JPH01319660A - 超深絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はプレス加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を製造する方法に係り、より詳細には、熱間圧延鋼板
を原板とし、冷間圧延することなしに溶融亜鉛めっきし
て成形加工性及び耐縦割れ性に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板を製造する方法に関するものである。

（従来の技術） 近年、自動車等の車体或いはその構造部材には溶融亜鉛
めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く使用され
るようになってきた。これらの用途では、形状が複雑で
あるため、プレス加工時１・こ鋼板が厳しい加工を受け
ることから、成形性の優れた溶融亜鉛めっき鋼板或いは
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要求されることになる。

従来、このような用途に供される合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造法としては、熱延鋼帯を冷間圧延に付した後
、そのまま或いは再結晶焼鈍を施した後、連続合金化溶
融亜鉛めっきライン（以下、「亜鉛めっきライン」と称
す）に通板して浸漬めっき及び合金化処理を行う、いわ
ゆる冷延鋼板を原板とした鋼板の製造法が通常の方法で
ある。

しかし、最近では、需要家側からコストダウンの要請か
強まり、加工性に優れ且つ安価な溶融亜鉛めっき鋼板や
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。このため
、冷延鋼板を原板とすることに代えて、熱延後酸洗する
が、冷間圧延やこれに続く再結晶焼鈍を施すことなく、
直接亜鉛めっきラインへ通板する方法、すなわち、製造
工程の一部を省略して製造コスＩ〜を低減する方法が検
討され、一部で実用化されている。

しかし、従来、熱延鋼板を冷間圧延することなく直接亜
鉛めっきラインへ通板して得られる熱延原板溶融亜鉛め
っき鋼板は、板厚が３．２ｍｍ以りの比較的板厚の厚い
鋼とか、或いは加工性がそれ程厳しくない用途に限られ
て使用されているにすぎず、板厚が薄く且つ加工性の優
れた熱延原板溶融亜鉛めっき鋼板はこれまであまり製造
されていない。

そこで、このような板厚が薄く且つ加工性の優れた熱延
原板溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造法については種々改善が試みられているが、未だ
有効な方法が見い出されていない。

（発明が解決しようとする課題） 一般に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、第
１図に一般的な熱ザイクルを示すように、亜鉛めっきラ
インにおいて、まず酸化雰囲気中で加熱均熱され、次い
でめっき層の密着性を高めるために溶融亜鉛温度（４６
０°Ｃ）程度に還元雰囲気中で保持した後、溶融亜鉛め
っき浴中に浸漬される。この場合、加熱均熱過程では、
再結晶焼鈍酸いは軟質化を目的として、約７００〜８５
０°Ｃに保持されるのが通例である。更に製品の塗装密
着性を目的どして合金化処理を行う場合には、溶融亜鉛
めっき後、更に鋼帯は約５００〜７００″Ｃに加熱され
る。−１，ｚ記溶融めっきラインは冷延鋼板を対象に設
備設計されたものであり、対象鋼板の昇温ラインを含ん
でいるから、元々加工組織が残っておらず、したがって
焼鈍を行う必要のない熱延鋼板であっても、設備稼働」
二必然的に昇温を受けることとなる。

なお、格別の観点から見た場合においても溶融めっきの
密着性を確保するには亜鉛の溶融温度（約４−６０’Ｃ
）以上に予熱しておく必要もあり、更に合金化処理を行
う場合にも良好な塗装密着性及びめっき層の加工性を得
るために亜鉛めっき中の鉄濃度を適正な値に制御しなけ
ればならず、このためにも約５５０℃以」二の鋼帯の加
熱が必要であり、いずれにせよ、原板の再加熱処理は不
ｉＪ避のプロセスとなっている。

しかるに、例えばＣが０．００５〜０．０５％程度でＴ
ｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素を含まないへ〇ギルド熱延
鋼板に上記のような熱処理を施すと、熱延・巻取り後の
徐冷過程で鋼中に十分析出したセメンタイ１〜が昇温に
よって再固溶するという現象が生じる。このような炭素
の再固溶が行われた鋼は、溶融めっきラインを通過する
過程で、特にその後半工程においてかなりの急速冷却を
受けるため、再固溶されている炭素を再び十分に析出さ
せることは容易でなく、再固溶された炭素は大部分が固
溶した状態で鋼中に残存するのである。このため、熱延
・巻取り後の鋼板と、溶融めっき後の鋼板についてそれ
らの特性を比較すると、後者の降伏強度は上昇し、伸び
が大幅に低下する。同時に後者の時効指数が高くなり、
時効によって機械的性質が劣化する。これらの原因が総
合的な影響を与える結果、鋼の成形加工性が大きく低下
するという問題を生ずる。

このような問題を解消するために鋼中のＣ含有量を極め
て低く制御し且つ］１、Ｎｂ等の炭化物形成元素を添加
して残留Ｃを固定することが考えられる。このようにし
て得られる鋼板中のＣは、熱延鋼板の段階てＴｌＣ，Ｎ
ｂＣとして析出しており、これらの炭化物は溶融めっき
ラインの加熱均熱工程においても殆ど再固溶しない。し
たがって、溶融めっきライン通板後の材質及び加工性の
劣化は防止される。ところが、このように固溶Ｃが存在
しない鋼の場合は、結晶粒界の強度が弱くなる結果、成
形扉−Ｃ後に衝撃荷重が加わったり、或いは低温での変
形を行ったりしたときに脆性破壊を生ずる、いわゆる「
縦割れ現象」を発生するおそれがあり、この種の鋼板を
強度部材として用いた場合、特に問題となる。更に、熱
延鋼板の耐縦割れ性が優れていても、溶融１１１１釦め
っきを施した場合、亜鉛めっきラインでの鋼帯の加熱温
度によっては耐縦割れ性が大幅に劣化することがある。

従来、前記のように鋼中のＣを極力抑制し、Ｔｉ、Ｎ　
ｂ等により鋼中のＣを固定し、熱延鋼板の加工性を向」
ニさせる方法は種々提案されている。

例えば、特開昭４９−１３４．５０９号、同６］−−７
３８３６号、同５０−１４．１．５１．７号などかある
が、これらはいずれも熱延鋼板の加工性に関するもので
あり、前記のような溶融亜鉛めっきライン通板による材
質の変動については何ら考慮されていない。

以−にのように熱延鋼板を原板として溶融亜鉛めっき鋼
板を製造する場合には、亜鉛めっきラインで溶融亜鉛め
っきを行うことによる引張り特性の劣化（降伏点の上昇
、伸びの低下）、及びこれを抑えるために製品段階で鋼
中に固溶するＣを低減すること、更にほこのような鋼を
亜鉛めっきラインで溶融亜鉛めっきを施すこと等による
耐縦割れ性の劣化と云った種々の問題点があり、これら
を解決するための手段については何ら提案されていなか
った。

これに対し、本発明者らは、１９８８年春季日本鉄鋼協
会講演大会において、特に極低ＣｔＲを用いた熱延原板
合金化溶融亜鉛めっき鋼板について良好な耐縦割れ性を
得るためには鋼中固溶Ｃ量の適正化或いはＢの添加が有
効であることを報告した。

更に本発明者らは、これを達成する手段として特願昭６
３−１−４．３８号にて、Ｃ，Ｎ、Ｓ、Ｔｊの含有量の
ｒ！Ａ整、特に鋼中のＣを固定するのに有効なＴｌ量を
規定して成分バランスを図ることにより、溶融亜鉛めっ
きによる引張り特性の劣化を効果的に防止でき、更にこ
のような成分調整のもとで熱延後の巻取り温度を６２０
　’Ｃ以下とすること、並びに亜鉛めっきラインでの最
高加熱温度を４６０℃以上７３０　’Ｃ以下とすること
により、耐縦割れ性を著しく向上できることを提案した
。

しかし乍ら、実操業においては、前述したように、亜鉛
めっきラインでは冷延鋼板の再結晶焼鈍が行われること
が多く、特に深絞り用冷延鋼板として一般的なＴｌ或い
はＮｂを含んだ極低炭素鋼では再結晶温度が高いため、
７５０°Ｃ以上の高温焼鈍が行われる。したがって、こ
れらの高温焼鈍が行われるコイルの間でスポット的に小
ロットの熱延鋼板を処理する場合には、同様に高温域ま
で昇温されるため、特願昭６３−１４．３８号で提案し
た亜鉛めっきラインでの最高加熱温度の北限値以上まで
昇温されることがある。

この場合、当然、たとえスポラ１〜的に小ロッ１への熱
延鋼板を冷延鋼板の間で処理する場合でも。

７００　’Ｃ程度の焼鈍材のロン１〜間で行えば問題は
ないわけであるが、製品の納期、仕掛在庫の低減のため
には前述のような処理機会の制約がない方が有利である
。

ところが、熱延鋼板が亜鉛めっきラインでこのような高
温域０７３０℃）まで加熱された場合には、昇温の条件
によっては耐縦割れ性が大きく劣化することがあった。

本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、このような高温域（＞７３０’Ｃ）
であっても良好な耐縦割れ性を得ることができ、しかも
亜鉛めっきラインでの処理機会の制約を受けることがな
い超深絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提
供することを目的とするものである。

（課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者らは、鋼の組成、製
造プロヤス条件等について鋭が、研究を重ねた結果、先
の提案と同様にＣ，Ｎ、Ｓ、Ｔｉの含有量の調整、特に
鋼中のＣを固定するのに有効な′ｒ１量を規定して成分
バランスを図ることにより溶融亜鉛めっきによる引張り
特性の劣化を効果的に防止し、更にこのような成分調整
のもとで熱延後の巻取温度並びに亜鉛めっきラインでの
めっき前均熱温度及びこれに応じた均熱時間をコントロ
ールすることにより耐縦割れ性を著しく向上できること
髪知見し、ここに本発明をなしたものである。

すなわち、本発明に係る超深絞り用合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法は、要するに、必須元素として、Ｃ：
０．００］−０〜００００９％、Ｓ：０、Ｏ】、５％以
下、Ｎ：Ｏ，Ｏ○１０〜０．００４　Ｑ％を含み、更ヒ
′ｒｊを次式（１）〜（３）で与えられる条件を同時に
満足するように必須元素として含む鋼を、熱間圧延後、
鋼帯温度６２０　’Ｃ以下でコイル状に巻取り、次いで
冷間圧延をせずに合金化溶融亜鉛めっきを施すに際し、
溶融亜鉛めっき前の均熱及び溶融亜鉛めっき後のめっき
層の合金化処理条件が下記（４）、（５）式でＪｊえら
れる条件を満足することを特徴とするものである。

記 ＴｊＳ０．０８％　　　　　　　　　　　（３）Ｑ　ｏ
ｇｔ≦（］、２３００／　（Ｔ　＋２７３））−１０，
５−（４）７３０＜Ｔ≦８００（５） 但し、Ｔｉ量：鋼中のＣを固定するのに有効なＴ］量 Ｔ：溶融亜鉛めっき前の均熱温度（”Ｃ）ｔ：　　　　
　　　　　均熱時間（秒）以下に本発明を更に詳細に説
明する。

ます、本発明の第１の目的である亜鉛めっきラインでの
″合金化溶融亜鉛めっぎ処理による″（以下、単に″亜
鉛めっきによる″と呼ぶ）引張り特性の劣化を抑制する
ためには、上記のような亜鉛めっき前の予熱或いは合金
化処理による加熱によるセメンタイ１〜の再固溶及び冷
却後の固溶状態での残存を抑制することか主眼となるた
め、Ｃ１Ｎ、Ｓ、１゛コの含有量の調整が問題となる。

そこで、本発明名らは、鋼中にお（づる上記成分含有量
の最適バランスを調へるため、これらの成分バランスと
溶融亜鉛めっき前後の引張り特性との関係を調査した。

第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造に
よりスラブとし、更に熱間圧延を施して板厚２．０ｍｍ
に仕十げ、コイル状に巻取った。仕」二げ温度は９１０
〜９２０℃、巻取り温度は５１０〜５３０　’Ｃてあっ
た。この熱延鋼板登酸洗後、亜鉛めっきラインにより溶
融亜鉛めっき処理に行った７、めっき前の均熱温度は７
５０°Ｃ１均熱時間は２０秒である。

亜鉛めっきラインでの通板前後で圧延方向よりＪＩＳＳ
号試験片を採取し、機械的性質を調査した。

ここで、ｒｊは熱延前のスラブ加熱段階でもＴ”ｊＮ、
Ｔ」Ｓとして析出することが知られており、この場合、
ＴｌＮ、ＴｊＳとして析出したＴ」はその後の冷却過程
ではＣを固定することはないと考えられる。したがって
、鋼中のＣを固定するのに有効なＴｉ量（以下、ＴｌＮ
と定義する）は、で表わすことができる。したがって、
実験により得られた結果について、横軸として、鋼中Ｃ
からＴＡによりＴｉＣとして固定され得るＣを差し引い
た値Ｃ′（ずなわち、鋼中ＣとＴｉのバランスにＮ、Ｓ
量を加味した値）を と定義し、このＣと降伏点及び伸びとの関係を第２図に
示す。

［以下余白］ 第２図より、Ｃ′が低いｆｉＮαＩ及びＮｕｎでは亜鉛
めっきによる引張り特性の変化は小さいか、Ｃ″か高い
鋼Ｎｏ、　ＩＩＴ及びＮｏ、　ＩＶては亜鉛めっきによ
り降伏点が」二昇し、伸びが低下しており、亜鉛めっき
による引張り特性の劣化はＣ′を０．００３０％以ドに
することにより抑制し得ることがわかる。

換言すれは、′ｒ１′で示される有効Ｔ〕量か原子量論
的にＣ量から０．００３％を差し引いた量より多けれは
（次式（１））、亜鉛めっきによる引張り特性の劣化を
抑制し得ることが判明した。

但し、 次に、本発明の第２の目的である耐縦割れ性の向」−の
ために、本発明者らは、前記（１）式を満足する鋼を用
いて熱延後の巻取り温度、亜鉛めっきラインでのめっき
前灼熱温度及び均熱時間と耐縦割れ性の関係を調査した
。

実験では、第２表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、
連続鋳造によりスラブとし、仕」−げ温度９１０〜９３
０°Ｃにて板厚２　、０　ｍｍに熱間圧延した後、コイ
ル状に巻取った。この熱延鋼板を酸洗後、亜鉛めっきラ
インにより溶融亜鉛めっきを行った・ 亜鉛めっきラインの通板前後で鋼板のサンプリングを行
い、耐縦割わ性を調査した。なお、縦割れ試験としては
、］、　４．５　ｍｍφのブランクを打ち抜き、平底円
筒絞り成形（絞り比：２．３）を行い、その後旋盤にて
耳落し加工を施し、最終絞り比：２゜０相当のカップ状
成形品を作製し、−１３０’ｃ〜Ｏ′Ｃで１０分間保持
した後、円錐ポンチにて穴拡げ加工を行った。各保持温
度毎に３〜５個のカップ成形品を供試し、縦割れ（脆性
割れ）発生率５０％の時の温度を遷移温度とした。

［以下余白］ 第３図に熱延後の巻取り温度（以下、単に巻取り温度と
いう）と縦割れ遷移温度との関係を示す。

めっき前均熱温度、均熱時間はそれぞれ７５０°Ｃｌ２
Ｏ秒である。

同図かられかるように、鋼ＮαＡでは巻取り温度が６２
０°Ｃまては縦割れ遷移温度が殆ど変化しないが、巻取
り温度が６８０°Ｃて大きく縦割れ遷移温度か」―昇し
ている。また、鋼ＮαＢは従来鋼であるＣ量の多い通常
のＡＱキルド鋼であり、これと同等以上の耐縦割れ性を
確保すれば、Ｃを低下しＴ］を添加することによる耐縦
割れ性の劣化を抑制できたと考えることができ、このレ
ベルを図中斜線で示す。

したがって、この実験結果より、本発明で第２の目的と
する良好な耐縦割れ性を得るためには、巻取り温度は６
２０″Ｃ以下とする必要があることかわかる。

第４図には巻取温度５２０　’Ｃ材の亜鉛めっき前均熱
温度と均熱時間を変えた場合の耐縦割れ性を示す。図中
、縦割れ遷移温度が一１００℃以下の場合をＯ印で、−
１００°Ｃ以−Ｌの場合をＸ印で示す。前述のように、
従来鋼である０、０４％Ｃ程度の低Ｃ−Ａ、　Ｑキルト
鋼の縦割れ遷移温度は−」−００′（ｕｎ度であり、こ
の温度よりも低い縦割れ遷移温度を示す場合にはほぼ良
好な耐縦割れ性を有しているといえる。

同図より、亜鉛めっき前均熱温度（Ｔ’Ｃ）と均熱時間
（を秒）の関係が次式（４）を満たす場合に良好な耐縦
割れ性が得られることがわかる。すなわち、均熱温度が
７３０　’Ｃ超えの場合には（４）式を満たすように、
通常（均熱温度７３０℃以下）よりもやや短い時間で均
熱保持後、亜鉛めっき一合金化処理を施すことにより良
好な耐縦割れ性が得られる。

ｎ　ｏｇ　ｔ≦１．２３００／（（Ｔ＋２７３））−１
０，５−（４）一方、均熱温度が８００°Ｃを超える場
合は製造コスＩ〜が増大するため不利であり、８００°
Ｃ以下が好ましい。

以上のように、巻取り温度やめっき前均熱条件によりめ
っき後の耐縦割れ性が変化することについては、その詳
細な理由は不明であるが、以下のように考えられる。

前述したように、亜鉛めっきラインでの再加熱による引
張り特性の変化を抑制するためにＣを低減し、しかもＴ
ｊを添加した鋼の場合、鋼中に固溶したＣが少なすぎる
と粒界が純化し粒界強度が低下し、耐縦割れ性が通常の
０．０４％Ｃ程度の鋼に比べて劣るのである。この鋼中
に固１容したＣの減少はＴｉがＴｉＣとして析出するこ
とが原因であると考えられる。通常、熱延前のスラフ加
熱段階（約１０５０〜１２００６Ｃ）ではＴ　ｉ　Ｃは
殆と固溶しており、これを熱延後６７０℃以上の高い巻
取り温度でコイル状に巻取れば、その後の徐冷過程でＴ
’ｊＣとして析出し、上記したように、このＴｊＣは亜
鉛めっきラインでの再加熱（８００°Ｃ以下）程度では
再固溶することがなく、したがって、鋼中に固溶するＣ
が少ないままであり、耐縦割れ性に劣るものと考えられ
る。ところが、本発明者らは、亜鉛めっきラインでの引
張り特性の劣化を抑制するためにＣを低減し、Ｔｉを添
加し、更にＴ」の添加量が原子当量論的にＣの数倍程度
含む鋼であっても、巻取り温度か６２０℃以下で巻取れ
ば良好な耐縦割れ性が得られる可能性を示した訳であり
、すなわち、この場合、ＴｉＣの析出がある程度抑制で
き、鋼中に固溶Ｃを残すことができたものと考えられる
。

また、めっき前均熱の場合には、７３０℃超えの高温域
ではＴｌ系炭化物の析出が生しる。しかし乍ら、この温
度域での均熱時間を均熱温度に応して（４）式を満足す
るよう短くすることにより、Ｔ］系炭化物の析出を抑制
できるため、適正な量の鋼中固溶Ｃ量が確保てき、良好
な耐縦割れ性が得られるものと考えられる。

以上が本発明に至った実験結果の説明であるが、本発明
は、これにより得た知見に基づいて更に化学成分の調整
の詳細を検討し、完成したものである。

以下に本発明を構成する各因子の限定条件について述へ
る。

まず、本発明における化学成分の限定理由を説明する。

（イ）Ｃ 溶融亜鉛めっき処理後の成形加工性を劣化させないため
には、めっき処理後の固溶Ｃ量が少ないことが肝要であ
る。固溶Ｃ量は鋼中のＣ及び炭化物形成元素であるＴ」
の量により定まる。したがって、Ｔｊの添加量が増大す
ればＣの許容含有量も大となるのであるが、Ｃ含有量及
びＴｉの添加量が増大すると炭化物が増大し、鋼の延性
が劣化することとなるため、Ｃ含有量の上限値を０９０
０９％とし、Ｔｊの添加量についても後に述べるように
一定値以下に制限する。

（ロ）　　Ｔｉ Ｔｉは炭化物形成元素であり、この炭化物は溶融めっき
ラインの加熱均熱工程において再固溶しないため、Ｔｊ
の添加によりめっき後の固溶Ｃ景を少なくすることがで
き、その結果、亜鉛めっきによる引張り特性の劣化が小
さいものと考えられる。しかし乍ら、鋼中のＣ量が０．
００３０％以下の場合には亜鉛めっきによる引張り特性
の変化が小さく、前記（１）式よりＴｉ′がＯ以下とな
る。

しかし、Ｔｉは高温でＴｊＮ、次いて１”　ｉ　Ｓとし
て析出し、特にＴ　ｊ　Ｓが析出した場合には鋼板の穴
拡がり特性が向上する。したがって、原子当量論的に鋼
中Ｎ及びＳと同量のＴｔ量は必要である（次式（２））
。

但し、Ｔ」の添加量が増大すれば前述のように延性の低
下を招くことになる。本発明者らの研究によれば、Ｔｉ
≦０．０８％の含有量であれば延性の低下による不都合
は生じないことがわかった（次式（３））。

％式％（３） Ｓは前述したようにＴ］化合物を形成するため、ＴｉＣ
の形成に必要なＴｊを下げる作用がある。したがって、
製造コストを下げる観点からＴｉ添加量を下げるために
は、Ｓを低くし、下げを下げることが好ましい。したが
って、Ｓは０．０１５％以下に規制するのが好ましい。

（ニ）Ｎ ＮもＳと同様にＴ３化合物を形成するため、可及的に低
くすることが製造ゴス１ヘ−」―有利であり、したがっ
て、０．００４　Ｑ％以］にとすることが好ましい。

以上の必須構成元素の他に、鋼の強度或いは鋼精錬時の
脱酸を目的としてそれぞれＭｎ及びＡＱを添加すること
ができ、また、通常不可避的不純物して混在するＳｊ、
Ｐ等の影響もあるので、以下にこれらの元素の好ましい
添加量或いは含有量について説明する。

（ホ）Ｍｎ ＭｎはＳの存在によって生しる熱間脆性破壊を抑制する
効果を有する。その添加効果を得るためには０．０５％
以上の添加量が望ましいが、０．５％を超えると成形加
工性が低下するおそれかあるので、Ｍｎ添加量は０．５
％以下とすることが望ましい。

（へ）Ａｆｌ ＡＱは鋼精錬時の脱酸剤として添加される元素てあり、
゛」゛」の歩留りを向」ユさせる点から添加量は０．０
１％以１：、であることが望ましい。しかし、Ｏｉ％を
超えると鋼板のいわゆるスリパー疵の原因となり、製品
コスト低減の点からも好ましくないので、Ａ　Ｉ２添加
量は０．１％以下に制限することが望ましい。

（ｈ）Ｓｊ Ｓ」の含有量は０．２％以丁であることが望ましい。含
有量が０．２％を超えると熱延段階で赤スケールが生し
るおそれがあり、赤スケール模様は酸洗後も残るため、
めっき表面に縞状模様が浮き出て表面外観を劣化させ、
商品価値を著しく低下させる。更に赤スケールか発生し
た場合、スケール発生部分のめっき密着性が劣化するた
め、この観点からもＳ１含有量は可及的に抑制すること
が好ましい。

（チ）Ｐ Ｐは０．０５％以上の含有量があるとめっき密着性が劣
化するため、含有量は０．０５％以下であることか望ま
しい。

（す）その他 熱延仕」二げ温度については、Ａｒ３変態点以」二であ
ることが望ましいが、本発明が対象とするような極低Ｃ
鋼では、多少Ａ　ｒ　３変態点を下回っても再結晶し、
この場合、降伏点や伸びには大きな影響を及ぼさないた
め、約８５０°Ｃ以−にであれはよい。

また、熱延後、溶融亜鉛めっき処理前の酸洗処理につい
ては、本発明により得られる溶融亜鉛めっき鋼板の機械
的性質に対して特に作用乃至影響を及ぼさないため、特
に条件は限定されない。

また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理に関しても、通常
の処理温度（５００〜７００″Ｃ）の範囲では特に降伏
点、伸び、耐縦割れ性に対し、影響を及ぼさないため、
特に限定されない。

次に本発明の一実施例を示す。なお、本発明はこの実施
例のみに限定されるものではないことば云うまでもなく
、既述の各種基礎研究及び実験例のほか、他の態様も可
能である。

（実施例） 第３表に示す化学成分（讐１、％）を有する鋼を常法に
より溶製し、転炉出鋼後、連続鋳造によりスラブとした
。次いで板厚２ｍｍまで熱間圧延を施し、第５表に示す
巻取り温度にて巻取った。なお、仕上げ温度は８８０〜
９１５℃とした。

得られた熱延コイルを酸洗した後、亜鉛めっきラインに
て第５表に示す均熱温度で均熱処理し、溶融亜鉛めっき
処理を施し、伸び率１．０％の調質圧延を施した。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板の諸特性を第４表に併記す
る。表中、引張特性は該鋼板から圧延方向にＪ　Ｉ　Ｓ
　５号試験片を採取し、引張試験を行った結果てあり、
また、第４表には得られた溶融めっき鋼板の機械的性質
と縦割九試験により求めた縦割れ遷移温度を示す。縦割
れ試験としては、１４５ｍｍφのブランクを打ち抜き、
平底円筒絞り成形（絞り比：２．３）を行い、その後旋
盤にて耳落し加重［を施し、最終絞り比＝２．０相当の
カップ状成形品を作製し、−］６０°Ｃ〜０°Ｃで１０
分間保持した後、円錐ポンチにて穴拡げ加］二を行った
。各保持温度毎に３〜５個のカップ成形品を供試し、縦
割れ（脆性割れ）発生率５０％の時の温度を遷移温度と
した。

［以下余白］ 第４表より明らかなとおり、本発明例であるＮ。

Ｃ−１及びＥ−１では降伏点が低く、高い伸びを示すの
に加え、耐縦割れ性にも優れている。

これに対し、比較例ＮαＣ−２は巻取温度が高く、比較
例Ｎｏ、　Ｉ！ｌ−２では均熱時間が長すぎるため、い
ずれの場合もＴｌ系炭化物が析出し、鋼中の固溶Ｃが不
足するので、耐縦割れ性に劣っている。

また比較例Ｎｏ、　Ｄでは、第３表に示す００か０．０
０３０％登超えるものであり、溶融亜鉛めっき前の均熱
処理により引張り特性が劣化し、得られる鋼板の降伏点
は高く、かつ伸びも低い。

更に比較例ＮαＦ゛及びＮＱＧは、それぞれＴＪ量、Ｃ
量がいずれも多すぎるため、引張り特性に劣り、高度の
加工性が要求される用途には適していない。

（発明の効果） 以−１−詳述したように、本発明によれば、化学成分を
バランスよく調整すると共に巻取り温度及び亜鉛めっき
ラインでの溶融面４イ）めっき前の均熱及び溶融亜鉛め
っき後のめっき層の合金化処理条件を適正な条件にコン
１ヘロールするので、得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼
板は鋼中に適ＩＦ、な固溶Ｃを有するために優れた引張
り特性及び優れたｉ［ｉ（縦割れ性の両特性を兼ね備え
、しかも安定して製造することができるため、より加工
の厳しい用途（超深絞り用）への適用が可能となると共
に、冷間圧延を要せずに製造でき、更には高温焼鈍を行
う冷延鋼板と同一の処理機会で溶融亜鉛めっき処理か行
えるので、経済的であり、生産性向」−の効果か大きい
。

【図面の簡単な説明】

第］−図は亜鉛めっきラインにおける一般的な熱ザイク
ルを示す図、 第２図はＣ５鋼中Ｃど■゛コのバランスにＮ、　Ｓ量を
加味した値）と降伏点及び伸びどの関係を示す図、 第３図は熱延後巻取り温度と縦割れ遷移温度との関係を
示す図、 第４図は亜鉛めっきラインでのめっき前均熱温度及び均
熱時間と耐縦割れ性との関係を示す図である。 第２図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．００１０〜０．００
   ９０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００１０〜０
   ．００４０％と、更にＴｉを下記（１）〜（３）式で与
   えられる条件を同時に満足するようにそれぞれ必須元素
   として含む鋼を、熱間圧延後、鋼帯温度６２０℃以下で
   コイル状に巻取り、次いで冷間圧延をせずに合金化溶融
   亜鉛めっきを施すに際し、溶融亜鉛めっき前の均熱及び
   溶融亜鉛めっき後のめっき層の合金化処理条件が下記（
   ４）、（５）式で与えられる条件を満足することを特徴
   とする超深絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
   。 Ｔｉ＾＊≧４８／１２〔Ｃ−０．００３０〕・・・（１
   ） Ｔｉ＾＊＝Ｔｉ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０・・
   ・（２） Ｔｉ≦０．０８％・・・（３） ｌｏｇｔ≦｛１２３００／（Ｔ＋２７３）｝−１０．５
   ・・・（４） ７３０＜Ｔ≦８００・・・（５） 但し、Ｔｉ＾＊：鋼中のＣを固定するのに有効なＴｉ量 Ｔ：溶融亜鉛めっき前の均熱温度（℃） ｔ：〃均熱時間（秒）