JPS593528B2 - 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 - Google Patents
成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法Info
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- JPS593528B2 JPS593528B2 JP9433780A JP9433780A JPS593528B2 JP S593528 B2 JPS593528 B2 JP S593528B2 JP 9433780 A JP9433780 A JP 9433780A JP 9433780 A JP9433780 A JP 9433780A JP S593528 B2 JPS593528 B2 JP S593528B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、成形性のすぐれた深絞↓用亜鉛めつき鋼板
の製造法に関する。
の製造法に関する。
亜鉛めつき鋼板の製造法は、周知ごと＜熱間仕５ 上圧
延機で圧延した鋼板をダウンコイラで巻取つた後、酸洗
→冷間圧延→表面清浄→めつきの各処理工程を経てめつ
き鋼板を製造しているが、深絞シ用めつき鋼板となる母
材の冷延鋼板は、近年リムド鋼に変つて、アルミキルド
鋼が使用されるよ１０うになつてきた。
延機で圧延した鋼板をダウンコイラで巻取つた後、酸洗
→冷間圧延→表面清浄→めつきの各処理工程を経てめつ
き鋼板を製造しているが、深絞シ用めつき鋼板となる母
材の冷延鋼板は、近年リムド鋼に変つて、アルミキルド
鋼が使用されるよ１０うになつてきた。
これは、高強度鋼素材であると共に成分偏析にもとづく
コイル内の特性変動が少な＜、しかも時効劣化し難い特
徴を有するのみならず、バッチ式焼なまし法でその材質
中に固溶している窒素を焼なまし処理工程中に微細なＡ
ｔＮ１５として析出させて成形性（深絞シ性の指数とし
て用いられるランクフオード値、以下に値と称す）を非
常に高いレベルに持ちきたすことができるためである。
ところが、連続焼なまし法にのいては、このアク０ ル
ミキルド鋼の特徴であるところの微細なＡιＮの析出に
よるに値の向上が一般的に難しい。
コイル内の特性変動が少な＜、しかも時効劣化し難い特
徴を有するのみならず、バッチ式焼なまし法でその材質
中に固溶している窒素を焼なまし処理工程中に微細なＡ
ｔＮ１５として析出させて成形性（深絞シ性の指数とし
て用いられるランクフオード値、以下に値と称す）を非
常に高いレベルに持ちきたすことができるためである。
ところが、連続焼なまし法にのいては、このアク０ ル
ミキルド鋼の特徴であるところの微細なＡιＮの析出に
よるに値の向上が一般的に難しい。
これは昇熱速度か速いため、微細ＡｔＮの析出後、再結
晶が進行するという順序が逆又はこれに近い状態になる
ことによる。これは、連続焼なまし法に２５おいて、Ａ
ｔＮとしての析出効果が全く得られない上に、再結晶粒
成長をも阻害しているためである。そこで、連続焼なま
し法における、このに値の向上については、下記に示す
ような方法が提案さ３０れている。
晶が進行するという順序が逆又はこれに近い状態になる
ことによる。これは、連続焼なまし法に２５おいて、Ａ
ｔＮとしての析出効果が全く得られない上に、再結晶粒
成長をも阻害しているためである。そこで、連続焼なま
し法における、このに値の向上については、下記に示す
ような方法が提案さ３０れている。
１ ダウンコイラでの巻取わを、高温巻取わとすること
により、炭化物の凝集及ひＡＩＮの大型析出物を析出さ
せ、に値の向上と再結晶粒成長を図つたもの。
により、炭化物の凝集及ひＡＩＮの大型析出物を析出さ
せ、に値の向上と再結晶粒成長を図つたもの。
３５２連続焼鈍炉での再結晶焼なまし温度を通常より高
温に昇温させ、その鋼板の組織をフェライト＋オーステ
ナイト領域まで昇温して集合組織の改善を図Ｂ．．７値
の向上を目指したもの。
温に昇温させ、その鋼板の組織をフェライト＋オーステ
ナイト領域まで昇温して集合組織の改善を図Ｂ．．７値
の向上を目指したもの。
３ チタンを添加することにより７値の向上を図つたも
のがある。
のがある。
しかし、上記１の高温巻取りを行うと、脱スケール性や
表面性状の悪化、結晶粒の粗大化、形状不良などが生じ
、冷延母材としては格落ちする場合が多くなる。
表面性状の悪化、結晶粒の粗大化、形状不良などが生じ
、冷延母材としては格落ちする場合が多くなる。
又、２の再結晶焼なまし温度を上げると、連続炉に要す
る燃料原単位が増大し、能率の低下をきたすと共にコス
トアツプとなる。又３のチタンを添加すると、チタンは
炭素と結合するため、チタンの添加時はその際に真空脱
炭処理も施さねばならず、その処理とチタンの使用によ
り、コストアツプとなるなどの欠点があつた。この発明
は、これらの方法をとらず、連続焼なまし過程でのヒー
トパターンを一部変えることにより１亜鉛めつき鋼板と
しての母材である冷延鋼板の上記の欠点を解消し引続き
亜鉛めつきを施し、過時効処理を行い成形性のすぐれた
深絞勺用亜鉛めつき鋼板の製造法を提案するものである
。すなわち、この発明は炭素０．１０％以下、けい素
一０．２０％ 以下、マンガン０．１０−０．４０％、
りん０．０３０％以下、アルミニウム０．０２〜０．１
５％、窒素０．００２５〜０．０２００ｔ）、残部実質
的に鉄よジなる鋼を、通常の熱間圧延を施して６００℃
以下３００℃以上でコイルに巻取ジ、酸洗後圧下率４０
０１）以上８０（ｆｌ）以下で冷間圧延を行つた後、３
５０℃以上再結晶温度以下好ましくは４５０〜５５０℃
の温度域に１０〜６０秒予熱保持し、引続き再結晶温度
以上８００℃以下の温度域に短時間保持して再結晶焼な
ましを行い、引続いてめつきを施した後２５０〜４５０
℃の温度域に降温して過時効処理を施すか、又はめつき
処理後コイルに巻取り、再加熱して２５０〜４５０℃の
温度域で過時効処理を施すことを要旨とするものである
。以下、この発明について詳細に説明する。第１図及び
第２図に示すように、曲線１ａ及び２ａはこの発明法の
再結晶焼なまし過程、めつき過時効処理のヒートパター
ンの曲線を示し、曲線１ｂ及び２ｂは従来法の再結晶焼
なまし過程、めつき過時効処理のヒートパターンの曲線
を示すもので、連続炉に｝いてコイルを連続的に焼なま
し炉の中を通過させながら連続焼なましを行うが、焼鈍
の第１段階として３５０℃以上〜再結晶温度以下の温度
範囲の焼なまし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）で１０〜６０
秒程度の短時間予熱保持する。
る燃料原単位が増大し、能率の低下をきたすと共にコス
トアツプとなる。又３のチタンを添加すると、チタンは
炭素と結合するため、チタンの添加時はその際に真空脱
炭処理も施さねばならず、その処理とチタンの使用によ
り、コストアツプとなるなどの欠点があつた。この発明
は、これらの方法をとらず、連続焼なまし過程でのヒー
トパターンを一部変えることにより１亜鉛めつき鋼板と
しての母材である冷延鋼板の上記の欠点を解消し引続き
亜鉛めつきを施し、過時効処理を行い成形性のすぐれた
深絞勺用亜鉛めつき鋼板の製造法を提案するものである
。すなわち、この発明は炭素０．１０％以下、けい素
一０．２０％ 以下、マンガン０．１０−０．４０％、
りん０．０３０％以下、アルミニウム０．０２〜０．１
５％、窒素０．００２５〜０．０２００ｔ）、残部実質
的に鉄よジなる鋼を、通常の熱間圧延を施して６００℃
以下３００℃以上でコイルに巻取ジ、酸洗後圧下率４０
０１）以上８０（ｆｌ）以下で冷間圧延を行つた後、３
５０℃以上再結晶温度以下好ましくは４５０〜５５０℃
の温度域に１０〜６０秒予熱保持し、引続き再結晶温度
以上８００℃以下の温度域に短時間保持して再結晶焼な
ましを行い、引続いてめつきを施した後２５０〜４５０
℃の温度域に降温して過時効処理を施すか、又はめつき
処理後コイルに巻取り、再加熱して２５０〜４５０℃の
温度域で過時効処理を施すことを要旨とするものである
。以下、この発明について詳細に説明する。第１図及び
第２図に示すように、曲線１ａ及び２ａはこの発明法の
再結晶焼なまし過程、めつき過時効処理のヒートパター
ンの曲線を示し、曲線１ｂ及び２ｂは従来法の再結晶焼
なまし過程、めつき過時効処理のヒートパターンの曲線
を示すもので、連続炉に｝いてコイルを連続的に焼なま
し炉の中を通過させながら連続焼なましを行うが、焼鈍
の第１段階として３５０℃以上〜再結晶温度以下の温度
範囲の焼なまし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）で１０〜６０
秒程度の短時間予熱保持する。
この焼なまし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）を施すことによ
り、冷延鋼板中の窒素ＮをＡＩＮとして微細に析出する
ようにしたものである。すなわち、めつき鋼板の母材と
なるアルミキルド鋼は冷延後の再結晶焼なまし初期段階
に卦いてＡ！，Ｎを微細に析出させやすく、これにより
再結晶集合組織を改善し、高ｒ値の得られることが知ら
れている。
り、冷延鋼板中の窒素ＮをＡＩＮとして微細に析出する
ようにしたものである。すなわち、めつき鋼板の母材と
なるアルミキルド鋼は冷延後の再結晶焼なまし初期段階
に卦いてＡ！，Ｎを微細に析出させやすく、これにより
再結晶集合組織を改善し、高ｒ値の得られることが知ら
れている。
そこで、発明者は連続焼なまし法において、ＡｔＮの析
出しやすい温度域に短時間保持することにより．．Ａｔ
Ｎを十分析出させて集合組織を改善し、ｒ値を向上せし
め、成形性の向土を図るものである。そして、その後の
温度過程は通常のヒートパターンと同様の熱処理を施す
。
出しやすい温度域に短時間保持することにより．．Ａｔ
Ｎを十分析出させて集合組織を改善し、ｒ値を向上せし
め、成形性の向土を図るものである。そして、その後の
温度過程は通常のヒートパターンと同様の熱処理を施す
。
すなわち、Ａ，変態点近傍の再結晶焼なまし温度域ＲＡ
（温度は後述する）まで昇温して２０〜１２０秒程度保
持し、この間に再結晶粒成長の過程を経て軟化させ、成
形性を向上させ引続いてめつき処理を施した後２５０〜
４５０℃の過時効処理温度域０Ａまで降温させ過時効処
理を施すか、又はめつき処理後コイルに巻取つた後再加
熱し２５０〜４５０℃の過時効処理温度域で過時効処理
を行い、時効発生原因となる固溶炭素を減少させる方法
である。な卦、過時効処理に訃いては、設備の都合上バ
ツチ炉で過時効処理を行う、いわゆるポストアニール法
であつても基本的にはなんら差異がないため、ポストア
ニールを適用してもよい。すなわち、第２図に示すよう
に、再結晶焼なまし温度域ＲＡからめつき処理を施した
後、冷却しコイルに巻取つた後、バツチ式加熱炉を用い
て２５０〜４５０℃の過時効処理温度域０Ａに再加熱し
、コールドスポツト（最冷点）に訃いて３０分以上保持
するものである。第１図及び第２図は、この発明法と従
来法の再結晶焼なまし過程に｝けるヒートパターンと、
めつき処理及び過時効処理のヒートパターンの曲線で第
１図の曲線１ａ１第２図の曲線２ａはこの発明のヒート
パターン曲線、又第１図曲線１ｂ１第２図の曲線２ｂは
従来法のヒートパターン曲線である。
（温度は後述する）まで昇温して２０〜１２０秒程度保
持し、この間に再結晶粒成長の過程を経て軟化させ、成
形性を向上させ引続いてめつき処理を施した後２５０〜
４５０℃の過時効処理温度域０Ａまで降温させ過時効処
理を施すか、又はめつき処理後コイルに巻取つた後再加
熱し２５０〜４５０℃の過時効処理温度域で過時効処理
を行い、時効発生原因となる固溶炭素を減少させる方法
である。な卦、過時効処理に訃いては、設備の都合上バ
ツチ炉で過時効処理を行う、いわゆるポストアニール法
であつても基本的にはなんら差異がないため、ポストア
ニールを適用してもよい。すなわち、第２図に示すよう
に、再結晶焼なまし温度域ＲＡからめつき処理を施した
後、冷却しコイルに巻取つた後、バツチ式加熱炉を用い
て２５０〜４５０℃の過時効処理温度域０Ａに再加熱し
、コールドスポツト（最冷点）に訃いて３０分以上保持
するものである。第１図及び第２図は、この発明法と従
来法の再結晶焼なまし過程に｝けるヒートパターンと、
めつき処理及び過時効処理のヒートパターンの曲線で第
１図の曲線１ａ１第２図の曲線２ａはこの発明のヒート
パターン曲線、又第１図曲線１ｂ１第２図の曲線２ｂは
従来法のヒートパターン曲線である。
又、第２図では過時効処理にポストアニールを適用した
場合を示した。Ｍはめつき処理温度域を示す。上記焼な
まし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）を３５０℃以上再結晶温
度以下としたのは、３５０℃未満ではＡｔＮの析出に必
要な熱量が得られず、又再結晶温度を越えると、微細Ａ
ｔＮの析出後再結晶させ、集合組織を改善するこの発明
の目的を得ることが困難となるからである。
場合を示した。Ｍはめつき処理温度域を示す。上記焼な
まし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）を３５０℃以上再結晶温
度以下としたのは、３５０℃未満ではＡｔＮの析出に必
要な熱量が得られず、又再結晶温度を越えると、微細Ａ
ｔＮの析出後再結晶させ、集合組織を改善するこの発明
の目的を得ることが困難となるからである。
したがつて、 ３ＡＬＮを効率的に析出させるた
め、焼なまし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）は４５０〜５５
０℃が最も好ましく、その時間は１０秒以上保持すれば
十分ＡｔＮを析出させることができる。な｝、このＡｔ
Ｎ析出時間は長いほど好ましいが、設備長さ １の増大
につながることから、実質的には６０秒ぐらいが上限と
なる。上記再結晶焼なまし温度域ＲＡは再結晶温度以上
８００℃以下、又は通常と同じ７００〜８５０℃の範囲
のいずれでもよいが、炉の燃料原単位を考１慮してでき
るだけ低い方がよい。
め、焼なまし予熱温度域（ＰｒｅＲＡ）は４５０〜５５
０℃が最も好ましく、その時間は１０秒以上保持すれば
十分ＡｔＮを析出させることができる。な｝、このＡｔ
Ｎ析出時間は長いほど好ましいが、設備長さ １の増大
につながることから、実質的には６０秒ぐらいが上限と
なる。上記再結晶焼なまし温度域ＲＡは再結晶温度以上
８００℃以下、又は通常と同じ７００〜８５０℃の範囲
のいずれでもよいが、炉の燃料原単位を考１慮してでき
るだけ低い方がよい。
この点に関し、後述するｒ値の向上により、再結晶温度
以上〜８００℃以下で再結晶焼なましが可能となｂ１好
ましくは６５０〜７５０℃がよい。又、その保持時間は
長い方がよいが、設備上許容範囲内の２０２〜１２０秒
程度で十分再結晶焼なまし処理効果が得られる。又、過
時効処理温度０Ａは、通常と同じ２５０〜４５０℃の時
効処理に適した温度範囲でよく、その時間も同じく通常
の２〜４分の時効処理時間で十分である。
乏上記炉内における焼なましの予熱操作は
、炉内の温度調整を行うことにより、容易にこの発明の
焼なまし予熱過程を設けることができる。このように、
再結晶焼なまし時のヒートピターンを一部変えるのみで
、成品のｒ値が向上し、成ｊ形性がすぐれ、ひずみ時効
の発生を抑制した高品質の成品を製造することができる
。
以上〜８００℃以下で再結晶焼なましが可能となｂ１好
ましくは６５０〜７５０℃がよい。又、その保持時間は
長い方がよいが、設備上許容範囲内の２０２〜１２０秒
程度で十分再結晶焼なまし処理効果が得られる。又、過
時効処理温度０Ａは、通常と同じ２５０〜４５０℃の時
効処理に適した温度範囲でよく、その時間も同じく通常
の２〜４分の時効処理時間で十分である。
乏上記炉内における焼なましの予熱操作は
、炉内の温度調整を行うことにより、容易にこの発明の
焼なまし予熱過程を設けることができる。このように、
再結晶焼なまし時のヒートピターンを一部変えるのみで
、成品のｒ値が向上し、成ｊ形性がすぐれ、ひずみ時効
の発生を抑制した高品質の成品を製造することができる
。
このｒ値の向上に伴い、下記に示す種々の問題も解消さ
れる。すなわち、ダウンコイラでの７５０℃程度の高温
巻取ジを要せず、コイルの巻取温度を６６０℃以・−下
にしても確実にｒ値の向上を図ることができる。したが
つて、高温巻取ジにより生じる脱スケール、表面性状の
悪化や結晶粒の粗大化、形状不良などを抑制することが
でき、最適なるめつき用冷延母材を得ることができる。
ク又、再結晶焼なまし温度
域ＲＡは、通常集合組織の改善を図つて７値を向上し得
るように、短時間内に７００〜８５０℃まで昇温してい
るが、この発明法においては予熱段階を新たに設けて７
値を向上し得るものであるから、再結晶焼なまし温度域
ＲＡを６５０〜７５０℃程度まで下げることができる。
このため、連続炉における燃料原単位を確実に低減でき
る。又、チタンの添加や真空脱炭処理なども要せず、的
確にｒ値の向土を得ることができる。又、この発明のア
ルミキルド鋼冷延鋼板は、例えば連続鋳造法又は造塊法
により製造したアルミキルド鋼冷延鋼板のゼンジミア式
連続亜鉛めつき用鋼板が対象となる。
れる。すなわち、ダウンコイラでの７５０℃程度の高温
巻取ジを要せず、コイルの巻取温度を６６０℃以・−下
にしても確実にｒ値の向上を図ることができる。したが
つて、高温巻取ジにより生じる脱スケール、表面性状の
悪化や結晶粒の粗大化、形状不良などを抑制することが
でき、最適なるめつき用冷延母材を得ることができる。
ク又、再結晶焼なまし温度
域ＲＡは、通常集合組織の改善を図つて７値を向上し得
るように、短時間内に７００〜８５０℃まで昇温してい
るが、この発明法においては予熱段階を新たに設けて７
値を向上し得るものであるから、再結晶焼なまし温度域
ＲＡを６５０〜７５０℃程度まで下げることができる。
このため、連続炉における燃料原単位を確実に低減でき
る。又、チタンの添加や真空脱炭処理なども要せず、的
確にｒ値の向土を得ることができる。又、この発明のア
ルミキルド鋼冷延鋼板は、例えば連続鋳造法又は造塊法
により製造したアルミキルド鋼冷延鋼板のゼンジミア式
連続亜鉛めつき用鋼板が対象となる。
この発明において、鋼の化学成分を限定したのは次の理
由による。
由による。
炭素は、絞）性を向上させるため低い方が望ましく、炭
素が０．１０％を越えると、強度上昇に伴なう延性の低
下及び粗粒化による絞ｂ性延性の劣化が著しくなるため
、０．１０％以下とした。
素が０．１０％を越えると、強度上昇に伴なう延性の低
下及び粗粒化による絞ｂ性延性の劣化が著しくなるため
、０．１０％以下とした。
けい素は、０．２０（Ｆ６を越えると、鋼板表面に焼な
まし時に着色し、又スケールによる表面欠陥となるため
０．２０％以下がよい。マンガンは、絞シ性を向上させ
るため低い方が望ましいが、０．１０％未満では赤熱脆
性の危険があり、又製造も困難である。
まし時に着色し、又スケールによる表面欠陥となるため
０．２０％以下がよい。マンガンは、絞シ性を向上させ
るため低い方が望ましいが、０．１０％未満では赤熱脆
性の危険があり、又製造も困難である。
０．４０％越えると、再結晶集合組織が劣化し、絞ジ性
の著しい低下をきたすので、マンガンは０．１０〜０．
４０Ｃｆ１）が好ましい。
の著しい低下をきたすので、マンガンは０．１０〜０．
４０Ｃｆ１）が好ましい。
りんは、０．０３０％を越えると、その固溶強化により
延性が低下するので、０．０３０％とする。
延性が低下するので、０．０３０％とする。
アルミニウムは、ＡＬＮの析出に必要で、０．０２％未
満では効果が少なく、０．１５％を越えるとスラブ加熱
時のＡＩＮの固溶化が不完全となう、再結晶粒の微細化
により延性が低下するため、０．０２〜０．１５％ が
よい。
満では効果が少なく、０．１５％を越えるとスラブ加熱
時のＡＩＮの固溶化が不完全となう、再結晶粒の微細化
により延性が低下するため、０．０２〜０．１５％ が
よい。
窒素は、伸びを向上させるためには少ない方がよいが、
０．００２５％未満ではＡｔＮの析出が不十分でありＳ
Ｏ．Ｏ２Ｏ（Ｆ６を越えると伸びが低下し、アルミニウ
ムと相俟つてスラブ加熱時のＡｔＮの固溶化が不完全と
なるため、０．００２５〜０．０２０Ｃｆ６とした。
０．００２５％未満ではＡｔＮの析出が不十分でありＳ
Ｏ．Ｏ２Ｏ（Ｆ６を越えると伸びが低下し、アルミニウ
ムと相俟つてスラブ加熱時のＡｔＮの固溶化が不完全と
なるため、０．００２５〜０．０２０Ｃｆ６とした。
又、熱間仕上圧延後の巻取温度を６００℃以下３００℃
以上としたのは、６００℃を越えると巻取後の冷却中に
大型のＡｔＮが析出してしまい、本来の目的であるとこ
ろの（ＰｒｅＲＡ）での微細なＡｔＮの析出が不可能と
なク、３００℃以下では巻取時の鋼帯強度が高く、巻取
が困難となり製造上の不具合を生じたク、水冷却のため
の水量を増大または能率の低下をきたすとともに、３０
０℃以下としても絞わ性向上に対する効果は変らないか
らである。
以上としたのは、６００℃を越えると巻取後の冷却中に
大型のＡｔＮが析出してしまい、本来の目的であるとこ
ろの（ＰｒｅＲＡ）での微細なＡｔＮの析出が不可能と
なク、３００℃以下では巻取時の鋼帯強度が高く、巻取
が困難となり製造上の不具合を生じたク、水冷却のため
の水量を増大または能率の低下をきたすとともに、３０
０℃以下としても絞わ性向上に対する効果は変らないか
らである。
又、酸洗して表面を脱スケール処理した鋼板を、圧下率
４０Ｃｆ６以上８０％以下で冷間圧延を行うのは、通常
の冷延鋼板と同様で成品の寸法精度、形状性の向上の他
、再結晶集合組織を改善するためであわ、８０係以上の
圧下は圧延全荷重が大きくなｖ作業性の低下、板厚精度
平坦などの劣化をもたらし、又冷延鋼板として必要な板
厚精度、形状性を確保するためには４０％以上の圧下率
が必要であわ、又４０Ｃｆ６以下では良好な絞ヤ性が得
られないからである。
４０Ｃｆ６以上８０％以下で冷間圧延を行うのは、通常
の冷延鋼板と同様で成品の寸法精度、形状性の向上の他
、再結晶集合組織を改善するためであわ、８０係以上の
圧下は圧延全荷重が大きくなｖ作業性の低下、板厚精度
平坦などの劣化をもたらし、又冷延鋼板として必要な板
厚精度、形状性を確保するためには４０％以上の圧下率
が必要であわ、又４０Ｃｆ６以下では良好な絞ヤ性が得
られないからである。
実施例 １
次に、深絞わ用冷延鋼板の製造過程を例にとつてこの発
明法と従来法とを比較した実施結果を第１表に示し、か
つその成品の組成と焼なまし処理条件とを併せ示した。
明法と従来法とを比較した実施結果を第１表に示し、か
つその成品の組成と焼なまし処理条件とを併せ示した。
上記第１表より、この発明法のものは、従来法のものに
比べて引張強さは大差ないが、ｒ値を大幅に向上するこ
とができ、成形性にすぐれた深絞ｂ用めつき鋼板が得ら
れることがわかる。
比べて引張強さは大差ないが、ｒ値を大幅に向上するこ
とができ、成形性にすぐれた深絞ｂ用めつき鋼板が得ら
れることがわかる。
なお、第２図に示したように、過時効処理をバツチ炉に
よＶ）３００℃×１４時間のポストアニールを実施した
場合も第１表に示すこの発明法のものと同等の諸性質の
ものを得ることができた。この発明は上記のごとく、連
続焼なまし法において、予熱過程と再結晶焼なまし処理
の２段階処理を施すことにより、アルミキルド鋼深絞わ
用亜鉛めつき鋼板を容易に製造できるものである。
よＶ）３００℃×１４時間のポストアニールを実施した
場合も第１表に示すこの発明法のものと同等の諸性質の
ものを得ることができた。この発明は上記のごとく、連
続焼なまし法において、予熱過程と再結晶焼なまし処理
の２段階処理を施すことにより、アルミキルド鋼深絞わ
用亜鉛めつき鋼板を容易に製造できるものである。
第１図はこの発明の再結晶焼なまし及びめつき処理、過
時効処理の各過程のヒートパターンを示す図表、第２図
はこの発明の他の再結晶焼なまし及びめつき処理、過時
効処理の各過程のヒートパターンの実施例を示す図表で
ある。 ＰｒｅＲＡ：焼なまし予熱温度域、ＲＡ：再結晶焼なま
し温度域、Ｍ：めつき処理温度域、０Ａ：過時効処理温
度域、１ａ，２ａ：この発明法の再結晶焼なましめつき
処理、過時効処理の過程におけるヒートパターンの曲線
例、Ｉｂ，２ｂ：従来法の再結晶焼なましめつき処理、
過時効処理の過程におけるヒートパターンの曲線例。
時効処理の各過程のヒートパターンを示す図表、第２図
はこの発明の他の再結晶焼なまし及びめつき処理、過時
効処理の各過程のヒートパターンの実施例を示す図表で
ある。 ＰｒｅＲＡ：焼なまし予熱温度域、ＲＡ：再結晶焼なま
し温度域、Ｍ：めつき処理温度域、０Ａ：過時効処理温
度域、１ａ，２ａ：この発明法の再結晶焼なましめつき
処理、過時効処理の過程におけるヒートパターンの曲線
例、Ｉｂ，２ｂ：従来法の再結晶焼なましめつき処理、
過時効処理の過程におけるヒートパターンの曲線例。
Claims (1)
- １ 炭素０．１０％以下、けい素０．２０％以下、マン
ガン０．１０〜０．４０％、りん０．０３０％以下、ア
ルミニウム０．０２〜０．１５％、窒素０．００２５〜
０．０２０％、残部は実質的に鉄及び不可避的不純物よ
りなる鋼を通常の熱間圧延を施し、６００℃以下３００
℃以上の温度でコイルに巻取り、酸洗後圧下率４０％以
上８０％以下で冷間圧延を行つた後、３５０℃以上再結
晶温度以下の温度域に１０〜６０秒予熱保持し、引続き
再結晶温度以上８００℃以下の温度域に短時間保持して
再結晶焼なましを行い、引続きめつき処理を施し、次い
で２５０〜４５０℃の温度域に降温し過時効処理を施す
か、又はめつき処理後コイルに巻取つた後バッチ炉で再
加熱し２５０〜４５０℃の温度域で過時効処理を施すこ
とを特徴とする成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼
板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9433780A JPS593528B2 (ja) | 1980-07-09 | 1980-07-09 | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9433780A JPS593528B2 (ja) | 1980-07-09 | 1980-07-09 | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58163000A Division JPS5974237A (ja) | 1983-09-05 | 1983-09-05 | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 |
| JP58162999A Division JPS5974236A (ja) | 1983-09-05 | 1983-09-05 | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5719334A JPS5719334A (en) | 1982-02-01 |
| JPS593528B2 true JPS593528B2 (ja) | 1984-01-24 |
Family
ID=14107463
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9433780A Expired JPS593528B2 (ja) | 1980-07-09 | 1980-07-09 | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS593528B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5770269A (en) * | 1980-10-20 | 1982-04-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preparation of alloying treated galvanized sheet iron |
| US4591395A (en) * | 1983-05-05 | 1986-05-27 | Armco Inc. | Method of heat treating low carbon steel strip |
| DE19946889C1 (de) * | 1999-09-30 | 2000-11-09 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Erzeugen von alterungsbeständigen Bändern aus einem aluminiumberuhigten Stahl |
| BRPI0600901B1 (pt) * | 2006-02-02 | 2018-04-03 | Vale S.A. | Processo híbrido de resinas de troca iônica na recuperação seletiva de níquel e cobalto de efluentes de lixiviação |
-
1980
- 1980-07-09 JP JP9433780A patent/JPS593528B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5719334A (en) | 1982-02-01 |
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