JP2000248334A - 加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents
加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法Info
- Publication number
- JP2000248334A JP2000248334A JP11055058A JP5505899A JP2000248334A JP 2000248334 A JP2000248334 A JP 2000248334A JP 11055058 A JP11055058 A JP 11055058A JP 5505899 A JP5505899 A JP 5505899A JP 2000248334 A JP2000248334 A JP 2000248334A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- hot
- less
- rolling
- steel sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 高張力高強度鋼に対し、優れた加工性と化成
処理性、溶融めっき性を付与する。 【解決手段】 Ｃ：0.0005〜0.005 mass％、Si：2.0 ma
ss％以下、Mn：3.0 mass％以下、Ｂ：0.005 mass％以
下、Al：0.1 mass％以下、Ｐ：0.15mass％以下、Ｓ：0.
01mass％以下、Ｎ：0.005 mass％以下を含み、かつTi：
0.015 〜0.100 mass％、Nb：0.001 〜0.015 mass％から
選んだ１種又は２種を含有し、残部はFe及び不可避的不
純物の組成になる鋼片を、圧延終了温度：Ａr3変態点以
上、950 ℃以下で熱間粗圧延したのち、圧延終了温度：
500 ℃以上、Ａr3変態点以下、圧下率：80％以上で潤滑
圧延による熱間仕上圧延を施し、ついで黒皮スケールを
付着させたまま実質的に還元が起きない雰囲気中にて 6
50〜950 ℃の範囲で熱処理を施し鋼板の地鉄表層部に内
部酸化層を形成し、酸洗で黒皮スケールを除去し、圧下
率：50〜95％の冷間圧延、ついで再結晶温度以上、950
℃以下での再結晶焼鈍を施す。
処理性、溶融めっき性を付与する。 【解決手段】 Ｃ：0.0005〜0.005 mass％、Si：2.0 ma
ss％以下、Mn：3.0 mass％以下、Ｂ：0.005 mass％以
下、Al：0.1 mass％以下、Ｐ：0.15mass％以下、Ｓ：0.
01mass％以下、Ｎ：0.005 mass％以下を含み、かつTi：
0.015 〜0.100 mass％、Nb：0.001 〜0.015 mass％から
選んだ１種又は２種を含有し、残部はFe及び不可避的不
純物の組成になる鋼片を、圧延終了温度：Ａr3変態点以
上、950 ℃以下で熱間粗圧延したのち、圧延終了温度：
500 ℃以上、Ａr3変態点以下、圧下率：80％以上で潤滑
圧延による熱間仕上圧延を施し、ついで黒皮スケールを
付着させたまま実質的に還元が起きない雰囲気中にて 6
50〜950 ℃の範囲で熱処理を施し鋼板の地鉄表層部に内
部酸化層を形成し、酸洗で黒皮スケールを除去し、圧下
率：50〜95％の冷間圧延、ついで再結晶温度以上、950
℃以下での再結晶焼鈍を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、比較的厳しい加工
が施される自動車用部材としての用途に供して好適な、
加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれら
の製造方法に関し、特に高張力、高強度冷延鋼板につい
て、その加工性の改善はもとより、化成処理性および溶
融めっき性の有利な改善を図ろうとするものである。
が施される自動車用部材としての用途に供して好適な、
加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれら
の製造方法に関し、特に高張力、高強度冷延鋼板につい
て、その加工性の改善はもとより、化成処理性および溶
融めっき性の有利な改善を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、自動車用部材については、車体重
量の軽減および信頼性・安全性の向上の観点から、その
高強度化が指向されている。また、同時に、成形性の向
上も要求されている。
量の軽減および信頼性・安全性の向上の観点から、その
高強度化が指向されている。また、同時に、成形性の向
上も要求されている。
【０００３】例えば、特開昭59−193221号公報には、極
低炭素鋼をベースとしてさらにSiとMnを含有させた冷延
鋼板が提案されている。しかしながら、この鋼板では、
SiやMnを多量に含有することに由来する別の問題、すな
わちSiやMnの表面濃化に起因した化成処理性の劣化（冷
延鋼板に塗装下地処理として施されるりん酸亜鉛などの
化成皮膜が形成されない）や溶融めっき性の劣化（めっ
きされない部分の発生すなわち不めっきの発生）という
問題が生じるため、自動車用鋼板としては実使用に耐え
得なかった。また、特に強化成分としてＰを多量に含有
させた鋼板においては、耐２次加工脆性が劣化するとい
う問題があった。
低炭素鋼をベースとしてさらにSiとMnを含有させた冷延
鋼板が提案されている。しかしながら、この鋼板では、
SiやMnを多量に含有することに由来する別の問題、すな
わちSiやMnの表面濃化に起因した化成処理性の劣化（冷
延鋼板に塗装下地処理として施されるりん酸亜鉛などの
化成皮膜が形成されない）や溶融めっき性の劣化（めっ
きされない部分の発生すなわち不めっきの発生）という
問題が生じるため、自動車用鋼板としては実使用に耐え
得なかった。また、特に強化成分としてＰを多量に含有
させた鋼板においては、耐２次加工脆性が劣化するとい
う問題があった。
【０００４】また、特開平５−339643号公報には、熱間
仕上げ温度が 500℃以上、Ａr3変態点以下のα域潤滑圧
延を施すことによって深絞り性を改善した高強度冷延鋼
板および高強度亜鉛めっき鋼板が提案されている。これ
によって、確かに、優れた深絞り性が得られるようにな
ったけれども、溶融亜鉛めっきにおいては溶融めっき性
の劣化が避け難かった。
仕上げ温度が 500℃以上、Ａr3変態点以下のα域潤滑圧
延を施すことによって深絞り性を改善した高強度冷延鋼
板および高強度亜鉛めっき鋼板が提案されている。これ
によって、確かに、優れた深絞り性が得られるようにな
ったけれども、溶融亜鉛めっきにおいては溶融めっき性
の劣化が避け難かった。
【０００５】上記の問題の解決策として、高酸素分圧下
で鋼板を強制的に酸化した後、還元し、溶融めっきする
方法（特開昭55−122865号公報）や、溶融めっきを施す
前にプレめっきを行う方法（特開昭58−104163号公報）
等が提案されたが、これらの方法では、熱処理時の表面
酸化物の制御が十分でないため、鋼成分およびめっき条
件によっては必ずしも安定した溶融めっき性が得られ
ず、また余分なプロセスが付加されるために製造コスト
が上昇するという問題もあった。
で鋼板を強制的に酸化した後、還元し、溶融めっきする
方法（特開昭55−122865号公報）や、溶融めっきを施す
前にプレめっきを行う方法（特開昭58−104163号公報）
等が提案されたが、これらの方法では、熱処理時の表面
酸化物の制御が十分でないため、鋼成分およびめっき条
件によっては必ずしも安定した溶融めっき性が得られ
ず、また余分なプロセスが付加されるために製造コスト
が上昇するという問題もあった。
【０００６】また、特開平９−310163号公報には、上記
した溶融めっき性の劣化を改善するものとして、熱間圧
延後、高温巻取り・低速冷却を行うことによって、鋼板
の地鉄表層の結晶粒界や結晶粒内に酸化物を形成する、
すなわち内部酸化層を形成する方法が提案されている。
この内部酸化層を形成する方法は、従来懸念された、溶
融めっき前の再結晶焼鈍時におけるSi，Mn等の固溶強化
元素の表面濃化を効果的に抑制することができるので、
不めっきの発生を防止する手段としては極めて有用であ
る。しかしながら、上記の方法では、熱延コイルの幅方
向および長手方向において、コイル巻取り時の保持温度
および冷却速度を一定にすることができないため、コイ
ル幅方向および長手方向に均一な内部酸化層を形成する
ことが難しく、その結果、必ずしも優れた溶融めっき性
や化成処理性が安定して得られるとは限らないところに
問題を残していた。
した溶融めっき性の劣化を改善するものとして、熱間圧
延後、高温巻取り・低速冷却を行うことによって、鋼板
の地鉄表層の結晶粒界や結晶粒内に酸化物を形成する、
すなわち内部酸化層を形成する方法が提案されている。
この内部酸化層を形成する方法は、従来懸念された、溶
融めっき前の再結晶焼鈍時におけるSi，Mn等の固溶強化
元素の表面濃化を効果的に抑制することができるので、
不めっきの発生を防止する手段としては極めて有用であ
る。しかしながら、上記の方法では、熱延コイルの幅方
向および長手方向において、コイル巻取り時の保持温度
および冷却速度を一定にすることができないため、コイ
ル幅方向および長手方向に均一な内部酸化層を形成する
ことが難しく、その結果、必ずしも優れた溶融めっき性
や化成処理性が安定して得られるとは限らないところに
問題を残していた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
を有利に解決するもので、高強度で加工性に優れるのは
いうまでもなく、鋼板の地鉄表層部に十分な内部酸化層
を確保して、優れた溶融めっき性および化成処理性を具
備させた、加工性に優れた冷延鋼板および溶融めっき鋼
板を、それらの有利な製造方法と共に提案することを目
的とする。なお、本発明における化成処理性とは、冷延
鋼板をそのまま自動車用部材として使用する場合におけ
る、りん酸亜鉛などの化成皮膜の形成能を意味する。
を有利に解決するもので、高強度で加工性に優れるのは
いうまでもなく、鋼板の地鉄表層部に十分な内部酸化層
を確保して、優れた溶融めっき性および化成処理性を具
備させた、加工性に優れた冷延鋼板および溶融めっき鋼
板を、それらの有利な製造方法と共に提案することを目
的とする。なお、本発明における化成処理性とは、冷延
鋼板をそのまま自動車用部材として使用する場合におけ
る、りん酸亜鉛などの化成皮膜の形成能を意味する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、化成
処理性および溶融めっき性の改善について鋭意検討を重
ねた結果、必要な内部酸化層を安定して形成するために
は、熱間圧延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質
的に還元を起こさない雰囲気中で熱処理を施すことが極
めて有効であることの知見を得た。
処理性および溶融めっき性の改善について鋭意検討を重
ねた結果、必要な内部酸化層を安定して形成するために
は、熱間圧延後、黒皮スケールを付着させたまま、実質
的に還元を起こさない雰囲気中で熱処理を施すことが極
めて有効であることの知見を得た。
【０００９】そこで、次に発明者らは、上記した化成処
理性および溶融めっき性の改善技術について、出願人会
社が先に開発した高強度高加工性冷延鋼板（特開平５−
339643号公報）に対し、その適用を試みたところ、成分
組成範囲および製造条件を適切に調整することによっ
て、強度特性および加工性に優れるのはいうまでもな
く、化成処理性および溶融めっき性に優れた冷延鋼板お
よび溶融めっき鋼板が安定して得られることの知見を得
た。本発明は、上記の知見に立脚するものである。な
お、本発明において目標とする機械的特性は、ｒ値が２
以上、引張り強度が340 MPa 以上である。
理性および溶融めっき性の改善技術について、出願人会
社が先に開発した高強度高加工性冷延鋼板（特開平５−
339643号公報）に対し、その適用を試みたところ、成分
組成範囲および製造条件を適切に調整することによっ
て、強度特性および加工性に優れるのはいうまでもな
く、化成処理性および溶融めっき性に優れた冷延鋼板お
よび溶融めっき鋼板が安定して得られることの知見を得
た。本発明は、上記の知見に立脚するものである。な
お、本発明において目標とする機械的特性は、ｒ値が２
以上、引張り強度が340 MPa 以上である。
【００１０】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．Ｃ：0.0005〜0.005 mass％、Si：1.5 mass％以下、
Mn：2.5 mass％以下、Al：0.1 mass％以下、Ｐ：0.10ma
ss％以下、Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005 mass％以下
を含み、かつTi：0.010 〜0.100 mass％、Nb：0.001 〜
0.100 mass％のうちから選んだ１種または２種を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、ラン
クフォード値（ｒ値）が２以上で、鋼板の地鉄表層部に
内部酸化層を有することを特徴とする加工性に優れた冷
延鋼板。
である。 １．Ｃ：0.0005〜0.005 mass％、Si：1.5 mass％以下、
Mn：2.5 mass％以下、Al：0.1 mass％以下、Ｐ：0.10ma
ss％以下、Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.005 mass％以下
を含み、かつTi：0.010 〜0.100 mass％、Nb：0.001 〜
0.100 mass％のうちから選んだ１種または２種を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、ラン
クフォード値（ｒ値）が２以上で、鋼板の地鉄表層部に
内部酸化層を有することを特徴とする加工性に優れた冷
延鋼板。
【００１１】２．上記１に記載の冷延鋼板の表面に、溶
融めっき層を有することを特徴とする加工性に優れた溶
融めっき鋼板。
融めっき層を有することを特徴とする加工性に優れた溶
融めっき鋼板。
【００１２】３．Ｃ：0.0005〜0.005 mass％、Si：1.5
mass％以下、Mn：2.5 mass％以下、Al：0.1 mass％以
下、Ｐ：0.10mass％以下、Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.
005 mass％以下を含み、かつTi：0.010 〜0.100 mass
％、Nb：0.001 〜0.100 mass％のうちから選んだ１種ま
たは２種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組
成になる鋼片を、圧延終了温度：Ａr3変態点以上、950
℃以下の条件で熱間粗圧延したのち、圧延終了温度：50
0 ℃以上、Ａr3変態点以下、圧下率：80％以上の条件で
潤滑圧延による熱間仕上圧延を施し、ついでかかる熱間
仕上圧延後、黒皮スケールを付着させたまま実質的に還
元が起きない雰囲気中にて 650〜950 ℃の温度範囲で熱
処理を施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成し
たのち、酸洗により黒皮スケールを除去してから、圧下
率：50〜95％の冷間圧延、ついで再結晶温度以上、950
℃以下の温度での再結晶焼鈍を施すことを特徴とする加
工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
mass％以下、Mn：2.5 mass％以下、Al：0.1 mass％以
下、Ｐ：0.10mass％以下、Ｓ：0.02mass％以下、Ｎ：0.
005 mass％以下を含み、かつTi：0.010 〜0.100 mass
％、Nb：0.001 〜0.100 mass％のうちから選んだ１種ま
たは２種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組
成になる鋼片を、圧延終了温度：Ａr3変態点以上、950
℃以下の条件で熱間粗圧延したのち、圧延終了温度：50
0 ℃以上、Ａr3変態点以下、圧下率：80％以上の条件で
潤滑圧延による熱間仕上圧延を施し、ついでかかる熱間
仕上圧延後、黒皮スケールを付着させたまま実質的に還
元が起きない雰囲気中にて 650〜950 ℃の温度範囲で熱
処理を施して、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形成し
たのち、酸洗により黒皮スケールを除去してから、圧下
率：50〜95％の冷間圧延、ついで再結晶温度以上、950
℃以下の温度での再結晶焼鈍を施すことを特徴とする加
工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１３】４．上記３に記載の製造方法により得られ
た冷延鋼板に、さらに溶融めっき処理を施すことを特徴
とする加工性に優れた溶融めっき鋼板の製造方法。
た冷延鋼板に、さらに溶融めっき処理を施すことを特徴
とする加工性に優れた溶融めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明の基礎となった実験
結果について説明する。図１に、黒皮スケールを予め酸
洗により除去したいわゆる白皮熱延板（同図(a) ）と黒
皮スケールが付着したままのいわゆる黒皮熱延板（同図
(b), (c)）について、熱延板熱処理後の断面を光学顕微
鏡で観察した結果を比較して示す。なお、素材として
は、0.002mass%Ｃ−0.5mass%Si−1.5mass%Mn− 0.10mas
s%Ｐ− 0.05mass%Ti− 23massppmＢ鋼を用い、また熱延
板熱処理条件は 750℃, ５ｈとした。
結果について説明する。図１に、黒皮スケールを予め酸
洗により除去したいわゆる白皮熱延板（同図(a) ）と黒
皮スケールが付着したままのいわゆる黒皮熱延板（同図
(b), (c)）について、熱延板熱処理後の断面を光学顕微
鏡で観察した結果を比較して示す。なお、素材として
は、0.002mass%Ｃ−0.5mass%Si−1.5mass%Mn− 0.10mas
s%Ｐ− 0.05mass%Ti− 23massppmＢ鋼を用い、また熱延
板熱処理条件は 750℃, ５ｈとした。
【００１５】同図に示したとおり、黒皮スケールがつい
たまま熱延板熱処理を行った場合（同図(b), (c)）には
いずれも、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層の形成が認め
られた。なお、熱処理雰囲気が、100vol％N2の場合（実
質的に還元を起こさない雰囲気：同図(b) ）には、黒皮
スケール表面に還元鉄の形成はほとんど認められなかっ
たのに対し、5vol％H2−N2の場合（若干還元を起こす雰
囲気：同図(c) ）の場合には、黒皮スケールの一部表面
に還元鉄の形成が観察された。一方、白皮熱延板の場合
には、内部酸化層の形成は全く観察されなかった。な
お、黒皮熱延板を100vol％H2雰囲気（強い還元性雰囲
気）で熱処理した場合についても調査したが、この場合
には黒皮スケール自体の還元が進むだけで、内部酸化層
の形成はほとんど生じなかった。
たまま熱延板熱処理を行った場合（同図(b), (c)）には
いずれも、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層の形成が認め
られた。なお、熱処理雰囲気が、100vol％N2の場合（実
質的に還元を起こさない雰囲気：同図(b) ）には、黒皮
スケール表面に還元鉄の形成はほとんど認められなかっ
たのに対し、5vol％H2−N2の場合（若干還元を起こす雰
囲気：同図(c) ）の場合には、黒皮スケールの一部表面
に還元鉄の形成が観察された。一方、白皮熱延板の場合
には、内部酸化層の形成は全く観察されなかった。な
お、黒皮熱延板を100vol％H2雰囲気（強い還元性雰囲
気）で熱処理した場合についても調査したが、この場合
には黒皮スケール自体の還元が進むだけで、内部酸化層
の形成はほとんど生じなかった。
【００１６】このように、熱延板における内部酸化層の
形成には、熱延板熱処理時における雰囲気の影響が大き
いことが明らかとなった。図２に、内部酸化層の形成に
及ぼす黒皮熱延板熱処理雰囲気の影響を模式的に示す。
図２(a) に示すように、非還元性（実質的に還元を起こ
さない）雰囲気（例えば100vol％N2雰囲気）で熱処理を
行った場合には、黒皮スケール中の酸素が主に結晶粒界
に沿って浸透し、 FeSiO3やMnx Fey Ｏz が形成され
る。すなわち、スケール中の酸素は、内部酸化層の形成
のみに使用されると考えられる。
形成には、熱延板熱処理時における雰囲気の影響が大き
いことが明らかとなった。図２に、内部酸化層の形成に
及ぼす黒皮熱延板熱処理雰囲気の影響を模式的に示す。
図２(a) に示すように、非還元性（実質的に還元を起こ
さない）雰囲気（例えば100vol％N2雰囲気）で熱処理を
行った場合には、黒皮スケール中の酸素が主に結晶粒界
に沿って浸透し、 FeSiO3やMnx Fey Ｏz が形成され
る。すなわち、スケール中の酸素は、内部酸化層の形成
のみに使用されると考えられる。
【００１７】これに対し、図２(b) に示すように、還元
性（実質的に還元を起こす) 雰囲気（例えば100vol％H2
や5vol％H2−N2雰囲気）の場合には、黒皮スケール中の
酸素は、内部酸化層の形成だけでなく、黒皮スケールの
還元（ FeO＋H2→Fe＋H2O ）にも使用されるので、内部
酸化層の形成が不十分となり、また黒皮スケール層が還
元されて還元鉄が形成される不利も生じる。
性（実質的に還元を起こす) 雰囲気（例えば100vol％H2
や5vol％H2−N2雰囲気）の場合には、黒皮スケール中の
酸素は、内部酸化層の形成だけでなく、黒皮スケールの
還元（ FeO＋H2→Fe＋H2O ）にも使用されるので、内部
酸化層の形成が不十分となり、また黒皮スケール層が還
元されて還元鉄が形成される不利も生じる。
【００１８】次に、図３に、100vol％N2雰囲気中で黒皮
スケールがついたまま熱延板熱処理（800 ℃、10h)を行
った鋼板、およびその後に冷間圧延、再結晶焼鈍（ 880
℃、40ｓ）を施した鋼板それぞれについて、地鉄表層部
に形成された内部酸化層の状態を観察した結果を示す。
同図から明らかなように、黒皮スケールがついたまま熱
延板熱処理を施して鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形
成した場合は、その後に冷間圧延、さらには再結晶焼鈍
が施された後でも地鉄表層部に均一に残存していること
が判る。
スケールがついたまま熱延板熱処理（800 ℃、10h)を行
った鋼板、およびその後に冷間圧延、再結晶焼鈍（ 880
℃、40ｓ）を施した鋼板それぞれについて、地鉄表層部
に形成された内部酸化層の状態を観察した結果を示す。
同図から明らかなように、黒皮スケールがついたまま熱
延板熱処理を施して鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を形
成した場合は、その後に冷間圧延、さらには再結晶焼鈍
が施された後でも地鉄表層部に均一に残存していること
が判る。
【００１９】次に、上記のようにして得た熱延板を、酸
洗−冷間圧延後、レスカ製縦型溶融めっきシュミレーシ
ョン装置を用いて、再結晶焼鈍→溶融亜鉛めっき→ソル
トバスによる加熱合金化処理（ 470℃）を行って、合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。素材として使用した
鋼は、0.002mass%Ｃ−0.5mass%Si−1.5mass%Mn−0.10ma
ss% Ｐ− 0.05mass%Ti− 23massppmＢ鋼であり、また熱
延板熱処理条件は 750℃,５ｈ、再結晶焼鈍条件は 850
℃, 30 sec、露点：−30℃、5vol％H2−N2雰囲気とし
た。図４に、熱延板熱処理後におけるSi, Mnの表面濃化
状況を、また図５には、溶融めっき時における不めっき
の発生状況について調べて結果を示す。なお、Si, Mnの
表面濃化量は、ＧＤＳ（グロー放電発光分光）により極
表面の分析を行い、Si, Mnの10秒間積算強度として比較
した。また、不めっきの評価は、画像処理により不めっ
き部の面積を求め比較した。図４，５から明らかなよう
に、Si, Mnの表面濃化は、黒皮スケールがついたまま
で、かつ熱延板熱処理雰囲気が実質的に非還元性である
場合に最も少なく、またこの場合には不めっきの発生も
全くないことが確認された。
洗−冷間圧延後、レスカ製縦型溶融めっきシュミレーシ
ョン装置を用いて、再結晶焼鈍→溶融亜鉛めっき→ソル
トバスによる加熱合金化処理（ 470℃）を行って、合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。素材として使用した
鋼は、0.002mass%Ｃ−0.5mass%Si−1.5mass%Mn−0.10ma
ss% Ｐ− 0.05mass%Ti− 23massppmＢ鋼であり、また熱
延板熱処理条件は 750℃,５ｈ、再結晶焼鈍条件は 850
℃, 30 sec、露点：−30℃、5vol％H2−N2雰囲気とし
た。図４に、熱延板熱処理後におけるSi, Mnの表面濃化
状況を、また図５には、溶融めっき時における不めっき
の発生状況について調べて結果を示す。なお、Si, Mnの
表面濃化量は、ＧＤＳ（グロー放電発光分光）により極
表面の分析を行い、Si, Mnの10秒間積算強度として比較
した。また、不めっきの評価は、画像処理により不めっ
き部の面積を求め比較した。図４，５から明らかなよう
に、Si, Mnの表面濃化は、黒皮スケールがついたまま
で、かつ熱延板熱処理雰囲気が実質的に非還元性である
場合に最も少なく、またこの場合には不めっきの発生も
全くないことが確認された。
【００２０】また、図６および図７には、黒皮付熱延板
および白皮熱延板について、合金化後の外観およびパウ
ダリング性について調べた結果を示す。なお、合金化後
の外観は、○：焼けムラなし（均一) △：焼けムラあ
り、×：合金化せずで評価した。同図に示したとおり、
黒皮付熱延板の場合は合金化の遅延が解消されており、
白皮熱延板に比べて優れた外観が得られた。また、Fe含
有率が10wt％程度でも良好なパウダリング性を示した
（良好；3000cps 以下）。
および白皮熱延板について、合金化後の外観およびパウ
ダリング性について調べた結果を示す。なお、合金化後
の外観は、○：焼けムラなし（均一) △：焼けムラあ
り、×：合金化せずで評価した。同図に示したとおり、
黒皮付熱延板の場合は合金化の遅延が解消されており、
白皮熱延板に比べて優れた外観が得られた。また、Fe含
有率が10wt％程度でも良好なパウダリング性を示した
（良好；3000cps 以下）。
【００２１】そこで、本発明では、十分な内部酸化層を
安定して形成し、ひいては優れた化成処理性、溶融めっ
き性および合金化溶融めっき性を得るために、熱延板熱
処理を、黒皮スケールがついたまま、実質的に非還元性
雰囲気中で行うことにしたのである。
安定して形成し、ひいては優れた化成処理性、溶融めっ
き性および合金化溶融めっき性を得るために、熱延板熱
処理を、黒皮スケールがついたまま、実質的に非還元性
雰囲気中で行うことにしたのである。
【００２２】次に、本発明において、鋼板の成分組成を
前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.0005〜0.005 mass％ Ｃ量は、伸び向上の観点からは低減させることが望まし
いが、 0.0005mass％を下回ると耐２次加工脆性の劣化
や溶接部（溶接熱影響部）の強度低下をもたらし、また
工業的にも0.0005mass％未満まで低減するのはコスト的
に見合わない。一方、Ｃ量が 0.005mass％を超えると、
等量のTi,Nb を含有させても顕著な材質（特に延性）改
善効果が得られないし，また製鋼行程、熱延その他の製
造工程において不都合を生じるおそれがある。従って、
Ｃ含有量は0.0005〜0.005 mass％の範囲に限定した。
前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.0005〜0.005 mass％ Ｃ量は、伸び向上の観点からは低減させることが望まし
いが、 0.0005mass％を下回ると耐２次加工脆性の劣化
や溶接部（溶接熱影響部）の強度低下をもたらし、また
工業的にも0.0005mass％未満まで低減するのはコスト的
に見合わない。一方、Ｃ量が 0.005mass％を超えると、
等量のTi,Nb を含有させても顕著な材質（特に延性）改
善効果が得られないし，また製鋼行程、熱延その他の製
造工程において不都合を生じるおそれがある。従って、
Ｃ含有量は0.0005〜0.005 mass％の範囲に限定した。
【００２３】Si：1.5 mass％以下 Si量は、基本的には目標とする引張り強度レベルに応じ
て調節すればよいが,1.5 mass％を超えて含有させた場
合には、 熱延母板が顕著に硬化するため、冷延性が劣
化することに加えて、 化成処理性、 溶融めっき性が劣
化し、また合金化処理の際に合金化が遅延し、 めっき
密着性が劣化するという問題も生じる。さらに、種々の
内部欠陥も増加する傾向にあるので好ましくない。ま
た、本発明に従い、非還元性雰囲気下での黒皮付熱延板
熱処理によって内部酸化層を形成させても、Si含有量が
1.5mass％を超えると化成処理性および溶融めっき性の
劣化が避けられない。従って、 Si含有量の上限は 1.5m
ass％とした。
て調節すればよいが,1.5 mass％を超えて含有させた場
合には、 熱延母板が顕著に硬化するため、冷延性が劣
化することに加えて、 化成処理性、 溶融めっき性が劣
化し、また合金化処理の際に合金化が遅延し、 めっき
密着性が劣化するという問題も生じる。さらに、種々の
内部欠陥も増加する傾向にあるので好ましくない。ま
た、本発明に従い、非還元性雰囲気下での黒皮付熱延板
熱処理によって内部酸化層を形成させても、Si含有量が
1.5mass％を超えると化成処理性および溶融めっき性の
劣化が避けられない。従って、 Si含有量の上限は 1.5m
ass％とした。
【００２４】Mn：2.5 mass％以下 Mnは、単独にて含有させた場合には、冷延焼鈍後の機械
的特性、特にｒ値を劣化させるけれども、他成分を併用
し、しかも 2.5mass％以下で含有させた場合には、材質
の顕著な劣化を伴うことなしに強度の上昇を図ることが
できる。また、Mn量が 2.5mass％を超えると、その後に
本発明に従って内部酸化層を形成したとしても、溶融め
っき時における不めっきの発生や化成処理性の劣化を完
全に防止できなくなる。従って、Mn含有量は 2.5mass％
以下に限定した。
的特性、特にｒ値を劣化させるけれども、他成分を併用
し、しかも 2.5mass％以下で含有させた場合には、材質
の顕著な劣化を伴うことなしに強度の上昇を図ることが
できる。また、Mn量が 2.5mass％を超えると、その後に
本発明に従って内部酸化層を形成したとしても、溶融め
っき時における不めっきの発生や化成処理性の劣化を完
全に防止できなくなる。従って、Mn含有量は 2.5mass％
以下に限定した。
【００２５】Al：0.1 mass％以下 Alは、鋼の清浄化に有効であり、介在物の除去が十分で
あれば、実質的にAl無含有であっても特性の劣化はない
ものと推定される。しかしながら、0.1 mass％を超えて
含有させた場合には表面性状の劣化を招くため、Al含有
量は 0.1mass％に限定した。
あれば、実質的にAl無含有であっても特性の劣化はない
ものと推定される。しかしながら、0.1 mass％を超えて
含有させた場合には表面性状の劣化を招くため、Al含有
量は 0.1mass％に限定した。
【００２６】Ｐ：0.10mass％以下 Ｐを含有させることにより、強度を増加させながら、加
工性を向上させることができる。この効果は、0.04mass
％以上で顕著である。しかしながら、0.10mass％を超え
た場合には、凝固時の偏析が著しくなる結果、加工性の
劣化を招き、さらには耐２次加工脆性も大幅に劣化し
て、実質上、使用に耐え得なくなる。また、Ｐの多量添
加は、溶融めっき後の合金化速度を遅延させるため、め
っき密着性が劣化して加工時のめっき剥離（パウダリン
グ）の問題が生じる不利もある。従って、Ｐ含有量の上
限は0.10mass％とした。
工性を向上させることができる。この効果は、0.04mass
％以上で顕著である。しかしながら、0.10mass％を超え
た場合には、凝固時の偏析が著しくなる結果、加工性の
劣化を招き、さらには耐２次加工脆性も大幅に劣化し
て、実質上、使用に耐え得なくなる。また、Ｐの多量添
加は、溶融めっき後の合金化速度を遅延させるため、め
っき密着性が劣化して加工時のめっき剥離（パウダリン
グ）の問題が生じる不利もある。従って、Ｐ含有量の上
限は0.10mass％とした。
【００２７】Ｓ：0.02mass％ Ｓ量を低減すると、鋼中の析出物が減少して加工性が向
上し、またＣを固定する有効Ti量が増加する点でも有利
である。さらにＳは、合金化遅延の面からもできるだけ
低減することが望ましい。このような観点から、Ｓ含有
量は0.02mass％以下に限定した。
上し、またＣを固定する有効Ti量が増加する点でも有利
である。さらにＳは、合金化遅延の面からもできるだけ
低減することが望ましい。このような観点から、Ｓ含有
量は0.02mass％以下に限定した。
【００２８】Ｎ：0.00５mass％以下 Ｎ量は、少なければ少ないほど、材質（特に延性）の向
上が期待でき、とくに0.005 mass％以下でほぼ満足でき
る効果が得られる。そこで、Ｎ含有量は 0.005mass％以
下に制限した。
上が期待でき、とくに0.005 mass％以下でほぼ満足でき
る効果が得られる。そこで、Ｎ含有量は 0.005mass％以
下に制限した。
【００２９】Ti：0.010 〜0.100 mass％ Tiは、炭窒化物形成元素であり、仕上熱延前、冷延前に
おける鋼中の固溶Ｃ，Ｎを低減して、仕上熱延や冷延後
の焼鈍時に｛１１１｝方位を優先的に形成する作用があ
るので、加工性( 深絞り性) を改善するために添加され
る。 しかしながら、添加量が 0.010mass％に満たない
とその添加効果に乏しく、一方 0.100mass％を超えて添
加しても上記の効果は飽和に達し、むしろ表面品質の低
下につながるので、 Ti含有量は 0.010〜0.100 mass％
の範囲に限定した。
おける鋼中の固溶Ｃ，Ｎを低減して、仕上熱延や冷延後
の焼鈍時に｛１１１｝方位を優先的に形成する作用があ
るので、加工性( 深絞り性) を改善するために添加され
る。 しかしながら、添加量が 0.010mass％に満たない
とその添加効果に乏しく、一方 0.100mass％を超えて添
加しても上記の効果は飽和に達し、むしろ表面品質の低
下につながるので、 Ti含有量は 0.010〜0.100 mass％
の範囲に限定した。
【００３０】Nb：0.001 〜0.100 mass％ Nbも炭窒化物形成元素であり、 Tiと同様、仕上熱延
前、冷延前における鋼中の固溶Ｃ, Ｎを低減させるだけ
でなく、仕上げ熱延前の組織を微細にして、仕上熱延、
焼鈍時に｛１１１｝方位を優先的に形成させる作用があ
る。また、固溶Nbには、仕上げ熱延時のひずみを蓄積し
て、集合組織の発達を促進する効果もある。しかしなが
ら、含有量が 0.001mass％未満では上記の効果に乏し
く、一方 0.100mass％を超えて添加してもそれ以上の効
果は望めず、むしろ再結晶温度の上昇を招くので、Nb含
有量は 0.001〜0.100 mass％の範囲に限定した。なお、
本発明において、TiおよびNbは、少なくともいずれか一
種を含有させれば良い。
前、冷延前における鋼中の固溶Ｃ, Ｎを低減させるだけ
でなく、仕上げ熱延前の組織を微細にして、仕上熱延、
焼鈍時に｛１１１｝方位を優先的に形成させる作用があ
る。また、固溶Nbには、仕上げ熱延時のひずみを蓄積し
て、集合組織の発達を促進する効果もある。しかしなが
ら、含有量が 0.001mass％未満では上記の効果に乏し
く、一方 0.100mass％を超えて添加してもそれ以上の効
果は望めず、むしろ再結晶温度の上昇を招くので、Nb含
有量は 0.001〜0.100 mass％の範囲に限定した。なお、
本発明において、TiおよびNbは、少なくともいずれか一
種を含有させれば良い。
【００３１】以上、必須成分について説明したが、本発
明ではさらに以下の元素を含有させることもできる。 Ｂ：0.005 mass％以下 Ｂは、耐２次加工脆性の改善に有効に寄与するが、その
効果は 0.005mass％超で飽和し、焼鈍条件によってはか
えって加工性の劣化を招くおそれがある。また、熱延母
板も顕著に硬化する。従って、Ｂ含有量は 0.005mass％
を上限とした。なお、下限については特に限定されず、
望むべき耐２次加工脆性の改善程度に応じて必要量を含
有すればよいが、0.0015mass％以上を含有させることが
望ましい。
明ではさらに以下の元素を含有させることもできる。 Ｂ：0.005 mass％以下 Ｂは、耐２次加工脆性の改善に有効に寄与するが、その
効果は 0.005mass％超で飽和し、焼鈍条件によってはか
えって加工性の劣化を招くおそれがある。また、熱延母
板も顕著に硬化する。従って、Ｂ含有量は 0.005mass％
を上限とした。なお、下限については特に限定されず、
望むべき耐２次加工脆性の改善程度に応じて必要量を含
有すればよいが、0.0015mass％以上を含有させることが
望ましい。
【００３２】Mo：0.01〜1.5 mass％ Moは、 溶融めっき性をほとんど阻害することなしに鋼
を強化する作用があるので、所望の強度に応じて適宜含
有させることができる。しかしながら、含有量が0.01ma
ss％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 1.5mass
％を超えると加工性に悪影響を与える傾向にあり、また
経済上も好ましくないので、Moは0.01〜1.5 mass％の範
囲で含有させるものとした。
を強化する作用があるので、所望の強度に応じて適宜含
有させることができる。しかしながら、含有量が0.01ma
ss％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 1.5mass
％を超えると加工性に悪影響を与える傾向にあり、また
経済上も好ましくないので、Moは0.01〜1.5 mass％の範
囲で含有させるものとした。
【００３３】Cu：0.1 〜1.5 mass％ Cuは、 鋼を強化する作用があり、 またCuの添加によっ
て化成処理性や溶融めっき性はほとんど阻害されないの
で、所望の強度に応じて含有させることができる。しか
しながら、含有量が 0.1mass％に満たないとその添加効
果に乏しく、一方 1.5mass％を超えると加工性に悪影響
を与えるので、Cu含有量は 0.1〜1.5 mass％の範囲に限
定した。
て化成処理性や溶融めっき性はほとんど阻害されないの
で、所望の強度に応じて含有させることができる。しか
しながら、含有量が 0.1mass％に満たないとその添加効
果に乏しく、一方 1.5mass％を超えると加工性に悪影響
を与えるので、Cu含有量は 0.1〜1.5 mass％の範囲に限
定した。
【００３４】Ni：0.1 〜1.5 mass％ Niは、鋼を強化する作用があるだけでなく、Cu含有時の
鋼板表面状の改善に有効に寄与する。また、Niの添加に
よる化成処理性や溶融めっき性の阻害がほとんどないの
で、所望の強度に応じて適宜含有させることができる。
しかしながら、含有量が 0.1mass％に満たないとその添
加効果に乏しく、一方 1.5mass％を超えると加工性に悪
影響を与えるので、Ni含有量は 0.1〜1.5 mass％の範囲
に限定した。その他、必要に応じて、または不可避的に
Cr, Sb, Ｖ, REM およびZr等を 0.1mass％以下の範囲で
含有させることもできる。
鋼板表面状の改善に有効に寄与する。また、Niの添加に
よる化成処理性や溶融めっき性の阻害がほとんどないの
で、所望の強度に応じて適宜含有させることができる。
しかしながら、含有量が 0.1mass％に満たないとその添
加効果に乏しく、一方 1.5mass％を超えると加工性に悪
影響を与えるので、Ni含有量は 0.1〜1.5 mass％の範囲
に限定した。その他、必要に応じて、または不可避的に
Cr, Sb, Ｖ, REM およびZr等を 0.1mass％以下の範囲で
含有させることもできる。
【００３５】次に、本発明の製造工程について説明す
る。まず、鋼片の製造方法としては、連続鋳造法が有利
に適合するが、造塊−分塊法であってもかまわないのは
言うまでもない。
る。まず、鋼片の製造方法としては、連続鋳造法が有利
に適合するが、造塊−分塊法であってもかまわないのは
言うまでもない。
【００３６】冷延板のｒ値の平均を高くするためには、
熱延、焼鈍後の集合組織で｛１１１｝方位が発達してい
ることが好ましい。そのためには、熱延時、仕上熱延前
の組織を微細かつ均一にして、引き続く仕上熱延時に多
量のひずみを鋼板に均一に蓄積して、焼鈍時に｛１１
１｝方位を優先的に形成させる必要がある。仕上熱延前
の組織を微細かつ均一にするためには、粗熱延をＡr3変
態点直上で終了し、 仕上熱延直前にγα変態を生じさ
せることが好ましい。 従って、粗熱延の終了温度はＡr
3変態点以上とする必要がある。しかしながら、粗熱延
の終了温度が 950℃を超えると、 γα変態の生じるＡr
3変態点まで冷却される過程で回復や粒成長が生じて仕
上熱延前の組織が粗大で不均一なものとなる。 従っ
て、粗熱延の終了温度はＡr3変態点以上、 950℃以下の
範囲に限定した。なお、粗熱延の圧下率は、 組織微細
化のためには50％以上とすることが望ましい。
熱延、焼鈍後の集合組織で｛１１１｝方位が発達してい
ることが好ましい。そのためには、熱延時、仕上熱延前
の組織を微細かつ均一にして、引き続く仕上熱延時に多
量のひずみを鋼板に均一に蓄積して、焼鈍時に｛１１
１｝方位を優先的に形成させる必要がある。仕上熱延前
の組織を微細かつ均一にするためには、粗熱延をＡr3変
態点直上で終了し、 仕上熱延直前にγα変態を生じさ
せることが好ましい。 従って、粗熱延の終了温度はＡr
3変態点以上とする必要がある。しかしながら、粗熱延
の終了温度が 950℃を超えると、 γα変態の生じるＡr
3変態点まで冷却される過程で回復や粒成長が生じて仕
上熱延前の組織が粗大で不均一なものとなる。 従っ
て、粗熱延の終了温度はＡr3変態点以上、 950℃以下の
範囲に限定した。なお、粗熱延の圧下率は、 組織微細
化のためには50％以上とすることが望ましい。
【００３７】次に、 仕上熱延時に多量のひずみを蓄積
するためには、仕上熱延をＡr3変態点以下の温度でかつ
80％以上の圧下率で行うことが好ましい。というのは、
仕上熱延をＡr3変態点を上回る温度で行うと、熱延中に
γα変態が生じてひずみが開放されたり、圧延集合組織
がランダムになって、引き続く焼鈍時に｛１１１｝方位
が優先的に形成されないからである。また、仕上熱延温
度を 500℃以下にすることは、圧延荷重が著しく増大す
るために現実的でない。さらに、仕上熱延時の合計の圧
下率が80％未満では、熱延、焼鈍後に｛１１１｝方位の
集合組織が発達しない。そこで、本発明では、熱間仕上
圧延を、圧延終了温度：500 ℃以上、Ａr3変態点以下、
圧下率：80％以上の条件で行うものとした。
するためには、仕上熱延をＡr3変態点以下の温度でかつ
80％以上の圧下率で行うことが好ましい。というのは、
仕上熱延をＡr3変態点を上回る温度で行うと、熱延中に
γα変態が生じてひずみが開放されたり、圧延集合組織
がランダムになって、引き続く焼鈍時に｛１１１｝方位
が優先的に形成されないからである。また、仕上熱延温
度を 500℃以下にすることは、圧延荷重が著しく増大す
るために現実的でない。さらに、仕上熱延時の合計の圧
下率が80％未満では、熱延、焼鈍後に｛１１１｝方位の
集合組織が発達しない。そこで、本発明では、熱間仕上
圧延を、圧延終了温度：500 ℃以上、Ａr3変態点以下、
圧下率：80％以上の条件で行うものとした。
【００３８】さらに、仕上熱延時に多量のひずみを均一
に蓄積するために、仕上熱延を潤滑圧延とする必要があ
る。というのは、潤滑圧延を行わないと、ロールと鋼板
表面の摩擦力により、鋼板の表層部に付加的せん断力が
働き、熱延、焼鈍後に｛１１１｝方位でない集合組織が
発達し、冷延板のｒ値の平均が低下する傾向にあるから
である。
に蓄積するために、仕上熱延を潤滑圧延とする必要があ
る。というのは、潤滑圧延を行わないと、ロールと鋼板
表面の摩擦力により、鋼板の表層部に付加的せん断力が
働き、熱延、焼鈍後に｛１１１｝方位でない集合組織が
発達し、冷延板のｒ値の平均が低下する傾向にあるから
である。
【００３９】さて、上記のようにして得た熱延鋼板は、
通常、酸洗で黒皮スケールを除去したのち、冷間圧延工
程に供せられるわけであるが、本発明では、上記の熱間
圧延後、黒皮スケールが付着したままの熱延鋼板を、実
質的に還元が起きない雰囲気中で熱処理して、鋼板の地
鉄表層部に積極的に内部酸化層を形成させ、もって安定
した溶融めっき性および化成処理性の向上を図るのであ
る。ここに、優れた溶融めっき性や化成処理性を安定し
て得るためには、内部酸化層の厚みを５〜40μm 程度に
すると共に、表層における内部酸化層の密度を面積率で
１〜20％程度とすることが望ましい。なお、この値は、
ノーエッチングの断面観察（1000倍）時に黒く見える部
分の面積率として容易に判断することができる。さら
に、この内部酸化層を形成するための熱処理により、再
結晶焼鈍を同時に行うことができる。
通常、酸洗で黒皮スケールを除去したのち、冷間圧延工
程に供せられるわけであるが、本発明では、上記の熱間
圧延後、黒皮スケールが付着したままの熱延鋼板を、実
質的に還元が起きない雰囲気中で熱処理して、鋼板の地
鉄表層部に積極的に内部酸化層を形成させ、もって安定
した溶融めっき性および化成処理性の向上を図るのであ
る。ここに、優れた溶融めっき性や化成処理性を安定し
て得るためには、内部酸化層の厚みを５〜40μm 程度に
すると共に、表層における内部酸化層の密度を面積率で
１〜20％程度とすることが望ましい。なお、この値は、
ノーエッチングの断面観察（1000倍）時に黒く見える部
分の面積率として容易に判断することができる。さら
に、この内部酸化層を形成するための熱処理により、再
結晶焼鈍を同時に行うことができる。
【００４０】上記の熱延板熱処理工程において、熱処理
温度は 650〜950 ℃とする必要がある。というのは、熱
延板熱処理温度が 950℃を超えると、結晶粒径が粗大化
して、続く冷延時に表面が荒れたり、また冷延の歪みが
不均一になってｒ値の低下を招くからであり、また熱延
板熱処理温度が 650℃に満たないと十分な内部酸化層を
形成させることができないからである。なお、熱処理時
間については特に限定されることはないが、５〜40時間
程度とするのが好ましい。
温度は 650〜950 ℃とする必要がある。というのは、熱
延板熱処理温度が 950℃を超えると、結晶粒径が粗大化
して、続く冷延時に表面が荒れたり、また冷延の歪みが
不均一になってｒ値の低下を招くからであり、また熱延
板熱処理温度が 650℃に満たないと十分な内部酸化層を
形成させることができないからである。なお、熱処理時
間については特に限定されることはないが、５〜40時間
程度とするのが好ましい。
【００４１】また、この発明において、実質的に還元を
起こさない雰囲気としては、100vol％N2雰囲気およびH2
含有量が5vol％未満のH2−N2混合雰囲気が有利に適合す
る。この点、H2含有量が5vol％以上になると、黒皮スケ
ール表面にも還元鉄が生成し、冷延前の酸洗工程での残
存スケールの除去が阻害されるので好ましくない。ま
た、大気中などの酸化性雰囲気では、内部酸化と共に鉄
の酸化が進行し、内部酸化層の厚みが不十分となるため
好ましくない。しかしながら、100vol％N2雰囲気または
H2量が5vol％未満のH2−N2混合雰囲気におけるO2量が1v
ol％以下であれば、鉄の酸化は問題とならないほどの少
量であるので、この程度であれば含有していても良い。
逆に、酸素を完全に排除することは経済的に不利でもあ
る。
起こさない雰囲気としては、100vol％N2雰囲気およびH2
含有量が5vol％未満のH2−N2混合雰囲気が有利に適合す
る。この点、H2含有量が5vol％以上になると、黒皮スケ
ール表面にも還元鉄が生成し、冷延前の酸洗工程での残
存スケールの除去が阻害されるので好ましくない。ま
た、大気中などの酸化性雰囲気では、内部酸化と共に鉄
の酸化が進行し、内部酸化層の厚みが不十分となるため
好ましくない。しかしながら、100vol％N2雰囲気または
H2量が5vol％未満のH2−N2混合雰囲気におけるO2量が1v
ol％以下であれば、鉄の酸化は問題とならないほどの少
量であるので、この程度であれば含有していても良い。
逆に、酸素を完全に排除することは経済的に不利でもあ
る。
【００４２】ついで、酸洗により黒皮スケールを除去し
たのち、冷延圧延を施す。この冷延は、集合組織を発達
させて、本発明で所期した高い平均ｒ値を得るために行
うものであり、この際冷延庄下率を50〜95％とすること
が不可欠である。というのは、冷延庄下率が50％未満で
あったり、95％を超えると良好な特性が得られないから
である。
たのち、冷延圧延を施す。この冷延は、集合組織を発達
させて、本発明で所期した高い平均ｒ値を得るために行
うものであり、この際冷延庄下率を50〜95％とすること
が不可欠である。というのは、冷延庄下率が50％未満で
あったり、95％を超えると良好な特性が得られないから
である。
【００４３】上記のようにして冷延工程を経た冷延鋼帯
は、再結晶焼鈍を施す必要がある。この再結晶焼鈍は、
箱型焼鈍でも連続焼鈍でもいずれでも良いが、加熱温度
は再結晶温度（約600 ℃）以上、950 ℃以下の範囲にす
る必要がある。さらに、本発明では、後述する溶融めっ
き処理後、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％
以下の調質圧延を加えることもできる。
は、再結晶焼鈍を施す必要がある。この再結晶焼鈍は、
箱型焼鈍でも連続焼鈍でもいずれでも良いが、加熱温度
は再結晶温度（約600 ℃）以上、950 ℃以下の範囲にす
る必要がある。さらに、本発明では、後述する溶融めっ
き処理後、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％
以下の調質圧延を加えることもできる。
【００４４】上記のようにして得た冷延鋼板に溶融めっ
きを施す場合には、従来から公知の方法に従って実施す
れば良い。例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合には、再
結晶焼鈍した鋼板を、浴温が 460〜490 ℃程度の溶融亜
鉛浴に浸漬して溶融めっきを行う。その際、浴に浸入さ
せる時の板温は 460〜500 ℃程度が好適である。また、
溶融亜鉛浴中のAl量は0.13〜0.5 wt％程度とするのが好
ましい。このようにして溶融亜鉛浴に浸漬された鋼板
は、浴から引き上げられたのち、ガスワイピング処理な
どによってめっき付着量を調整され、溶融亜鉛めっき鋼
板となる。さらに、このような溶融亜鉛めっき鋼板は、
その後に合金化処理を施すことによって合金化溶融亜鉛
めっき鋼板とすることもできる。
きを施す場合には、従来から公知の方法に従って実施す
れば良い。例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合には、再
結晶焼鈍した鋼板を、浴温が 460〜490 ℃程度の溶融亜
鉛浴に浸漬して溶融めっきを行う。その際、浴に浸入さ
せる時の板温は 460〜500 ℃程度が好適である。また、
溶融亜鉛浴中のAl量は0.13〜0.5 wt％程度とするのが好
ましい。このようにして溶融亜鉛浴に浸漬された鋼板
は、浴から引き上げられたのち、ガスワイピング処理な
どによってめっき付着量を調整され、溶融亜鉛めっき鋼
板となる。さらに、このような溶融亜鉛めっき鋼板は、
その後に合金化処理を施すことによって合金化溶融亜鉛
めっき鋼板とすることもできる。
【００４５】なお、その他の溶融めっき処理としては、
溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛−アルミニウムめっ
き等があり、これらについても従来公知の方法に従って
溶融めっき処理を施せば良い。また、溶融めっきの付着
量については、片面当たり20〜100 g/m2程度とするのが
好ましい。
溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛−アルミニウムめっ
き等があり、これらについても従来公知の方法に従って
溶融めっき処理を施せば良い。また、溶融めっきの付着
量については、片面当たり20〜100 g/m2程度とするのが
好ましい。
【００４６】
【実施例】表１に示す種々の成分組成なる鋼スラブを、
表２，３に示す条件で処理し、板厚：0.7mm の冷延焼鈍
板とした。かくして得られた冷延焼鈍板の機械的特性
（引張り強度、伸び、ｒ値、脆性特性）、内部酸化層の
状態、化成処理性、溶融亜鉛めっきにおける溶融めっき
性およびめっき密着性、ならびに合金化溶融亜鉛めっき
における合金化速度および合金化後外観について調べて
結果を、表４，５に示す。なお、一部については、上記
の再結晶焼鈍後、溶融アルミニウムめっき処理および溶
融亜鉛−アルミニウムめっき処理を行い、その時の溶融
めっき性およびめっき密着性について調査した。
表２，３に示す条件で処理し、板厚：0.7mm の冷延焼鈍
板とした。かくして得られた冷延焼鈍板の機械的特性
（引張り強度、伸び、ｒ値、脆性特性）、内部酸化層の
状態、化成処理性、溶融亜鉛めっきにおける溶融めっき
性およびめっき密着性、ならびに合金化溶融亜鉛めっき
における合金化速度および合金化後外観について調べて
結果を、表４，５に示す。なお、一部については、上記
の再結晶焼鈍後、溶融アルミニウムめっき処理および溶
融亜鉛−アルミニウムめっき処理を行い、その時の溶融
めっき性およびめっき密着性について調査した。
【００４７】各特性の評価方法は次のとおりである。 ＜機械的特性＞引張り特性は、JIS ５号引張り試験片を
用いて評価した。また、 ｒ値は、15％引張り予歪みを
与えた後、３点法にて測定し、 Ｌ方向（圧延方向）、
Ｄ方向（圧延方向から45度方向）、及びＣ方向（圧延方
向から90度方向）の平均値を
用いて評価した。また、 ｒ値は、15％引張り予歪みを
与えた後、３点法にて測定し、 Ｌ方向（圧延方向）、
Ｄ方向（圧延方向から45度方向）、及びＣ方向（圧延方
向から90度方向）の平均値を
【数１】 の式から求めた。さらに、耐２次加工脆性については、
絞り比：2.0 で絞り抜いたコニカルカップをフランジカ
ットした後、種々の温度にて５kgの重りを80cmの高さか
ら落として衝撃荷重を加え、脆性的な割れを生じる上限
温度で評価した。この温度が、約−45℃以下であれば、
通常の使用環境で問題のないレベルと判断できる。
絞り比：2.0 で絞り抜いたコニカルカップをフランジカ
ットした後、種々の温度にて５kgの重りを80cmの高さか
ら落として衝撃荷重を加え、脆性的な割れを生じる上限
温度で評価した。この温度が、約−45℃以下であれば、
通常の使用環境で問題のないレベルと判断できる。
【００４８】＜化成処理性＞冷延鋼板に、表６に示す脱
脂→水洗→表面調整→化成からなる化成処理を施して、
りん酸亜鉛皮膜を形成させ、以下の基準に従い評価し
た。 ○：全面均一にりん酸亜鉛皮膜が形成された ×：一部りん酸亜鉛皮膜が形成されない部分が発生
脂→水洗→表面調整→化成からなる化成処理を施して、
りん酸亜鉛皮膜を形成させ、以下の基準に従い評価し
た。 ○：全面均一にりん酸亜鉛皮膜が形成された ×：一部りん酸亜鉛皮膜が形成されない部分が発生
【００４９】＜溶融めっき性＞ ・溶融めっき条件 浴温：470 ℃ 浸入板温：470 ℃ Al含有率：0.15wt％ めっき付着量：60g/m2（片面） めっき時間：１sec ・溶融めっき性の評価 溶融亜鉛めっき後の外観を画像処理して、不めっき面積
率を求め、以下の基準に従い評価した。 ５：不めっき面積率０％ ４：不めっき面積率０〜0.1 ％ ３：不めっき面積率 0.1〜0.3 ％ ２：不めっき面積率 0 3〜0.5 ％ １：不めっき面積率 0.5％以上
率を求め、以下の基準に従い評価した。 ５：不めっき面積率０％ ４：不めっき面積率０〜0.1 ％ ３：不めっき面積率 0.1〜0.3 ％ ２：不めっき面積率 0 3〜0.5 ％ １：不めっき面積率 0.5％以上
【００５０】＜めっき密着性＞デュポン衝撃試験（直径
1/4 インチ、重量１kgの重りを50cmの高さから鋼板上に
落下）により、めっき密着性を評価した。判定基準は次
のとおりである。 ○：めっき剥離なし ×：めっき剥離有り
1/4 インチ、重量１kgの重りを50cmの高さから鋼板上に
落下）により、めっき密着性を評価した。判定基準は次
のとおりである。 ○：めっき剥離なし ×：めっき剥離有り
【００５１】＜合金化速度＞ ・合金化条件 昇温速度：20℃/s 降温速度：15℃/s 合金化温度：490 ℃ 合金化時間：20秒 上記条件下で処理した合金化材の表面に亜鉛η相が残存
しているか否かで合金化速度を評価した。 ○：亜鉛η相なし ×：亜鉛η相あり
しているか否かで合金化速度を評価した。 ○：亜鉛η相なし ×：亜鉛η相あり
【００５２】＜合金化後の外観＞ソルトバスを用いて、
10×20cmの溶融めっき板を 490℃, 30秒で合金化を行い
合金化ムラがあるかについて合金化後のめっき外観を観
察して評価した。 ○：焼けムラなし（均一） ×：焼けムラあり
10×20cmの溶融めっき板を 490℃, 30秒で合金化を行い
合金化ムラがあるかについて合金化後のめっき外観を観
察して評価した。 ○：焼けムラなし（均一） ×：焼けムラあり
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
【表４】
【００５７】
【表５】
【００５８】
【表６】
【００５９】表４，５から明らかなように、この発明に
従い得られた鋼板はいずれも、機械的特性に優れるだけ
でなく、地鉄表層部に十分な量の内部酸化層を有し、そ
の結果、優れた化成処理性、溶融めっき性および合金化
溶融めっき性が併せて得られている。
従い得られた鋼板はいずれも、機械的特性に優れるだけ
でなく、地鉄表層部に十分な量の内部酸化層を有し、そ
の結果、優れた化成処理性、溶融めっき性および合金化
溶融めっき性が併せて得られている。
【００６０】
【発明の効果】かくして、本発明によれば、高張力高強
度鋼について、優れた加工性だけでなく、優れた化成処
理性および溶融めっき性を併せて付与することができ、
自動車用部材として極めて有用である。
度鋼について、優れた加工性だけでなく、優れた化成処
理性および溶融めっき性を併せて付与することができ、
自動車用部材として極めて有用である。
【図１】 白皮熱延板（同図(a) ）および黒皮熱延板
（同図(b), (c)）の熱延板熱処理後の断面を示す光学顕
微鏡組織写真である。
（同図(b), (c)）の熱延板熱処理後の断面を示す光学顕
微鏡組織写真である。
【図２】 内部酸化層の形成に及ぼす黒皮熱延板熱処理
雰囲気の影響を示した図である。
雰囲気の影響を示した図である。
【図３】 熱延板熱処理後の内部酸化層（同図(a) ）お
よびその後に冷間圧延−再結晶焼鈍を行った後の内部酸
化層（同図(b) ）の状態を比較して示す光学顕微鏡組織
写真である。
よびその後に冷間圧延−再結晶焼鈍を行った後の内部酸
化層（同図(b) ）の状態を比較して示す光学顕微鏡組織
写真である。
【図４】 熱延板熱処理後におけるSi, Mnの表面濃化状
況を示した図である。
況を示した図である。
【図５】 溶融めっき時の不めっきの発生状況を示した
図である。
図である。
【図６】 黒皮熱延板および白皮熱延板の合金化後の外
観を比較して示した図である。
観を比較して示した図である。
【図７】 黒皮熱延板および白皮熱延板の合金化後のパ
ウダリング性を比較して示した図である。
ウダリング性を比較して示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 登坂 章男 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA26 EA27 EA28 EA31 EB01 EB02 EB08 EB09 FB03 FB06 FB07 FC01 FC02 FC03 FC08 FF02 FF03 FJ04 FJ05 FJ06 GA05 GA08 HA05 JA06
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ：0.0005〜0.005 mass％、 Si：1.5 mass％以下、 Mn：2.5 mass％以下、 Al：0.1 mass％以下、 Ｐ：0.10mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Ｎ：0.005 mass％以下 を含み、かつ Ti：0.010 〜0.100 mass％、 Nb：0.001 〜0.100 mass％ のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物の組成になり、ランクフォード値
（ｒ値）が２以上で、鋼板の地鉄表層部に内部酸化層を
有することを特徴とする加工性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の冷延鋼板の表面に、溶
融めっき層を有することを特徴とする加工性に優れた溶
融めっき鋼板。 - 【請求項３】Ｃ：0.0005〜0.005 mass％、 Si：1.5 mass％以下、 Mn：2.5 mass％以下、 Al：0.1 mass％以下、 Ｐ：0.10mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Ｎ：0.005 mass％以下 を含み、かつ Ti：0.010 〜0.100 mass％、 Nb：0.001 〜0.100 mass％ のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物の組成になる鋼片を、圧延終了温
度：Ａr3変態点以上、950 ℃以下の条件で熱間粗圧延し
たのち、圧延終了温度：500 ℃以上、Ａr3変態点以下、
圧下率：80％以上の条件で潤滑圧延による熱間仕上圧延
を施し、ついでかかる熱間仕上圧延後、黒皮スケールを
付着させたまま実質的に還元が起きない雰囲気中にて 6
50〜950 ℃の温度範囲で熱処理を施して、鋼板の地鉄表
層部に内部酸化層を形成したのち、酸洗により黒皮スケ
ールを除去してから、圧下率：50〜95％の冷間圧延、つ
いで再結晶温度以上、950 ℃以下の温度での再結晶焼鈍
を施すことを特徴とする加工性に優れた冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項４】 請求項３に記載の製造方法により得られ
た冷延鋼板に、さらに溶融めっき処理を施すことを特徴
とする加工性に優れた溶融めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (9)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05505899A JP3555483B2 (ja) | 1999-03-03 | 1999-03-03 | 加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
| BRPI0005133-0A BR0005133B1 (pt) | 1999-02-25 | 2000-02-21 | Chapas de aço e chapas de aço ligadas, imersas a quente, e método para produção das mesmas |
| KR1020007011819A KR100679796B1 (ko) | 1999-02-25 | 2000-02-21 | 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판과 이들의제조 방법 |
| CA002330010A CA2330010C (en) | 1999-02-25 | 2000-02-21 | Steel sheets, hot-dipped steel sheets and alloyed hot-dipped steel sheets as well as method of producing the same |
| US09/673,626 US6398884B1 (en) | 1999-02-25 | 2000-02-21 | Methods of producing steel plate, hot-dip steel plate and alloyed hot-dip steel plate |
| EP00904071A EP1076105A4 (en) | 1999-02-25 | 2000-02-21 | STEEL PLATE, HOT-DIPPED STEEL PLATE AND ALLOYED HOT-DIPPED STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| PCT/JP2000/000975 WO2000050659A1 (en) | 1999-02-25 | 2000-02-21 | Steel plate, hot-dip steel plate and alloyed hot-dip steel plate and production methods therefor |
| CNB008002177A CN1170954C (zh) | 1999-02-25 | 2000-02-21 | 钢板、热镀钢板和合金化热镀钢板的制备方法 |
| TW089103271A TW460583B (en) | 1999-02-25 | 2000-02-24 | Steel plate, hot-dip steel plate and alloyed hot-dip steel plate and production methods therefor |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05505899A JP3555483B2 (ja) | 1999-03-03 | 1999-03-03 | 加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000248334A true JP2000248334A (ja) | 2000-09-12 |
| JP3555483B2 JP3555483B2 (ja) | 2004-08-18 |
Family
ID=12988090
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05505899A Expired - Fee Related JP3555483B2 (ja) | 1999-02-25 | 1999-03-03 | 加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3555483B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007254811A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Jfe Steel Kk | 化成処理用鋼板及びその製造方法 |
| JP2012072497A (ja) * | 2011-11-02 | 2012-04-12 | Jfe Steel Corp | 化成処理用熱延鋼板及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-03-03 JP JP05505899A patent/JP3555483B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007254811A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Jfe Steel Kk | 化成処理用鋼板及びその製造方法 |
| JP2012072497A (ja) * | 2011-11-02 | 2012-04-12 | Jfe Steel Corp | 化成処理用熱延鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3555483B2 (ja) | 2004-08-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100679796B1 (ko) | 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판과 이들의제조 방법 | |
| EP2371979B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, molten galvanized high-strength steel sheet, and method for producing the same | |
| CN108699657B (zh) | 高强度薄钢板及其制造方法 | |
| JP6795122B1 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| KR20150028366A (ko) | 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR20180120722A (ko) | 박강판 및 도금 강판, 그리고, 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 열처리판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 | |
| JP6409916B2 (ja) | 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法 | |
| CN113316656A (zh) | 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 | |
| JP7644820B2 (ja) | 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP2000309824A (ja) | 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| JP4293020B2 (ja) | 穴広げ性に優れる高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3606102B2 (ja) | 熱延鋼板、溶融めっき熱延鋼板およびそれらの製造方法 | |
| EP0632141B1 (en) | Surface treated steel sheet and method therefore | |
| JP3698049B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3293681B2 (ja) | 溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4826694B2 (ja) | 薄鋼板の耐疲労特性改善方法 | |
| JP4172268B2 (ja) | 伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3494133B2 (ja) | 溶融めっき高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3555483B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 | |
| JP3023875B2 (ja) | 表面性状に優れた高加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3896892B2 (ja) | 歪み時効硬化特性に優れる溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3925064B2 (ja) | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3444117B2 (ja) | 溶融めっき熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3925063B2 (ja) | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3875958B2 (ja) | 加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20040113 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040420 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040503 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090521 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090521 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100521 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110521 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120521 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120521 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130521 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140521 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |