JPH1017994A - 耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板Info
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- JPH1017994A JPH1017994A JP19283396A JP19283396A JPH1017994A JP H1017994 A JPH1017994 A JP H1017994A JP 19283396 A JP19283396 A JP 19283396A JP 19283396 A JP19283396 A JP 19283396A JP H1017994 A JPH1017994 A JP H1017994A
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- galvanized steel
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｐを主体に強化した高強度鋼板において、特
別な冷却工程を必要とすることなく容易に製造すること
ができ、優れた耐二次加工脆性及びプレス加工性を備え
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。 【解決手段】 本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板は、質量％で、Ｃ：0.0050％以下、Ｓｉ：0.50％以
下、Ｍｎ：0.05〜2.0 ％、Ｐ：0.03〜0.15％、Ｓ：0.01
〜0.03％、Ａｌ：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.02％、
Ｔｉ：0.02〜0.2 ％、を含み、あるいは更にＮｂ：0.00
5 〜0.1 ％、Ｂ：0.0003〜0.003 ％の１種または２種を
含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
別な冷却工程を必要とすることなく容易に製造すること
ができ、優れた耐二次加工脆性及びプレス加工性を備え
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。 【解決手段】 本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板は、質量％で、Ｃ：0.0050％以下、Ｓｉ：0.50％以
下、Ｍｎ：0.05〜2.0 ％、Ｐ：0.03〜0.15％、Ｓ：0.01
〜0.03％、Ａｌ：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.02％、
Ｔｉ：0.02〜0.2 ％、を含み、あるいは更にＮｂ：0.00
5 〜0.1 ％、Ｂ：0.0003〜0.003 ％の１種または２種を
含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、自動車用構造部材
に代表される複雑な形状にプレス加工され、かつ耐食性
が要求される部品の素材として好適な耐二次加工脆性に
優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関す
る。
に代表される複雑な形状にプレス加工され、かつ耐食性
が要求される部品の素材として好適な耐二次加工脆性に
優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境問題に対処するため、自
動車用鋼板においては、車体重量軽減による燃費改善を
目的として、高強度鋼板の使用比率が高まっている。そ
れに加えて、メンバー類の自動車構造部材では、衝突時
の安全性確保の観点からも、より高強度の鋼板の適用が
求められている。また、これらの部品は車体デザインの
複雑化やエンジンルームのスペース確保のため形状も複
雑になっており、これにともない優れたプレス成形性が
要求される。更にまた、防錆、耐穴あき性への要求も高
い。
動車用鋼板においては、車体重量軽減による燃費改善を
目的として、高強度鋼板の使用比率が高まっている。そ
れに加えて、メンバー類の自動車構造部材では、衝突時
の安全性確保の観点からも、より高強度の鋼板の適用が
求められている。また、これらの部品は車体デザインの
複雑化やエンジンルームのスペース確保のため形状も複
雑になっており、これにともない優れたプレス成形性が
要求される。更にまた、防錆、耐穴あき性への要求も高
い。
【０００３】これらの要求に応える鋼板として、例え
ば、特公昭５７−５７９４５号公報に開示されている極
低炭素鋼にＴｉやＮｂのような炭窒化物形成元素を添加
したいわゆるＩＦ鋼に、固溶強化元素としてＰ、Ｓｉ、
Ｍｎ等を添加した鋼板が数多く提案されている。
ば、特公昭５７−５７９４５号公報に開示されている極
低炭素鋼にＴｉやＮｂのような炭窒化物形成元素を添加
したいわゆるＩＦ鋼に、固溶強化元素としてＰ、Ｓｉ、
Ｍｎ等を添加した鋼板が数多く提案されている。
【０００４】ＩＦ鋼においてはＣをＴｉやＮｂで析出固
定するために、結晶粒界が非常に清浄となり、深絞り成
形後、粒界破壊による二次加工割れが発生しやすくな
る。Ｐは強化能がＳｉ、Ｍｎに比べて大さく、ｒ値に与
える影響も小さいことから固溶強化元素として非常に有
効であるが、Ｐで強化した場合はＰの粒界偏析により二
次加工脆性の傾向が一層顕著となる。
定するために、結晶粒界が非常に清浄となり、深絞り成
形後、粒界破壊による二次加工割れが発生しやすくな
る。Ｐは強化能がＳｉ、Ｍｎに比べて大さく、ｒ値に与
える影響も小さいことから固溶強化元素として非常に有
効であるが、Ｐで強化した場合はＰの粒界偏析により二
次加工脆性の傾向が一層顕著となる。
【０００５】そこで、この問題を解決する手段として、
特開平５−５９４９１号公報や特開平５−２１４４８７
号公報にはＳｉやＭｎを主体に強化する方法が開示され
ており、また特開昭５９−１９０３３２号公報や特開昭
５９−１９３２２１号公報にはＰの偏析しやすい温度範
囲を急冷する方法が提案されている。
特開平５−５９４９１号公報や特開平５−２１４４８７
号公報にはＳｉやＭｎを主体に強化する方法が開示され
ており、また特開昭５９−１９０３３２号公報や特開昭
５９−１９３２２１号公報にはＰの偏析しやすい温度範
囲を急冷する方法が提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｓｉや
Ｍｎを主体として強化する方法では、Ｓｉが酸化しやす
い元素であるため、焼鈍時に表面に酸化皮膜が形成さ
れ、溶融亜鉛めっき工程で不めっき等の問題が生じ、ま
たＭｎによる強化では、その強化能が小さいため所望の
強度を得るためには多量の添加が必要であり、このため
加工性が大きく劣化するとともに合金コストも高くな
る。
Ｍｎを主体として強化する方法では、Ｓｉが酸化しやす
い元素であるため、焼鈍時に表面に酸化皮膜が形成さ
れ、溶融亜鉛めっき工程で不めっき等の問題が生じ、ま
たＭｎによる強化では、その強化能が小さいため所望の
強度を得るためには多量の添加が必要であり、このため
加工性が大きく劣化するとともに合金コストも高くな
る。
【０００７】一方、Ｐを主体に強化して、Ｐの偏析しや
すい温度範囲を急冷することにより、ＳｉやＭｎを主体
として強化した場合の問題は回避されるものの、設備上
の制約を受け、実操業においては実施困難である。ま
た、耐食性の確保のために、合金化溶融亜鉛めっきを施
した場合の耐二次加工脆性については全く配慮がなされ
ていない。
すい温度範囲を急冷することにより、ＳｉやＭｎを主体
として強化した場合の問題は回避されるものの、設備上
の制約を受け、実操業においては実施困難である。ま
た、耐食性の確保のために、合金化溶融亜鉛めっきを施
した場合の耐二次加工脆性については全く配慮がなされ
ていない。
【０００８】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、Ｐを主体に強化した高強度鋼板において、特別な冷
却工程を必要とすることなく容易に製造することがで
き、優れた耐二次加工脆性及びプレス加工性を備えた高
強度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、Ｐを主体に強化した高強度鋼板において、特別な冷
却工程を必要とすることなく容易に製造することがで
き、優れた耐二次加工脆性及びプレス加工性を備えた高
強度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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者はかかる課題に
対して、鋭意研究した結果、Ｐを主体に強化したＩＦ鋼
板を原板とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板におい
て、ＮおよびＳを通常レベル以上にすることにより、冷
延鋼板並みの縦割れ遷移温度とすることが可能であるこ
とを知見し、本発明を完成するに至った。
対して、鋭意研究した結果、Ｐを主体に強化したＩＦ鋼
板を原板とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板におい
て、ＮおよびＳを通常レベル以上にすることにより、冷
延鋼板並みの縦割れ遷移温度とすることが可能であるこ
とを知見し、本発明を完成するに至った。
【００１０】すなわち、本発明の高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は、質量％で、Ｃ ：0.0050％以下、 Ｓ
ｉ：0.50％以下、Ｍｎ：0.05 〜2.0 ％、 Ｐ ：0.03〜
0.15％、Ｓ ：0.01〜0.03％、 Ａｌ：0.01〜0.1 ％、
Ｎ ：0.005 〜0.02％、Ｔｉ：0.02〜0.2 ％、を含み、
あるいは更にＮｂ：0.005 〜0.1 ％、Ｂ ：0.0003〜0.
003 ％の１種または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなることを特徴とするものであり、深絞り
性を損なうことなく、耐二次加工脆性に優れる。
めっき鋼板は、質量％で、Ｃ ：0.0050％以下、 Ｓ
ｉ：0.50％以下、Ｍｎ：0.05 〜2.0 ％、 Ｐ ：0.03〜
0.15％、Ｓ ：0.01〜0.03％、 Ａｌ：0.01〜0.1 ％、
Ｎ ：0.005 〜0.02％、Ｔｉ：0.02〜0.2 ％、を含み、
あるいは更にＮｂ：0.005 〜0.1 ％、Ｂ ：0.0003〜0.
003 ％の１種または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなることを特徴とするものであり、深絞り
性を損なうことなく、耐二次加工脆性に優れる。
【００１１】まず、二次加工脆性に及ぼすＳ、Ｎの相乗
作用について説明する。本発明者はＰを主体に強化した
冷延鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐二次加工脆
性について調査した。調査に用いた鋼板は、下記の従来
鋼成分及び本発明鋼成分のスラブを、加熱温度１２００
℃、仕上げ温度９００℃、巻取温度６００℃で３．６mm
の熱延鋼板とし、続いて酸洗、冷延し、０．８mmの冷延
鋼板を得た。更に、８５０℃で焼鈍後、溶融亜鉛めっき
及び合金化加熱処理（６００℃×５０〜８５秒）を行
い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
作用について説明する。本発明者はＰを主体に強化した
冷延鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐二次加工脆
性について調査した。調査に用いた鋼板は、下記の従来
鋼成分及び本発明鋼成分のスラブを、加熱温度１２００
℃、仕上げ温度９００℃、巻取温度６００℃で３．６mm
の熱延鋼板とし、続いて酸洗、冷延し、０．８mmの冷延
鋼板を得た。更に、８５０℃で焼鈍後、溶融亜鉛めっき
及び合金化加熱処理（６００℃×５０〜８５秒）を行
い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００１２】・従来鋼成分（単位: 質量％、残部実質的
にＦｅ) Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２０
％、Ｓ：０．００６％、Ａｌ：０．０４５％、Ｔｉ：
０．０６５％、Ｎ：０．００２％、Ｐ：０．０１〜０．
１５％
にＦｅ) Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２０
％、Ｓ：０．００６％、Ａｌ：０．０４５％、Ｔｉ：
０．０６５％、Ｎ：０．００２％、Ｐ：０．０１〜０．
１５％
【００１３】・本発明鋼成分（単位: 質量％、残部実質
的にＦｅ) Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｔｉ：従来鋼とほぼ同等、Ｓ：
０．０１８％、Ｎ：０．００７％、Ｐ：０．０５〜０．
１５％
的にＦｅ) Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｔｉ：従来鋼とほぼ同等、Ｓ：
０．０１８％、Ｎ：０．００７％、Ｐ：０．０５〜０．
１５％
【００１４】上記冷延鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を用いて、耐二次加工脆性の指標値である縦割れ遷移
温度を測定した。縦割れ遷移温度とは、絞り比２．３で
成形した深絞りカップを冷媒中で押し拡げ試験をした際
に、脆性的に破壊して縦割れを起こすものの比率が５０
％に達する温度を意味する。Ｐの含有量に対する縦割れ
遷移温度の測定結果を図１に示す。
板を用いて、耐二次加工脆性の指標値である縦割れ遷移
温度を測定した。縦割れ遷移温度とは、絞り比２．３で
成形した深絞りカップを冷媒中で押し拡げ試験をした際
に、脆性的に破壊して縦割れを起こすものの比率が５０
％に達する温度を意味する。Ｐの含有量に対する縦割れ
遷移温度の測定結果を図１に示す。
【００１５】図１より、Ｓ、Ｎの少ない従来鋼では、冷
延鋼板（図中○）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（図中
●）ともＰ添加量の増加に伴い縦割れ遷移温度が上昇す
るものの、いずれのＰ量においても合金化溶融亜鉛めっ
きを施すことにより、縦割れ遷移温度が著しく上昇する
ことが分かった。しかも、冷延鋼板と合金化溶融亜鉛め
っき鋼板との縦割れ遷移温度の差はＰ添加量の増加に伴
い、拡大している。
延鋼板（図中○）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（図中
●）ともＰ添加量の増加に伴い縦割れ遷移温度が上昇す
るものの、いずれのＰ量においても合金化溶融亜鉛めっ
きを施すことにより、縦割れ遷移温度が著しく上昇する
ことが分かった。しかも、冷延鋼板と合金化溶融亜鉛め
っき鋼板との縦割れ遷移温度の差はＰ添加量の増加に伴
い、拡大している。
【００１６】一方、Ｓ、Ｎの含有レベルの高い本発明鋼
では、合金化溶融亜鉛めっきを施したもの（図中■）で
も縦割れ遷移温度は冷延鋼板（図中□）並みであること
が分かる。すなわち、Ｐを主体に強化したＩＦ鋼におい
ては，通常レベルよりもＳ、Ｎを多く含有させること
で、合金化溶融亜鉛めっきによる縦割れ遷移温度の上昇
を抑制することができる。
では、合金化溶融亜鉛めっきを施したもの（図中■）で
も縦割れ遷移温度は冷延鋼板（図中□）並みであること
が分かる。すなわち、Ｐを主体に強化したＩＦ鋼におい
ては，通常レベルよりもＳ、Ｎを多く含有させること
で、合金化溶融亜鉛めっきによる縦割れ遷移温度の上昇
を抑制することができる。
【００１７】Ｓ、Ｎの積極的添加により、縦割れ遷移温
度の上昇が抑制されるメカニズムの詳細はよく分からな
いが、おそらくＳ、Ｎを多く含有させることで、析出物
の形態や分布に影響を与え、粒界が清浄で、しかもＰの
偏析により脆化している粒界に、合金化加熱処理の際に
侵入するＺｎに起因する割れ感受性の増大を防止してい
るものと考えられる。
度の上昇が抑制されるメカニズムの詳細はよく分からな
いが、おそらくＳ、Ｎを多く含有させることで、析出物
の形態や分布に影響を与え、粒界が清浄で、しかもＰの
偏析により脆化している粒界に、合金化加熱処理の際に
侵入するＺｎに起因する割れ感受性の増大を防止してい
るものと考えられる。
【００１８】次に、本発明における成分の限定理由につ
いて説明する。 Ｃ：０．００５０％以下 Ｃは多量に添加すると加工性が劣化するので０．００５
０％以下に止める。
いて説明する。 Ｃ：０．００５０％以下 Ｃは多量に添加すると加工性が劣化するので０．００５
０％以下に止める。
【００１９】Ｓｉ：０．５０％以下 Ｓｉほ多量に添加すると不めっきや表面性状の不良を誘
発するので、上限を０．５０％とする。
発するので、上限を０．５０％とする。
【００２０】Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｍｎは熱間脆性を防止するためには、０．０５％以上の
添加が必要である。一方、２．０％を越えて添加すると
加工性が劣化するので、上限を２．０％とする。
添加が必要である。一方、２．０％を越えて添加すると
加工性が劣化するので、上限を２．０％とする。
【００２１】Ｐ：０．０３〜０．１５％ Ｐは所望の強度を得るために０．０３％以上添加する。
一方、多量に添加すると加工性を劣化させるとともに二
次加工脆化が著しくなるので、０．１５％以下に止め
る。
一方、多量に添加すると加工性を劣化させるとともに二
次加工脆化が著しくなるので、０．１５％以下に止め
る。
【００２２】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは溶鋼の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の上昇につながるので、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の上昇につながるので、そ
の上限を０．１％とする。
【００２３】Ｓ：０．０１ 〜０．０３％ Ｎ：０．００５〜０．０２％ Ｓ、Ｎは従来不純物元素として極力低減することに注力
され、特にＩＦ鋼では非常に低いレベルまで低減される
のが常である。本発明では、現在の製鋼能力で特別な処
理をすることなく到達できるレベルで、合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の耐二次加工脆性を改善できることを見い出
したものであり、Ｓが０．０１％未満、Ｎが０．００５
％未満では耐二次加工脆性改善の効果が小さい。一方、
Ｓを０．０３％、Ｎを０．０２％を超えて含有すると過
度の加工性劣化を引き起こす。好ましくは、Ｓ：０．０
１５〜０．０２５％、Ｎ：０．００６〜０．０１３％と
するのがよい。
され、特にＩＦ鋼では非常に低いレベルまで低減される
のが常である。本発明では、現在の製鋼能力で特別な処
理をすることなく到達できるレベルで、合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の耐二次加工脆性を改善できることを見い出
したものであり、Ｓが０．０１％未満、Ｎが０．００５
％未満では耐二次加工脆性改善の効果が小さい。一方、
Ｓを０．０３％、Ｎを０．０２％を超えて含有すると過
度の加工性劣化を引き起こす。好ましくは、Ｓ：０．０
１５〜０．０２５％、Ｎ：０．００６〜０．０１３％と
するのがよい。
【００２４】Ｔｉ：０．０２〜０．２％ Ｔｉは加工性の改善作用を有し、また合金化処理を行う
場合には合金化抑制効果を緩和し、生産性を維持する作
用を有する。０．０２％未満ではかかる作用が過少であ
り、一方０．２％を超えて添加すると、加工性が劣化す
るとともに、合金化処理した場合にはプレス加工時にめ
っき層が剥離し易くなる。
場合には合金化抑制効果を緩和し、生産性を維持する作
用を有する。０．０２％未満ではかかる作用が過少であ
り、一方０．２％を超えて添加すると、加工性が劣化す
るとともに、合金化処理した場合にはプレス加工時にめ
っき層が剥離し易くなる。
【００２５】本発明は以上の本質的成分からなるが、更
に必要に応じて下記Ｎｂ、Ｂの一種以上を含有すること
ができる。 Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｎｂはｒ値、Ｅｌの異方性を改善する作用を有する。
０．００５％未満ではかかる作用が過少であり、一方
０．１％を超えて添加するとかえって加工性を損なうよ
うになる。
に必要に応じて下記Ｎｂ、Ｂの一種以上を含有すること
ができる。 Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｎｂはｒ値、Ｅｌの異方性を改善する作用を有する。
０．００５％未満ではかかる作用が過少であり、一方
０．１％を超えて添加するとかえって加工性を損なうよ
うになる。
【００２６】Ｂ：０．０００３〜０．００３％ Ｂは粒界強度を上げる元素であるので、冷延原板の耐二
次加工脆性を改善するために０．０００３％以上添加し
てもよい。一方、０．００３％を超えて添加すると加工
性が劣化するようになる。
次加工脆性を改善するために０．０００３％以上添加し
てもよい。一方、０．００３％を超えて添加すると加工
性が劣化するようになる。
【００２７】次に本発明合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法について説明するが、通常の設備で実施可能であ
り、特別な冷却設備等を必要としない。上記成分を有す
る鋼は、通常の方法で溶製され、スラブに鋳造された
後、続いて熱間圧延され、酸洗後、冷間圧延、焼鈍さ
れ、溶融亜鉛めっき処理および合金化加熱処理が施され
るが、好ましい熱延条件は以下の通りである。
造方法について説明するが、通常の設備で実施可能であ
り、特別な冷却設備等を必要としない。上記成分を有す
る鋼は、通常の方法で溶製され、スラブに鋳造された
後、続いて熱間圧延され、酸洗後、冷間圧延、焼鈍さ
れ、溶融亜鉛めっき処理および合金化加熱処理が施され
るが、好ましい熱延条件は以下の通りである。
【００２８】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。一方、Ａr3点十１５０℃を上回
ると、オーステナイト域での粒成長が著しく、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。
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。一方、Ａr3点十１５０℃を上回
ると、オーステナイト域での粒成長が著しく、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。
【００２９】巻取り温度は、６３０℃以下とすることが
好ましい。巻取り温度を６３０℃より高くすると、Ｆｅ
−Ｔｉ−Ｐ系の析出物が粒界に析出して、ｒ値が劣化す
るようになる。
好ましい。巻取り温度を６３０℃より高くすると、Ｆｅ
−Ｔｉ−Ｐ系の析出物が粒界に析出して、ｒ値が劣化す
るようになる。
【００３０】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％以上では
面内異方性が大きくなる。より、好ましい範開は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％以上では
面内異方性が大きくなる。より、好ましい範開は７５〜
９０％である。
【００３１】冷延されたコイルは焼鈍される。再結晶焼
鈍については箱焼鈍あるいは連続焼鈍いずれも可能であ
るが、延性および深絞り性を確保するために再結晶温度
以上Ａc3点以下の温度で焼鈍することが好ましい。
鈍については箱焼鈍あるいは連続焼鈍いずれも可能であ
るが、延性および深絞り性を確保するために再結晶温度
以上Ａc3点以下の温度で焼鈍することが好ましい。
【００３２】
【実施例】下記表１に示す成分の鋼を溶製し、スラブと
した。このスラブを仕上げ温度９００℃、巻取り温度６
００℃で３．６mmの板厚に熱間圧延し、酸洗後、０．８
mm（冷延率７８％）まで冷間圧延し、８５０℃で再結晶
焼鈍を行い、続いて合金化溶融亜鉛めっきを施した。得
られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状を観察する
と共に、引張試験片を採取し、機械的性質を調べた。ま
た縦割れ遷移温度を測定した。測定条件は既述の通りで
あり、それらの結果を表２に示す。
した。このスラブを仕上げ温度９００℃、巻取り温度６
００℃で３．６mmの板厚に熱間圧延し、酸洗後、０．８
mm（冷延率７８％）まで冷間圧延し、８５０℃で再結晶
焼鈍を行い、続いて合金化溶融亜鉛めっきを施した。得
られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状を観察する
と共に、引張試験片を採取し、機械的性質を調べた。ま
た縦割れ遷移温度を測定した。測定条件は既述の通りで
あり、それらの結果を表２に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】表２より、比較例である試料No. ９、１０
は機械的性質、表面性状は良好であるものの、Ｓおよび
Ｎの量が過少なため、縦割れ遷移温度が高い。また、試
料No. １１はＣ量が多いため、耐二次加工脆性は良好で
あるものの、Ｅｌ、ｒ値が低く加工性が良くない。また
試料No. １２はＳｉ添加量が多いため、Ｅｌ、ｒ値が低
く、不めっきが発生している。試料No. １３はＰ添加量
が多いため、Ｅｌ、ｒ値が低く、合金化むらも発生して
いる。
は機械的性質、表面性状は良好であるものの、Ｓおよび
Ｎの量が過少なため、縦割れ遷移温度が高い。また、試
料No. １１はＣ量が多いため、耐二次加工脆性は良好で
あるものの、Ｅｌ、ｒ値が低く加工性が良くない。また
試料No. １２はＳｉ添加量が多いため、Ｅｌ、ｒ値が低
く、不めっきが発生している。試料No. １３はＰ添加量
が多いため、Ｅｌ、ｒ値が低く、合金化むらも発生して
いる。
【００３６】これらに対して、実施例に該当する試料N
o. １〜８は、成分が本発明範囲内に調製されているた
め、Ｅｌ、ｒ値が高く、良好なプレス加工性を示してお
り、また縦割れ遷移温度も低く、表面性状も良好である
ことが分かる。
o. １〜８は、成分が本発明範囲内に調製されているた
め、Ｅｌ、ｒ値が高く、良好なプレス加工性を示してお
り、また縦割れ遷移温度も低く、表面性状も良好である
ことが分かる。
【００３７】
【発明の効果】以上述べた通り、本発明によれば、Ｓお
よびＮを通常のＩＦ鋼より高めに設定することにより、
Ｐ強化ＩＦ鋼を原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
耐二次加工脆性を、プレス加工性を劣化させることな
く、冷延鋼板並みに改善することができ、しかも製造に
当たり格別の設備、工程も不要であり、経済的である。
よびＮを通常のＩＦ鋼より高めに設定することにより、
Ｐ強化ＩＦ鋼を原板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
耐二次加工脆性を、プレス加工性を劣化させることな
く、冷延鋼板並みに改善することができ、しかも製造に
当たり格別の設備、工程も不要であり、経済的である。
【図１】Ｓ及びＮ含有量の異なる２鋼種の冷延鋼板およ
び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の縦割れ遷移温度におよぼ
すＰ添加量の影響を示すグラフである。
び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の縦割れ遷移温度におよぼ
すＰ添加量の影響を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ ：0.0050％以下、 Ｓ
ｉ：0.50％以下、Ｍｎ：0.05 〜2.0 ％、 Ｐ ：0.03〜
0.15％、Ｓ ：0.01〜0.03％、 Ａｌ：0.01〜0.1 ％、
Ｎ ：0.005 〜0.02％、Ｔｉ：0.02〜0.2 ％、を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とす
る耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載した成分に加えて更に、
Ｎｂ：0.005 〜0.1 ％、Ｂ ：0.0003〜0.003 ％の１種
または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19283396A JP3295900B2 (ja) | 1996-07-02 | 1996-07-02 | 耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19283396A JP3295900B2 (ja) | 1996-07-02 | 1996-07-02 | 耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1017994A true JPH1017994A (ja) | 1998-01-20 |
| JP3295900B2 JP3295900B2 (ja) | 2002-06-24 |
Family
ID=16297745
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19283396A Expired - Fee Related JP3295900B2 (ja) | 1996-07-02 | 1996-07-02 | 耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3295900B2 (ja) |
Cited By (4)
| 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 |
| KR100685030B1 (ko) | 2005-07-08 | 2007-02-20 | 주식회사 포스코 | 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법 |
| KR100951259B1 (ko) | 2002-12-27 | 2010-04-02 | 주식회사 포스코 | 초고성형 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| KR101051206B1 (ko) | 2008-10-28 | 2011-07-21 | 현대제철 주식회사 | 도금특성과 내2차 가공취성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
-
1996
- 1996-07-02 JP JP19283396A patent/JP3295900B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| 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 |
| KR100951259B1 (ko) | 2002-12-27 | 2010-04-02 | 주식회사 포스코 | 초고성형 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| KR100685030B1 (ko) | 2005-07-08 | 2007-02-20 | 주식회사 포스코 | 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법 |
| KR101051206B1 (ko) | 2008-10-28 | 2011-07-21 | 현대제철 주식회사 | 도금특성과 내2차 가공취성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3295900B2 (ja) | 2002-06-24 |
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