JPS6048571B2 - 深絞り用合金化亜鉛メツキ鋼板の製造法 - Google Patents
深絞り用合金化亜鉛メツキ鋼板の製造法Info
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- JPS6048571B2 JPS6048571B2 JP14407078A JP14407078A JPS6048571B2 JP S6048571 B2 JPS6048571 B2 JP S6048571B2 JP 14407078 A JP14407078 A JP 14407078A JP 14407078 A JP14407078 A JP 14407078A JP S6048571 B2 JPS6048571 B2 JP S6048571B2
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- 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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- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は良好な深絞り性を有する合金化亜鉛メッキ鋼板
の製造方法に関する。
の製造方法に関する。
従来、溶融亜鉛メッキ銅板の素材としては低炭素リムド
鋼が使用され、屋根材、壁材用などの加工がほとんど要
求されない用途に使用されて来た。
鋼が使用され、屋根材、壁材用などの加工がほとんど要
求されない用途に使用されて来た。
しかし近年メッキ鋼板においても自動車の防錆対策材と
いつた新分野への適用が提案され、高度の加工性が要求
される部材への用途が増加するとともに塗装の容易な表
面性状を有する特性が求められつつある。
いつた新分野への適用が提案され、高度の加工性が要求
される部材への用途が増加するとともに塗装の容易な表
面性状を有する特性が求められつつある。
こうした用途に対し、従来の単に溶融メッキしただけの
リムド鋼では要求に応えることは不可能てある。
リムド鋼では要求に応えることは不可能てある。
すなわち、リムド鋼を素材原板とする場合には鋼中に含
有されるＣおよびＮが連続溶融亜鉛メッキラインで焼鈍
、メッキ処理、合金化処理を受けたあとで急速に冷却さ
れると、フェライト中に過飽和に固溶された状態のまま
で残存することになるので、硬質化し、加工性が悪くな
り、高度の加工に耐えない材料となる。
有されるＣおよびＮが連続溶融亜鉛メッキラインで焼鈍
、メッキ処理、合金化処理を受けたあとで急速に冷却さ
れると、フェライト中に過飽和に固溶された状態のまま
で残存することになるので、硬質化し、加工性が悪くな
り、高度の加工に耐えない材料となる。
従つて、従来のかかる合金化亜鉛メッキ銅板にある程度
の加工性を付与しようとすれば、合金化亜鉛メッキ処理
後、３００〜４００℃の温度域で本材料を焼鈍し、過飽
和に固溶されたＣおよびＮを析出させて軟化させる、い
わゆる過時効処理が利用されてきた。
の加工性を付与しようとすれば、合金化亜鉛メッキ処理
後、３００〜４００℃の温度域で本材料を焼鈍し、過飽
和に固溶されたＣおよびＮを析出させて軟化させる、い
わゆる過時効処理が利用されてきた。
しかし過時効処理を経た製品も、高度Ｊの加工に耐える
ことは困難てあつて、その適用にも限界があるといわざ
るをえない。一方、ＴｉおよびＡｌの添加により鋼板の
深絞り性が改善されることは、例えは特公昭４４−１８
０６６号、同４６−２７３８号、同４２−１２３４８号
、同４９−３１８４４号および同５０−３１５３１号公
報等において公知である。
ことは困難てあつて、その適用にも限界があるといわざ
るをえない。一方、ＴｉおよびＡｌの添加により鋼板の
深絞り性が改善されることは、例えは特公昭４４−１８
０６６号、同４６−２７３８号、同４２−１２３４８号
、同４９−３１８４４号および同５０−３１５３１号公
報等において公知である。
また、Ｔｉを０．０５〜０．５％含有させるとメッキ層
の加工密着性が改善され、加工性によいガルバニールド
鋼板すなわち合金化亜鉛メッキ鋼板がえられることが特
公昭４６−２０５６３号公報に記載されている。しかし
、Ｔ１と含有する場合には、特にＴｉ／Ｃ比が４以上で
含有する場合には、鋼の加工性改善効果が著しくなるが
、このＴｉ含有鋼をセンジミアー型のようなガスクリー
ニング工程を有する連続溶融亜鉛メッキラインで処理す
ると、ガスクリーニングの不足による不メッキが多発す
る。
の加工密着性が改善され、加工性によいガルバニールド
鋼板すなわち合金化亜鉛メッキ鋼板がえられることが特
公昭４６−２０５６３号公報に記載されている。しかし
、Ｔ１と含有する場合には、特にＴｉ／Ｃ比が４以上で
含有する場合には、鋼の加工性改善効果が著しくなるが
、このＴｉ含有鋼をセンジミアー型のようなガスクリー
ニング工程を有する連続溶融亜鉛メッキラインで処理す
ると、ガスクリーニングの不足による不メッキが多発す
る。
一方、Ｔｉ添加鋼を連続式溶融亜鉛メッキ後、合金化処
理する場合には、前述の特公昭４６−２０５６３号に記
載されることく、δ，相の成長が促進され、合金化処理
を通常の条件である合金化炉出口温度６２００Ｃで行な
えば、合金化メッキ層の焼ムラの増加と密着性の劣化を
招き、折曲け試験によるパウタリングの増大を生ずる。
本発明は上記の欠点を克服するためになされたもので、
その骨子とするところは、Ｔｉを０．２０％以下の添加
量に抑えた上で、ＴｊおよびＣ）Ｎ量との関係でＣｒを
添加含有させることにより、深絞り性を確保し、かつ不
メッキによる不良率を低減せしめた溶融亜鉛メッキ鋼板
をえることを第１段階とし、ついで合金化処理に当つて
は、過度の合金層発達による表面性状および密着性の劣
化を防止するため合金化温度を一定範囲に規制したこと
にある。
理する場合には、前述の特公昭４６−２０５６３号に記
載されることく、δ，相の成長が促進され、合金化処理
を通常の条件である合金化炉出口温度６２００Ｃで行な
えば、合金化メッキ層の焼ムラの増加と密着性の劣化を
招き、折曲け試験によるパウタリングの増大を生ずる。
本発明は上記の欠点を克服するためになされたもので、
その骨子とするところは、Ｔｉを０．２０％以下の添加
量に抑えた上で、ＴｊおよびＣ）Ｎ量との関係でＣｒを
添加含有させることにより、深絞り性を確保し、かつ不
メッキによる不良率を低減せしめた溶融亜鉛メッキ鋼板
をえることを第１段階とし、ついで合金化処理に当つて
は、過度の合金層発達による表面性状および密着性の劣
化を防止するため合金化温度を一定範囲に規制したこと
にある。
このような成分組成上の配慮と製造条件の規制の上に、
密着性のすぐれた合金化層を有する加工性の良好な合金
化溶融亜鉛メッキ鋼板をえることが判明した。
密着性のすぐれた合金化層を有する加工性の良好な合金
化溶融亜鉛メッキ鋼板をえることが判明した。
すなわち、本発明は
Ｃ；０．００１〜０．０２％
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｍｎ：０．２５％以下
Ｎ：０．０１％以下
ＳＯｌ．Ａｌ：０１０％以下Ｆ
Ｔｉ：０．２０％以下
Ｃｒ：０．１０％以下を
４（Ｃ＋■Ｎ）＜Ｔ１＋且Ｃｒ
ｌ４−５２．０
の関係を満足する範囲で含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる極低炭素熱延鋼板を素材原板として、
加工性のすぐれた溶融亜鉛メッキ鋼板を製造し、これを
合金化炉出口温度４００〜５００℃の低温の一定範囲に
規制することによつて、密着性のすぐれた合金化層を有
する鋼板を製造する方法を要旨とするものである。
的不純物からなる極低炭素熱延鋼板を素材原板として、
加工性のすぐれた溶融亜鉛メッキ鋼板を製造し、これを
合金化炉出口温度４００〜５００℃の低温の一定範囲に
規制することによつて、密着性のすぐれた合金化層を有
する鋼板を製造する方法を要旨とするものである。
以下、本発明の各要件を上記のように限定している理由
について述べる。
について述べる。
Ｃ：炭素は低ければ低い程、Ｃによる焼入時効硬化が軽
減されるので、本発明の目的からは低い程望ましい。
減されるので、本発明の目的からは低い程望ましい。
しかし、０．００１％未満程度にまで低下させることは
現在の製鋼法では経済的には容易ではなく、また、Ｔｉ
およびＣｒの添加により０．００１・％以上〜０．０２
％までのｃの含有は許容され、諸機械的性質にも好影響
を与える。しかし、Ｃ含有量が０．０２％を超えると、
Ｃを固定して焼入時効硬化におよぼす悪影響を防止する
ために添加するＴｌ，Ｃｒの量が増大し、経済的に不利
となるばか・りでなくＴｉおよびＣｒを添加したとして
も降状強度が高くなり、伸びが低下して加工性が劣化す
るので本発明の目的にとつて好ましくない。従つて、素
材のＣ含有量は０．００１〜０．０２０％に制限してい
る。Ｓｉ：Ｓｉは本発明素材鋼製造上必要な元素である
が、０．０５％を超えると鋼を硬化させて加工性を悪く
する。
現在の製鋼法では経済的には容易ではなく、また、Ｔｉ
およびＣｒの添加により０．００１・％以上〜０．０２
％までのｃの含有は許容され、諸機械的性質にも好影響
を与える。しかし、Ｃ含有量が０．０２％を超えると、
Ｃを固定して焼入時効硬化におよぼす悪影響を防止する
ために添加するＴｌ，Ｃｒの量が増大し、経済的に不利
となるばか・りでなくＴｉおよびＣｒを添加したとして
も降状強度が高くなり、伸びが低下して加工性が劣化す
るので本発明の目的にとつて好ましくない。従つて、素
材のＣ含有量は０．００１〜０．０２０％に制限してい
る。Ｓｉ：Ｓｉは本発明素材鋼製造上必要な元素である
が、０．０５％を超えると鋼を硬化させて加工性を悪く
する。
このためＳｉ含有量は０．０５％以下に制限した。Ｍｎ
：ＭｎはＳによる熱間脆性を抑えるために有益であり、
通常Ｍｎ／Ｓ≧１５となる量で添加されるが、本発明鋼
にあつてはＴｉを添加しているので、ＴｉＳの形式よつ
てＳが固定されるので、従来鋼のようにＭｎを上記の関
係式に従うような量で添加する必要はないが、Ｍｎの含
有量が０．２５％を超えるとｒ値が低下して絞り性が劣
化するのでＭｎの上限を０．２５％とした。
：ＭｎはＳによる熱間脆性を抑えるために有益であり、
通常Ｍｎ／Ｓ≧１５となる量で添加されるが、本発明鋼
にあつてはＴｉを添加しているので、ＴｉＳの形式よつ
てＳが固定されるので、従来鋼のようにＭｎを上記の関
係式に従うような量で添加する必要はないが、Ｍｎの含
有量が０．２５％を超えるとｒ値が低下して絞り性が劣
化するのでＭｎの上限を０．２５％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは酸素、炭素、窒素、硫黄性との親和力の強
い元素として知られており、有効Ｔｉ／Ｃ比が４以上と
なる量でＴｉを添加した深絞り用鋼も既述の特公昭各号
公報に記載されている。
い元素として知られており、有効Ｔｉ／Ｃ比が４以上と
なる量でＴｉを添加した深絞り用鋼も既述の特公昭各号
公報に記載されている。
しかし、このようにＴｉを含有させて深絞り性を良好な
らしめた鋼をセンジミアー型のような連続溶融メッキラ
インでメッキする場合には既述のごとくメッキ性に問題
が生ずる。すなわち溶融メッキ処理前のガスクリーニン
グ工程において、弱酸化一還元処理が施される。この際
酸素との親和力の強いＴ１を多量に含む鋼は還元不足な
りやすく、メッキがしにくくなる。第１図はＣ：０．０
０５％、Ｓｉ：０．０３％、Ｍｎ：０．１６％、ＳＯｌ
．Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．０１％、Ｃｒ：０．０
６％を含みかつＴｉを種々の量で含む鋼をセンジミアー
型連続溶融メッキラインによつて合金化亜鉛メッキを施
した時の、Ｔ１含有量と不メッキによる不良発生率の関
係を示す。
らしめた鋼をセンジミアー型のような連続溶融メッキラ
インでメッキする場合には既述のごとくメッキ性に問題
が生ずる。すなわち溶融メッキ処理前のガスクリーニン
グ工程において、弱酸化一還元処理が施される。この際
酸素との親和力の強いＴ１を多量に含む鋼は還元不足な
りやすく、メッキがしにくくなる。第１図はＣ：０．０
０５％、Ｓｉ：０．０３％、Ｍｎ：０．１６％、ＳＯｌ
．Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．０１％、Ｃｒ：０．０
６％を含みかつＴｉを種々の量で含む鋼をセンジミアー
型連続溶融メッキラインによつて合金化亜鉛メッキを施
した時の、Ｔ１含有量と不メッキによる不良発生率の関
係を示す。
ヨこの図に示されるようにＴｉ含有量の増加とともに
不メッキによる不良率が増加する。
不メッキによる不良率が増加する。
Ｔ１含有量が０．２０％を超えると不メッキによる不良
率が約３％以上となる。通常不良率が３％を超えるとコ
イル形態で成品出荷される場合に問題となる。即ち、Ｔ
１添加により深絞り性改善効果を期待しても、連続溶融
メッキを施す場合には、Ｔｉ添加にともなつて不メッキ
の不良率が増加するという大きな欠点が生じることとな
る。この意味からＴｉの含有量は０．２０％以下に抑え
ることが必要となる。Ｃｒ：Ｃｒは強力な炭窒化物形成
元素であるが、酸素との親和力は比較的弱い元素てある
。
率が約３％以上となる。通常不良率が３％を超えるとコ
イル形態で成品出荷される場合に問題となる。即ち、Ｔ
１添加により深絞り性改善効果を期待しても、連続溶融
メッキを施す場合には、Ｔｉ添加にともなつて不メッキ
の不良率が増加するという大きな欠点が生じることとな
る。この意味からＴｉの含有量は０．２０％以下に抑え
ることが必要となる。Ｃｒ：Ｃｒは強力な炭窒化物形成
元素であるが、酸素との親和力は比較的弱い元素てある
。
従つてＴ１のような不メッキによるメッキ性を悪くする
問題もなく、上述のごとくメッキ性の点からＴｉ含有量
を制限せざるをえなかつた問題もＣｒの添加によつて補
償てき、Ｔ１て固定しきれなかつたＣ．Ｎをこれら元素
が固定して延性、深絞り性を向上せしめ良質かつ加工性
の良い製品とすることができる。なお、ＣｒはＴｉの補
助的な作用効果を供するものであるから、単独で用いら
れることもなくＴ１との複合添加の形で用いられるもの
であり、その含有量はＴｉの不足を補なうための化学量
論的関係からの条件を満足して、Ｃ．Ｎを固定できる量
とすることが必要である。
問題もなく、上述のごとくメッキ性の点からＴｉ含有量
を制限せざるをえなかつた問題もＣｒの添加によつて補
償てき、Ｔ１て固定しきれなかつたＣ．Ｎをこれら元素
が固定して延性、深絞り性を向上せしめ良質かつ加工性
の良い製品とすることができる。なお、ＣｒはＴｉの補
助的な作用効果を供するものであるから、単独で用いら
れることもなくＴ１との複合添加の形で用いられるもの
であり、その含有量はＴｉの不足を補なうための化学量
論的関係からの条件を満足して、Ｃ．Ｎを固定できる量
とすることが必要である。
但し、過剰のＣｒを銅に添加す・れは鋼が硬化して試験
値が劣化するからＣｒの上限は０．１０％とする。Ｎ：
ＮはＣとともに鋼に時効を生じさせる元素であり、さら
に加工性も劣化させるので低い程望ましいが、現在の製
鋼法では若干のＮの残留は避けがたい。
値が劣化するからＣｒの上限は０．１０％とする。Ｎ：
ＮはＣとともに鋼に時効を生じさせる元素であり、さら
に加工性も劣化させるので低い程望ましいが、現在の製
鋼法では若干のＮの残留は避けがたい。
しカルＮが０．０１％を超えるとＮの加工性、および時
効性に与える悪影響を消去するために必要なＴｉおよび
Ｃｒ量を増加させるので、０．０１％以下に限定する。
Ａｌ：Ａｌの含有はＴｉおよびＣｒの添加歩留を向上さ
せるために不可避である。
効性に与える悪影響を消去するために必要なＴｉおよび
Ｃｒ量を増加させるので、０．０１％以下に限定する。
Ａｌ：Ａｌの含有はＴｉおよびＣｒの添加歩留を向上さ
せるために不可避である。
但し、過剰な添加は徒らに鋼を硬化させるだけなので、
ＳＯｌ．Ａｌ量として０．１０％以下に限定して。上記
のごとく添加元素を調整した鋼は以下の製造条件をコン
トロールすることにより、すぐれた深絞り用合金化メッ
キ鋼板とすることができる。
ＳＯｌ．Ａｌ量として０．１０％以下に限定して。上記
のごとく添加元素を調整した鋼は以下の製造条件をコン
トロールすることにより、すぐれた深絞り用合金化メッ
キ鋼板とすることができる。
溶製は未脱酸転炉溶鋼を真空脱ガス装置を用いて鋼中の
Ｃを０．０２％以下に脱炭し、Ａｌ脱酸後、合金鉄を所
要量添加して本発明鋼の成分組成範囲に調整し溶製鋼と
する。この溶鋼は通常の造塊一分塊工程によるか、連続
鋳造法でスラブに製造する。えられたスラブを通常の熱
延条件、すなわち仕上温度Ａｒ３点以上、取巻温度５０
０〜７００℃、て熱延し、熱延鋼板をえる。熱延銅板は
酸洗後冷間圧延するが、その際の冷間圧下率は４０％以
上、好ましくは６０〜８５％とする。
Ｃを０．０２％以下に脱炭し、Ａｌ脱酸後、合金鉄を所
要量添加して本発明鋼の成分組成範囲に調整し溶製鋼と
する。この溶鋼は通常の造塊一分塊工程によるか、連続
鋳造法でスラブに製造する。えられたスラブを通常の熱
延条件、すなわち仕上温度Ａｒ３点以上、取巻温度５０
０〜７００℃、て熱延し、熱延鋼板をえる。熱延銅板は
酸洗後冷間圧延するが、その際の冷間圧下率は４０％以
上、好ましくは６０〜８５％とする。
ついで、この冷延鋼板をセンジミアー型連続溶融メッキ
ラインにおいて再結晶焼鈍処理、溶融亜鉛メッキ処理、
および合金化処理を行なうが、この際、焼鈍温度は７５
０℃以上Ａｒ。
ラインにおいて再結晶焼鈍処理、溶融亜鉛メッキ処理、
および合金化処理を行なうが、この際、焼鈍温度は７５
０℃以上Ａｒ。
点以下の範囲とする。本温度範囲は本鋼がＴ１、Ｃｒを
含有し再結晶温度が高く、７５０℃以下の焼鈍温度では
短時間焼鈍での再結晶はえがたく、Ａｒ３以上に加熱す
ればα−ｒ変態により材質劣化を招くことを配慮して設
定した。さらに溶融亜鉛メッキ後の鋼板は合金化処理炉
を通板するが、合金化温度は炉の出口温度を４００〜５
００℃とすることが望ましい。すなわち４００℃以下で
はセンジミアー型設備に組込まれた合金化炉では処理時
間が短いから十分合金化しえす、５００℃以上では過度
の合金化によりパウグリングが生じメッキ膜の剥離を起
すからである。第２図はＣ：０．００５％、Ｓｉ：０．
０３％、Ｍｎ：０．１５％、ＳＯｌ．Ａｌ：０．３７％
、Ｔｉ：０．０８％、Ｎ：０．００５％、Ｃｒ：０．０
６％残部Ｆｅからなる鋼板をセンジミアー型連続溶融メ
ッキ装置で亜鉛メッキする時の、合金化炉出口温度とパ
ウダリングと焼ムラによる不良発生率の関係を示す。パ
ウダリング試験は厚さ０．８７ｗｔの合金化メッキ鋼板
を３トンの力を加えて１８０゜曲げ、再び曲げもどした
時に発生するメッキ層の粉化、剥離の状況を目視判定す
るもので、第２図の上方は３個の試料についてパウグリ
ング評価点の平均値を示す。
含有し再結晶温度が高く、７５０℃以下の焼鈍温度では
短時間焼鈍での再結晶はえがたく、Ａｒ３以上に加熱す
ればα−ｒ変態により材質劣化を招くことを配慮して設
定した。さらに溶融亜鉛メッキ後の鋼板は合金化処理炉
を通板するが、合金化温度は炉の出口温度を４００〜５
００℃とすることが望ましい。すなわち４００℃以下で
はセンジミアー型設備に組込まれた合金化炉では処理時
間が短いから十分合金化しえす、５００℃以上では過度
の合金化によりパウグリングが生じメッキ膜の剥離を起
すからである。第２図はＣ：０．００５％、Ｓｉ：０．
０３％、Ｍｎ：０．１５％、ＳＯｌ．Ａｌ：０．３７％
、Ｔｉ：０．０８％、Ｎ：０．００５％、Ｃｒ：０．０
６％残部Ｆｅからなる鋼板をセンジミアー型連続溶融メ
ッキ装置で亜鉛メッキする時の、合金化炉出口温度とパ
ウダリングと焼ムラによる不良発生率の関係を示す。パ
ウダリング試験は厚さ０．８７ｗｔの合金化メッキ鋼板
を３トンの力を加えて１８０゜曲げ、再び曲げもどした
時に発生するメッキ層の粉化、剥離の状況を目視判定す
るもので、第２図の上方は３個の試料についてパウグリ
ング評価点の平均値を示す。
評価点の基準は次の通りである。
第２図の下側は二級不良の発生率を示す。
品質等級の基準は、全コイルを切板（０．８＋×９１４
×１８２９ｍｍ）とし、焼ムラ発生によりニ級に格付け
した切板枚数の百分率で示す。本図から明らかなごとく
、通常のリムド鋼に比してＴｉ添加鋼ては合金化炉出口
温度を低下させ４００〜５００゜Ｃに維持することによ
り、良好な合金化処理成品をえることができる。
×１８２９ｍｍ）とし、焼ムラ発生によりニ級に格付け
した切板枚数の百分率で示す。本図から明らかなごとく
、通常のリムド鋼に比してＴｉ添加鋼ては合金化炉出口
温度を低下させ４００〜５００゜Ｃに維持することによ
り、良好な合金化処理成品をえることができる。
この場合合金化炉出口温度を通常材と同様の６００〜６
５０’Ｃにコントロールして通板速度を高め、短時間処
理する方法も考えられるが、この方法では同時に焼鈍・
メッキ工程をも短時間で行なわねばならず、一般のセン
ジミアー式連続亜鉛メッキ設備ては、焼鈍不足メッキ不
良を招くおそれがある。
５０’Ｃにコントロールして通板速度を高め、短時間処
理する方法も考えられるが、この方法では同時に焼鈍・
メッキ工程をも短時間で行なわねばならず、一般のセン
ジミアー式連続亜鉛メッキ設備ては、焼鈍不足メッキ不
良を招くおそれがある。
以下に本発明による実施例を述べる。
実施例１
９０トン転炉で溶製した溶鋼を真空脱ガス装置で脱炭し
、Ａ１脱酸したのち、Ｆｅ−ＴｉＮＦｅ−Ｃｒ）を添加
して通常の製鋼法により表１に示す化学成分の溶鋼をえ
た。
、Ａ１脱酸したのち、Ｆｅ−ＴｉＮＦｅ−Ｃｒ）を添加
して通常の製鋼法により表１に示す化学成分の溶鋼をえ
た。
表１において、溶解番号、１〜８は本発明範囲．の鋼を
示し、９はＴｉ値について、１０はＣｒ値について１１
はＣ，Ｎ，Ｃｒ量の関係式について、それぞれ本発明で
規制する範囲外の組成を有する鋼てある。
示し、９はＴｉ値について、１０はＣｒ値について１１
はＣ，Ｎ，Ｃｒ量の関係式について、それぞれ本発明で
規制する範囲外の組成を有する鋼てある。
これら各溶鋼は１５トン鋼塊に６本づつ鋳造、通常の方
法で１８０×９３５ｗｕｒＬのスラブに分塊し、疵取を
行ない、熱延仕上温度８８０〜９１０℃、巻取温度６８
０〜７２０℃で熱間圧延して板厚２．７Ｔｍのコイルと
した。
法で１８０×９３５ｗｕｒＬのスラブに分塊し、疵取を
行ない、熱延仕上温度８８０〜９１０℃、巻取温度６８
０〜７２０℃で熱間圧延して板厚２．７Ｔｍのコイルと
した。
これらコイルは酸洗後、板厚０．８ＴＷＬまで冷間圧延
し、センジミアー型連続溶融亜鉛メッキラインにおいて
、焼鈍温度８７０℃で焼鈍し、メッキ後４８０℃の炉出
口温度に設定された合金化炉にて合金化処理された。つ
いで各コイルは１％のインライン調質圧延を加えて製品
とし、各溶解番号の第３番目に相当するコイルの中央部
より試料を採取し、材料試験を行なつた。その試験結果
を表２に示す。表２の結果から製造条件は同一であつて
も、化学成分値が本発明範囲の鋼は比較鋼に比して延性
、深絞り性にすぐれていることが明らかである。
し、センジミアー型連続溶融亜鉛メッキラインにおいて
、焼鈍温度８７０℃で焼鈍し、メッキ後４８０℃の炉出
口温度に設定された合金化炉にて合金化処理された。つ
いで各コイルは１％のインライン調質圧延を加えて製品
とし、各溶解番号の第３番目に相当するコイルの中央部
より試料を採取し、材料試験を行なつた。その試験結果
を表２に示す。表２の結果から製造条件は同一であつて
も、化学成分値が本発明範囲の鋼は比較鋼に比して延性
、深絞り性にすぐれていることが明らかである。
また、本発明品は不メッキ発生率は低く、かつ良好な合
金化亜鉛メッキ鋼板がえられた。実施例２実施例１と同
様の工程て作成した表３の化学成分の板厚０．８Ｔｆｒ
！ｎ×９３５７７Ｚ７７Ｉの冷延板をセンジミアー式溶
融亜鉛メッキラインを通板し、その際、合金化処理温度
を表３のごとく設定した。
金化亜鉛メッキ鋼板がえられた。実施例２実施例１と同
様の工程て作成した表３の化学成分の板厚０．８Ｔｆｒ
！ｎ×９３５７７Ｚ７７Ｉの冷延板をセンジミアー式溶
融亜鉛メッキラインを通板し、その際、合金化処理温度
を表３のごとく設定した。
各コイルは１％のインライン調質圧延を経て製品とし、
各コイル合金化メッキ状況を調査し、また各コイルの中
心部より試験片を採取し、材料試験を行なつた。その試
験結果を表３に示す。本表のコイルＮＯ．．ｌおよび２
は本発明範囲にあり、９，１０，１１は本発明で規制す
る条件範囲外のものてある。表３の結果から本発明範囲
内の合金化条件により比較鋼よりすぐれた製品歩留のえ
られることが明らかである。
各コイル合金化メッキ状況を調査し、また各コイルの中
心部より試験片を採取し、材料試験を行なつた。その試
験結果を表３に示す。本表のコイルＮＯ．．ｌおよび２
は本発明範囲にあり、９，１０，１１は本発明で規制す
る条件範囲外のものてある。表３の結果から本発明範囲
内の合金化条件により比較鋼よりすぐれた製品歩留のえ
られることが明らかである。
図面の簡単な説明第１図は本発明方法における素材のＴ
ｉ含有九と不メッキによる不良品発生率の関係を示すグ
シフである。
ｉ含有九と不メッキによる不良品発生率の関係を示すグ
シフである。
Claims (1)
- １ 化学成分としてＣ：０．００１〜０．０２０％、Ｓ
ｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．２５％以下、ｓｏｌ．
Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ０．２０％以下、Ｎ：０．
０１０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下を４［Ｃ＋（１２
／１４Ｎ）］≦Ｔｉ＋（４７．９／５２．０）Ｃｒの関
係を満足する範囲で含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼をＡｒ＿３点以上の温度で熱間圧延し、
圧下率４０％以上で冷間圧延した後、連続溶融亜鉛メッ
キラインにて７５０℃〜Ａｃ＿３の温度で連続焼鈍し、
溶融亜鉛メッキを施し、しかるのち、合金化炉出口温度
４００〜５００℃にて合金化処理した深絞り用合金化亜
鉛メッキ鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14407078A JPS6048571B2 (ja) | 1978-11-24 | 1978-11-24 | 深絞り用合金化亜鉛メツキ鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14407078A JPS6048571B2 (ja) | 1978-11-24 | 1978-11-24 | 深絞り用合金化亜鉛メツキ鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5573826A JPS5573826A (en) | 1980-06-03 |
| JPS6048571B2 true JPS6048571B2 (ja) | 1985-10-28 |
Family
ID=15353582
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14407078A Expired JPS6048571B2 (ja) | 1978-11-24 | 1978-11-24 | 深絞り用合金化亜鉛メツキ鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6048571B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5925964A (ja) * | 1982-08-02 | 1984-02-10 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 加工性の良好な合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造法 |
| JPS5943825A (ja) * | 1982-09-07 | 1984-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
| JPS59215472A (ja) * | 1983-05-23 | 1984-12-05 | Nisshin Steel Co Ltd | 高張力溶融アルミニウムめつき鋼板の製造法 |
| JPS6160872A (ja) * | 1984-08-30 | 1986-03-28 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた溶融Ｚｎ−Ａ１合金めつき鋼板およびその製造方法 |
| US4878960A (en) * | 1989-02-06 | 1989-11-07 | Nisshin Steel Company, Ltd. | Process for preparing alloyed-zinc-plated titanium-killed steel sheet having excellent deep-drawability |
| KR100868457B1 (ko) * | 2007-05-31 | 2008-11-11 | 주식회사 포스코 | 도금밀착성이 우수한 합금화용융아연도금강판과 그제조방법 |
-
1978
- 1978-11-24 JP JP14407078A patent/JPS6048571B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5573826A (en) | 1980-06-03 |
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