JPH1060591A - 腰折れしわ状表面欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
腰折れしわ状表面欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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- JPH1060591A JPH1060591A JP22935896A JP22935896A JPH1060591A JP H1060591 A JPH1060591 A JP H1060591A JP 22935896 A JP22935896 A JP 22935896A JP 22935896 A JP22935896 A JP 22935896A JP H1060591 A JPH1060591 A JP H1060591A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 腰折れしわ状表面欠陥がなく、且つ加工性に
も優れた加工用溶融亜鉛めっき鋼板を得ること 【構成】 Ｃ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ：０〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％超３．０ｗｔ％
以下、Ｐ：０〜０．１０ｗｔ％、Ｓ：０〜０．０２０ｗ
ｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、
Ｎ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００４〜０．
００１５ｗｔ％を含有し、且つＣ／１２≦Ｔｉ／４８＋
Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３
２≦４×（Ｃ／１２）を満足する量のＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，
Ｎｂの１種または２種以上を含有する成分組成の鋼板を
下地鋼板とし、焼鈍及び溶融亜鉛めっき後、未調圧状態
での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上である、板厚１．
２ｍｍ以下の加工用溶融亜鉛めっき鋼板である。
も優れた加工用溶融亜鉛めっき鋼板を得ること 【構成】 Ｃ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ：０〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％超３．０ｗｔ％
以下、Ｐ：０〜０．１０ｗｔ％、Ｓ：０〜０．０２０ｗ
ｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、
Ｎ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００４〜０．
００１５ｗｔ％を含有し、且つＣ／１２≦Ｔｉ／４８＋
Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３
２≦４×（Ｃ／１２）を満足する量のＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，
Ｎｂの１種または２種以上を含有する成分組成の鋼板を
下地鋼板とし、焼鈍及び溶融亜鉛めっき後、未調圧状態
での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上である、板厚１．
２ｍｍ以下の加工用溶融亜鉛めっき鋼板である。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、自動車の内外板、
電気機器、建材等に好適な表面外観が良好な加工用溶融
亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
電気機器、建材等に好適な表面外観が良好な加工用溶融
亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車内外板には高い加工性が要求され
ることから、Ｔｉ，Ｎｂ等を原子量比でＣ，Ｎ量以上添
加してこれら固溶元素を析出固定した、いわゆるＩＦ鋼
が用いられている。このＩＦ鋼は、連続焼鈍において過
時効処理を行わなくても非時効鋼板が製造できるために
溶融亜鉛めっき用鋼板として好適であり、これに関連し
て従来多くの提案がなされている。しかし、ＩＦ鋼は不
純物元素が低減されているが故の問題点を数多く有して
おり、例えば、粒界が弱いことに起因して二次加工脆化
が発生し易いなどの問題点が指摘されている。
ることから、Ｔｉ，Ｎｂ等を原子量比でＣ，Ｎ量以上添
加してこれら固溶元素を析出固定した、いわゆるＩＦ鋼
が用いられている。このＩＦ鋼は、連続焼鈍において過
時効処理を行わなくても非時効鋼板が製造できるために
溶融亜鉛めっき用鋼板として好適であり、これに関連し
て従来多くの提案がなされている。しかし、ＩＦ鋼は不
純物元素が低減されているが故の問題点を数多く有して
おり、例えば、粒界が弱いことに起因して二次加工脆化
が発生し易いなどの問題点が指摘されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このような問題に対応
して、近年、粒界に偏析し易いＢを添加して粒界の強化
を図ったＢ添加ＩＦ鋼が使用されている（例えば、特開
昭５９−１４０３３３号公報）。本発明者らは、このＢ
添加ＩＦ鋼の特性を調査、検討する過程で、Ｂ添加ＩＦ
鋼がＢ無添加ＩＦ鋼に比べて未調圧段階での降伏点伸び
が大きく、その結果、特に板厚１．２ｍｍ以下の薄物材
において製造過程で腰折れしわ状欠陥が発生し易いとい
う問題があることを見い出した。近年、鋼板表面品質に
対するユーザーからの要求は厳しさを増しており、従来
は見逃されていたこのような微細な欠陥についても、そ
の発生を防止若しくは低減させる必要性が生じている。
したがって本発明の目的は、このような腰折れしわ状表
面欠陥がなく、しかも加工性にも優れた加工用溶融亜鉛
めっき鋼板及びその製造方法を提供することにある。
して、近年、粒界に偏析し易いＢを添加して粒界の強化
を図ったＢ添加ＩＦ鋼が使用されている（例えば、特開
昭５９−１４０３３３号公報）。本発明者らは、このＢ
添加ＩＦ鋼の特性を調査、検討する過程で、Ｂ添加ＩＦ
鋼がＢ無添加ＩＦ鋼に比べて未調圧段階での降伏点伸び
が大きく、その結果、特に板厚１．２ｍｍ以下の薄物材
において製造過程で腰折れしわ状欠陥が発生し易いとい
う問題があることを見い出した。近年、鋼板表面品質に
対するユーザーからの要求は厳しさを増しており、従来
は見逃されていたこのような微細な欠陥についても、そ
の発生を防止若しくは低減させる必要性が生じている。
したがって本発明の目的は、このような腰折れしわ状表
面欠陥がなく、しかも加工性にも優れた加工用溶融亜鉛
めっき鋼板及びその製造方法を提供することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】このような課題を解決す
るための本発明の構成は以下の通りである。 (1) Ｃ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ：０〜０．５０
ｗｔ％、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％超３．０ｗｔ％以下、
Ｐ：０〜０．１０ｗｔ％、Ｓ：０〜０．０２０ｗｔ％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、Ｎ：０
〜０．００３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００４〜０．００１
５ｗｔ％、且つ下記（１）式の条件を満足する量のＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂの１種または２種以上を含有する成
分組成の鋼板を下地鋼板とし、焼鈍及び溶融亜鉛めっき
後、未調圧状態での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上で
ある、腰折れしわ状表面欠陥のない板厚１．２ｍｍ以下
の加工用溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ／１２≦Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３ ２≦４×（Ｃ／１２） …（１） 但し、Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）、Ｚｒ：Ｚｒ含有量
（ｗｔ％）、Ｖ：Ｖ含有量（ｗｔ％）、Ｎｂ：Ｎｂ含有
量（ｗｔ％）、Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：Ｎ含有量
（ｗｔ％）、Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
るための本発明の構成は以下の通りである。 (1) Ｃ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ：０〜０．５０
ｗｔ％、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％超３．０ｗｔ％以下、
Ｐ：０〜０．１０ｗｔ％、Ｓ：０〜０．０２０ｗｔ％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、Ｎ：０
〜０．００３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００４〜０．００１
５ｗｔ％、且つ下記（１）式の条件を満足する量のＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂの１種または２種以上を含有する成
分組成の鋼板を下地鋼板とし、焼鈍及び溶融亜鉛めっき
後、未調圧状態での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上で
ある、腰折れしわ状表面欠陥のない板厚１．２ｍｍ以下
の加工用溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ／１２≦Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３ ２≦４×（Ｃ／１２） …（１） 但し、Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）、Ｚｒ：Ｚｒ含有量
（ｗｔ％）、Ｖ：Ｖ含有量（ｗｔ％）、Ｎｂ：Ｎｂ含有
量（ｗｔ％）、Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：Ｎ含有量
（ｗｔ％）、Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
【０００５】(2) Ｃ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ：
０〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％超３．０ｗ
ｔ％以下、Ｐ：０〜０．１０ｗｔ％、Ｓ：０〜０．０２
０ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ
％、Ｎ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００４〜
０．００１５ｗｔ％、且つ下記（１）式の条件を満足す
る量のＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂの１種または２種以上を含
有する成分組成の鋼を熱間圧延し、Ａｒ3変態点以上で
仕上圧延を終了した後、５００〜６８０℃で巻き取り、
次いで酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおいて、８３０℃以下の焼鈍温度で焼鈍し、引き続
き溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする、未調圧
状態での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上である、腰折
れしわ状表面欠陥のない板厚１．２ｍｍ以下の加工用溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Ｃ／１２≦Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３ ２≦４×（Ｃ／１２） …（１） 但し、Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）、Ｚｒ：Ｚｒ含有量
（ｗｔ％）、Ｖ：Ｖ含有量（ｗｔ％）、Ｎｂ：Ｎｂ含有
量（ｗｔ％）、Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：Ｎ含有量
（ｗｔ％）、Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
０〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％超３．０ｗ
ｔ％以下、Ｐ：０〜０．１０ｗｔ％、Ｓ：０〜０．０２
０ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ
％、Ｎ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００４〜
０．００１５ｗｔ％、且つ下記（１）式の条件を満足す
る量のＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂの１種または２種以上を含
有する成分組成の鋼を熱間圧延し、Ａｒ3変態点以上で
仕上圧延を終了した後、５００〜６８０℃で巻き取り、
次いで酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおいて、８３０℃以下の焼鈍温度で焼鈍し、引き続
き溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする、未調圧
状態での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上である、腰折
れしわ状表面欠陥のない板厚１．２ｍｍ以下の加工用溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Ｃ／１２≦Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３ ２≦４×（Ｃ／１２） …（１） 但し、Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）、Ｚｒ：Ｚｒ含有量
（ｗｔ％）、Ｖ：Ｖ含有量（ｗｔ％）、Ｎｂ：Ｎｂ含有
量（ｗｔ％）、Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：Ｎ含有量
（ｗｔ％）、Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
【０００６】(3) 上記(2)の製造方法において、溶融亜
鉛めっき処理後、合金化処理を行い、次いで調質圧延を
行うことを特徴とする、腰折れしわ状表面欠陥のない板
厚１．２ｍｍ以下の加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
鉛めっき処理後、合金化処理を行い、次いで調質圧延を
行うことを特徴とする、腰折れしわ状表面欠陥のない板
厚１．２ｍｍ以下の加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
【０００７】
【発明の実施の態様】以下、本発明の詳細と限定理由を
説明する。本発明者らは上述した腰折れしわ状欠陥が発
生する原因について調査、検討を行い、その結果、腰折
れしわがゼンジミア型連続溶融亜鉛めっきラインのトッ
プロール近傍で発生していること、また、腰折れしわが
ドロスと呼ばれる溶融めっきラインで不可避的に発生す
る鉄亜鉛合金を起点にして発生していること、さらにＢ
添加ＩＦ鋼は３００℃以下の温度域での降伏点伸びがＢ
無添加ＩＦ鋼に比べて大きいという事実を突き止めた。
説明する。本発明者らは上述した腰折れしわ状欠陥が発
生する原因について調査、検討を行い、その結果、腰折
れしわがゼンジミア型連続溶融亜鉛めっきラインのトッ
プロール近傍で発生していること、また、腰折れしわが
ドロスと呼ばれる溶融めっきラインで不可避的に発生す
る鉄亜鉛合金を起点にして発生していること、さらにＢ
添加ＩＦ鋼は３００℃以下の温度域での降伏点伸びがＢ
無添加ＩＦ鋼に比べて大きいという事実を突き止めた。
【０００８】これらの事実からして、腰折れしわ状欠陥
が発生するのは以下に述べるようなメカニズムによるも
のと考えられる。すなわち、通常、連続ライン内では板
の蛇行等を防止するために鋼板に１〜５ｋｇｆ／ｍｍ2
程度のライン張力が付与されているが、この張力付与の
ために溶融めっきポットで鋼板面に付着したドロスがト
ップロールで鋼板に押し込まれ、この部分を起点とした
腰折れしわが発生するものと考えられる。そして特に、
ドロス径が鋼板板厚と比較して相対的に大きくなる板厚
１．２ｍｍ以下の薄物鋼板の場合には、鋼板がより顕著
な応力集中を受けるために明らかな腰折れしわが発生す
るものと考えられる。鋼板が連続降伏すれば、このよう
な応力集中を受けても表面欠陥として顕在化はしない
が、鋼板が不連続降伏する場合、腰折れしわ状欠陥が発
生するものと考えられる。
が発生するのは以下に述べるようなメカニズムによるも
のと考えられる。すなわち、通常、連続ライン内では板
の蛇行等を防止するために鋼板に１〜５ｋｇｆ／ｍｍ2
程度のライン張力が付与されているが、この張力付与の
ために溶融めっきポットで鋼板面に付着したドロスがト
ップロールで鋼板に押し込まれ、この部分を起点とした
腰折れしわが発生するものと考えられる。そして特に、
ドロス径が鋼板板厚と比較して相対的に大きくなる板厚
１．２ｍｍ以下の薄物鋼板の場合には、鋼板がより顕著
な応力集中を受けるために明らかな腰折れしわが発生す
るものと考えられる。鋼板が連続降伏すれば、このよう
な応力集中を受けても表面欠陥として顕在化はしない
が、鋼板が不連続降伏する場合、腰折れしわ状欠陥が発
生するものと考えられる。
【０００９】Ｂ添加ＩＦ鋼の降伏伸びを引き起こす直接
的な原因はＴｉＣ，ＺｒＣ，ＮｂＣ，ＶＣ等の炭化物が
焼鈍段階で再固溶するためであるが、粒界に偏析するＢ
が何らかのメカニズムでこれを助長しているものと考え
られる。Ｂの添加は製品性能向上のために不可欠である
ことから、Ｂ添加を前提として上記の問題を解決すべく
検討を行った結果、鋼板の降伏値を高めることにより、
腰折れしわ状欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板を製
造できるとの結論を得た。これは、ドロスが押し込まれ
ることによる応力集中を受けても、鋼板が降伏しなけれ
ば腰折れしわが発生しないためであると考えられる。
的な原因はＴｉＣ，ＺｒＣ，ＮｂＣ，ＶＣ等の炭化物が
焼鈍段階で再固溶するためであるが、粒界に偏析するＢ
が何らかのメカニズムでこれを助長しているものと考え
られる。Ｂの添加は製品性能向上のために不可欠である
ことから、Ｂ添加を前提として上記の問題を解決すべく
検討を行った結果、鋼板の降伏値を高めることにより、
腰折れしわ状欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板を製
造できるとの結論を得た。これは、ドロスが押し込まれ
ることによる応力集中を受けても、鋼板が降伏しなけれ
ば腰折れしわが発生しないためであると考えられる。
【００１０】以下、本発明の限定理由について説明す
る。まず、溶融亜鉛めっきの下地鋼板の成分組成に関す
る限定理由は以下の通りである。 Ｃ：Ｃは鋼板の加工性を劣化させるため低減させること
が望ましく、また降伏点伸びを発生させる元素でもある
ため、腰折れしわの発生を防止するという観点からも低
減させることが望ましい。このため実用上本発明の効果
を損なわない範囲として、Ｃは０〜０．００３０ｗｔ％
（但し、無添加の場合を含む）とする。 Ｓｉ：Ｓｉは鋼板の降伏値を上昇させるため、腰折れし
わ状欠陥を防止する上では有効な元素である。しかし、
Ｓｉを過剰に添加すると鋼板の加工性を劣化させるだけ
でなく、めっき皮膜と下地鋼板との密着性を著しく劣化
させる。このため本発明の効果を損なわない範囲とし
て、Ｓｉは０〜０．５０ｗｔ％（但し、無添加の場合を
含む）とする。
る。まず、溶融亜鉛めっきの下地鋼板の成分組成に関す
る限定理由は以下の通りである。 Ｃ：Ｃは鋼板の加工性を劣化させるため低減させること
が望ましく、また降伏点伸びを発生させる元素でもある
ため、腰折れしわの発生を防止するという観点からも低
減させることが望ましい。このため実用上本発明の効果
を損なわない範囲として、Ｃは０〜０．００３０ｗｔ％
（但し、無添加の場合を含む）とする。 Ｓｉ：Ｓｉは鋼板の降伏値を上昇させるため、腰折れし
わ状欠陥を防止する上では有効な元素である。しかし、
Ｓｉを過剰に添加すると鋼板の加工性を劣化させるだけ
でなく、めっき皮膜と下地鋼板との密着性を著しく劣化
させる。このため本発明の効果を損なわない範囲とし
て、Ｓｉは０〜０．５０ｗｔ％（但し、無添加の場合を
含む）とする。
【００１１】Ｍｎ：Ｍｎは鋼板の降伏値を上昇させて腰
折れしわ状欠陥の発生を抑制する作用があるが、過剰な
添加は鋼板の加工性を劣化させる。このためＭｎは０．
５０ｗｔ％超、３．０ｗｔ％以下とする。 Ｐ：Ｐも鋼板の降伏値を上昇させるため、腰折れしわ状
欠陥を防止する上では有効な元素であるが、過剰に添加
すると鋼板の加工性を劣化させるため、０〜０．１０ｗ
ｔ％（但し、無添加の場合を含む）とする。 Ｓ：Ｓは鋼の延性を劣化させるため低減させることが望
ましく、このため０〜０．０２０ｗｔ％（但し、無添加
の場合を含む）とする。ｓｏｌ．Ａｌは脱酸剤として鋼
中に添加される。ｓｏｌ．Ａｌが０．０１０ｗｔ％未満
ではその効果が十分でなく、一方、０．０８０ｗｔ％を
超えて添加してもその効果が飽和するとともに、却って
表面欠陥を誘発する弊害を生じる。このためｓｏｌ．Ａ
ｌは０．０１０〜０．０８０ｗｔ％とする。
折れしわ状欠陥の発生を抑制する作用があるが、過剰な
添加は鋼板の加工性を劣化させる。このためＭｎは０．
５０ｗｔ％超、３．０ｗｔ％以下とする。 Ｐ：Ｐも鋼板の降伏値を上昇させるため、腰折れしわ状
欠陥を防止する上では有効な元素であるが、過剰に添加
すると鋼板の加工性を劣化させるため、０〜０．１０ｗ
ｔ％（但し、無添加の場合を含む）とする。 Ｓ：Ｓは鋼の延性を劣化させるため低減させることが望
ましく、このため０〜０．０２０ｗｔ％（但し、無添加
の場合を含む）とする。ｓｏｌ．Ａｌは脱酸剤として鋼
中に添加される。ｓｏｌ．Ａｌが０．０１０ｗｔ％未満
ではその効果が十分でなく、一方、０．０８０ｗｔ％を
超えて添加してもその効果が飽和するとともに、却って
表面欠陥を誘発する弊害を生じる。このためｓｏｌ．Ａ
ｌは０．０１０〜０．０８０ｗｔ％とする。
【００１２】Ｎ：Ｎは鋼板の加工性向上の観点から低減
させることが望ましく、実用上本発明の効果を損なわな
い範囲として０〜０．００３０ｗｔ％（但し、無添加の
場合を含む）する。 Ｂ：Ｂは耐二次加工脆性の改善及びｒ値の向上に効果の
ある熱延板の細粒化に有効な元素であるため、加工用途
に用いる鋼板には必須の添加元素である。しかし、Ｂが
０．０００４ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られ
ず、一方、０．００１５ｗｔ％を超えて添加してもその
効果が飽和するとともに、加工性が劣化するため、Ｂは
０．０００４〜０．００１５ｗｔ％とする。
させることが望ましく、実用上本発明の効果を損なわな
い範囲として０〜０．００３０ｗｔ％（但し、無添加の
場合を含む）する。 Ｂ：Ｂは耐二次加工脆性の改善及びｒ値の向上に効果の
ある熱延板の細粒化に有効な元素であるため、加工用途
に用いる鋼板には必須の添加元素である。しかし、Ｂが
０．０００４ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られ
ず、一方、０．００１５ｗｔ％を超えて添加してもその
効果が飽和するとともに、加工性が劣化するため、Ｂは
０．０００４〜０．００１５ｗｔ％とする。
【００１３】Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖ：これらの元素は
Ｃ、Ｎ等の固溶元素を析出固定し、鋼板の加工性を良好
にする。しかし、過剰な添加はコスト上昇を招くだけで
なく、鋼板の表面品質を劣化させる。したがって、これ
らの元素はその１種または２種以上を下記（１）式を満
足する条件で添加する必要がある。これらの元素の添加
量が下記（１）式が規定する下限を下回ると、上記の効
果が十分に得られない。 Ｃ／１２≦Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３ ２≦４×（Ｃ／１２） …（１） 但し、Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）、Ｚｒ：Ｚｒ含有量
（ｗｔ％）、Ｖ：Ｖ含有量（ｗｔ％）、Ｎｂ：Ｎｂ含有
量（ｗｔ％）、Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：Ｎ含有量
（ｗｔ％）、Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
Ｃ、Ｎ等の固溶元素を析出固定し、鋼板の加工性を良好
にする。しかし、過剰な添加はコスト上昇を招くだけで
なく、鋼板の表面品質を劣化させる。したがって、これ
らの元素はその１種または２種以上を下記（１）式を満
足する条件で添加する必要がある。これらの元素の添加
量が下記（１）式が規定する下限を下回ると、上記の効
果が十分に得られない。 Ｃ／１２≦Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３ ２≦４×（Ｃ／１２） …（１） 但し、Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）、Ｚｒ：Ｚｒ含有量
（ｗｔ％）、Ｖ：Ｖ含有量（ｗｔ％）、Ｎｂ：Ｎｂ含有
量（ｗｔ％）、Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：Ｎ含有量
（ｗｔ％）、Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
【００１４】これらの元素のうち、Ｔｉ及びＺｒは炭化
物よりも粗大で且つ再固溶しにくい炭硫化物を形成する
ため、熱延段階において容易に析出物を粗大化させるこ
とができる利点がある。したがって、本発明の効果をよ
り確実に得るためにはＴｉおよび／またはＺｒを添加す
るとともに、その添加量を原子量比でＮ＋Ｓ量以上とす
ることが望ましい。 残部：実質的にＦｅからなるが、本発明の効果を損わな
い限度で他の元素を含有することを妨げない。
物よりも粗大で且つ再固溶しにくい炭硫化物を形成する
ため、熱延段階において容易に析出物を粗大化させるこ
とができる利点がある。したがって、本発明の効果をよ
り確実に得るためにはＴｉおよび／またはＺｒを添加す
るとともに、その添加量を原子量比でＮ＋Ｓ量以上とす
ることが望ましい。 残部：実質的にＦｅからなるが、本発明の効果を損わな
い限度で他の元素を含有することを妨げない。
【００１５】本発明の溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を含む）は、以上のような成分組成の鋼
板を下地鋼板とし、焼鈍及び溶融亜鉛めっき後、未調圧
状態での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上で且つ板厚が
１．２ｍｍ以下のめっき鋼板である。腰折れしわが発生
しない降伏値は１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上である。しわが
発生する際の鋼板温度は３００℃程度であるため、腰折
れしわが発生するのはこれより低い降伏値であると考え
られるが、腰折れしわの発生が未調圧段階での降伏値と
強い相関を持っているために、本発明では未調圧段階で
の降伏値で１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上と規定した。また、
腰折れしわ状欠陥の発生は板厚１．２ｍｍ以下のめっき
鋼板に特有の問題であり、このため本発明の溶融亜鉛め
っき鋼板は板厚１．２ｍｍ以下のものに限定される。
亜鉛めっき鋼板を含む）は、以上のような成分組成の鋼
板を下地鋼板とし、焼鈍及び溶融亜鉛めっき後、未調圧
状態での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上で且つ板厚が
１．２ｍｍ以下のめっき鋼板である。腰折れしわが発生
しない降伏値は１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上である。しわが
発生する際の鋼板温度は３００℃程度であるため、腰折
れしわが発生するのはこれより低い降伏値であると考え
られるが、腰折れしわの発生が未調圧段階での降伏値と
強い相関を持っているために、本発明では未調圧段階で
の降伏値で１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上と規定した。また、
腰折れしわ状欠陥の発生は板厚１．２ｍｍ以下のめっき
鋼板に特有の問題であり、このため本発明の溶融亜鉛め
っき鋼板は板厚１．２ｍｍ以下のものに限定される。
【００１６】本発明では上述した成分条件等を満足すれ
ば、その製造条件に拘りなく腰折れしわ状表面欠陥のな
い溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるが、特に好ま
しい製造方法を挙げると、以下の通りである。通常、上
記の成分組成を有する下地鋼板は、熱間圧延、酸洗、冷
間圧延という一連の工程を経て製造されるが、熱間圧延
ではＡｒ3変態点以上で仕上圧延を終了した後、５００
〜６８０℃で巻取ることが好ましい。熱間圧延で６８０
℃を超える高温巻取を行った場合には、スケールの肥大
化による表面性状の劣化、ＦｅＴｉＰ等の析出物による
ランクフォード値の劣化を生じる。一方、５００℃未満
の低温巻取を行った場合にはＣが十分に析出せず、腰折
れしわ状欠陥の原因となる固溶Ｃの増加を招く。このた
め巻取温度は５００〜６８０℃とすることが好ましい。
ば、その製造条件に拘りなく腰折れしわ状表面欠陥のな
い溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるが、特に好ま
しい製造方法を挙げると、以下の通りである。通常、上
記の成分組成を有する下地鋼板は、熱間圧延、酸洗、冷
間圧延という一連の工程を経て製造されるが、熱間圧延
ではＡｒ3変態点以上で仕上圧延を終了した後、５００
〜６８０℃で巻取ることが好ましい。熱間圧延で６８０
℃を超える高温巻取を行った場合には、スケールの肥大
化による表面性状の劣化、ＦｅＴｉＰ等の析出物による
ランクフォード値の劣化を生じる。一方、５００℃未満
の低温巻取を行った場合にはＣが十分に析出せず、腰折
れしわ状欠陥の原因となる固溶Ｃの増加を招く。このた
め巻取温度は５００〜６８０℃とすることが好ましい。
【００１７】下地鋼板は連続溶融亜鉛めっきラインにお
いて焼鈍され、引き続き溶融亜鉛めっき処理されるが、
焼鈍温度は８３０℃以下とすることが好ましい。これは
８３０℃を超える温度で焼鈍を行った場合、昇温段階で
析出したＴｉＣ等の微細析出物が再固溶し、腰折れしわ
状欠陥の原因となる固溶Ｃが増加するからである。通
常、加工用途の溶融亜鉛めっき鋼板はめっき後合金化処
理及び調質圧延され、製品とされる。なお、本発明では
製銑法（高炉法、電炉法、溶融還元法等）、スラブの鋳
造法（連続鋳造法、分塊鋳造法、薄スラブ鋳造法等）、
熱延方式（直送圧延、スラブ再加熱圧延等）等のプロセ
スに特別な制約はなく、いずれのプロセスを採用しても
本発明の効果に影響はない。
いて焼鈍され、引き続き溶融亜鉛めっき処理されるが、
焼鈍温度は８３０℃以下とすることが好ましい。これは
８３０℃を超える温度で焼鈍を行った場合、昇温段階で
析出したＴｉＣ等の微細析出物が再固溶し、腰折れしわ
状欠陥の原因となる固溶Ｃが増加するからである。通
常、加工用途の溶融亜鉛めっき鋼板はめっき後合金化処
理及び調質圧延され、製品とされる。なお、本発明では
製銑法（高炉法、電炉法、溶融還元法等）、スラブの鋳
造法（連続鋳造法、分塊鋳造法、薄スラブ鋳造法等）、
熱延方式（直送圧延、スラブ再加熱圧延等）等のプロセ
スに特別な制約はなく、いずれのプロセスを採用しても
本発明の効果に影響はない。
【００１８】
〔実施例１〕表１に示す成分組成の鋼スラブを１２００
℃に加熱して熱間圧延を開始し、８９０℃で仕上圧延を
終了した後、６００℃で巻き取った。この熱延鋼板を酸
洗後、圧下率７５％で冷間圧延を行なって冷延鋼板とし
た。この冷延鋼板をゼンジミア型の連続溶融亜鉛めっき
ラインにて８５０℃で焼鈍し、引き続き溶融亜鉛めっき
処理、合金化処理及び調質圧延を順次行い、板厚０．７
ｍｍの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、鋼板表面での腰折
れしわ状欠陥の有無、めっきムラの有無、脆性遷移温度
比、降伏値、強度及びランクフォード値を評価した。そ
の結果を表２に示す。
℃に加熱して熱間圧延を開始し、８９０℃で仕上圧延を
終了した後、６００℃で巻き取った。この熱延鋼板を酸
洗後、圧下率７５％で冷間圧延を行なって冷延鋼板とし
た。この冷延鋼板をゼンジミア型の連続溶融亜鉛めっき
ラインにて８５０℃で焼鈍し、引き続き溶融亜鉛めっき
処理、合金化処理及び調質圧延を順次行い、板厚０．７
ｍｍの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、鋼板表面での腰折
れしわ状欠陥の有無、めっきムラの有無、脆性遷移温度
比、降伏値、強度及びランクフォード値を評価した。そ
の結果を表２に示す。
【００１９】なお、腰折れしわ状欠陥の評価は、しわが
全く発生しないものを“◎”、１０ｃｍ2当り３本以下
の軽微なしわが発生したものを“○”、１０ｃｍ2当り
４本以上のしわが発生したものを“×”と評価した。ま
た、めっきムラの有無は、めっきムラが発生しないもの
を“○”、発生したものを“×”とした。延性−脆性遷
移温度は、鋼板を１０５ｍｍφのブランクに打ち抜き
後、絞り比２．１でカップ成形し、これを所定温度に冷
却した冷媒中でプレスした際に脆性破壊が生じない最低
の温度で規定した。この延性−脆性遷移温度は、鋼板強
度が高くなると粒界強度が相対的に低下するために高く
なる。したがって、鋼板強度に拘わりなく耐二次加工性
の優劣を評価する指標として、強度を考慮に入れた以下
に示す脆性遷移温度比を用いた。 脆性遷移温度比＝［脆性遷移温度（Ｋ）］／［鋼板強度
（ｋｇｆ／ｍｍ2）］ 表２によれば、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は表面性状
が優れているだけでなく、脆性遷移温度比６以下、ラン
クフォード値１．５以上と優れた特性を示し、プレス成
形に好適なめっき鋼板であることが判る。
全く発生しないものを“◎”、１０ｃｍ2当り３本以下
の軽微なしわが発生したものを“○”、１０ｃｍ2当り
４本以上のしわが発生したものを“×”と評価した。ま
た、めっきムラの有無は、めっきムラが発生しないもの
を“○”、発生したものを“×”とした。延性−脆性遷
移温度は、鋼板を１０５ｍｍφのブランクに打ち抜き
後、絞り比２．１でカップ成形し、これを所定温度に冷
却した冷媒中でプレスした際に脆性破壊が生じない最低
の温度で規定した。この延性−脆性遷移温度は、鋼板強
度が高くなると粒界強度が相対的に低下するために高く
なる。したがって、鋼板強度に拘わりなく耐二次加工性
の優劣を評価する指標として、強度を考慮に入れた以下
に示す脆性遷移温度比を用いた。 脆性遷移温度比＝［脆性遷移温度（Ｋ）］／［鋼板強度
（ｋｇｆ／ｍｍ2）］ 表２によれば、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は表面性状
が優れているだけでなく、脆性遷移温度比６以下、ラン
クフォード値１．５以上と優れた特性を示し、プレス成
形に好適なめっき鋼板であることが判る。
【００２０】〔実施例２〕表１の鋼番３，鋼番６，鋼番
７の鋼スラブを１２００℃に加熱して熱間圧延を開始
し、８９０℃で仕上圧延を終了した後、表３に示す温度
で巻き取った。この熱延鋼板を酸洗後、圧下率７５％で
冷間圧延を行なって冷延鋼板とした。この冷延鋼板をゼ
ンジミア型の連続溶融亜鉛めっきラインにて表３に示す
条件で焼鈍し、引き続き溶融亜鉛めっき処理、合金化処
理及び調質圧延を順次行い、板厚０．７ｍｍの合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板について、［実施例１］と同様の方法及び基
準で腰折れしわ状欠陥の有無、めっきムラの有無、脆性
遷移温度、降伏値及び強度を評価した。その結果を表４
に示す。表４によれば、本発明法により製造された溶融
亜鉛めっき鋼板は、表面性状が極めて優れ、しかも加工
性にも優れたプレス成形に好適なめっき鋼板であること
が判る。
７の鋼スラブを１２００℃に加熱して熱間圧延を開始
し、８９０℃で仕上圧延を終了した後、表３に示す温度
で巻き取った。この熱延鋼板を酸洗後、圧下率７５％で
冷間圧延を行なって冷延鋼板とした。この冷延鋼板をゼ
ンジミア型の連続溶融亜鉛めっきラインにて表３に示す
条件で焼鈍し、引き続き溶融亜鉛めっき処理、合金化処
理及び調質圧延を順次行い、板厚０．７ｍｍの合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板について、［実施例１］と同様の方法及び基
準で腰折れしわ状欠陥の有無、めっきムラの有無、脆性
遷移温度、降伏値及び強度を評価した。その結果を表４
に示す。表４によれば、本発明法により製造された溶融
亜鉛めっき鋼板は、表面性状が極めて優れ、しかも加工
性にも優れたプレス成形に好適なめっき鋼板であること
が判る。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】
【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、腰折
れしわ状表面欠陥等の表面欠陥がなく、しかも加工性に
も優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
れしわ状表面欠陥等の表面欠陥がなく、しかも加工性に
も優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28 (72)発明者 野出 俊策 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 中村 清治 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 大北 智良 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ：０
〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％超３．０ｗｔ
％以下、Ｐ：０〜０．１０ｗｔ％、Ｓ：０〜０．０２０
ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ
％、Ｎ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００４〜
０．００１５ｗｔ％、且つ下記（１）式の条件を満足す
る量のＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂの１種または２種以上を含
有する成分組成の鋼板を下地鋼板とし、焼鈍及び溶融亜
鉛めっき後、未調圧状態での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ
2以上である、腰折れしわ状表面欠陥のない板厚１．２
ｍｍ以下の加工用溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ／１２≦Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３ ２≦４×（Ｃ／１２） …（１） 但し、Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）、Ｚｒ：Ｚｒ含有量
（ｗｔ％）、Ｖ：Ｖ含有量（ｗｔ％）、Ｎｂ：Ｎｂ含有
量（ｗｔ％）、Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：Ｎ含有量
（ｗｔ％）、Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） - 【請求項２】 Ｃ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ：０
〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％超３．０ｗｔ
％以下、Ｐ：０〜０．１０ｗｔ％、Ｓ：０〜０．０２０
ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ
％、Ｎ：０〜０．００３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００４〜
０．００１５ｗｔ％、且つ下記（１）式の条件を満足す
る量のＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂの１種または２種以上を含
有する成分組成の鋼を熱間圧延し、Ａｒ3変態点以上で
仕上圧延を終了した後、５００〜６８０℃で巻き取り、
次いで酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおいて、８３０℃以下の焼鈍温度で焼鈍し、引き続
き溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする、未調圧
状態での降伏値が１５ｋｇｆ／ｍｍ2以上である、腰折
れしわ状表面欠陥のない板厚１．２ｍｍ以下の加工用溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Ｃ／１２≦Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９６＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１−Ｎ／１４−Ｓ／３ ２≦４×（Ｃ／１２） …（１） 但し、Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）、Ｚｒ：Ｚｒ含有量
（ｗｔ％）、Ｖ：Ｖ含有量（ｗｔ％）、Ｎｂ：Ｎｂ含有
量（ｗｔ％）、Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：Ｎ含有量
（ｗｔ％）、Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） - 【請求項３】 溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を行
い、次いで調質圧延を行うことを特徴とする、請求項２
に記載の腰折れしわ状表面欠陥のない板厚１．２ｍｍ以
下の加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22935896A JPH1060591A (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 腰折れしわ状表面欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22935896A JPH1060591A (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 腰折れしわ状表面欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1060591A true JPH1060591A (ja) | 1998-03-03 |
Family
ID=16890924
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22935896A Pending JPH1060591A (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 腰折れしわ状表面欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1060591A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100530055B1 (ko) * | 2001-09-06 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 초고성형 자동차용 강판의 제조방법 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06172923A (ja) * | 1992-07-08 | 1994-06-21 | Nkk Corp | 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および表面処理鋼板とその製造方法 |
| JPH07228944A (ja) * | 1993-12-20 | 1995-08-29 | Nkk Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JPH08170123A (ja) * | 1994-10-21 | 1996-07-02 | Nippon Steel Corp | 深絞り性の優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1996
- 1996-08-12 JP JP22935896A patent/JPH1060591A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06172923A (ja) * | 1992-07-08 | 1994-06-21 | Nkk Corp | 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および表面処理鋼板とその製造方法 |
| JPH07228944A (ja) * | 1993-12-20 | 1995-08-29 | Nkk Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JPH08170123A (ja) * | 1994-10-21 | 1996-07-02 | Nippon Steel Corp | 深絞り性の優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100530055B1 (ko) * | 2001-09-06 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 초고성형 자동차용 강판의 제조방법 |
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