JPH03232927A - 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH03232927A JPH03232927A JP2674890A JP2674890A JPH03232927A JP H03232927 A JPH03232927 A JP H03232927A JP 2674890 A JP2674890 A JP 2674890A JP 2674890 A JP2674890 A JP 2674890A JP H03232927 A JPH03232927 A JP H03232927A
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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】
（産業上の利用分野）
近年、自動車の内・外板用鋼板として、まず必要とされ
るプレス成形性には、車体デザインの多様化とプラスチ
ック材料の自動車部品への台頭により、ますます厳しい
形状への加工特性、とくに深絞り性の高いことが要求さ
れている。こうした特性を満足させるには極低炭素鋼、
いわゆるＩＦ鋼での対応が余儀なくされる。
るプレス成形性には、車体デザインの多様化とプラスチ
ック材料の自動車部品への台頭により、ますます厳しい
形状への加工特性、とくに深絞り性の高いことが要求さ
れている。こうした特性を満足させるには極低炭素鋼、
いわゆるＩＦ鋼での対応が余儀なくされる。
一方、自動車メーカーにおけるスポット溶接時のチップ
の耐久性向上及び車体防錆向上のため、溶融亜鉛めっき
後めっき層を合金化した鋼板の要求が高まっている。さ
らに、こうした鋼板の中で外板として使用されるものに
ついては、プレス成形後の形状維持及び耐プント性も要
求される。
の耐久性向上及び車体防錆向上のため、溶融亜鉛めっき
後めっき層を合金化した鋼板の要求が高まっている。さ
らに、こうした鋼板の中で外板として使用されるものに
ついては、プレス成形後の形状維持及び耐プント性も要
求される。
本発明はこうした要求に応えるため、上記特性が必要と
される部位に使用して好適な、焼付硬化性及び耐パウダ
リング性、さらには二次加工性に優れた深絞り用合金化
溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法に関するものである
。
される部位に使用して好適な、焼付硬化性及び耐パウダ
リング性、さらには二次加工性に優れた深絞り用合金化
溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法に関するものである
。
（従来の技術）
耐食性を向上させることを目的とした鋼板として、従来
から合金化溶融亜鉛めっき鋼板がある。
から合金化溶融亜鉛めっき鋼板がある。
一方、深絞り性を確保するためには、Ｔｉ、Ｎｂ等を添
加した極低炭素鋼での適用が必須となっているのが現状
であるが、とくにＴｉ添加極低炭素鋼では粒界が清浄な
ため、溶融亜鉛めっき後合金化処理すると、粒界での合
金化がはやく進み、耐パウダリング性が悪いということ
が問題であった。
加した極低炭素鋼での適用が必須となっているのが現状
であるが、とくにＴｉ添加極低炭素鋼では粒界が清浄な
ため、溶融亜鉛めっき後合金化処理すると、粒界での合
金化がはやく進み、耐パウダリング性が悪いということ
が問題であった。
こうした問題点を解決すべく検討され、極低炭素鋼での
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、これま
でに（１）特開昭６１−２７６９１号公報及び（２）特
開昭６１−２７［ｉ９２号公報がある。いずれも表面の
合金化亜鉛めっき層中の鉄濃度を１５〜３５ｗｔ％と高
めて耐パウダリング性を確保しようとするものである。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、これま
でに（１）特開昭６１−２７６９１号公報及び（２）特
開昭６１−２７［ｉ９２号公報がある。いずれも表面の
合金化亜鉛めっき層中の鉄濃度を１５〜３５ｗｔ％と高
めて耐パウダリング性を確保しようとするものである。
そのために合金化処理温度を７００〜８５０℃とし、通
常行なわれる合金化処理温度に比べ非常に高い温度での
処理を行なっている。
常行なわれる合金化処理温度に比べ非常に高い温度での
処理を行なっている。
しかし、実際にこの処理を工業的に行なう場合には、高
温処理に伴なう通板速度の低下による生産性の低下、ロ
ールをはじめとする設備への負担の増加、ロールへの付
着及び合金化処理後の急冷により板の形状が不良となる
こと等が懸念される。
温処理に伴なう通板速度の低下による生産性の低下、ロ
ールをはじめとする設備への負担の増加、ロールへの付
着及び合金化処理後の急冷により板の形状が不良となる
こと等が懸念される。
また、（２）では焼付硬化性を付与するためにＳ及びＮ
ｉを規制し、実質的には５ ｋｇ ｆ ／−以上のＢＨ
が付与されているものの、時効性に対する考慮がなされ
ていない。
ｉを規制し、実質的には５ ｋｇ ｆ ／−以上のＢＨ
が付与されているものの、時効性に対する考慮がなされ
ていない。
（発明が解決しようとする課題）
このようにＴｉ添加極低炭素鋼に溶融亜鉛めっきで合金
化し、焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた鋼板を
製造する方法はすでに開示されているが、従来の合金化
処理温度を大幅に高めるものであった。したがって、通
常行なわれる合金化処理温度で、Ｔｉ添加極低炭素鋼を
合金化し、耐パウダリング性を向上させたものではなく
、また、さらに時効性を考慮しながらＢＨ性も付与した
ものでもない。
化し、焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた鋼板を
製造する方法はすでに開示されているが、従来の合金化
処理温度を大幅に高めるものであった。したがって、通
常行なわれる合金化処理温度で、Ｔｉ添加極低炭素鋼を
合金化し、耐パウダリング性を向上させたものではなく
、また、さらに時効性を考慮しながらＢＨ性も付与した
ものでもない。
つまり、通常の溶融亜鉛めっきにおける合金化処理を施
すことで、焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れ、ま
た、Ｂの添加なしでも二次加工性に優れ、さらには時効
性にも優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の
製造方法を確立することが、本発明の目的である。
すことで、焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れ、ま
た、Ｂの添加なしでも二次加工性に優れ、さらには時効
性にも優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の
製造方法を確立することが、本発明の目的である。
（課題を解決するための手段）
本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討した結果、Ｔ
Ｉを添加した極低炭素鋼を用い、Ｓ量と再結晶焼鈍及び
合金化処理後の冷却速度を制限することで時効性を考慮
しながら焼付硬化性と二次加工性を付与し、亜鉛めっき
後通常の合金化処理温度で合金化され、めっき層の剥離
が生じることのないいわゆるパウダリング性に優れた深
絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法を見い
出したものである。
Ｉを添加した極低炭素鋼を用い、Ｓ量と再結晶焼鈍及び
合金化処理後の冷却速度を制限することで時効性を考慮
しながら焼付硬化性と二次加工性を付与し、亜鉛めっき
後通常の合金化処理温度で合金化され、めっき層の剥離
が生じることのないいわゆるパウダリング性に優れた深
絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法を見い
出したものである。
第１図に本発明の確立に至った実験結果を示す。
本実験では、Ｃ及びＮ量を０．００５νｔ％以下とし、
Ｔｉ量を０．０４ｗｔ％含む鋼にＳを種々の水準変化さ
せた鋼を真空溶解で溶製した。それらの鋼についてＡ
ｒ ｓ点景上の仕上温度で熱延後７００℃で捲取った。
Ｔｉ量を０．０４ｗｔ％含む鋼にＳを種々の水準変化さ
せた鋼を真空溶解で溶製した。それらの鋼についてＡ
ｒ ｓ点景上の仕上温度で熱延後７００℃で捲取った。
これを酸洗・冷延後、８５０℃で再結晶焼鈍してから８
０℃／ｓで４００℃まで冷却後、溶融亜鉛めっき処理を
施し、続いて５５０℃まで加熱し、合金化処理を行なっ
た後、７０℃／ｓで室温まで冷却し、１％の調質圧延を
施し、焼付硬化１（ＢＨ）及び耐パウダリング性を調査
した。
０℃／ｓで４００℃まで冷却後、溶融亜鉛めっき処理を
施し、続いて５５０℃まで加熱し、合金化処理を行なっ
た後、７０℃／ｓで室温まで冷却し、１％の調質圧延を
施し、焼付硬化１（ＢＨ）及び耐パウダリング性を調査
した。
なお、耐パウダリング性については１８０°曲げ加工を
実施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これを
はがしてテープに付着した剥離めっき層の有無で評価し
た。
実施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これを
はがしてテープに付着した剥離めっき層の有無で評価し
た。
すなわち、Ｓ量によりＢＨｆｔ及び耐パウダリング性が
変化することを見い出したのである。こうした現象が生
じる原因については明確ではないが、Ｔ ｌ ４Ｃ２Ｓ
２の析出が関与し、ＴｉＣ析出量あるいは固溶限が変
化するためと考えられる。つまり、焼鈍後のＴｉＣの再
溶解による固溶Ｃを利用することでＢＨ及び耐パウダリ
ング性を付与することができる。
変化することを見い出したのである。こうした現象が生
じる原因については明確ではないが、Ｔ ｌ ４Ｃ２Ｓ
２の析出が関与し、ＴｉＣ析出量あるいは固溶限が変
化するためと考えられる。つまり、焼鈍後のＴｉＣの再
溶解による固溶Ｃを利用することでＢＨ及び耐パウダリ
ング性を付与することができる。
本発明は、Ｔｉ添加極低炭素鋼において、Ｓ量と再結晶
焼鈍及び合金化処理後の冷却速度を適切にとることで焼
付硬化性、二次加工性及び耐パウダリング性を付与する
ものである。
焼鈍及び合金化処理後の冷却速度を適切にとることで焼
付硬化性、二次加工性及び耐パウダリング性を付与する
ものである。
即ち本発明の要旨は、Ｃ； ０．００５ｗｔ％以下、Ｓ
Ｉ ； １．０ｗｔ％以下、Ｍｎ ； １．０ｗｔ
％以下、Ｐ ； ０．１ｗｔ％以下、Ｓ ； ０．００
２ｗｔ％以下、Ａ、１ｌｌＯ，０１〜０．Ｉｗｔ％、Ｎ
； ０．００５ｗｔ％以下を含むほか、Ｔｉを（１）
式で示される有効Ｔｉ量、（Ｔｉ量）でｆ（Ｃｗｔ％〕
−”〔Ｓｗｔ％）ｌｘ４ｗｔ％以上、２ Ｔｉ量で０１−ｗｔ％以下を含有し、残部はＦｅ及び不
可避的不純物元素からなる鋼を、連続鋳造にてスラブと
した後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡ ｒ ａ意思上
の温度で仕上熱延を終了して捲取り、酸洗後通常の方法
で冷間圧延を行ない、８００℃以上ＡＣ３点以下の温度
域で１秒以上の再結晶焼鈍を施した後、５０°Ｃ／ｓ以
上の冷却速度で冷却し、次いで溶融亜鉛めっき、さらに
合金化処理を行なってから１０℃／ｓ以上の冷却速度で
冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリン
グ性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法である。
Ｉ ； １．０ｗｔ％以下、Ｍｎ ； １．０ｗｔ
％以下、Ｐ ； ０．１ｗｔ％以下、Ｓ ； ０．００
２ｗｔ％以下、Ａ、１ｌｌＯ，０１〜０．Ｉｗｔ％、Ｎ
； ０．００５ｗｔ％以下を含むほか、Ｔｉを（１）
式で示される有効Ｔｉ量、（Ｔｉ量）でｆ（Ｃｗｔ％〕
−”〔Ｓｗｔ％）ｌｘ４ｗｔ％以上、２ Ｔｉ量で０１−ｗｔ％以下を含有し、残部はＦｅ及び不
可避的不純物元素からなる鋼を、連続鋳造にてスラブと
した後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡ ｒ ａ意思上
の温度で仕上熱延を終了して捲取り、酸洗後通常の方法
で冷間圧延を行ない、８００℃以上ＡＣ３点以下の温度
域で１秒以上の再結晶焼鈍を施した後、５０°Ｃ／ｓ以
上の冷却速度で冷却し、次いで溶融亜鉛めっき、さらに
合金化処理を行なってから１０℃／ｓ以上の冷却速度で
冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリン
グ性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法である。
以下に、本発明を具体的に説明する。
まず、化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、本発明における焼付硬化性及び耐パウダリング性
付与に対して重要な役割を果たす元素である。常温にお
ける成形性、すなわち低ＹＰ。
付与に対して重要な役割を果たす元素である。常温にお
ける成形性、すなわち低ＹＰ。
高Ｅρ及び高１値を確保しかつ、非時効とするにはその
添加量は低い方が良い。そのため上限を０．００５ｗｔ
％とする。
添加量は低い方が良い。そのため上限を０．００５ｗｔ
％とする。
Ｓｌは、鋼を高強度化する場合に添加されるが、過度の
添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。
添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。
また、鋼の表面性状を良好とするためにはその添加量は
少ない方が良く、とくに本発明では溶融亜鉛めっきにお
けるめっき層液膜の密着性を確保するため、上限を１．
０ｗｔ％とする。
少ない方が良く、とくに本発明では溶融亜鉛めっきにお
けるめっき層液膜の密着性を確保するため、上限を１．
０ｗｔ％とする。
Ｍｎも鋼の高強度化に有効に寄与するが、過度の添加は
鋼を硬質化するため１．０ｗｔ％を上限として添加する
。
鋼を硬質化するため１．０ｗｔ％を上限として添加する
。
Ｐは、Ｓｉ、Ｍｎに比べ固溶強化能の大きな元素である
とともに、添加による延性、深絞り性の劣化が少ない元
素であるため、成形性を確保しつつ強度を上昇させるの
に重要な元素である。本発明においても高強度化を目的
とする場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬質化
につながり、成形性を劣化させるばかりでなく、溶融亜
鉛めっきにおけるめっき層液膜の密着性が悪くなり、ま
た、Ｐの粒界偏析による二次加工性の劣化を招くため、
上限を０．１ｗｔ％とする。
とともに、添加による延性、深絞り性の劣化が少ない元
素であるため、成形性を確保しつつ強度を上昇させるの
に重要な元素である。本発明においても高強度化を目的
とする場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬質化
につながり、成形性を劣化させるばかりでなく、溶融亜
鉛めっきにおけるめっき層液膜の密着性が悪くなり、ま
た、Ｐの粒界偏析による二次加工性の劣化を招くため、
上限を０．１ｗｔ％とする。
Ｓは、本発明において最も重要な役割を果たす元素であ
る。Ｓは第１図に示したように、焼付硬化量及び耐パウ
ダリング性を付与するために０．００２ｗｔ％以下とす
る。
る。Ｓは第１図に示したように、焼付硬化量及び耐パウ
ダリング性を付与するために０．００２ｗｔ％以下とす
る。
ＡＮは、鋼の脱酸のために必要であり、Ｔｉの歩留を向
上させるため、０．０１ｗｔ％以上必要である。
上させるため、０．０１ｗｔ％以上必要である。
一方、過剰の添加はコストアップとなるとともに、鋼中
に介在物を残すことになるため、上限は０．１ｗｔ％と
する。
に介在物を残すことになるため、上限は０．１ｗｔ％と
する。
Ｎは、熱延段階までにＴｉで固定されるため、多量のＴ
ｉＮが形成されると加工性の劣化を招くため、上限をＯ
，ＱＯ５ｗｔ％とする。
ｉＮが形成されると加工性の劣化を招くため、上限をＯ
，ＱＯ５ｗｔ％とする。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ及びＳを固定し、時効性を確保するのに
十分な添加量が必要である。ＳはＴｉとＣとともにＴｉ
Ｃ析出量として析出するため、有効Ｔｉ量を（１）式で
示したものとすれば、下限はＣをＴｉＣとして析出させ
る量であり、すなわち３２ １２ 以上の添加が必要である。しかし、過剰の添加は、Ｐ添
加量の高い場合はＴｉＰの析出によりｉ値の劣化を招く
と同時に、固溶Ｔ１が増えることはさらにＥＩＩも劣化
させるため上限をＴｉ量で０．１．ｗｔ％とする。
十分な添加量が必要である。ＳはＴｉとＣとともにＴｉ
Ｃ析出量として析出するため、有効Ｔｉ量を（１）式で
示したものとすれば、下限はＣをＴｉＣとして析出させ
る量であり、すなわち３２ １２ 以上の添加が必要である。しかし、過剰の添加は、Ｐ添
加量の高い場合はＴｉＰの析出によりｉ値の劣化を招く
と同時に、固溶Ｔ１が増えることはさらにＥＩＩも劣化
させるため上限をＴｉ量で０．１．ｗｔ％とする。
Ｂについては、二次加工性向上のために添加されるが、
本発明の場合、とくに規制されるものではない。しかし
、Ｐを添加して鋼の強度を高める場合、Ｐが粒界に偏析
するため粒界が脆化し、二次加工性の劣化を招くことが
ある。その場合には二次加工性を確保するためにＢを添
加する。
本発明の場合、とくに規制されるものではない。しかし
、Ｐを添加して鋼の強度を高める場合、Ｐが粒界に偏析
するため粒界が脆化し、二次加工性の劣化を招くことが
ある。その場合には二次加工性を確保するためにＢを添
加する。
０．０００１ｗｔ％未満ではその効果がなく、また過剰
の添加は鋼を硬質化し、加工性が劣化するとともに二次
加工性改善効果が飽和するため、上限を０．００３νｔ
％とする。
の添加は鋼を硬質化し、加工性が劣化するとともに二次
加工性改善効果が飽和するため、上限を０．００３νｔ
％とする。
次に本発明に従う製造方法について説明する。
１
再結晶焼鈍を含む溶融亜鉛めっき前処理工程及び合金化
処理工程以外はとくに規制されるものではなく、上述し
た化学成分を有する鋼は、通常の連続鋳造にてスラブと
して得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造されたもので
もかまわない。さらに通常の熱間圧延、酸洗及び冷間圧
延によって冷延板とする。
処理工程以外はとくに規制されるものではなく、上述し
た化学成分を有する鋼は、通常の連続鋳造にてスラブと
して得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造されたもので
もかまわない。さらに通常の熱間圧延、酸洗及び冷間圧
延によって冷延板とする。
溶融亜鉛めっき処理を施す前に必要な再結晶焼鈍は、延
性及び深絞り性を確保するため、再結晶や粒成長を十分
に行なわせると同時に、焼付硬化性及び耐パウダリング
性を付与するため、ＴｉＣを再溶解させる目的で８００
℃以上の温度域で１秒以上保持するものとする。しかし
、Ａ Ｃ３点を超える温度では変態に伴なう集合組織の
劣化によるＦ値の低下や結晶粒の粗大化による肌荒れの
原因となるため好ましくない。
性及び深絞り性を確保するため、再結晶や粒成長を十分
に行なわせると同時に、焼付硬化性及び耐パウダリング
性を付与するため、ＴｉＣを再溶解させる目的で８００
℃以上の温度域で１秒以上保持するものとする。しかし
、Ａ Ｃ３点を超える温度では変態に伴なう集合組織の
劣化によるＦ値の低下や結晶粒の粗大化による肌荒れの
原因となるため好ましくない。
再結晶焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施すまでの冷却は
固溶Ｃを粒界にも十分残留させる程度の冷却速度が必要
である。すなわち、５０℃／ｓ以下の冷却速度ではＣが
再析出し、溶融亜鉛めっき後２ 合金化処理を施しても耐パウダリング性が悪い。
固溶Ｃを粒界にも十分残留させる程度の冷却速度が必要
である。すなわち、５０℃／ｓ以下の冷却速度ではＣが
再析出し、溶融亜鉛めっき後２ 合金化処理を施しても耐パウダリング性が悪い。
さらに合金化処理後室温までの冷却は、焼付硬化量を確
保するためｌＯ℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。１
０℃／ｓ未満の冷却速度では再結晶焼鈍で再溶解したＴ
ｉＣが再び析出し、焼付硬化量が小さくなり好ましくな
い。なお、溶融亜鉛めっき処理前に連続焼鈍あるいは箱
焼鈍において再結晶を終了させておいてもさしつかえな
い。
保するためｌＯ℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。１
０℃／ｓ未満の冷却速度では再結晶焼鈍で再溶解したＴ
ｉＣが再び析出し、焼付硬化量が小さくなり好ましくな
い。なお、溶融亜鉛めっき処理前に連続焼鈍あるいは箱
焼鈍において再結晶を終了させておいてもさしつかえな
い。
（実 施 例）
実施例 Ｉ
Ｃ； ０．００２７ｗｔ％、Ｓ ｉ ； ０．１５ｗ
ｔ％、Ｍｎ；０．１１ｗｔ％、Ｐ Ｈ０，００８ｗｔ％
、Ｓ ； ０．００１５ｗｔ％、ＡΩ；０．０３２ｗｔ
％、Ｎ ； ０．００２０ｗｔ％、Ｂ ； ０．０００
５ｗｔ％、Ｔ ｉ ； ０．０３ｗｔ％、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼し、連続鋳造で
スラブにした。
ｔ％、Ｍｎ；０．１１ｗｔ％、Ｐ Ｈ０，００８ｗｔ％
、Ｓ ； ０．００１５ｗｔ％、ＡΩ；０．０３２ｗｔ
％、Ｎ ； ０．００２０ｗｔ％、Ｂ ； ０．０００
５ｗｔ％、Ｔ ｉ ； ０．０３ｗｔ％、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼し、連続鋳造で
スラブにした。
熱延は１１００℃で加熱後仕上温度を９３０℃とし、７
００℃で捲取った。酸洗後８０％の圧下率で冷間圧延を
施し、第１表に示すような条件で再結晶及び冷却を行な
い、溶融亜鉛めっき（４５０℃）及び合金化処理（５５
０℃）後、１％の調質圧延を行なった。
００℃で捲取った。酸洗後８０％の圧下率で冷間圧延を
施し、第１表に示すような条件で再結晶及び冷却を行な
い、溶融亜鉛めっき（４５０℃）及び合金化処理（５５
０℃）後、１％の調質圧延を行なった。
３
その後材質評価としてＪＩＳ Ｚ ２２０１． ５号試
験片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたがって
引張試験を行なった。
験片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたがって
引張試験を行なった。
焼付硬化量（ＢＨ）については、２％の予歪を与えて１
７０℃で２０分の保定を行なったときの処理前後での降
伏点応力の上昇量で表わした。
７０℃で２０分の保定を行なったときの処理前後での降
伏点応力の上昇量で表わした。
また、時効性については１００℃で６０分の保定後引張
試験を行ない、降伏点伸びの程度で評価した。
試験を行ない、降伏点伸びの程度で評価した。
一方、パウダリング性については前述したように１８０
°曲げ加工を実施し、曲げ加工部にセロテープを接着し
た後、これをはがしてテープに付着した剥離めっき層の
有無で評価した。第２表に結果をまとめて示す。
°曲げ加工を実施し、曲げ加工部にセロテープを接着し
た後、これをはがしてテープに付着した剥離めっき層の
有無で評価した。第２表に結果をまとめて示す。
４
第 １
表
Ｎｏ、 再結晶条件 冷却速度Ｉ
（’ＣＸ５） （’Ｃ／ｓ）
１ ７５０Ｘ４０ ８０
２ ８１、Ｏｘ’５ １．０３ ８３０Ｘ
５ ７０ ４ ８３０Ｘ２０ ９０ ５ ８５０ｘ３ ４０ ６ ８５０ｘ３ １００ ７ ９００Ｘ２ ３０ ８ ９００Ｘ５ １００ ９ ９１０ｘａ ９０ 考 比較法 比較法 比較法 本発明法 比較法 本発明法 比較法 本発明法 比較法 注）アンダーラインは本発明の範囲外 冷却速度Ｉ；再結晶後、溶融亜鉛めっき浴に入るまでの
冷却速度 冷却速度■；合金化処理後の冷却速度 溶融亜鉛めっき及び合金化処理前の再結晶条件及び冷却
速度、さらに合金化処理後の冷却速度が本発明の範囲に
従ったＮｏ、４．６及び８では３ｋｇ ｆ ／−のＢＨ
を有しかつ耐パウダリング性も良く、しかも時効性につ
いても問題ない材質が得られる。
５ ７０ ４ ８３０Ｘ２０ ９０ ５ ８５０ｘ３ ４０ ６ ８５０ｘ３ １００ ７ ９００Ｘ２ ３０ ８ ９００Ｘ５ １００ ９ ９１０ｘａ ９０ 考 比較法 比較法 比較法 本発明法 比較法 本発明法 比較法 本発明法 比較法 注）アンダーラインは本発明の範囲外 冷却速度Ｉ；再結晶後、溶融亜鉛めっき浴に入るまでの
冷却速度 冷却速度■；合金化処理後の冷却速度 溶融亜鉛めっき及び合金化処理前の再結晶条件及び冷却
速度、さらに合金化処理後の冷却速度が本発明の範囲に
従ったＮｏ、４．６及び８では３ｋｇ ｆ ／−のＢＨ
を有しかつ耐パウダリング性も良く、しかも時効性につ
いても問題ない材質が得られる。
Ｎｏ、 １は再結晶させるための温度が低く、若干硬質
気味であると同時に、ＴｉＣの再溶解が不十分でＢＨが
無く、また、耐パウダリング性が悪くめっき層の剥離が
認められる。再結晶後溶融亜鉛めっき浴までの冷却速度
（冷却速度Ｉ）が低くはずれたＮｏ、２．５及び７は再
溶解したＴｉＣが冷却中に析出し、合金化処理前に固溶
Ｃを粒界に十分に残すことができないため、合金化処理
が不十分となりめっき層の剥離を生じている。また、Ｂ
Ｈ量もほとんどない。また、合金化処理後の冷却速度（
冷却速度■）が低くはずれたＮ０８３は、冷却速度Ｉが
十分に速くてもやはり合金化処理後の冷却途中にＴｉＣ
が析出し固溶Ｃが減少するため、めっき層の剥離は生じ
ないもののＢＨ量が少ない。
気味であると同時に、ＴｉＣの再溶解が不十分でＢＨが
無く、また、耐パウダリング性が悪くめっき層の剥離が
認められる。再結晶後溶融亜鉛めっき浴までの冷却速度
（冷却速度Ｉ）が低くはずれたＮｏ、２．５及び７は再
溶解したＴｉＣが冷却中に析出し、合金化処理前に固溶
Ｃを粒界に十分に残すことができないため、合金化処理
が不十分となりめっき層の剥離を生じている。また、Ｂ
Ｈ量もほとんどない。また、合金化処理後の冷却速度（
冷却速度■）が低くはずれたＮ０８３は、冷却速度Ｉが
十分に速くてもやはり合金化処理後の冷却途中にＴｉＣ
が析出し固溶Ｃが減少するため、めっき層の剥離は生じ
ないもののＢＨ量が少ない。
７
Ｎｏ、 ９は再結晶させるための温度がＡ ｃ ａ点を
超えたため、結晶粒が粗大化するとともに集合組織が劣
化し、引張試験後に肌荒れが生じ、？値が低い値を示し
ている。
超えたため、結晶粒が粗大化するとともに集合組織が劣
化し、引張試験後に肌荒れが生じ、？値が低い値を示し
ている。
実施例 ２
第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造し
た後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶及び冷却は本
発明の範囲で一定の条件とし、溶融亜鉛めっき（４５０
℃）及び合金化処理（５５０℃）をした。すなわち、熱
延は１１５０℃で加熱した後９３０℃で仕上圧延を終了
し、６５０℃で捲取った。酸洗後８０％の冷間圧延を施
し、溶融亜鉛めっき前の再結晶焼鈍は８５０℃で１０ｓ
とし、１００９Ｃ／ｓで冷却した。また、合金化処理後
は８０℃／ｓで室温まで冷却した。合金化処理後１％の
調質圧延をし、実施例１と同じ方法で材質評価を行なう
とともに二次加工性の評価も行なった。
た後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶及び冷却は本
発明の範囲で一定の条件とし、溶融亜鉛めっき（４５０
℃）及び合金化処理（５５０℃）をした。すなわち、熱
延は１１５０℃で加熱した後９３０℃で仕上圧延を終了
し、６５０℃で捲取った。酸洗後８０％の冷間圧延を施
し、溶融亜鉛めっき前の再結晶焼鈍は８５０℃で１０ｓ
とし、１００９Ｃ／ｓで冷却した。また、合金化処理後
は８０℃／ｓで室温まで冷却した。合金化処理後１％の
調質圧延をし、実施例１と同じ方法で材質評価を行なう
とともに二次加工性の評価も行なった。
二次加工性については、第２図に示すように、試料を１
００φに打ち抜き、絞り比２．０で円筒に絞ったカップ
１を一５０℃のエタノール２中に浸し、８ テーパーポンチ３にのせて荷重Ｐを与えて、押し拡げ脆
性破壊の有無で判定し、○：脆脆性破壊柱なし、×：脆
性破壊割れありとした。
００φに打ち抜き、絞り比２．０で円筒に絞ったカップ
１を一５０℃のエタノール２中に浸し、８ テーパーポンチ３にのせて荷重Ｐを与えて、押し拡げ脆
性破壊の有無で判定し、○：脆脆性破壊柱なし、×：脆
性破壊割れありとした。
第４表に結果をまとめて示す。
本発明の範囲に従ったＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ及びＥ鋼は３ｋｇ
ｆ／−程度のＢＨを有しかつ、二次加工性及び耐パウダ
リング性も良好であり、時効性については問題ない材質
が得られる。
ｆ／−程度のＢＨを有しかつ、二次加工性及び耐パウダ
リング性も良好であり、時効性については問題ない材質
が得られる。
Ｃ及びＮ量が高くはずれ、その結果有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊
）も本発明の範囲からはずれてしまったＦ鋼は、ＢＨ量
が５ｋｇｆ／−と高く、剥離めっき層もなく耐パウダリ
ング性も良好であるが、固溶Ｃ量が多く残存するｔコめ
時効性に劣る。Ｇ鋼はＳｉ量が高くはずれたため、溶融
亜鉛めっきでの密着性が悪く、めっき層の剥離が生じた
。また、硬質となりＦ値が低い。Ｍｎｉが高くはずれた
Ｈ鋼は硬質化しＥΩ及び？値が低い。■鋼は、Ｓｉが本
発明の範囲から高くはずれたもので、耐パウダリング性
が悪いと同時に、ＢＨＪｉＬが無く二次加工性も悪い。
）も本発明の範囲からはずれてしまったＦ鋼は、ＢＨ量
が５ｋｇｆ／−と高く、剥離めっき層もなく耐パウダリ
ング性も良好であるが、固溶Ｃ量が多く残存するｔコめ
時効性に劣る。Ｇ鋼はＳｉ量が高くはずれたため、溶融
亜鉛めっきでの密着性が悪く、めっき層の剥離が生じた
。また、硬質となりＦ値が低い。Ｍｎｉが高くはずれた
Ｈ鋼は硬質化しＥΩ及び？値が低い。■鋼は、Ｓｉが本
発明の範囲から高くはずれたもので、耐パウダリング性
が悪いと同時に、ＢＨＪｉＬが無く二次加工性も悪い。
Ｊ鋼では、有効Ｔｉ ｍ （Ｔｉ＊）が９
本発明の範囲から低くはずれたため固溶Ｃ量が多く残存
し、ＢＨ量は高く、耐パウダリング性も良好であるが、
時効性に劣る。
し、ＢＨ量は高く、耐パウダリング性も良好であるが、
時効性に劣る。
（発明の効果）
本発明は自動車の内・外板用として使用される鋼板に対
し、優れた深絞り性を維持しながら、成形後の塗装焼付
により強度を高めることができ、あわせて耐パウダリン
グ性、二次加工性及び時効性にも優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この
発明により、プレス成形後の鋼板の高強度化が可能とな
ると同時に、自動車メーカーにおけるスポット溶接時の
チップの耐久性向上及び車体防錆の向上が可能となる。
し、優れた深絞り性を維持しながら、成形後の塗装焼付
により強度を高めることができ、あわせて耐パウダリン
グ性、二次加工性及び時効性にも優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この
発明により、プレス成形後の鋼板の高強度化が可能とな
ると同時に、自動車メーカーにおけるスポット溶接時の
チップの耐久性向上及び車体防錆の向上が可能となる。
第１図は、Ｓ添加量の本発明範囲を示す図表、第２図は
、本発明で用いた二次加工性を調査するための試験方法
の説明図である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫３ 第 ■ 図 ０１００ノ θ１θ０２ θ０６３ ｏ、０θ４ θθθ５ Ｓ着 （ｗｆ％つ
、本発明で用いた二次加工性を調査するための試験方法
の説明図である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫３ 第 ■ 図 ０１００ノ θ１θ０２ θ０６３ ｏ、０θ４ θθθ５ Ｓ着 （ｗｆ％つ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、 Ｐ：０．１ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００２ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、 Ｎ：０．００５ｗｔ％以下 を含むほか、 Ｔｉを（１）式で示される有効Ｔｉ量（Ｔｉ＾＊）で｛
〔Ｃｗｔ％〕−１２／３２〔Ｓｗｔ％〕｝×４ｗｔ％以
上、Ｔｉ量で０．１ｗｔ％以下 を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素からなる
鋼を、連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳
造後直ちにＡｒ＿３点以上の温度で仕上熱延を終了して
捲取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、８００
℃以上Ａｃ＿３点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍
を施した後、５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、次い
で溶融亜鉛めっき、さらに合金化処理を行なってから１
０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼
付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Ｔｉ＾＊＝〔Ｔｉｗｔ％〕−４８／１４〔Ｎｗｔ％〕−
２・４８／３２〔Ｓｗｔ％〕・・・・・・・・・（１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2674890A JP2812770B2 (ja) | 1990-02-06 | 1990-02-06 | 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2674890A JP2812770B2 (ja) | 1990-02-06 | 1990-02-06 | 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03232927A true JPH03232927A (ja) | 1991-10-16 |
| JP2812770B2 JP2812770B2 (ja) | 1998-10-22 |
Family
ID=12201916
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2674890A Expired - Lifetime JP2812770B2 (ja) | 1990-02-06 | 1990-02-06 | 焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2812770B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0617142A (ja) * | 1992-03-09 | 1994-01-25 | Kobe Steel Ltd | 深絞り性とめっき密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 |
| JPH0625755A (ja) * | 1992-07-09 | 1994-02-01 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
| EP0613961A1 (en) * | 1993-03-04 | 1994-09-07 | Kawasaki Steel Corporation | Alloyed hot dip galvanized steel sheet |
| US5897967A (en) * | 1996-08-01 | 1999-04-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Galvannealed steel sheet and manufacturing method thereof |
-
1990
- 1990-02-06 JP JP2674890A patent/JP2812770B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0617142A (ja) * | 1992-03-09 | 1994-01-25 | Kobe Steel Ltd | 深絞り性とめっき密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 |
| JPH0625755A (ja) * | 1992-07-09 | 1994-02-01 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
| EP0613961A1 (en) * | 1993-03-04 | 1994-09-07 | Kawasaki Steel Corporation | Alloyed hot dip galvanized steel sheet |
| US5897967A (en) * | 1996-08-01 | 1999-04-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Galvannealed steel sheet and manufacturing method thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2812770B2 (ja) | 1998-10-22 |
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