JPS59190332A - 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents
極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は極めて優れた二次加工性を有する超深絞シ用溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
従来、連続焼鈍用の深絞シ性鋼板として、炭窒化物形成
元素を添加した極低炭素鋼が開発されているが、かかる
鋼板は苛酷な深絞）加工後に二次加工を受けると脆性的
に破壊する傾向を有しておシ、特にＰ、８１．Ｍｎ等を
添加して高強度鋼板を製造する場合には、ｐ、ｓｉは鋼
板を脆化させる性質が強いため、上記二次加工脆性は極
めて発生し易くなる ＢはＣと同梯に結晶粒界を強化する働きがあるとされる
が、本発明者等は実際に調査検討した結果、Ｂ添加によ
る鋼板材質への影響は鋼種、製造条件によって様々に異
なるという以下の新規知見を得、これに基づき本発明を
完成したものである。
元素を添加した極低炭素鋼が開発されているが、かかる
鋼板は苛酷な深絞）加工後に二次加工を受けると脆性的
に破壊する傾向を有しておシ、特にＰ、８１．Ｍｎ等を
添加して高強度鋼板を製造する場合には、ｐ、ｓｉは鋼
板を脆化させる性質が強いため、上記二次加工脆性は極
めて発生し易くなる ＢはＣと同梯に結晶粒界を強化する働きがあるとされる
が、本発明者等は実際に調査検討した結果、Ｂ添加によ
る鋼板材質への影響は鋼種、製造条件によって様々に異
なるという以下の新規知見を得、これに基づき本発明を
完成したものである。
Ｔｉ添加極低炭素鋼にＢを添加した場合には、二次加工
性は改善される傾向を示すが、その改善効果は比較的小
さく、またＢ未添加材と比較して深絞シ性（ｒ値）、延
性（Ｅｔ ）の劣化が極めて大きいものがある。Ｔｉ添
加鋼ではＴｉが鍋中のＯ，Ｎ。
性は改善される傾向を示すが、その改善効果は比較的小
さく、またＢ未添加材と比較して深絞シ性（ｒ値）、延
性（Ｅｔ ）の劣化が極めて大きいものがある。Ｔｉ添
加鋼ではＴｉが鍋中のＯ，Ｎ。
Ｓ、Ｃとの析出物形成傾向が極めて強いために粒界が極
めて清浄でおシ粒界強度は非常に弱い。Ｂを添加した場
合にも、脆弱な粒界の性質は残存するため、二次加工性
の改善効果は比較的小さいのである。
めて清浄でおシ粒界強度は非常に弱い。Ｂを添加した場
合にも、脆弱な粒界の性質は残存するため、二次加工性
の改善効果は比較的小さいのである。
Ｎｂ添加極低炭素鋼にＢを添加した場合には、添加する
Ｂ量が微量の場合には二次加工性の改善効果は小さく、
逆に二次加工性全改善する効果が現れる程度にＢ添加量
全増加した場合には、前記Ｔｌ単独添加鋼と同様ｒ値、
Ｅｔの劣化が極めて大きい。
Ｂ量が微量の場合には二次加工性の改善効果は小さく、
逆に二次加工性全改善する効果が現れる程度にＢ添加量
全増加した場合には、前記Ｔｌ単独添加鋼と同様ｒ値、
Ｅｔの劣化が極めて大きい。
かかる現象の原因は、Ｎｂ添加ホの場合には、窒化物形
成傾向がＮｂ 、 ＡＬと比較してＢの方が大きいため
に、添加したＢはＢＮヲ形成し、二次加工性を改善する
効果を有する固溶Ｂの状態で存在するものが少ないため
に微量のＢ添加時には効果が小さいものである。
成傾向がＮｂ 、 ＡＬと比較してＢの方が大きいため
に、添加したＢはＢＮヲ形成し、二次加工性を改善する
効果を有する固溶Ｂの状態で存在するものが少ないため
に微量のＢ添加時には効果が小さいものである。
固溶Ｂとして存在するＢ全確保するためにけＮとＢＮを
形成する量以上のＢ量を添加する必要がある。
形成する量以上のＢ量を添加する必要がある。
しヵ・しなからＢＮはｒ値、Ｅｔ−ｔｚ劣化させる傾向
が強いために材質劣化が大きく深絞り用鋼板として好ま
しくない。更に、ＢＮとなるＢ量は鋼中Ｎ量によって決
まるために、実機製造時のＮ含有量の変動全考慮すれば
、添加Ｂ量は安全性を考えて多くする必要がある。固溶
Ｂとして存在する場合においてもＢは材質を劣化させる
傾向があることから、Ｂ添加量を多くする必要のあるＮ
ｂ添加鋼では材質劣化、材質変動が罹めて大きい欠点を
有するのである。
が強いために材質劣化が大きく深絞り用鋼板として好ま
しくない。更に、ＢＮとなるＢ量は鋼中Ｎ量によって決
まるために、実機製造時のＮ含有量の変動全考慮すれば
、添加Ｂ量は安全性を考えて多くする必要がある。固溶
Ｂとして存在する場合においてもＢは材質を劣化させる
傾向があることから、Ｂ添加量を多くする必要のあるＮ
ｂ添加鋼では材質劣化、材質変動が罹めて大きい欠点を
有するのである。
本発明者等はＢ添加に起因する上記の問題点以外に、従
来の極低炭素系深絞ｐ用鋼板は以下の欠点があるとの新
規知見金得た。
来の極低炭素系深絞ｐ用鋼板は以下の欠点があるとの新
規知見金得た。
Ｔ１単独添加鋼は、Ｔｉ添加量をＣとＮの当量以下にし
た場合には、炭化物（Ｔｉｃ ）が微細に析出するため
に延性、降伏強度、深絞シ性、時効性等の材質が著しく
劣化する傾向がある。従って深絞シ性に侵れた材質？得
るには、Ｔｉ添加量をＣとＮの当量以上にする必要があ
シ、この場合には固溶Ｃが鋼板中にほとんど存在せず二
次加工性は極めて劣化し、更にＴｉ添加量が多く々るた
めに塗装下地処理として施されるリン酸塩処理性の劣化
が太きい。
た場合には、炭化物（Ｔｉｃ ）が微細に析出するため
に延性、降伏強度、深絞シ性、時効性等の材質が著しく
劣化する傾向がある。従って深絞シ性に侵れた材質？得
るには、Ｔｉ添加量をＣとＮの当量以上にする必要があ
シ、この場合には固溶Ｃが鋼板中にほとんど存在せず二
次加工性は極めて劣化し、更にＴｉ添加量が多く々るた
めに塗装下地処理として施されるリン酸塩処理性の劣化
が太きい。
Ｎｂ添加鋼では、熱延巻取温度、焼鈍温度、・焼鈍後の
冷却速度に対する制限である。Ｎｂ添加鋼では熱延で高
温巻取（巻取温度≧７００℃）全必罰とする。通常の巻
取温度では完全再結晶温度が非常に高くなって連続焼鈍
炉の可能温度範囲（通常は約８５０℃以下）士は未再結
晶部が残っていたシ、またＮｂ ％の多少によって材質
の変動が大きい。これはＡ／Ｊ 、 ＮｂＣの生成に関
係しており、これら析出物が熱延板中にて十分な大きさ
を持った析出物になっていないために再結晶を抑制する
ためと考えられる。高温巻取を行なった場合には、熱延
コイルのコイル長手方向端部を除いては約８００〜８５
０℃の焼鈍温度で高いｒ値の鋼板が得られることは種々
報告されている通シである。これはＡｔＮ 、 ＮｂＣ
の生成に関係し、高温巻取では熱延板中にこれら析出物
が、大きな寸法の析出物として生成するためでちる。し
かし高温巻取を行なうということはスケールが厚くなシ
酸洗能率を極端に落とすだけでなく、コイル端部は冷却
速度が速いために通常の巻取温度と同じ程度の材質とな
り、十分な材質が得られないので歩留シの低下はＮｂ添
加鋼では特に大きいものがある。第２は冷却後の焼鈍Ｖ
・度と焼鈍後の冷却速度の問題である。たとえば特開昭
５５−１４１５２６号、及び特開昭５５−１４１５５５
号公報にある如く、高温（約９００℃以上）で焼鈍する
とＡｔＮ 、 ＮｂＣが再溶解するために固溶Ｃ，Ｎが
出来て、焼鈍後徐冷をしなければ遅時効性にはならない
。従って操業性、経済性の面から問題となる。
冷却速度に対する制限である。Ｎｂ添加鋼では熱延で高
温巻取（巻取温度≧７００℃）全必罰とする。通常の巻
取温度では完全再結晶温度が非常に高くなって連続焼鈍
炉の可能温度範囲（通常は約８５０℃以下）士は未再結
晶部が残っていたシ、またＮｂ ％の多少によって材質
の変動が大きい。これはＡ／Ｊ 、 ＮｂＣの生成に関
係しており、これら析出物が熱延板中にて十分な大きさ
を持った析出物になっていないために再結晶を抑制する
ためと考えられる。高温巻取を行なった場合には、熱延
コイルのコイル長手方向端部を除いては約８００〜８５
０℃の焼鈍温度で高いｒ値の鋼板が得られることは種々
報告されている通シである。これはＡｔＮ 、 ＮｂＣ
の生成に関係し、高温巻取では熱延板中にこれら析出物
が、大きな寸法の析出物として生成するためでちる。し
かし高温巻取を行なうということはスケールが厚くなシ
酸洗能率を極端に落とすだけでなく、コイル端部は冷却
速度が速いために通常の巻取温度と同じ程度の材質とな
り、十分な材質が得られないので歩留シの低下はＮｂ添
加鋼では特に大きいものがある。第２は冷却後の焼鈍Ｖ
・度と焼鈍後の冷却速度の問題である。たとえば特開昭
５５−１４１５２６号、及び特開昭５５−１４１５５５
号公報にある如く、高温（約９００℃以上）で焼鈍する
とＡｔＮ 、 ＮｂＣが再溶解するために固溶Ｃ，Ｎが
出来て、焼鈍後徐冷をしなければ遅時効性にはならない
。従って操業性、経済性の面から問題となる。
本発明は、これら従来のＴｉ添加鋼及びＮｂ添加鋼の持
つ欠点をなくした極めて耽れた二次加工性含有する超深
絞シ用溶融亜鉛めっき鋼板の製造に関するものである。
つ欠点をなくした極めて耽れた二次加工性含有する超深
絞シ用溶融亜鉛めっき鋼板の製造に関するものである。
即ち、本発明は優れた深絞シ性と苛酷な深絞如加工全受
は念場合にも二次加工割れの発生しにくい性能を有し、
熱延巻取条件に鈍感な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の
提供上目的として行なわれたものでアリ、その妥旨とす
るところは下記のとおシである。
は念場合にも二次加工割れの発生しにくい性能を有し、
熱延巻取条件に鈍感な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の
提供上目的として行なわれたものでアリ、その妥旨とす
るところは下記のとおシである。
（ｇ ｃ ： ０．００５％以下、Ｓｉ：０．８％以
下、Ｍｎ：１．０％以下、ｐ：ｏｙｔ％収下、ｈｔ：ｏ
、 ０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下及び他の不
可４的不純物がら成シ、かつＢ 、 Ｔｉ 、 Ｎｂ
ｆ複合添加するととを必須榮件とし、Ｂは３０ ｐｐｍ
以下の範囲内で添加し、４８ ４
８ ＴｔはＴＴ ［： Ｎ（％）−０，００ａ ％ ：）≦
Ｔｔ（１≦ＴＴｃじ） ＋ Ｔ７ Ｎ（％）の条件を満
たす範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞ ２ ｃ（ｚ
Ｊ）でかつ０．００３％≦Ｎｂ（０，０４％を満たす範
囲内の含有量でかつＴｌ ＋Ｎｂ（％）＜ｏ、ｏ ６チ
を満たす成分の鋼を加熱温度１３００℃以下の条件で熱
間圧延し、次いで、脱スケール処理、冷間圧延後、連続
式溶融亜鉛めっ呑ラインにて再結晶温度以上Ａ ｃ ｓ
点以下の温度で連続焼鈍し、次に溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする極めて優れた二次加工性を有する超深
絞シ用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
下、Ｍｎ：１．０％以下、ｐ：ｏｙｔ％収下、ｈｔ：ｏ
、 ０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下及び他の不
可４的不純物がら成シ、かつＢ 、 Ｔｉ 、 Ｎｂ
ｆ複合添加するととを必須榮件とし、Ｂは３０ ｐｐｍ
以下の範囲内で添加し、４８ ４
８ ＴｔはＴＴ ［： Ｎ（％）−０，００ａ ％ ：）≦
Ｔｔ（１≦ＴＴｃじ） ＋ Ｔ７ Ｎ（％）の条件を満
たす範囲内で含有し、ＮｂはＮｂ（％）＞ ２ ｃ（ｚ
Ｊ）でかつ０．００３％≦Ｎｂ（０，０４％を満たす範
囲内の含有量でかつＴｌ ＋Ｎｂ（％）＜ｏ、ｏ ６チ
を満たす成分の鋼を加熱温度１３００℃以下の条件で熱
間圧延し、次いで、脱スケール処理、冷間圧延後、連続
式溶融亜鉛めっ呑ラインにて再結晶温度以上Ａ ｃ ｓ
点以下の温度で連続焼鈍し、次に溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする極めて優れた二次加工性を有する超深
絞シ用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２）熱間圧延後６００℃以上８００℃以下の巻取温度
で巻き取シ、次いで冷間圧延を行ない、連続式溶融亜鉛
めっきラインにて再結晶温度以上Ａｃ５変態点以下の温
度で焼なまし処理を行なった後、７００℃から５００℃
までの温度域全り℃／ｓｅｃ以上１５０℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度で冷却し、次に溶融亜鉛めっきを施す特許請
求の範囲第１項記載の方法。
で巻き取シ、次いで冷間圧延を行ない、連続式溶融亜鉛
めっきラインにて再結晶温度以上Ａｃ５変態点以下の温
度で焼なまし処理を行なった後、７００℃から５００℃
までの温度域全り℃／ｓｅｃ以上１５０℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度で冷却し、次に溶融亜鉛めっきを施す特許請
求の範囲第１項記載の方法。
本発明の基本原理全以下に述べる。本発明は鋼板中に存
在する固溶Ｂおよび固溶Ｃの粒界濃化によシ粒界強度を
著しく高め、極めて優れた二次加工性全付与することを
発明の根本思想とする。さらに、鋼中に添加したＢを固
溶Ｂとして上記効果を発揮せしめるために、Ｔｉ ’（
ｉ７複合添加する。複合添加するＴｉの効果は鋼中のＮ
’！ｒ ＴｉＮとして析出固定することによシ、添加
したＢがＢＮ’ｉ形成するの全妨げ、固溶Ｂとなすもの
である。従って、添加Ｂ量は微量で有効であシ、Ｂ添加
による延性（Ｅｔ）、深絞シ性（ｒ値）の劣化を抑制で
きる。更に、複合添加するＮｂの効果は、鋼中のＣの一
部ＩＮｂｃとして析出固定し、固溶Ｃ量を実質的に非時
効となる如く低減することを目的とするものである。
在する固溶Ｂおよび固溶Ｃの粒界濃化によシ粒界強度を
著しく高め、極めて優れた二次加工性全付与することを
発明の根本思想とする。さらに、鋼中に添加したＢを固
溶Ｂとして上記効果を発揮せしめるために、Ｔｉ ’（
ｉ７複合添加する。複合添加するＴｉの効果は鋼中のＮ
’！ｒ ＴｉＮとして析出固定することによシ、添加
したＢがＢＮ’ｉ形成するの全妨げ、固溶Ｂとなすもの
である。従って、添加Ｂ量は微量で有効であシ、Ｂ添加
による延性（Ｅｔ）、深絞シ性（ｒ値）の劣化を抑制で
きる。更に、複合添加するＮｂの効果は、鋼中のＣの一
部ＩＮｂｃとして析出固定し、固溶Ｃ量を実質的に非時
効となる如く低減することを目的とするものである。
本発明による鋼板が従来のＴ１単独添加鋼、Ｎｂ単独添
加鋼と比較して優れた深絞シ性と二次加工性を共に兼備
しているのは微量のＢ 、 Ｔｉｔ Ｎｂ’ｒ複合添加
することによるものである。即ち、複合添加した微量の
Ｔｉによって鋼中のＮはＴｉＮとして既に熱延加熱炉中
で析出固定されている。ＴｉＮは窒化物として極めて安
定であるので熱延、冷延、再結晶焼鈍の各工程において
何ら変化するものではなく、従って熱延の巻取温度や連
続焼鈍温度やその後の冷却速度によってその析出形態は
変わらない。
加鋼と比較して優れた深絞シ性と二次加工性を共に兼備
しているのは微量のＢ 、 Ｔｉｔ Ｎｂ’ｒ複合添加
することによるものである。即ち、複合添加した微量の
Ｔｉによって鋼中のＮはＴｉＮとして既に熱延加熱炉中
で析出固定されている。ＴｉＮは窒化物として極めて安
定であるので熱延、冷延、再結晶焼鈍の各工程において
何ら変化するものではなく、従って熱延の巻取温度や連
続焼鈍温度やその後の冷却速度によってその析出形態は
変わらない。
鋼中に添加したＢは窒化物形成傾向がＴｉに比べて小さ
いため、固溶Ｂとして存在し、微量の添加量で粒界強度
を高める効果を有するのである。これに対して、Ｎｂ単
独添加鋼にＢを添加した場合、窒化物形成傾向はＮｂ
、 Ａｔに比べてＢの方が大きいため、添加したＢはＢ
Ｎを形成する。従ってＢ添加量が少ない場合は二次加工
性全改善する効果を有する固溶Ｂが存在しない（ＢはＢ
Ｎとして存在）ために、二次加工性改善効果はない。固
溶Ｂとして存在するＢ全確保するにはＮとＢＮヲ形成す
る量以上のＢｉ添加する必要があるが、ＢＮ及び固溶Ｂ
はｒ値、Ｅｔｉ劣化させる傾向が強いために、Ｂ添加量
を多くすることは材質劣化を招き深絞り用鋼板として好
ましくない。また、Ｔｉ単独添加鋼にＢｔ添加した場合
は、公知の如く、Ｂ未添加材と比較してｒ値、Ｅｌの劣
化が極めて大きい。更に、Ｔｉは鋼中のＯ，Ｎ、Ｓ、Ｃ
との析出物形成傾向が極めて強いために粒界が極めて清
浄で粒界強度は非常に弱い。従ってＢを添加して脆弱な
粒界の性質を改善するためにはＢ添加量を多くする必要
があるが、これは材質の観点から好ましくない。これに
対して本発明に従って添加されるＴｉはＮ ｉ ＴｉＮ
として析出固定するための役割をなすものでｓｂ、上記
Ｔｉ単独添加鋼にみられる欠点を引き起こすものではな
い。
いため、固溶Ｂとして存在し、微量の添加量で粒界強度
を高める効果を有するのである。これに対して、Ｎｂ単
独添加鋼にＢを添加した場合、窒化物形成傾向はＮｂ
、 Ａｔに比べてＢの方が大きいため、添加したＢはＢ
Ｎを形成する。従ってＢ添加量が少ない場合は二次加工
性全改善する効果を有する固溶Ｂが存在しない（ＢはＢ
Ｎとして存在）ために、二次加工性改善効果はない。固
溶Ｂとして存在するＢ全確保するにはＮとＢＮヲ形成す
る量以上のＢｉ添加する必要があるが、ＢＮ及び固溶Ｂ
はｒ値、Ｅｔｉ劣化させる傾向が強いために、Ｂ添加量
を多くすることは材質劣化を招き深絞り用鋼板として好
ましくない。また、Ｔｉ単独添加鋼にＢｔ添加した場合
は、公知の如く、Ｂ未添加材と比較してｒ値、Ｅｌの劣
化が極めて大きい。更に、Ｔｉは鋼中のＯ，Ｎ、Ｓ、Ｃ
との析出物形成傾向が極めて強いために粒界が極めて清
浄で粒界強度は非常に弱い。従ってＢを添加して脆弱な
粒界の性質を改善するためにはＢ添加量を多くする必要
があるが、これは材質の観点から好ましくない。これに
対して本発明に従って添加されるＴｉはＮ ｉ ＴｉＮ
として析出固定するための役割をなすものでｓｂ、上記
Ｔｉ単独添加鋼にみられる欠点を引き起こすものではな
い。
添加Ｂ量を種々の添加量で変化させた本発明による鋼と
上記Ｔｊ、Ｎｂ単独添加鋼の材質を繰シ返し比較調査し
た結果においても本発明による鋼板は延性、深絞シ性が
最も優れており、二次加工性の点からも、明確な優位性
を示した。
上記Ｔｊ、Ｎｂ単独添加鋼の材質を繰シ返し比較調査し
た結果においても本発明による鋼板は延性、深絞シ性が
最も優れており、二次加工性の点からも、明確な優位性
を示した。
本発明による＠はＢ＋ Ｔｊと共にＮｂが複合添加され
るものであるが、Ｔｉ 、 Ｎｂの共存によｐ （Ｔｉ
、Ｎｂ）Ｃの如き複合析出物が熱間圧延時の仕上前（即
ちオーステナイト温度域）から形成されて析出を始める
ために巻取温度が低目でもかなシ良好な材質を得ること
ができる。
るものであるが、Ｔｉ 、 Ｎｂの共存によｐ （Ｔｉ
、Ｎｂ）Ｃの如き複合析出物が熱間圧延時の仕上前（即
ちオーステナイト温度域）から形成されて析出を始める
ために巻取温度が低目でもかなシ良好な材質を得ること
ができる。
本発明に従って得られた鋼板が従来のＮｂ単独添加鋼と
比較して優れた材質特性を有するのは、■ＮをＴｉＮと
して析出固定することにょシ微量Ｂ添加によシ安定して
二次加工性を著しく向上できる点■ＮをＴｊＮとして熱
延加熱炉中で既に析出させてＮに起因する巻取温度の材
質への変動要因をなくした点■Ｔｉ、Ｎｂの複合添加に
ょシ（Ｔｌ 、Ｎｂ） Ｃの如き複合析出物を仕上前か
ら形成して巻取温度が低目でもかなシ良好な材質を得る
ことができる点にある。
比較して優れた材質特性を有するのは、■ＮをＴｉＮと
して析出固定することにょシ微量Ｂ添加によシ安定して
二次加工性を著しく向上できる点■ＮをＴｊＮとして熱
延加熱炉中で既に析出させてＮに起因する巻取温度の材
質への変動要因をなくした点■Ｔｉ、Ｎｂの複合添加に
ょシ（Ｔｌ 、Ｎｂ） Ｃの如き複合析出物を仕上前か
ら形成して巻取温度が低目でもかなシ良好な材質を得る
ことができる点にある。
次に本発明による鋼の成分範囲について述べる。
まずＢ添加量についてｔｉｔ ３０ ｐｐｍ以下の範囲
内で添加する必要がある。本発明による鋼におけるＢの
添加は二次加工性の向上効果にあシ、その効果は固溶状
態で存在するＢによるものである。本発明による鋼では
Ｔｉの複合添加によｐＮをＴｉＮとして析出せしめてい
るため、添加したＢは固溶Ｂとなシ添加量は微量で十分
に有効である。Ｂ添加量が増加するとｒ値、 Ｅｔが若
干劣化する傾向にあシ超深絞シ用鋼板という本発明によ
る鋼の特性から上限を３０ ｐｐｍとする。最も望まし
くは２ ｐｐｍ以上２５ ｐｐｍ以下の添加量である。
内で添加する必要がある。本発明による鋼におけるＢの
添加は二次加工性の向上効果にあシ、その効果は固溶状
態で存在するＢによるものである。本発明による鋼では
Ｔｉの複合添加によｐＮをＴｉＮとして析出せしめてい
るため、添加したＢは固溶Ｂとなシ添加量は微量で十分
に有効である。Ｂ添加量が増加するとｒ値、 Ｅｔが若
干劣化する傾向にあシ超深絞シ用鋼板という本発明によ
る鋼の特性から上限を３０ ｐｐｍとする。最も望まし
くは２ ｐｐｍ以上２５ ｐｐｍ以下の添加量である。
ＴｉはＮを固定してその害をなくすために添加す８
るものであ弘−ＨＣＮ（＠−ｏ、ｏ Ｏ３ｅｓ 〕以上
の添加を必要とする。即ちＴｉ添加量の下限は、計算上
Ｔｌで析出固定できないＮ量が３０ ｐｐｍ以下である
。通常のアルミキルド鋼では３０ ｐｐｍのＮは悪影響
を及ばず量であるがＴｉを複合添加すると、ＴＩＮを析
出核としてＡｔＮが析出した（Ｔｉ、Ａｔ）Ｎ の複合
析出物が形成され、極めて高温から安定析出物となるた
め、実質上全Ｎ量をＴｉＮとして析出させたのと同様の
効果を有するとの知見を得た。上記効果を十分顕著なら
しめるには０．００２％以上のＴＩ添加が望ましい。ま
たＣとＮの和の当量を超えて添加するとＴｉ添加鋼と同
様の性質が強くなシ、二次加工割れが４８ ４８ 発生し易くなるため、上限をπＣ（％狂ｌ ４ Ｎ（支
））未満とする。延性、降伏強度および経済的観点から
は８ Ｔｉ添加量はＴｉｃを生成しない１４Ｎ（チ）以下で０
．０２５係以下が最も好ましい。
の添加を必要とする。即ちＴｉ添加量の下限は、計算上
Ｔｌで析出固定できないＮ量が３０ ｐｐｍ以下である
。通常のアルミキルド鋼では３０ ｐｐｍのＮは悪影響
を及ばず量であるがＴｉを複合添加すると、ＴＩＮを析
出核としてＡｔＮが析出した（Ｔｉ、Ａｔ）Ｎ の複合
析出物が形成され、極めて高温から安定析出物となるた
め、実質上全Ｎ量をＴｉＮとして析出させたのと同様の
効果を有するとの知見を得た。上記効果を十分顕著なら
しめるには０．００２％以上のＴＩ添加が望ましい。ま
たＣとＮの和の当量を超えて添加するとＴｉ添加鋼と同
様の性質が強くなシ、二次加工割れが４８ ４８ 発生し易くなるため、上限をπＣ（％狂ｌ ４ Ｎ（支
））未満とする。延性、降伏強度および経済的観点から
は８ Ｔｉ添加量はＴｉｃを生成しない１４Ｎ（チ）以下で０
．０２５係以下が最も好ましい。
Ｎｂの添加量は、複合析出物を形成するためには２Ｃ←
）以上の添加を必要とし、かつ０．００３１未満ではそ
の効果は小さく、またＮｂ添加量が０．０４％以上の場
合はＮｂＣの組成に近い析出物になシ、Ｎｂ単独添加鋼
の持つ欠点が如実に現れることになシ望壕しくない。最
も好ましくはＮｂ＜ ０．０２５％の添加量で束る。
）以上の添加を必要とし、かつ０．００３１未満ではそ
の効果は小さく、またＮｂ添加量が０．０４％以上の場
合はＮｂＣの組成に近い析出物になシ、Ｎｂ単独添加鋼
の持つ欠点が如実に現れることになシ望壕しくない。最
も好ましくはＮｂ＜ ０．０２５％の添加量で束る。
なお冷延鋼板は、塗装下地処理としてリン酸塩処理（？
ンデ処理）を施されるが、いわゆるボンデ性に゛も優れ
たものである必要がある。しかし、極低炭素鋼では、Ｎ
ｂ＋Ｔｉを添加するとボンデ性が大きく劣化する性質が
ある。特に溶接部をグラインダー手入れして新生面の露
出した場所についても良好な化成処理性を保障するにｆ
ｄ Ｔｌ 、Ｎｂ添加量をＴｉ（％）＋Ｎｂ（＠＜ ０
．０６％に制限することが必要である。最も望ましくは
Ｔｊ（％）＋Ｎｂ優）（０，０５チの範囲である。
ンデ処理）を施されるが、いわゆるボンデ性に゛も優れ
たものである必要がある。しかし、極低炭素鋼では、Ｎ
ｂ＋Ｔｉを添加するとボンデ性が大きく劣化する性質が
ある。特に溶接部をグラインダー手入れして新生面の露
出した場所についても良好な化成処理性を保障するにｆ
ｄ Ｔｌ 、Ｎｂ添加量をＴｉ（％）＋Ｎｂ（＠＜ ０
．０６％に制限することが必要である。最も望ましくは
Ｔｊ（％）＋Ｎｂ優）（０，０５チの範囲である。
次にＢ 、 Ｔｉ 、 Ｎｂ以外の元素の範囲について
記す。Ｃは量が多いと必然的にＣを固定するだめのＮｂ
量が多くなシ、製造コストが高くなシ、また複合析出物
の生成量が増えるため、析出強化要素が犬きくな多材質
の低下を招く。このためｏ、ｏ ｏ ｓ％以下とする。
記す。Ｃは量が多いと必然的にＣを固定するだめのＮｂ
量が多くなシ、製造コストが高くなシ、また複合析出物
の生成量が増えるため、析出強化要素が犬きくな多材質
の低下を招く。このためｏ、ｏ ｏ ｓ％以下とする。
Ｓｉは高強度鋼板にする場合添加することがあるが、脆
性を助長する元素であり、がっ化成処理性を阻害する元
素でもあシ、０．８チ以下にすべきである。Ｍｎも高強
度化するに際して、使用することができる。しかしｒ値
を劣化させる性質があること、合金鉄のコストが高いこ
とから１． Ｏｑ６以下にする。Ｐは最も強化能の大き
な元素であシ、高強度化する場合添加されるが、多量に
含まれると粒界偏析量が多くなって脆化、即ち二次加工
割れをひき起こすので上限はＯ，１％とする。
性を助長する元素であり、がっ化成処理性を阻害する元
素でもあシ、０．８チ以下にすべきである。Ｍｎも高強
度化するに際して、使用することができる。しかしｒ値
を劣化させる性質があること、合金鉄のコストが高いこ
とから１． Ｏｑ６以下にする。Ｐは最も強化能の大き
な元素であシ、高強度化する場合添加されるが、多量に
含まれると粒界偏析量が多くなって脆化、即ち二次加工
割れをひき起こすので上限はＯ，１％とする。
Ｎは、（ＴＩ 、Ａｔ）Ｎとして実質的に全Ｎ量が固定
されるが、Ｎ含有量が多いと、Ｔｌ添加量も多く必要に
なるので０．００５％以下とする。Ｃ，Ｎを５０ ｐｐ
ｍ以下の極低量範囲に制限することによシ、析出物量が
減少し延性が良好で降伏強度が低くなり、Ｔ ｆ 、Ｎ
ｂ添加量が増加した場合の悪影響は軽減される傾向を示
す。
されるが、Ｎ含有量が多いと、Ｔｌ添加量も多く必要に
なるので０．００５％以下とする。Ｃ，Ｎを５０ ｐｐ
ｍ以下の極低量範囲に制限することによシ、析出物量が
減少し延性が良好で降伏強度が低くなり、Ｔ ｆ 、Ｎ
ｂ添加量が増加した場合の悪影響は軽減される傾向を示
す。
次に製造条件について述べる。
本発明による鋼はＮをＴｉによって析出固定することに
よシ無害化しておシ、またＴＩ 、Ｎｂの徐合添加にょ
Ｖ＞ （Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ複合析出物を高温から析出はせ
ているが、熱延加熱温度を１３００℃以下とすることに
よシ、これら析出物あるいは析出核が加熱炉中で十分存
在することになる。この結果、特許請求の範囲に示す微
量のＴｉ添加量で実質上全Ｎ量を（Ｔｉ、ＡＬ）Ｎとし
て析出させることが可能となりたものであシ、また、（
ＴＩ、Ｎｂ）Ｃ複合析出物が仕上前の高温域から析出し
始めることになる。従って、低目の巻取温度でも、熱延
板の状態で析出物がかなシ凝集し、巻取温度に鈍感な材
質挙動を示すとの新規知見を得たのである。加熱温度を
１３００℃以下に制限することによシ、析出物の凝集匠
がよくなシ、その悪影響が低下することから、Ｔｉ添加
量、Ｎｂ添加量の上限も若干緩和される。また、材質特
ＶＣｒ値が向上することから二次加工性に対しても好影
響を与え、Ｂ添加効果は顕著に現われ２ｐｐｍ以上の添
加量で十分有効である。
よシ無害化しておシ、またＴＩ 、Ｎｂの徐合添加にょ
Ｖ＞ （Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ複合析出物を高温から析出はせ
ているが、熱延加熱温度を１３００℃以下とすることに
よシ、これら析出物あるいは析出核が加熱炉中で十分存
在することになる。この結果、特許請求の範囲に示す微
量のＴｉ添加量で実質上全Ｎ量を（Ｔｉ、ＡＬ）Ｎとし
て析出させることが可能となりたものであシ、また、（
ＴＩ、Ｎｂ）Ｃ複合析出物が仕上前の高温域から析出し
始めることになる。従って、低目の巻取温度でも、熱延
板の状態で析出物がかなシ凝集し、巻取温度に鈍感な材
質挙動を示すとの新規知見を得たのである。加熱温度を
１３００℃以下に制限することによシ、析出物の凝集匠
がよくなシ、その悪影響が低下することから、Ｔｉ添加
量、Ｎｂ添加量の上限も若干緩和される。また、材質特
ＶＣｒ値が向上することから二次加工性に対しても好影
響を与え、Ｂ添加効果は顕著に現われ２ｐｐｍ以上の添
加量で十分有効である。
析出物の粗大凝集を促進することは化成処理性に対して
も好影響を及ぼし、Ｔｉ＋ Ｎｂ添加量総和の上限を緩
和する。即ち（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ、（Ｔｉ、Ａｔ）Ｎ等の
析出物はＦ ｅ ｓ Ｃに比べて酸に溶解しに−くいた
め、リン酸塩結晶が析出しにくく、化成処理性に悪影響
を及ぼすものであるが、凝集させることで、かか
□る析出物密度が減少し、化成処理性が改善嘔れるので
ある。
も好影響を及ぼし、Ｔｉ＋ Ｎｂ添加量総和の上限を緩
和する。即ち（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ、（Ｔｉ、Ａｔ）Ｎ等の
析出物はＦ ｅ ｓ Ｃに比べて酸に溶解しに−くいた
め、リン酸塩結晶が析出しにくく、化成処理性に悪影響
を及ぼすものであるが、凝集させることで、かか
□る析出物密度が減少し、化成処理性が改善嘔れるので
ある。
本発明では他の熱間圧延条件は特に規定する必要はない
。ただし熱延仕上温度が低下するに伴いｒ値、 Ｅｔが
低下する傾向があることから８５０℃以上の仕上温度が
好ましい。巻取温度に関しても前記理由により特に規定
する必要はないが、めっき層の密着性と二次加工性を良
くするために６００℃以上８００℃以下の巻取温度とす
るのが好ましい。
。ただし熱延仕上温度が低下するに伴いｒ値、 Ｅｔが
低下する傾向があることから８５０℃以上の仕上温度が
好ましい。巻取温度に関しても前記理由により特に規定
する必要はないが、めっき層の密着性と二次加工性を良
くするために６００℃以上８００℃以下の巻取温度とす
るのが好ましい。
冷間圧延条件についても特に規定する必要はない。冷延
率を増加するに伴い深絞シ性は向上する傾向があシ、二
次加工脆性割れは鋼板のｒ値が高い程発生し難いことか
ら、本発明による鋼の特性を更に優位づけるためには５
０％以上の冷延率が最も好ましい。本発明による鋼Ｖｉ
Ｔｉ 、Ｎｂ添加量が微量でよいため再結晶温度は低い
が、冷延率を増加することは更に再結晶温度を低下させ
焼鈍温度を下げることに対しても有効である。
率を増加するに伴い深絞シ性は向上する傾向があシ、二
次加工脆性割れは鋼板のｒ値が高い程発生し難いことか
ら、本発明による鋼の特性を更に優位づけるためには５
０％以上の冷延率が最も好ましい。本発明による鋼Ｖｉ
Ｔｉ 、Ｎｂ添加量が微量でよいため再結晶温度は低い
が、冷延率を増加することは更に再結晶温度を低下させ
焼鈍温度を下げることに対しても有効である。
焼鈍条件については再結晶温度以上Ａｃｙ、点以下の温
度で連続焼鈍することとする。箱型焼鈍は冷却速度が極
めて遅いため、冷却中にＰの粒界への拡散が起こ９望ま
しくない・ 本発明に従い溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、既述
の如く熱間圧延後６００℃以上８００℃以下の巻取温度
で巻き取シ、焼なまし処理後の冷却過程で７００℃から
５００℃までの温度域を２℃／ｓｅｃ以上１５０℃／Ｂ
ｅｅ以下の冷却速度で冷却するのが好ましい。ＴＩ、Ｂ
は焼なまし処理及びその後の冷却過程で表面濃化し、溶
融亜鉛めっきを行なうと、（Ｔｔ、Ｂ、ｚｎ）合金相を
形成する。この合金層は脆弱であるだめにプレス成形時
にめっき層が脆性的に剥離する現象を起こす原因となる
。６００℃以上８００℃以下の巻取温度で巻き取ること
によυ、熱延板においてＴ１．Ｂが表面濃化し、その濃
化層が脱スケール工程で除去されるため、焼鈍工程での
Ｔ ｉ＋ Ｈの表面濃化が抑制され良好な密着性が得ら
れるものである。かかる巻取温度を採ることによ、９Ｂ
は熱延板中で既に粒界へ濃化することから二次加工性に
対しても有利である。６００℃未満の巻取温度ではＴＬ
Ｂの表面濃化が十分に起こらず、逆罠８００℃を超える
場合は酸化膜厚さが極めて厚くなシ、脱スケール工程で
局部的に除去できない部分が残シ易くめっき密着性が劣
化しまた、焼なまし処理後の冷却過程での７００℃から
５００℃までの冷却速度が１５０℃／ １Ｈ１ｅを超え
るとめっき時の鋼板形状が劣化しめっき層密着性が劣シ
、Ｂの粒界濃化が起こシにくいため一次加工性改善効果
が小さい。逆に２℃／ｓｅｅ未満ではＰの粒界偏析のた
めに二次加工割れの発生が起こシ易くなると共に経済効
率的でなく不適当である。
度で連続焼鈍することとする。箱型焼鈍は冷却速度が極
めて遅いため、冷却中にＰの粒界への拡散が起こ９望ま
しくない・ 本発明に従い溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、既述
の如く熱間圧延後６００℃以上８００℃以下の巻取温度
で巻き取シ、焼なまし処理後の冷却過程で７００℃から
５００℃までの温度域を２℃／ｓｅｃ以上１５０℃／Ｂ
ｅｅ以下の冷却速度で冷却するのが好ましい。ＴＩ、Ｂ
は焼なまし処理及びその後の冷却過程で表面濃化し、溶
融亜鉛めっきを行なうと、（Ｔｔ、Ｂ、ｚｎ）合金相を
形成する。この合金層は脆弱であるだめにプレス成形時
にめっき層が脆性的に剥離する現象を起こす原因となる
。６００℃以上８００℃以下の巻取温度で巻き取ること
によυ、熱延板においてＴ１．Ｂが表面濃化し、その濃
化層が脱スケール工程で除去されるため、焼鈍工程での
Ｔ ｉ＋ Ｈの表面濃化が抑制され良好な密着性が得ら
れるものである。かかる巻取温度を採ることによ、９Ｂ
は熱延板中で既に粒界へ濃化することから二次加工性に
対しても有利である。６００℃未満の巻取温度ではＴＬ
Ｂの表面濃化が十分に起こらず、逆罠８００℃を超える
場合は酸化膜厚さが極めて厚くなシ、脱スケール工程で
局部的に除去できない部分が残シ易くめっき密着性が劣
化しまた、焼なまし処理後の冷却過程での７００℃から
５００℃までの冷却速度が１５０℃／ １Ｈ１ｅを超え
るとめっき時の鋼板形状が劣化しめっき層密着性が劣シ
、Ｂの粒界濃化が起こシにくいため一次加工性改善効果
が小さい。逆に２℃／ｓｅｅ未満ではＰの粒界偏析のた
めに二次加工割れの発生が起こシ易くなると共に経済効
率的でなく不適当である。
本発明の技術思想は連続焼鈍で製造する冷延鋼板、溶融
アルミめっき銅板、スズめっき鋼板、クロムめっき鋼板
をはじめとする表面処理鋼板−更に再結晶温度が低いこ
とから極薄鋼板の製造にも適用可能である。
アルミめっき銅板、スズめっき鋼板、クロムめっき鋼板
をはじめとする表面処理鋼板−更に再結晶温度が低いこ
とから極薄鋼板の製造にも適用可能である。
以下、本発明の実施例について述べる。
実施例１
第１表に示す成分の鋼スラブを溶製し、第１表に示す熱
延条件によシ熱間圧延をした。仕上温度はいずれも８９
０〜９１０℃である。熱延板厚さは３．８ｍｍであシ、
酸洗後０．８ ａに冷間圧延した後、連続式溶融亜鉛メ
ツキラインにて片面溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した。焼
鈍サイクルは約１０℃／８ ｅ ｅで７８０〜８２０℃
まで加熱して、該温度範囲に４０秒保持した後、室温ま
で平均冷速５０〜１．００℃／［ＩｅＣで冷却した。第
１図は焼鈍サイクルを示す。
延条件によシ熱間圧延をした。仕上温度はいずれも８９
０〜９１０℃である。熱延板厚さは３．８ｍｍであシ、
酸洗後０．８ ａに冷間圧延した後、連続式溶融亜鉛メ
ツキラインにて片面溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した。焼
鈍サイクルは約１０℃／８ ｅ ｅで７８０〜８２０℃
まで加熱して、該温度範囲に４０秒保持した後、室温ま
で平均冷速５０〜１．００℃／［ＩｅＣで冷却した。第
１図は焼鈍サイクルを示す。
スキンパスｉ０．８％かけた後材質試験に供してその結
果を化成処理性、二次加工割れ試験の結果と共に第２表
に示す。巻取温糺の高い一部の材料については熱延コイ
ル長手方向中心部（上段）、長手方向端部（下段）相当
位置の材質を示した。
果を化成処理性、二次加工割れ試験の結果と共に第２表
に示す。巻取温糺の高い一部の材料については熱延コイ
ル長手方向中心部（上段）、長手方向端部（下段）相当
位置の材質を示した。
＊＊）、＊＊＊）化成処理方法および評価（１） 供
試材は＊＊）Ｋついてはスキンパス壜まのＦｅ面側を用
いた。＊＊＊） ＶＣついてはグラインダー手入れして
新生面を露出させた場合について行なった。
試材は＊＊）Ｋついてはスキンパス壜まのＦｅ面側を用
いた。＊＊＊） ＶＣついてはグラインダー手入れして
新生面を露出させた場合について行なった。
（２）処理液はフォスフオフイライト（Ｚｎ２Ｆ８（Ｐ
Ｏ４）２）系浸漬処理型柔剤で日本にインド製ＧｒＳＤ
−２０００を使用した。これをＡＴ１６〜１８．ｚｎ＋
１ｏｏｏ±２００ｐｐｍ ＋ Ｆｅ ５０〜ｌｏＯｐ
ｐｍＫ調整したものに試料を１２０秒浸漬して行なった
。
Ｏ４）２）系浸漬処理型柔剤で日本にインド製ＧｒＳＤ
−２０００を使用した。これをＡＴ１６〜１８．ｚｎ＋
１ｏｏｏ±２００ｐｐｍ ＋ Ｆｅ ５０〜ｌｏＯｐ
ｐｍＫ調整したものに試料を１２０秒浸漬して行なった
。
（３）評価は走査型電子顕做鈍にょ９１０００倍の写真
でリン酸塩結晶の密度、サイズを判定することによシ行
なった。（○：良好、△ニ一部に不良部有シ、×：不良
） 本発明による銅（供試鋼Ａｌ−５ンはいずれも良好な結
果を示している。供試鋼Ａ６はＴｉ、Ｎｂ添加舒が多い
（Ｔｊ（（へ）十Ｎｂ（（６）＞０．０６％）ために化
成処理性が劣る。扁７は熱延加熱温度が高いために、Ｔ
ｊの複合添加効果が小さく ＡＩと比較して材質、二次
加工性が劣る。Ａ８はＢを添加していないために二次加
工割れが発生し易く、逆にＡ９はＢ添加量が多過ぎてＹ
Ｐ、Ｅｔ、ｒ値が良くない。Ａ １０ ｉ’ｉ Ｔｉ添
加量が多いためＫＳＴｌ添加鋼に近い性質となシ、二次
加工性、化成処理性が劣る。Ａｌ ｌはＮｂ量が少ない
ため固溶Ｃが多くなシ、時効性が大きく材質も劣る。Ａ
１２はＮｂ量が多すぎてＮｂ添加鋼に近い材質となシフ
００℃以下の巻取温度では良好な材質が得られない。Ａ
Ｉ ３〜１５ＦｉＴｉを添加しない材料で、この場合Ｈ
ＢはＮとＢＮを形成するためにＢによる二次加工性改善
効果がない（Ａ１３）。
でリン酸塩結晶の密度、サイズを判定することによシ行
なった。（○：良好、△ニ一部に不良部有シ、×：不良
） 本発明による銅（供試鋼Ａｌ−５ンはいずれも良好な結
果を示している。供試鋼Ａ６はＴｉ、Ｎｂ添加舒が多い
（Ｔｊ（（へ）十Ｎｂ（（６）＞０．０６％）ために化
成処理性が劣る。扁７は熱延加熱温度が高いために、Ｔ
ｊの複合添加効果が小さく ＡＩと比較して材質、二次
加工性が劣る。Ａ８はＢを添加していないために二次加
工割れが発生し易く、逆にＡ９はＢ添加量が多過ぎてＹ
Ｐ、Ｅｔ、ｒ値が良くない。Ａ １０ ｉ’ｉ Ｔｉ添
加量が多いためＫＳＴｌ添加鋼に近い性質となシ、二次
加工性、化成処理性が劣る。Ａｌ ｌはＮｂ量が少ない
ため固溶Ｃが多くなシ、時効性が大きく材質も劣る。Ａ
１２はＮｂ量が多すぎてＮｂ添加鋼に近い材質となシフ
００℃以下の巻取温度では良好な材質が得られない。Ａ
Ｉ ３〜１５ＦｉＴｉを添加しない材料で、この場合Ｈ
ＢはＮとＢＮを形成するためにＢによる二次加工性改善
効果がない（Ａ１３）。
また巻取温度の低い場合（Ａ １４ ） Ｋ材質劣化が
大きい。Ａｌ ５の如くＢ添加量を増やすと二次加工性
は改善されるが、材質が劣る。Ａ ｌ ６ 、 ｌ ７
はＴ１添加鋼にＮｂを添加せずにＢだけを添加した場合
であるが、この場合はＢ添加による。材質劣化が大きく
、二次加工性自体の改善効果が小さく、更に化成処理性
が劣る。
大きい。Ａｌ ５の如くＢ添加量を増やすと二次加工性
は改善されるが、材質が劣る。Ａ ｌ ６ 、 ｌ ７
はＴ１添加鋼にＮｂを添加せずにＢだけを添加した場合
であるが、この場合はＢ添加による。材質劣化が大きく
、二次加工性自体の改善効果が小さく、更に化成処理性
が劣る。
実施例２
第１表に示すＡ２，４の成分の鋼スラブを用いて加熱温
度１２００℃、仕上温度９００℃で、巻取温度は第５表
に示す条件にて熱間圧延を行ない、３．２間圧のコイル
とした。酸洗、冷間圧延を行なって０．８ 、のコイル
とした後、第２図に示すサイクルで合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造した。
度１２００℃、仕上温度９００℃で、巻取温度は第５表
に示す条件にて熱間圧延を行ない、３．２間圧のコイル
とした。酸洗、冷間圧延を行なって０．８ 、のコイル
とした後、第２図に示すサイクルで合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造した。
７００℃から５００℃までの平均冷却速度は第５表に示
す。かかる条件によって得られた溶融亜鉛めっき鋼板の
めっき層密着性と二次加工性を第５表に示す。引張特性
値は、第２表、第４表の結果とほとんど一致した値を示
したため割愛した。
す。かかる条件によって得られた溶融亜鉛めっき鋼板の
めっき層密着性と二次加工性を第５表に示す。引張特性
値は、第２表、第４表の結果とほとんど一致した値を示
したため割愛した。
第３表
注）＊）試験法及び評価は実施例２と同じ。
＊＊）金属材料曲げ試験（ＪＩＳ Ｚ２２４８）ＩＴ折
シ曲げ、曲げ円面をテープで剥離し、テープに付着した
めっき層の量で密着性を評価した。
シ曲げ、曲げ円面をテープで剥離し、テープに付着した
めっき層の量で密着性を評価した。
巻取温度が６００℃未満の場合は、熱延板の状態でＴｉ
、Ｂの表面濃化が起こらないために密着性が劣る。８
００℃を超える巻取温度の場合ｌｌ−を酸洗時に局部的
にスケールの残存部があるため密着性が劣ったものであ
る。また、７００〜５００℃迄の冷却速度が２℃／ｓｅ
Ｃ未満の場合は冷却中にＰの粒界濃化が起こシ易いため
二次加工性が劣ｐＴＩ、Ｈの表面濃化のために密着性も
劣化する傾向を示す。逆に１５０℃／Ｂｅｃ以上の場合
はＢが粒界濃化しにくいため、二次加工性改善効果は小
さく、板形状も良好なものでないため密着性が劣る。
、Ｂの表面濃化が起こらないために密着性が劣る。８
００℃を超える巻取温度の場合ｌｌ−を酸洗時に局部的
にスケールの残存部があるため密着性が劣ったものであ
る。また、７００〜５００℃迄の冷却速度が２℃／ｓｅ
Ｃ未満の場合は冷却中にＰの粒界濃化が起こシ易いため
二次加工性が劣ｐＴＩ、Ｈの表面濃化のために密着性も
劣化する傾向を示す。逆に１５０℃／Ｂｅｃ以上の場合
はＢが粒界濃化しにくいため、二次加工性改善効果は小
さく、板形状も良好なものでないため密着性が劣る。
従って、良好なめっき層密着性と優れた二次加工性を有
した溶融亜鉛めっき鋼板を得るには巻取温度を６００℃
以上８００℃以下、焼なまし処理後の冷却速度を２℃／
ｓｅｅ以上１５０℃／ Ｂ ｅ Ｃ以下にする必要があ
る。
した溶融亜鉛めっき鋼板を得るには巻取温度を６００℃
以上８００℃以下、焼なまし処理後の冷却速度を２℃／
ｓｅｅ以上１５０℃／ Ｂ ｅ Ｃ以下にする必要があ
る。
実施例３
第４表に示す成分の鋼スラブを用いて加熱温度１１８０
℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６８０℃にて熱間圧延
し、３．８１ｍｎのコイルとした。酸洗、冷間圧延を行
なって０．８ｆｌのコイルとした後、第２図に示すサイ
クルで再結晶焼鈍２合金化溶融亜鉛メッキ処理を行ない
スキンパスを０．８係かけた後材質試験に供した。その
結果を第５表に示す。
℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６８０℃にて熱間圧延
し、３．８１ｍｎのコイルとした。酸洗、冷間圧延を行
なって０．８ｆｌのコイルとした後、第２図に示すサイ
クルで再結晶焼鈍２合金化溶融亜鉛メッキ処理を行ない
スキンパスを０．８係かけた後材質試験に供した。その
結果を第５表に示す。
従来、高ｒ値を有する高強度鋼板はＴＳ−４０に９ｆ／
ｍ１ｌ１２級が限界であった。これは更に強度を付与す
るためＫはＰ 、 Ｓｉ等の強化元素を添加する必要が
あるが、これらの元素は著しく脆化を促進するために二
次加工割れを起こし易いことが阻害要因であった。Ｂを
添加して二次加工性を改善することを試みれば材質が著
しく劣化するとの欠点も同時に有していたものである。
ｍ１ｌ１２級が限界であった。これは更に強度を付与す
るためＫはＰ 、 Ｓｉ等の強化元素を添加する必要が
あるが、これらの元素は著しく脆化を促進するために二
次加工割れを起こし易いことが阻害要因であった。Ｂを
添加して二次加工性を改善することを試みれば材質が著
しく劣化するとの欠点も同時に有していたものである。
第５表に示す如く、従来のＴｉ、Ｎｂ単独添加鋼にＢを
添加すると、材質が著しく劣化すると共に微量のＢでは
二次加工性改善効果も非常に小さい。本発明鋼は微量の
Ｂ添加量で二次加工性は著しく優れたものとなシ、材質
の観点でも、Ｂ添加、Ｐ。
添加すると、材質が著しく劣化すると共に微量のＢでは
二次加工性改善効果も非常に小さい。本発明鋼は微量の
Ｂ添加量で二次加工性は著しく優れたものとなシ、材質
の観点でも、Ｂ添加、Ｐ。
Ｓｉ、Ｍｎ添加の悪影響がない。従って本発明鋼は強度
の高い高強度鋼板や、二次加工性を起こし易い厚手鋼板
の製造に関しても極めて有利なものである。また、めっ
き密着性も極めて良好である０
の高い高強度鋼板や、二次加工性を起こし易い厚手鋼板
の製造に関しても極めて有利なものである。また、めっ
き密着性も極めて良好である０
第１図および第２図は本発明実施例における熱処理サイ
クルを示す説明図である。 第１ 図 第２図
クルを示す説明図である。 第１ 図 第２図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （ｉ） ｃ ： ０．００５％以下、Ｓｔ： ｏ、ｓ
％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ ： ｏ、ｉ％以下、
Ａｔ： ｏ、 ０．１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以
下及び他の不可避的不純物から成シ、かつＢ 、 Ｔｔ
、 Ｎｂを複合添加することを必須条件とし、Ｂは３
０ ｐｐｍ以下の範囲内で添加し、＋４８Ｎ（イ）の条
件を満たす範囲内で含有し、Ｎｂは４ Ｎｂ（→） ２ Ｃ（％）で、かつ０．００３チ≦Ｎｂ
（イ）＜０．０４％を滴たす範囲内の含有量で、かつＴ
ｉ（％１ｌ）−１−Ｎｂ（イ）＜ ０．０６％を満たす
成分の鋼を熱延加熱温度１３００℃以下の条件で熱間圧
延し、次いで脱スケール処理、冷間圧延後連続式溶融亜
鉛めっきラインにて再結晶温度以上Ａ’ｃ ３点以下の
温度で連続焼鈍し、次に溶融亜鉛めっきを施すことを特
徴とする極めて優れた二次加工性を有する超深絞シ用溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 （２）熱間圧延後６００℃以上８００℃以下の巻取温度
で巻き取シ、次いで冷間圧延を行ない、連続式溶融亜鉛
めっきラインにて再結晶温度以上ＡＣ６変態点以下の温
度で焼なまし処理を行なった後、７００℃から５００℃
までの温度域を２℃／８６Ｃ以上１５０℃／ ＢｅＣ以
下の冷却速度で冷却し、次に溶融亜鉛めっきを施す特許
請求の範囲第１項記載の方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6460483A JPS59190332A (ja) | 1983-04-14 | 1983-04-14 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| US06/539,678 US4504326A (en) | 1982-10-08 | 1983-10-06 | Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability |
| EP83110039A EP0108268B1 (en) | 1982-10-08 | 1983-10-07 | Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6460483A JPS59190332A (ja) | 1983-04-14 | 1983-04-14 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59190332A true JPS59190332A (ja) | 1984-10-29 |
Family
ID=13263020
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6460483A Pending JPS59190332A (ja) | 1982-10-08 | 1983-04-14 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59190332A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6167790A (ja) * | 1984-09-11 | 1986-04-07 | Japan Storage Battery Co Ltd | イオン交換樹脂膜一電極接合体の製造法 |
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| US4889566A (en) * | 1987-06-18 | 1989-12-26 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel sheets having improved spot weldability |
| JPH0211745A (ja) * | 1988-06-29 | 1990-01-16 | Kawasaki Steel Corp | スポット溶接性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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| WO2011052269A1 (ja) | 2009-10-26 | 2011-05-05 | 新日本製鐵株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| US9040168B2 (en) | 2009-10-26 | 2015-05-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Galvannealed steel sheet having excellent formability and exfoliation resistance after adhesion and production method thereof |
-
1983
- 1983-04-14 JP JP6460483A patent/JPS59190332A/ja active Pending
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| US9040168B2 (en) | 2009-10-26 | 2015-05-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Galvannealed steel sheet having excellent formability and exfoliation resistance after adhesion and production method thereof |
| US9133536B2 (en) | 2009-10-26 | 2015-09-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Galvannealed steel sheet and producing method thereof |
| US9903022B2 (en) | 2009-10-26 | 2018-02-27 | Nippon Steel 7 Sumitomo Metal Corporation | Production method of galvannealed steel sheet having excellent formability and exfoliation resistance after adhesion |
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