｉは酸化物を作り易い元素であるため、０．０４
０％を越えると化成処理性が劣化するようになる。ま
た、合金化亜鉛めっきを施す場合、０．０３５％を越え
ると、鋼板とめっき界面に硬いＦｅ−Ｚｎ合金層が発達
し易くなり、耐パウダリング性が劣化するようになるの
で、上限を０．０３５％とするのがよい。
＋１．５Ｓ）％以上添加する。この値未満であると、
Ｎ、Ｓの固定が不十分となり、深絞り性が劣化する。一
方、Ｔｉは酸化物を作り易い元素であるため、０．０４
０％を越えると化成処理性が劣化するようになる。ま
た、合金化亜鉛めっきを施す場合、０．０３５％を越え
ると、鋼板とめっき界面に硬いＦｅ−Ｚｎ合金層が発達
し易くなり、耐パウダリング性が劣化するようになるの
で、上限を０．０３５％とするのがよい。
【００２０】Ｎｂ：０．００７〜０．０１５％ Ｎｂは高いＥｌとｒ値を同時に達成するために含有され
る。０．００７％未満では高いｒ値が得られず、一方
０．０１５％を越えて添加するとＥｌが劣化するように
なる。このため、下限を０．００７％好ましくは０．０
０８％、上限を０．０１５％好ましくは０．０１４％と
する。
る。０．００７％未満では高いｒ値が得られず、一方
０．０１５％を越えて添加するとＥｌが劣化するように
なる。このため、下限を０．００７％好ましくは０．０
０８％、上限を０．０１５％好ましくは０．０１４％と
する。
【００２１】Ｃｒ：０．０３〜０．１２％ Ｃｒは他の特性に影響を与えることなくＥｌを改善する
作用を有する。０．０３％未満ではその作用が過少であ
るため高いＥｌが得られず、一方０．１２％を越えて添
加するとｒ値が低下するようになるので、下限を０．０
３％好ましくは０．０４％超、上限を０．１２％とす
る。上限については、より高いＥｌを確保するために、
好ましくは０．１０％、より望ましくは０．０８％とす
るのがよい。
作用を有する。０．０３％未満ではその作用が過少であ
るため高いＥｌが得られず、一方０．１２％を越えて添
加するとｒ値が低下するようになるので、下限を０．０
３％好ましくは０．０４％超、上限を０．１２％とす
る。上限については、より高いＥｌを確保するために、
好ましくは０．１０％、より望ましくは０．０８％とす
るのがよい。
【００２２】次に、本発明鋼板の製造方法について説明
する。上記成分を有する鋼を通常の方法で溶製し、鋳造
された鋼スラブを続いて熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延
し、その後焼鈍する。更に、必要に応じてめっき処理が
施される。溶融亜鉛めっき鋼板の場合、常法により、冷
延鋼板にめっきを施せばよいが、更に必要に応じて、６
００℃程度に再加熱する合金化処理を行ってもよい。合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、Ｐの下限を０．００８
％、Ｔｉの上限を０．０３５％に規定することが好まし
いことは既述の通りである。
する。上記成分を有する鋼を通常の方法で溶製し、鋳造
された鋼スラブを続いて熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延
し、その後焼鈍する。更に、必要に応じてめっき処理が
施される。溶融亜鉛めっき鋼板の場合、常法により、冷
延鋼板にめっきを施せばよいが、更に必要に応じて、６
００℃程度に再加熱する合金化処理を行ってもよい。合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、Ｐの下限を０．００８
％、Ｔｉの上限を０．０３５％に規定することが好まし
いことは既述の通りである。
【００２３】製造条件については、極低炭素冷延鋼板の
通常の製造条件に従えばよいが、以下に示す条件が好ま
しい。まず、熱間圧延において、熱延仕上げ温度はＡr3
点〜（Ａr3点＋１５０）℃とすることが好ましい。Ａr3
点を下回ると、焼鈍後の深絞り性にとって不利な集合組
織が発達するようになり、（Ａr3点＋１５０）℃を上回
るとオーステナイト域での粒成長が著しくなり、γ→α
変態後の結晶粒径も大きくなり、焼鈍後の深絞り性に悪
影響をもたらすようになる。
通常の製造条件に従えばよいが、以下に示す条件が好ま
しい。まず、熱間圧延において、熱延仕上げ温度はＡr3
点〜（Ａr3点＋１５０）℃とすることが好ましい。Ａr3
点を下回ると、焼鈍後の深絞り性にとって不利な集合組
織が発達するようになり、（Ａr3点＋１５０）℃を上回
るとオーステナイト域での粒成長が著しくなり、γ→α
変態後の結晶粒径も大きくなり、焼鈍後の深絞り性に悪
影響をもたらすようになる。
【００２４】巻取り温度は、５００〜７５０℃に設定す
ることが好ましい。巻取り温度を５００℃未満とする
と、炭窒化物が充分析出しないため、延性、深絞り性が
劣化するようになる。一方、７５０℃より高くすると、
コイル長手方向の材質変動が大きくなり、更に脱スケー
ル性も悪化するようになる。
ることが好ましい。巻取り温度を５００℃未満とする
と、炭窒化物が充分析出しないため、延性、深絞り性が
劣化するようになる。一方、７５０℃より高くすると、
コイル長手方向の材質変動が大きくなり、更に脱スケー
ル性も悪化するようになる。
【００２５】巻き取られた熱延鋼板は通常の方法により
酸洗された後、冷間圧延される。冷間圧延率は６０〜９
５％が好ましい。６０％未満では焼鈍後、深絞り性に好
ましい集合組織が十分に発達せず、また９５％を越える
と面内異方性が大きくなる。より好ましい範囲は、７５
〜９０％である。
酸洗された後、冷間圧延される。冷間圧延率は６０〜９
５％が好ましい。６０％未満では焼鈍後、深絞り性に好
ましい集合組織が十分に発達せず、また９５％を越える
と面内異方性が大きくなる。より好ましい範囲は、７５
〜９０％である。
【００２６】冷延後のコイルは再結晶焼鈍される。焼鈍
方法については箱焼鈍あるいは連続焼鈍のいずれも可能
であるが、延性および深絞り性を確保するためには再結
晶温度以上Ａc1点以下の温度で焼鈍することが好まし
い。
方法については箱焼鈍あるいは連続焼鈍のいずれも可能
であるが、延性および深絞り性を確保するためには再結
晶温度以上Ａc1点以下の温度で焼鈍することが好まし
い。
【００２７】
実施例Ａ Ｎｂ含有量については本発明範囲内外のものを準備し、
他の成分は本発明範囲内とした下記成分範囲の鋼スラブ
を仕上げ温度９１０℃、巻取り温度７００℃で３．２mm
の板厚に熱間圧延し、酸洗後、０．７mm（冷延率７８
％）まで冷間圧延し、８２０℃で再結晶焼鈍を行った。
他の成分は本発明範囲内とした下記成分範囲の鋼スラブ
を仕上げ温度９１０℃、巻取り温度７００℃で３．２mm
の板厚に熱間圧延し、酸洗後、０．７mm（冷延率７８
％）まで冷間圧延し、８２０℃で再結晶焼鈍を行った。
【００２８】鋼成分（単位質量％、残部実質的にＦｅ） Ｃ ：0.0017〜0.0021％、Ｓｉ：0 .01 〜0.02％、Ｍ
ｎ：0.13〜0.15％、 Ｐ ：0.008 〜0.012 ％、Ｓ
：0.007 ％、 Ａｌ：0.024 〜0.035 ％、Ｎ
：0.0021〜0.0029％、Ｔｉ：0.028 〜0.030 ％、Ｎ
ｂ：Ｔｒ〜0.017 ％、 Ｃｒ：0.08％
ｎ：0.13〜0.15％、 Ｐ ：0.008 〜0.012 ％、Ｓ
：0.007 ％、 Ａｌ：0.024 〜0.035 ％、Ｎ
：0.0021〜0.0029％、Ｔｉ：0.028 〜0.030 ％、Ｎ
ｂ：Ｔｒ〜0.017 ％、 Ｃｒ：0.08％
【００２９】上記冷延鋼板を原板として合金化溶融亜鉛
めっきを施した鋼板を用いて、機械的性質及びパウダリ
ング性を調べた。パウダリング性については、Ｔｉ含有
量が低く、Ｐ含有量を０．００８〜０．０１２％とした
ため、特に問題は無かった。尚、パウダリング性は、６
０°Ｖ曲げ試験片の曲げ部内側のめっき剥離状況をテー
プに転写して目視により判定した。
めっきを施した鋼板を用いて、機械的性質及びパウダリ
ング性を調べた。パウダリング性については、Ｔｉ含有
量が低く、Ｐ含有量を０．００８〜０．０１２％とした
ため、特に問題は無かった。尚、パウダリング性は、６
０°Ｖ曲げ試験片の曲げ部内側のめっき剥離状況をテー
プに転写して目視により判定した。
【００３０】合金化溶融亜鉛めっき鋼板のＥｌ、ｒ値に
及ぼすＮｂ添加量（含有量）の影響を調べた。その結果
を図１に示す。同図より、Ｎｂ量の増加とともにｒ値は
上昇し、極大に達する。一方、Ｅｌは０．００４〜０．
０１５％ではあまり変化しないが、その後急激に低下す
る。以上の結果から、本発明範囲（０．００７〜０．０
１５％）内では両特性が共に優れていることがわかる。
及ぼすＮｂ添加量（含有量）の影響を調べた。その結果
を図１に示す。同図より、Ｎｂ量の増加とともにｒ値は
上昇し、極大に達する。一方、Ｅｌは０．００４〜０．
０１５％ではあまり変化しないが、その後急激に低下す
る。以上の結果から、本発明範囲（０．００７〜０．０
１５％）内では両特性が共に優れていることがわかる。
【００３１】Ｎｂ含有量によりＥｌ、ｒ値が変化する理
由は明らかではないが、Ｎｂの増加により固溶Ｃが減少
することでｒ値が上昇し、一方Ｅｌに対して悪影響をお
よぼすＮｂ系の炭化物がＮｂ０．０１５％を越えた当た
りから増加するため、Ｅｌが急に低下するものと思われ
る。
由は明らかではないが、Ｎｂの増加により固溶Ｃが減少
することでｒ値が上昇し、一方Ｅｌに対して悪影響をお
よぼすＮｂ系の炭化物がＮｂ０．０１５％を越えた当た
りから増加するため、Ｅｌが急に低下するものと思われ
る。
【００３２】また、めっきを施す前の冷延鋼板につい
て、化成処理性を調べたが、いずれの鋼板も良好な結果
が得られた。化成処理性の評価は、冷延焼鈍後の鋼板
を、りン酸塩処理液（商品名：ＳＤ５０００、日本ぺイ
ント社製）に２分間浸漬処理した後、走査型電子顕微鏡
により単位面積当たりのりン酸塩結晶核の数を測定する
ことにより行った。いずれの鋼板もリン酸塩結晶核は１
０×１０6 ／cm2 を超えており、化成処理性は良好であ
った。尚、リン酸塩結晶核は１０×１０6 ／cm2 を超え
ると電着塗装およびスプレー塗装による塗膜と塗装下地
としてのリン酸塩皮膜の密着性は極めて強固となり、例
えば自動車用カチオン塗装後の耐食性は非常に良好とな
る。
て、化成処理性を調べたが、いずれの鋼板も良好な結果
が得られた。化成処理性の評価は、冷延焼鈍後の鋼板
を、りン酸塩処理液（商品名：ＳＤ５０００、日本ぺイ
ント社製）に２分間浸漬処理した後、走査型電子顕微鏡
により単位面積当たりのりン酸塩結晶核の数を測定する
ことにより行った。いずれの鋼板もリン酸塩結晶核は１
０×１０6 ／cm2 を超えており、化成処理性は良好であ
った。尚、リン酸塩結晶核は１０×１０6 ／cm2 を超え
ると電着塗装およびスプレー塗装による塗膜と塗装下地
としてのリン酸塩皮膜の密着性は極めて強固となり、例
えば自動車用カチオン塗装後の耐食性は非常に良好とな
る。
【００３３】実施例Ｂ Ｃｒ含有量については本発明範囲内外のものを準備し、
他の成分は本発明範囲内とした下記成分範囲の鋼スラブ
を用いて、実施例Ａと同条件で冷延鋼板を製造した。
他の成分は本発明範囲内とした下記成分範囲の鋼スラブ
を用いて、実施例Ａと同条件で冷延鋼板を製造した。
【００３４】鋼成分（単位質量％、残部実質的にＦｅ） Ｃ ：0.0014〜0.0017％、Ｓｉ：0.01 〜0.02％、Ｍ
ｎ：0.15〜0.17％、 Ｐ ：0.008 〜0.013 ％、Ｓ：
0.007 ％、 Ａｌ：0.022 〜0.030 ％、Ｎ ：
0.0022〜0.0030％、Ｔｉ：0.029 〜0.031 ％、Ｎｂ：0.
011 〜0.013 ％、Ｃｒ：0.01〜0.20％
ｎ：0.15〜0.17％、 Ｐ ：0.008 〜0.013 ％、Ｓ：
0.007 ％、 Ａｌ：0.022 〜0.030 ％、Ｎ ：
0.0022〜0.0030％、Ｔｉ：0.029 〜0.031 ％、Ｎｂ：0.
011 〜0.013 ％、Ｃｒ：0.01〜0.20％
【００３５】得られた冷延鋼板について、化成処理性を
前記の方法により調べたが、いずれも良好であった。ま
た、上記冷延鋼板を原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を用いて、機械的性質及びパウダリング性を調べた
が、Ｔｉ含有量が低く、Ｐ含有量も適量であるため、こ
の例においてもパウダリング性については問題が無かっ
た。
前記の方法により調べたが、いずれも良好であった。ま
た、上記冷延鋼板を原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を用いて、機械的性質及びパウダリング性を調べた
が、Ｔｉ含有量が低く、Ｐ含有量も適量であるため、こ
の例においてもパウダリング性については問題が無かっ
た。
【００３６】合金化溶融亜鉛めっき鋼板のＥｌ、ｒ値に
及ぼすＣｒ添加量（含有量）の影響を調べた結果を図２
に示す。同図より、ｒ値はＣｒ量が０．１２％まではほ
とんど変化しないが、ＥｌはＣｒの添加により急上昇し
ている。かかるＣｒ作用の詳細な理由は明らかではない
が、微量のＣｒの添加がＴｉ−Ｎｂ添加鋼の炭窒化物の
析出に影響を及ぼし、Ｅｌの改善が図られるが、必要以
上に添加するとかえって悪影響を与え、ｒ値を低下させ
るものと思われる。
及ぼすＣｒ添加量（含有量）の影響を調べた結果を図２
に示す。同図より、ｒ値はＣｒ量が０．１２％まではほ
とんど変化しないが、ＥｌはＣｒの添加により急上昇し
ている。かかるＣｒ作用の詳細な理由は明らかではない
が、微量のＣｒの添加がＴｉ−Ｎｂ添加鋼の炭窒化物の
析出に影響を及ぼし、Ｅｌの改善が図られるが、必要以
上に添加するとかえって悪影響を与え、ｒ値を低下させ
るものと思われる。
【００３７】実施例Ａを踏まえて、以上の結果から、Ｃ
量を極限にまで下げた鋼においては、Ｎｂ添加量を０．
００７〜０．０１５％の狭い範囲に制御し、かつ微量の
Ｃｒを添加することで、従来のＣｒ無添加のＴｉ−Ｎｂ
添加極低炭素鋼に比べてＥｌが２％以上、またｒ値が
０．２以上改善されることが確認された。この改善量
は、軟鋼の加工グレードからすると、１ランク以上の向
上に相当し、本発明鋼板を用いることにより、これまで
の鋼板では成形不可能であった一体成形用などの難加工
部品の成形を可能することができる。一体成形部品はそ
の形状からプレス時の材料の流入が困難であることか
ら、特にＥｌが高いことが重要である。
量を極限にまで下げた鋼においては、Ｎｂ添加量を０．
００７〜０．０１５％の狭い範囲に制御し、かつ微量の
Ｃｒを添加することで、従来のＣｒ無添加のＴｉ−Ｎｂ
添加極低炭素鋼に比べてＥｌが２％以上、またｒ値が
０．２以上改善されることが確認された。この改善量
は、軟鋼の加工グレードからすると、１ランク以上の向
上に相当し、本発明鋼板を用いることにより、これまで
の鋼板では成形不可能であった一体成形用などの難加工
部品の成形を可能することができる。一体成形部品はそ
の形状からプレス時の材料の流入が困難であることか
ら、特にＥｌが高いことが重要である。
【００３８】実施例Ｃ 下記表１に示す成分の鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法
によりスラブとした。このスラブを仕上げ温度９１０
℃、巻取り温度７００℃で３．２mmの板厚に熱間圧延
し、酸洗後０．７mm（冷延率７８％）まで冷間圧延し、
８２０℃で再結晶焼鈍を行った。
によりスラブとした。このスラブを仕上げ温度９１０
℃、巻取り温度７００℃で３．２mmの板厚に熱間圧延
し、酸洗後０．７mm（冷延率７８％）まで冷間圧延し、
８２０℃で再結晶焼鈍を行った。
【００３９】得られた冷延鋼板について、機械的性質及
び化成処理性を調べた。その結果を表２に示す。尚、化
成処理性の評価は実施例Ａと同様の方法で行い、リン酸
塩結晶核が１０×１０6 ／cm2 を超えているものを
「○」、１０×１０6 ／cm2 以下のものを「×」で示し
た。
び化成処理性を調べた。その結果を表２に示す。尚、化
成処理性の評価は実施例Ａと同様の方法で行い、リン酸
塩結晶核が１０×１０6 ／cm2 を超えているものを
「○」、１０×１０6 ／cm2 以下のものを「×」で示し
た。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】表２より、試料No. １はＴｉ含有量が過多
のため、機械的性質は良好であるが化成処理性が悪い。
No. ２はＴｉの過少な例、No. ３はＮｂの過少な例、N
o. ４はＮｂの過多の例であり、No. ５はＣの過多の
例、No. ６はＣｒの過少な例、No. ７はＣｒの過多の例
であり、これらの比較例ではＥｌ又は、及びｒ値が低下
している。No. ７については、化成処理性も悪い。実施
例である他のNo. ８〜１３はＴｉ、Ｎｂ及びＣｒのいず
れもが本発明範囲内であるため、Ｅｌ、ｒ値及び化成処
理性のいずれも良好な結果が得られた。以上の結果か
ら、化成処理性を確保しつつ、良好なプレス加工性（成
形性）を達成するには、Ｔｉ、Ｎｂ及びＣｒを複合添加
し、その添加量を所定の範囲に制御する必要があること
が分かる。
のため、機械的性質は良好であるが化成処理性が悪い。
No. ２はＴｉの過少な例、No. ３はＮｂの過少な例、N
o. ４はＮｂの過多の例であり、No. ５はＣの過多の
例、No. ６はＣｒの過少な例、No. ７はＣｒの過多の例
であり、これらの比較例ではＥｌ又は、及びｒ値が低下
している。No. ７については、化成処理性も悪い。実施
例である他のNo. ８〜１３はＴｉ、Ｎｂ及びＣｒのいず
れもが本発明範囲内であるため、Ｅｌ、ｒ値及び化成処
理性のいずれも良好な結果が得られた。以上の結果か
ら、化成処理性を確保しつつ、良好なプレス加工性（成
形性）を達成するには、Ｔｉ、Ｎｂ及びＣｒを複合添加
し、その添加量を所定の範囲に制御する必要があること
が分かる。
【００４３】実施例Ｄ 下記表３に示す成分の鋼を用いて、実施例Ｃと同様の条
件で冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に対して、再結
晶焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理を施し
た。これにより得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板につ
いて、機械的性質及びパウダリング性を調べた。その結
果を表４に示す。尚、パウダリング性の評価は実施例Ａ
と同様の方法で行った。また、表３および表４中の、
「備考」欄の「実施例」の表示は請求項２の発明に対応
するものであり、比較例中には請求項１の実施例に該当
するもの（試料No. ８）を含む。
件で冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に対して、再結
晶焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理を施し
た。これにより得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板につ
いて、機械的性質及びパウダリング性を調べた。その結
果を表４に示す。尚、パウダリング性の評価は実施例Ａ
と同様の方法で行った。また、表３および表４中の、
「備考」欄の「実施例」の表示は請求項２の発明に対応
するものであり、比較例中には請求項１の実施例に該当
するもの（試料No. ８）を含む。
【００４４】
【表３】
【００４５】
【表４】
【００４６】表４より、試料No. １はＴｉ含有量が過多
のため、機械的性質は良好であるが耐パウダリング性が
悪い。No. ８は機械的性質は良好であるが、Ｐ添加量が
少ないため耐パウダリングが劣化している。No. ２〜７
は、成分が本発明範囲外のものを含むため、Ｅｌ、ｒ値
のいずれか、もしくは両方の値が低い。No. ７は加工性
のみならず、耐パウダリング性も共に劣化している。特
に、試料No. ３、４、６及び７の結果から、Ｎｂあるい
はＣｒを本発明範囲内としただけでは優れたプレス加工
性が得られないことが明らかで、加工性の改善のために
はＴｉ、Ｎｂ及びＣｒの複合添加が必要であることが分
かる。
のため、機械的性質は良好であるが耐パウダリング性が
悪い。No. ８は機械的性質は良好であるが、Ｐ添加量が
少ないため耐パウダリングが劣化している。No. ２〜７
は、成分が本発明範囲外のものを含むため、Ｅｌ、ｒ値
のいずれか、もしくは両方の値が低い。No. ７は加工性
のみならず、耐パウダリング性も共に劣化している。特
に、試料No. ３、４、６及び７の結果から、Ｎｂあるい
はＣｒを本発明範囲内としただけでは優れたプレス加工
性が得られないことが明らかで、加工性の改善のために
はＴｉ、Ｎｂ及びＣｒの複合添加が必要であることが分
かる。
【００４７】これに対して、他のNo. ９〜１３はＴｉ、
Ｎｂ及びＣｒのいずれもが本発明範囲内であるため、Ｅ
ｌ値及びｒ値が共に良好であり、また本願発明内の所定
量のＰを含有するため、耐パウダリング性も良好な結果
が得られている。
Ｎｂ及びＣｒのいずれもが本発明範囲内であるため、Ｅ
ｌ値及びｒ値が共に良好であり、また本願発明内の所定
量のＰを含有するため、耐パウダリング性も良好な結果
が得られている。
【００４８】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、Ｃ
含有量を微量に抑えると共に、Ｎｂ含有量を所定の範囲
に厳密に制御し、かつ微量のＣｒを添加したので、請求
項１に記載した本発明の冷延鋼板では、優れたプレス加
工性及び化成処理性を備え、また請求項２に記載した合
金化溶融亜鉛めっき鋼板では所定量のＰ、Ｔｉを含有す
るため、優れた耐パウダリング性をも兼備したものとな
り、一体成形用途など複雑な加工に対しても十分に対応
することができる。しかも、特別な製造工程を要するこ
となく、容易に製造することができる。
含有量を微量に抑えると共に、Ｎｂ含有量を所定の範囲
に厳密に制御し、かつ微量のＣｒを添加したので、請求
項１に記載した本発明の冷延鋼板では、優れたプレス加
工性及び化成処理性を備え、また請求項２に記載した合
金化溶融亜鉛めっき鋼板では所定量のＰ、Ｔｉを含有す
るため、優れた耐パウダリング性をも兼備したものとな
り、一体成形用途など複雑な加工に対しても十分に対応
することができる。しかも、特別な製造工程を要するこ
となく、容易に製造することができる。
【図１】合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるＮｂ添加量
とＥｌ、ｒ値との関係を示すグラフ図である。
とＥｌ、ｒ値との関係を示すグラフ図である。
【図２】合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるＣｒ添加量
とＥｌ、ｒ値との関係を示すブラフ図である。
とＥｌ、ｒ値との関係を示すブラフ図である。
Claims (3)
- 【請求項１】質量％で、Ｃ ：０．００３％以下、 Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ ：
０．０２％以下、Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．
０１〜０．１％、Ｎ ：０．００５％以下、Ｔｉ：３．
４３Ｎ＋１．５Ｓ≦Ｔｉ≦０．０４０％、Ｎｂ：０．０
０７〜０．０１５％、Ｃｒ：０．０３〜０．１２％、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とするプ
レス加工性及び化成処理性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項２】 Ｃｒ：０．０４超〜０．１２％を含有す
る請求項１に記載した冷延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１又は請求項２に記載した成分に
おいて、Ｐ ：０．００８〜０．０２％、Ｔｉ：３．４
３Ｎ＋１．５Ｓ≦Ｔｉ≦０．０３５％、を含有する冷延
鋼板に合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴
とするプレス加工性及び耐パウダリング性に優れた合金
化溶融亜鉛めっき鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19283296A JP3399748B2 (ja) | 1996-07-02 | 1996-07-02 | プレス加工性及び化成処理性に優れた冷延鋼板並びにプレス加工性及び耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19283296A JP3399748B2 (ja) | 1996-07-02 | 1996-07-02 | プレス加工性及び化成処理性に優れた冷延鋼板並びにプレス加工性及び耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1017983A true JPH1017983A (ja) | 1998-01-20 |
| JP3399748B2 JP3399748B2 (ja) | 2003-04-21 |
Family
ID=16297728
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19283296A Ceased JP3399748B2 (ja) | 1996-07-02 | 1996-07-02 | プレス加工性及び化成処理性に優れた冷延鋼板並びにプレス加工性及び耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3399748B2 (ja) |
Cited By (2)
| 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 |
| CN108531819A (zh) * | 2018-03-15 | 2018-09-14 | 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 | 具有满足免中涂汽车外板要求的热镀锌钢板及其制造方法 |
-
1996
- 1996-07-02 JP JP19283296A patent/JP3399748B2/ja not_active Ceased
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 |
| CN108531819A (zh) * | 2018-03-15 | 2018-09-14 | 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 | 具有满足免中涂汽车外板要求的热镀锌钢板及其制造方法 |
| CN108531819B (zh) * | 2018-03-15 | 2020-03-31 | 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 | 具有满足免中涂汽车外板要求的热镀锌钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3399748B2 (ja) | 2003-04-21 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RVOP | Cancellation by post-grant opposition |