JPH04236751A - 成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 - Google Patents
成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法Info
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- JPH04236751A JPH04236751A JP1137791A JP1137791A JPH04236751A JP H04236751 A JPH04236751 A JP H04236751A JP 1137791 A JP1137791 A JP 1137791A JP 1137791 A JP1137791 A JP 1137791A JP H04236751 A JPH04236751 A JP H04236751A
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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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は優れた成形性とメッキ密
着性を有する超深絞り用合金化亜鉛メッキ鋼板およびそ
の製造法に関するものである。
着性を有する超深絞り用合金化亜鉛メッキ鋼板およびそ
の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来技術】極低炭素鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ等の炭
・窒化物形成元素を添加した所謂ＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓ
ｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）は、深絞り性と
非時効性が要求される高深絞り型冷延鋼板（ＥＤＤＱ）
を連続焼鈍で製造するための有力な素材として注目され
、今日の連続焼鈍プロセスの普及とともにその重要性が
認識されてきた。一方で、自動車車体に使用される防錆
鋼板の比率は近年急激に増加しており、近い将来自動車
用冷延鋼板の総てが防錆鋼板に置き替わることも十分に
予想される。一般に自動車車体に使用される防錆鋼板は
亜鉛メッキ鋼板であるが、近年、防錆効果を高める狙い
から、亜鉛メッキ鋼板を合金化処理して使用するケ−ス
が増加している。しかし、合金化処理を行って鋼板両面
に硬質のＦｅ−Ｚｎ合金層を形成させることは、下地鋼
板の塑性変形を拘束することにより、特に塑性異方性（
一般にｒ値で評価される特性で、大である程深絞り成形
性が良好）の低下と破断伸びの劣化をもたらす。したが
って、合金化亜鉛メッキ鋼板に優れた成形性を付与する
ためには、メッキ層の形成による材質劣化を考慮に入れ
、下地鋼板の材質レベルを高目に設定する必要があり、
このような観点から上記のＩＦ鋼を素材とする合金化亜
鉛メッキ鋼板が注目されている。
・窒化物形成元素を添加した所謂ＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓ
ｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）は、深絞り性と
非時効性が要求される高深絞り型冷延鋼板（ＥＤＤＱ）
を連続焼鈍で製造するための有力な素材として注目され
、今日の連続焼鈍プロセスの普及とともにその重要性が
認識されてきた。一方で、自動車車体に使用される防錆
鋼板の比率は近年急激に増加しており、近い将来自動車
用冷延鋼板の総てが防錆鋼板に置き替わることも十分に
予想される。一般に自動車車体に使用される防錆鋼板は
亜鉛メッキ鋼板であるが、近年、防錆効果を高める狙い
から、亜鉛メッキ鋼板を合金化処理して使用するケ−ス
が増加している。しかし、合金化処理を行って鋼板両面
に硬質のＦｅ−Ｚｎ合金層を形成させることは、下地鋼
板の塑性変形を拘束することにより、特に塑性異方性（
一般にｒ値で評価される特性で、大である程深絞り成形
性が良好）の低下と破断伸びの劣化をもたらす。したが
って、合金化亜鉛メッキ鋼板に優れた成形性を付与する
ためには、メッキ層の形成による材質劣化を考慮に入れ
、下地鋼板の材質レベルを高目に設定する必要があり、
このような観点から上記のＩＦ鋼を素材とする合金化亜
鉛メッキ鋼板が注目されている。
【０００３】従来、一般的に使用されてきたＩＦ鋼は、
Ｔｉを添加したＴｉ−ＩＦ鋼と、Ｎｂを添加したＮｂ−
ＩＦ鋼である。特に、Ｔｉは、強力な炭・窒化物形成元
素であると同時に、鋼中Ｓも硫化物として析出粗大化さ
せるため、Ｔｉ−ＩＦ鋼は極めて優れた深絞り性と延性
が幅広い成分範囲で安定して得られる特徴がある。しか
し一方では、酸化し易く、製鋼時に酸化物系の表面欠陥
が発生するため、厳密なスラブ手入れが必要である。ま
た、鋼中Ｃを完全にＴｉＣとして固定した場合、粒界強
度が低下し、深絞り脆性（２次加工脆化現象）が起こる
等の問題が顕在化する。この問題に対しては、微量のボ
ロン（Ｂ）を添加することが有効であることも知られて
いるが、その場合、Ｂを１０ｐｐｍ以上添加するとｒ値
の劣化（深絞り性の劣化）が問題となる。
Ｔｉを添加したＴｉ−ＩＦ鋼と、Ｎｂを添加したＮｂ−
ＩＦ鋼である。特に、Ｔｉは、強力な炭・窒化物形成元
素であると同時に、鋼中Ｓも硫化物として析出粗大化さ
せるため、Ｔｉ−ＩＦ鋼は極めて優れた深絞り性と延性
が幅広い成分範囲で安定して得られる特徴がある。しか
し一方では、酸化し易く、製鋼時に酸化物系の表面欠陥
が発生するため、厳密なスラブ手入れが必要である。ま
た、鋼中Ｃを完全にＴｉＣとして固定した場合、粒界強
度が低下し、深絞り脆性（２次加工脆化現象）が起こる
等の問題が顕在化する。この問題に対しては、微量のボ
ロン（Ｂ）を添加することが有効であることも知られて
いるが、その場合、Ｂを１０ｐｐｍ以上添加するとｒ値
の劣化（深絞り性の劣化）が問題となる。
【０００４】これに対し、Ｎｂ−ＩＦ鋼は主として鋼中
Ｃのみを固定し、鋼中固溶Ｃを固定することでＴｉ−Ｉ
Ｆ鋼と同様優れた深絞り性が得られるが、Ｎｂが過剰に
添加されるとＮｂＣ析出物による粒成長の抑制作用が顕
著となり、材質が劣化する。このため、Ｔｉ−ＩＦ鋼に
比べて適正成分範囲が狭いという問題がある。しかし、
Ｔｉに比べて酸化物系のスラブ欠陥を作らないため表面
品質が優れている、再結晶集合組織の形成過程でＴｉ−
ＩＦ鋼とは異なるｒ値の面内異方性が現われる等の点が
明らかにされている。
Ｃのみを固定し、鋼中固溶Ｃを固定することでＴｉ−Ｉ
Ｆ鋼と同様優れた深絞り性が得られるが、Ｎｂが過剰に
添加されるとＮｂＣ析出物による粒成長の抑制作用が顕
著となり、材質が劣化する。このため、Ｔｉ−ＩＦ鋼に
比べて適正成分範囲が狭いという問題がある。しかし、
Ｔｉに比べて酸化物系のスラブ欠陥を作らないため表面
品質が優れている、再結晶集合組織の形成過程でＴｉ−
ＩＦ鋼とは異なるｒ値の面内異方性が現われる等の点が
明らかにされている。
【０００５】このようにＴＩ−ＩＦ鋼とＮｂ−ＩＦ鋼は
、それぞれ材質上一長一短があるが、亜鉛メッキ鋼板を
前提とした場合、Ｎｂ−ＩＦ鋼の方が好ましいと考えら
れている。また、ＴｉとＮｂを複合添加することにより
、Ｔｉ−ＩＦ鋼と較べた特性を改善しようとする技術が
開示されている。例えば、溶融亜鉛メッキ特性を配慮し
た超深絞り用冷延鋼板として、ＮｂとＴｉを複合添加す
る技術は多数開示されているが、一般的にはＮｂとＴｉ
の量を極く限られた量に限定しており、深絞り性に関し
て十分な特性は得られていない。例えば、特開昭５９−
６７３１９号、特開昭５９−７４２３１号等はＮｂ＋Ｔ
ｉ＜０．０４ｗｔ％の範囲で開示されたものであり、そ
のｍｅａｎ−ｒ値も１．９未満である。また、特公昭６
１−３２３７５号は２．０以上のｍｅａｎ−ｒ値が得ら
れる技術であるが、 Ｔｉ≦（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎの範囲にＴ
ｉ量が限定されているため、高ｍｅａｎ−ｒ値化に対し
て６５０℃以上での熱延高温巻取りが不可避となる。ま
た、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００ｗｔ％、Ｎｂ：０．
００４〜０．０４ｗｔ％の範囲で添加する技術（特開平
１−１２３０５８号）が開示されているが、実施例から
判断してＴｉ≦０．４２ｗｔ％の範囲で開示された技術
であり、また、実施例中でｍｅａｎ−ｒ値≧２．２とな
っているのはＴｉのみを添加した鋼で合金化温度（焼鈍
温度と考えられる）を８８０℃とした場合であるが、こ
のような鋼板は合金層の密着性が劣化するという問題が
ある。一方、材質上の観点からも、ＴｉとＮｂの持つ特
質を融合させるべくＮｂとＴｉを複合添加する技術（特
公昭６１−３２３７５号）が開示されている。この技術
の骨子は、０．００３〜０．０２５ｗｔ％のＮｂと、０
．０１０〜０．０３７ｗｔ％のＴｉをそれぞれ、Ｎｂ＞
２．２３Ｃ ｛（４８／１４）・（Ｎ−０．００２）｝＜Ｔｉ＜（４
Ｃ＋３．４３Ｎ） の条件を満足する範囲で添加するもので、これにより、
上記したＮｂとＴｉの集合組織上の差異を融合させ、ｒ
値の面内異方性を改善する、コイル内の材質変動を小さ
くする等の効果を得ることを内容としている。
、それぞれ材質上一長一短があるが、亜鉛メッキ鋼板を
前提とした場合、Ｎｂ−ＩＦ鋼の方が好ましいと考えら
れている。また、ＴｉとＮｂを複合添加することにより
、Ｔｉ−ＩＦ鋼と較べた特性を改善しようとする技術が
開示されている。例えば、溶融亜鉛メッキ特性を配慮し
た超深絞り用冷延鋼板として、ＮｂとＴｉを複合添加す
る技術は多数開示されているが、一般的にはＮｂとＴｉ
の量を極く限られた量に限定しており、深絞り性に関し
て十分な特性は得られていない。例えば、特開昭５９−
６７３１９号、特開昭５９−７４２３１号等はＮｂ＋Ｔ
ｉ＜０．０４ｗｔ％の範囲で開示されたものであり、そ
のｍｅａｎ−ｒ値も１．９未満である。また、特公昭６
１−３２３７５号は２．０以上のｍｅａｎ−ｒ値が得ら
れる技術であるが、 Ｔｉ≦（４８／１２）Ｃ＋（４８／１４）Ｎの範囲にＴ
ｉ量が限定されているため、高ｍｅａｎ−ｒ値化に対し
て６５０℃以上での熱延高温巻取りが不可避となる。ま
た、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００ｗｔ％、Ｎｂ：０．
００４〜０．０４ｗｔ％の範囲で添加する技術（特開平
１−１２３０５８号）が開示されているが、実施例から
判断してＴｉ≦０．４２ｗｔ％の範囲で開示された技術
であり、また、実施例中でｍｅａｎ−ｒ値≧２．２とな
っているのはＴｉのみを添加した鋼で合金化温度（焼鈍
温度と考えられる）を８８０℃とした場合であるが、こ
のような鋼板は合金層の密着性が劣化するという問題が
ある。一方、材質上の観点からも、ＴｉとＮｂの持つ特
質を融合させるべくＮｂとＴｉを複合添加する技術（特
公昭６１−３２３７５号）が開示されている。この技術
の骨子は、０．００３〜０．０２５ｗｔ％のＮｂと、０
．０１０〜０．０３７ｗｔ％のＴｉをそれぞれ、Ｎｂ＞
２．２３Ｃ ｛（４８／１４）・（Ｎ−０．００２）｝＜Ｔｉ＜（４
Ｃ＋３．４３Ｎ） の条件を満足する範囲で添加するもので、これにより、
上記したＮｂとＴｉの集合組織上の差異を融合させ、ｒ
値の面内異方性を改善する、コイル内の材質変動を小さ
くする等の効果を得ることを内容としている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、以上のような
従来技術を子細に検討しても、亜鉛メッキ目付量が４０
〔ｇ／ｍ２〕／４０〔ｇ／ｍ２〕以上の合金化亜鉛メッ
キ鋼板で、ｍｅａｎ−ｒ値≧２．０、ｎ値≧０．２４の
バランスを有する鋼板の製造技術は開示されていない。
従来技術を子細に検討しても、亜鉛メッキ目付量が４０
〔ｇ／ｍ２〕／４０〔ｇ／ｍ２〕以上の合金化亜鉛メッ
キ鋼板で、ｍｅａｎ−ｒ値≧２．０、ｎ値≧０．２４の
バランスを有する鋼板の製造技術は開示されていない。
【０００７】近年、自動車車体に使用されている冷延鋼
板は、車体部品形状の複雑化、一体成形の促進、合金化
亜鉛メッキ鋼板の適用部品拡大などに呼応して、従来の
超深絞り用鋼板（ＥＤＤＱ）を超える成形性を有する鋼
板に対する要求が増している。こうした観点から、Ｔｉ
添加ＩＦ鋼をベースとして、深絞り成形重視型と張出し
成形重視型とに分けて製品開発を行った例（柴崎ら：「
材料とプロセス ２（１９８９）」ｐ．１９３１）も
報告されているが、この報告におけるｎ値とｍｅａｎ−
ｒ値のバランスは、前者（深絞り成形重視型）でｎ値＝
０．２６５、ｍｅａｎ−ｒ値＝２．５０、後者（張出し
成形重視型）でｎ値＝０．２７８、ｍｅａｎ−ｒ値＝２
．１５程度であり、これを合金化亜鉛めっき鋼板の下地
鋼板に適用した場合、本発明の目的とするような特性バ
ランスが得られないことは明らかである。
板は、車体部品形状の複雑化、一体成形の促進、合金化
亜鉛メッキ鋼板の適用部品拡大などに呼応して、従来の
超深絞り用鋼板（ＥＤＤＱ）を超える成形性を有する鋼
板に対する要求が増している。こうした観点から、Ｔｉ
添加ＩＦ鋼をベースとして、深絞り成形重視型と張出し
成形重視型とに分けて製品開発を行った例（柴崎ら：「
材料とプロセス ２（１９８９）」ｐ．１９３１）も
報告されているが、この報告におけるｎ値とｍｅａｎ−
ｒ値のバランスは、前者（深絞り成形重視型）でｎ値＝
０．２６５、ｍｅａｎ−ｒ値＝２．５０、後者（張出し
成形重視型）でｎ値＝０．２７８、ｍｅａｎ−ｒ値＝２
．１５程度であり、これを合金化亜鉛めっき鋼板の下地
鋼板に適用した場合、本発明の目的とするような特性バ
ランスが得られないことは明らかである。
【０００８】本発明は、実用上の観点から深絞り成形性
と張出し成形性を兼備した合金化亜鉛メッキ鋼板および
その製造法を開示するもので、亜鉛メッキ目付量が４０
〔ｇ／ｍ２〕／４０〔ｇ／ｍ２〕以上における、深絞り
性を評価する指標であるｍｅａｎ−ｒ値が２．０以上、
張出し性を評価する指標である加工硬化指数ｎ（１０％
〜２０％の引張り歪域で評価したｎ値）が０．２４以上
であり、且つ、プレス成形時のメッキ層の耐剥離性が極
めて優れた合金化亜鉛メッキ鋼板を得ることその目的と
する。
と張出し成形性を兼備した合金化亜鉛メッキ鋼板および
その製造法を開示するもので、亜鉛メッキ目付量が４０
〔ｇ／ｍ２〕／４０〔ｇ／ｍ２〕以上における、深絞り
性を評価する指標であるｍｅａｎ−ｒ値が２．０以上、
張出し性を評価する指標である加工硬化指数ｎ（１０％
〜２０％の引張り歪域で評価したｎ値）が０．２４以上
であり、且つ、プレス成形時のメッキ層の耐剥離性が極
めて優れた合金化亜鉛メッキ鋼板を得ることその目的と
する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】このため、本発明は次の
ような構成を有する。 （１） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗ
ｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０
．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦
Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％、０．
０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且つ、
（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ
＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔
ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・
〔ｗｔ
％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔
ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ
〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ
％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：
Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎ
ｂ〕）≦１４但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（
ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有す
る鋼板を下地鋼板とし、該鋼板の片面または両面に、亜
鉛メッキ目付量が片面当たり３０ｇ／ｍ２以上の合金化
亜鉛メッキ層を有する成形性に優れた合金化亜鉛メッキ
鋼板。 （２） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗ
ｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０
．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦
Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％、０．
０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且つ、
（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ
＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔
ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・
〔ｗｔ
％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔
ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ
〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ
％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：
Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎ
ｂ〕）≦１４但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（
ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有す
る鋼を、常法にて熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍し
、引き続き鋼板の片面または両面に目付量３０ｇ／ｍ２
以上の亜鉛メッキを施した後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を
施すことを特徴とする成形性に優れた合金化亜鉛メッキ
鋼板の製造方法。 （３） 上記（２）において、スラブ加熱温度≦１２
００℃、熱延巻取温度：５８０〜６４０℃で熱間圧延し
た後、圧延率：７６〜８４％で冷間圧延し、次いで８０
０℃〜８８０℃で連続焼鈍し、引き続き鋼板の片面また
は両面に目付量３０ｇ／ｍ２以上の亜鉛メッキを施した
後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を施すことを特徴とする成形
性に優れた合金化亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
ような構成を有する。 （１） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗ
ｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０
．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦
Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％、０．
０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且つ、
（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ
＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔
ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・
〔ｗｔ
％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔
ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ
〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ
％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：
Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎ
ｂ〕）≦１４但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（
ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有す
る鋼板を下地鋼板とし、該鋼板の片面または両面に、亜
鉛メッキ目付量が片面当たり３０ｇ／ｍ２以上の合金化
亜鉛メッキ層を有する成形性に優れた合金化亜鉛メッキ
鋼板。 （２） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗ
ｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０
．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦
Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％、０．
０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且つ、
（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ
＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔
ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・
〔ｗｔ
％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔
ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ
〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ
％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：
Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎ
ｂ〕）≦１４但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（
ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有す
る鋼を、常法にて熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍し
、引き続き鋼板の片面または両面に目付量３０ｇ／ｍ２
以上の亜鉛メッキを施した後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を
施すことを特徴とする成形性に優れた合金化亜鉛メッキ
鋼板の製造方法。 （３） 上記（２）において、スラブ加熱温度≦１２
００℃、熱延巻取温度：５８０〜６４０℃で熱間圧延し
た後、圧延率：７６〜８４％で冷間圧延し、次いで８０
０℃〜８８０℃で連続焼鈍し、引き続き鋼板の片面また
は両面に目付量３０ｇ／ｍ２以上の亜鉛メッキを施した
後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を施すことを特徴とする成形
性に優れた合金化亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【００１０】以下、本発明の詳細を説明する。本発明は
、■成分設計上の許容範囲が広い、■製造条件に対して
材質が安定している、■Ｎｂ添加鋼に比べて粒成長性に
優れる等の点から、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースとし、さら
に、表面性状の改善、集合組織制御、耐深絞り脆性改善
を狙いとして、Ｔｉ量に比して微量で且つＴｉ量との関
係で限定された量のＮｂを添加することを基本的な特徴
としている。
、■成分設計上の許容範囲が広い、■製造条件に対して
材質が安定している、■Ｎｂ添加鋼に比べて粒成長性に
優れる等の点から、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースとし、さら
に、表面性状の改善、集合組織制御、耐深絞り脆性改善
を狙いとして、Ｔｉ量に比して微量で且つＴｉ量との関
係で限定された量のＮｂを添加することを基本的な特徴
としている。
【００１１】まず、本発明において上述した従来技術と
根本的に異なる点は、以下の式で定義されるＴｉ＊／〔
Ｃ〕（原子量％比）を７以上と限定することにある。 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔
ｗｔ％Ｃ〕 〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔ
ｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ％Ｎ〕＋
（４８／３２）
・〔ｗｔ％Ｓ〕｝ 但し、
〔ｗｔ％Ｃ〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有
量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｓ〕 ：Ｓ含
有量（ｗｔ％）
根本的に異なる点は、以下の式で定義されるＴｉ＊／〔
Ｃ〕（原子量％比）を７以上と限定することにある。 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔
ｗｔ％Ｃ〕 〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔ
ｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ％Ｎ〕＋
（４８／３２）
・〔ｗｔ％Ｓ〕｝ 但し、
〔ｗｔ％Ｃ〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有
量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｓ〕 ：Ｓ含
有量（ｗｔ％）
【００１２】本発明では鋼中Ｃの固定に
際して十分な量のＴｉを添加することによって、炭・窒
化物の完全固定とそれら析出物の粗大化を狙いとしてい
る。図１は、Ｔｉ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｎｂ：
０ｗｔ％および０．００２〜０．０３ｗｔ％の範囲の鋼
について、上記Ｔｉ＊／〔Ｃ〕が下記に定義されるｍｅ
ａｎ−ｒ値およびΔｒ値に及ぼす影響を調べ、これを整
理したものである。 〔ｍｅａｎ−ｒ〕＝（〔ｒ０〕＋２〔ｒ４５〕
＋〔ｒ９０〕）／４
Δｒ＝（〔ｒ０〕＋〔ｒ９０〕−２〔ｒ４５〕）／２
但し、 〔ｒ０〕 ：鋼板圧延方
向でのｒ値 〔ｒ
４５〕：鋼板圧延方向に対し４５°方向でのｒ値
〔ｒ９０〕：鋼板圧延
方向に対し９０°方向でのｒ値同図によれば、微量のＮ
ｂが添加された場合、固溶Ｎｂとしての熱延板組織の細
粒化により、ｍｅａｎ−ｒ値のレベルが上昇することが
判る。
際して十分な量のＴｉを添加することによって、炭・窒
化物の完全固定とそれら析出物の粗大化を狙いとしてい
る。図１は、Ｔｉ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｎｂ：
０ｗｔ％および０．００２〜０．０３ｗｔ％の範囲の鋼
について、上記Ｔｉ＊／〔Ｃ〕が下記に定義されるｍｅ
ａｎ−ｒ値およびΔｒ値に及ぼす影響を調べ、これを整
理したものである。 〔ｍｅａｎ−ｒ〕＝（〔ｒ０〕＋２〔ｒ４５〕
＋〔ｒ９０〕）／４
Δｒ＝（〔ｒ０〕＋〔ｒ９０〕−２〔ｒ４５〕）／２
但し、 〔ｒ０〕 ：鋼板圧延方
向でのｒ値 〔ｒ
４５〕：鋼板圧延方向に対し４５°方向でのｒ値
〔ｒ９０〕：鋼板圧延
方向に対し９０°方向でのｒ値同図によれば、微量のＮ
ｂが添加された場合、固溶Ｎｂとしての熱延板組織の細
粒化により、ｍｅａｎ−ｒ値のレベルが上昇することが
判る。
【００１３】次に、本発明では、合金化亜鉛メッキ層形
成後のｍｅａｎ−ｒ値とドロ−ビ−ド剥離量との関係か
らＴｉとＮｂの添加量を限定した。図２は板厚０．８ｍ
ｍの冷延鋼板を８５０℃で焼鈍後、亜鉛浴温：４６０℃
、浴中Ａｌ量：０．１２％の各条件で両面５５ｇ／ｍ２
の亜鉛メッキを行ない、引き続き４９０℃で合金化処理
（合金化率１０％）した鋼板について、Ｔｉ、Ｎｂ添加
量およびＴｉ、Ｎｂの重量％比〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ
％Ｎｂ〕とドロ−ビ−ド（以下、ＤＢという）剥離量お
よびｍｅａｎ−ｒ値との関係を示したものである。これ
によれば、Ｔｉ量の増加はＣ≦０．００３％の鋼では結
果的にはＴｉ＊／〔Ｃ〕の増加をもたらし、ｍｅａｎ−
ｒ値は上昇するが、Ｔｉ単独添加ではＤＢ剥離量は増大
する。これに対し、Ｔｉ量に対してＮｂ量が増加すると
ＤＢ剥離量は軽減するが、過剰のＮｂの存在によりｍｅ
ａｎ−ｒ値が劣化する。以上の結果から、ｍｅａｎ−ｒ
値≧２．０、ＤＢ剥離量＜４ｇ／ｍ２の特性が得られる
成分系は、Ｔｉ：０．０４〜０．１２％、Ｎｂ：０．０
０５％〜０．０１４％で、且つ、７≦〔ｗｔ％Ｔｉ〕／
〔ｗｔ％Ｎｂ〕≦１４の範囲であり、さらに、ｍｅａｎ
−ｒ値≧２．２、ＤＢ剥離量＜４ｇ／ｍ２の特性が得ら
れる成分系は、Ｔｉ：０．０６〜０．１２％、Ｎｂ：０
．００５％〜０．０１２％で、且つ、７≦〔ｗｔ％Ｔｉ
〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕≦１４の範囲であることが判る。
成後のｍｅａｎ−ｒ値とドロ−ビ−ド剥離量との関係か
らＴｉとＮｂの添加量を限定した。図２は板厚０．８ｍ
ｍの冷延鋼板を８５０℃で焼鈍後、亜鉛浴温：４６０℃
、浴中Ａｌ量：０．１２％の各条件で両面５５ｇ／ｍ２
の亜鉛メッキを行ない、引き続き４９０℃で合金化処理
（合金化率１０％）した鋼板について、Ｔｉ、Ｎｂ添加
量およびＴｉ、Ｎｂの重量％比〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ
％Ｎｂ〕とドロ−ビ−ド（以下、ＤＢという）剥離量お
よびｍｅａｎ−ｒ値との関係を示したものである。これ
によれば、Ｔｉ量の増加はＣ≦０．００３％の鋼では結
果的にはＴｉ＊／〔Ｃ〕の増加をもたらし、ｍｅａｎ−
ｒ値は上昇するが、Ｔｉ単独添加ではＤＢ剥離量は増大
する。これに対し、Ｔｉ量に対してＮｂ量が増加すると
ＤＢ剥離量は軽減するが、過剰のＮｂの存在によりｍｅ
ａｎ−ｒ値が劣化する。以上の結果から、ｍｅａｎ−ｒ
値≧２．０、ＤＢ剥離量＜４ｇ／ｍ２の特性が得られる
成分系は、Ｔｉ：０．０４〜０．１２％、Ｎｂ：０．０
０５％〜０．０１４％で、且つ、７≦〔ｗｔ％Ｔｉ〕／
〔ｗｔ％Ｎｂ〕≦１４の範囲であり、さらに、ｍｅａｎ
−ｒ値≧２．２、ＤＢ剥離量＜４ｇ／ｍ２の特性が得ら
れる成分系は、Ｔｉ：０．０６〜０．１２％、Ｎｂ：０
．００５％〜０．０１２％で、且つ、７≦〔ｗｔ％Ｔｉ
〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕≦１４の範囲であることが判る。
【００１４】そこで、本発明における最も重要な添加元
素であるＴｉとＮｂについて、その限定理由を述べる。 Ｔｉは、既に述べたように強力な炭・窒化物形成元素で
あり、上記の■〜■のメリットが得られる元素である。 特に、平衡状態で鋼中Ｃを固定するためには、Ｔｉ＊／
〔Ｃ〕≧１であればよいが、析出物のサイズを十分に粗
大化させて優れた粒成長性とともに＜１１１＞／／ＮＤ
方位の再結晶粒の集積を高めるためには、Ｔｉ＊／〔Ｃ
〕≧７とすることが好ましいことが図１からも示唆され
る。したがって、本発明では、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７と規
定する。
素であるＴｉとＮｂについて、その限定理由を述べる。 Ｔｉは、既に述べたように強力な炭・窒化物形成元素で
あり、上記の■〜■のメリットが得られる元素である。 特に、平衡状態で鋼中Ｃを固定するためには、Ｔｉ＊／
〔Ｃ〕≧１であればよいが、析出物のサイズを十分に粗
大化させて優れた粒成長性とともに＜１１１＞／／ＮＤ
方位の再結晶粒の集積を高めるためには、Ｔｉ＊／〔Ｃ
〕≧７とすることが好ましいことが図１からも示唆され
る。したがって、本発明では、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７と規
定する。
【００１５】さらに本発明では、上記の規定に加えＴｉ
添加量として０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％と
規定する。Ｔｉが０．０４ｗｔ％未満では鋼中Ｃの固定
は可能であるが、ＴｉＣの粗大化が起こり難くなり、プ
ロセス上、熱延時に高温で巻取る等の対策が必要となる
。一方、０．１２ｗｔ％を超えて添加しても顕著な添加
効果が認められないばかりでなく、表面欠陥の顕在化、
合金コストの上昇等が問題となる。
添加量として０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％と
規定する。Ｔｉが０．０４ｗｔ％未満では鋼中Ｃの固定
は可能であるが、ＴｉＣの粗大化が起こり難くなり、プ
ロセス上、熱延時に高温で巻取る等の対策が必要となる
。一方、０．１２ｗｔ％を超えて添加しても顕著な添加
効果が認められないばかりでなく、表面欠陥の顕在化、
合金コストの上昇等が問題となる。
【００１６】Ｎｂは、本発明における必須添加元素であ
るが、その添加量は０．００５〜０．０１４ｗｔ％の微
量な範囲に限定する。特に、上述した図２に示されるよ
うに〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕を７〜１４の範囲
に限定することが、ｍｅａｎ−ｒ値のみならず、亜鉛メ
ッキの密着性を確保する上からも必要である。また、Ｎ
ｂを微量添加することは、耐深絞り脆性の改善にも効果
があることが明らかになった。このような効果を得るた
めも、Ｎｂ添加の下限は０．００５ｗｔ％と規定される
。また、添加量の上限については、製造条件による材質
変動が大きくなること、材質的に逆に硬化すること、合
金コストが上昇すること等の点から０．０１４ｗｔ％に
限定する。
るが、その添加量は０．００５〜０．０１４ｗｔ％の微
量な範囲に限定する。特に、上述した図２に示されるよ
うに〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕を７〜１４の範囲
に限定することが、ｍｅａｎ−ｒ値のみならず、亜鉛メ
ッキの密着性を確保する上からも必要である。また、Ｎ
ｂを微量添加することは、耐深絞り脆性の改善にも効果
があることが明らかになった。このような効果を得るた
めも、Ｎｂ添加の下限は０．００５ｗｔ％と規定される
。また、添加量の上限については、製造条件による材質
変動が大きくなること、材質的に逆に硬化すること、合
金コストが上昇すること等の点から０．０１４ｗｔ％に
限定する。
【００１７】さらに、本発明における副次的効果として
、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７の範囲でＴｉを添加した鋼におい
て微量のＮｂを添加すると、図３に示すように、連続鋳
造スラブの表面品質が著しく改善されることが明らかに
なった。このような効果が得られるメカニズムは必ずし
も明らかではないが、微量のＮｂが存在することによっ
て、スラブ表面でのＴｉの酸化反応が抑制されるためで
あると考えられる。この点からも、本発明の成分系は合
金化亜鉛メッキ鋼板の下地素材として優れた特性を有し
ていることが明らかになった。
、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７の範囲でＴｉを添加した鋼におい
て微量のＮｂを添加すると、図３に示すように、連続鋳
造スラブの表面品質が著しく改善されることが明らかに
なった。このような効果が得られるメカニズムは必ずし
も明らかではないが、微量のＮｂが存在することによっ
て、スラブ表面でのＴｉの酸化反応が抑制されるためで
あると考えられる。この点からも、本発明の成分系は合
金化亜鉛メッキ鋼板の下地素材として優れた特性を有し
ていることが明らかになった。
【００１８】次に、他の元素の限定理由について説明す
る。Ｃ：ｎ値の向上のためには、ＴｉＣのサイズのみな
らず、その総量を限定する必要があり、本発明では高ｎ
値を得るためＣの上限を０．００３０ｗｔ％と規定する
。Ｓｉ：一般の鋼のレベル程度でも、本発明の作用効果
に特に悪影響を及ぼすものではないが、延性のレベルを
高く維持し、また、亜鉛メッキの密着性を向上させるた
め０．０５ｗｔ％以下とする。Ｍｎ：ＴｉがＳの固定に
寄与するため、Ｍｎは一般の鋼のレベルより低くても問
題はないが、０．０５ｗｔ％未満では溶銑予備処理コス
トが上昇するため、下限を０．０５ｗｔ％と規定する。 一方、０．５０ｗｔ％を超えるとＭｎによる固溶強化に
よりＹＰが上昇し、ｎ値が低下する。このため、上限は
０．５０ｗｔ％と規定する。Ｐ：Ｐは粒界脆化元素であ
り、特に粒界が脆弱になり易いＩＦ鋼においては、その
上限は厳しく管理されなくてはならない。このため本発
明では、０．０２ｗｔ％をその上限とする。特に、上述
した微量Ｎｂの添加による耐深絞り脆性の顕著な改善効
果をより安定的なものとするためには、Ｐは０．０１ｗ
ｔ％以下とすることが好ましい。Ｓ：Ｓは、ＴｉＳとし
て析出することにより有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）を減少させ
る。したがって、本発明ではその上限を０．０２ｗｔ％
と規定する。
る。Ｃ：ｎ値の向上のためには、ＴｉＣのサイズのみな
らず、その総量を限定する必要があり、本発明では高ｎ
値を得るためＣの上限を０．００３０ｗｔ％と規定する
。Ｓｉ：一般の鋼のレベル程度でも、本発明の作用効果
に特に悪影響を及ぼすものではないが、延性のレベルを
高く維持し、また、亜鉛メッキの密着性を向上させるた
め０．０５ｗｔ％以下とする。Ｍｎ：ＴｉがＳの固定に
寄与するため、Ｍｎは一般の鋼のレベルより低くても問
題はないが、０．０５ｗｔ％未満では溶銑予備処理コス
トが上昇するため、下限を０．０５ｗｔ％と規定する。 一方、０．５０ｗｔ％を超えるとＭｎによる固溶強化に
よりＹＰが上昇し、ｎ値が低下する。このため、上限は
０．５０ｗｔ％と規定する。Ｐ：Ｐは粒界脆化元素であ
り、特に粒界が脆弱になり易いＩＦ鋼においては、その
上限は厳しく管理されなくてはならない。このため本発
明では、０．０２ｗｔ％をその上限とする。特に、上述
した微量Ｎｂの添加による耐深絞り脆性の顕著な改善効
果をより安定的なものとするためには、Ｐは０．０１ｗ
ｔ％以下とすることが好ましい。Ｓ：Ｓは、ＴｉＳとし
て析出することにより有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）を減少させ
る。したがって、本発明ではその上限を０．０２ｗｔ％
と規定する。
【００１９】Ｓｏｌ．Ａｌ：Ｔｉ添加鋼の場合、ＮはＴ
ｉＮとして固定されるため、Ｎを固定するだけの目的で
あれば、連続鋳造が可能な範囲でＡｌの添加量を低減す
ることはできる。しかし、本発明では、通常のＡｌキル
ド鋼並みにＡｌを添加する。これは、極低炭素鋼の鋳造
時の湯流れ性の改善に加えて、Ａｌで脱酸することによ
り、Ｔｉの酸化を抑制し、表面欠陥の発生を減ずるため
である。以上の観点から、Ｓｏｌ．Ａｌとして０．０３
ｗｔ％〜０．０６ｗｔ％の範囲に規定する。Ｎ：Ｎは、
ＩＦ鋼の材質面からは基本的には低い程好ましく、特に
、窒化物の減少に伴いｍｅａｎ−ｒ値が改善される。 しかし、本発明ではＴｉ＊／〔Ｃ〕を十分高いレベルに
設定していため、通常レベル程度のＮ量の変動では材質
上極端な変化はない。したがって、本発明ではｎ値、ｍ
ｅａｎ−ｒ値に対して許容されるレベルとして、その上
限を０．００４０ｗｔ％と規定する。
ｉＮとして固定されるため、Ｎを固定するだけの目的で
あれば、連続鋳造が可能な範囲でＡｌの添加量を低減す
ることはできる。しかし、本発明では、通常のＡｌキル
ド鋼並みにＡｌを添加する。これは、極低炭素鋼の鋳造
時の湯流れ性の改善に加えて、Ａｌで脱酸することによ
り、Ｔｉの酸化を抑制し、表面欠陥の発生を減ずるため
である。以上の観点から、Ｓｏｌ．Ａｌとして０．０３
ｗｔ％〜０．０６ｗｔ％の範囲に規定する。Ｎ：Ｎは、
ＩＦ鋼の材質面からは基本的には低い程好ましく、特に
、窒化物の減少に伴いｍｅａｎ−ｒ値が改善される。 しかし、本発明ではＴｉ＊／〔Ｃ〕を十分高いレベルに
設定していため、通常レベル程度のＮ量の変動では材質
上極端な変化はない。したがって、本発明ではｎ値、ｍ
ｅａｎ−ｒ値に対して許容されるレベルとして、その上
限を０．００４０ｗｔ％と規定する。
【００２０】本発明で開示した合金化亜鉛メッキ鋼板は
、常法にて製品としても従来の合金化亜鉛メッキ鋼板の
レベルを上回る特性を得ることができるが、本発明に規
定した成分系に最も良好な特性を付与するための製造方
法について以下に開示する。本発明の成分系に対しては
、スラブ加熱温度≦１２００℃、熱延巻取り温度：５８
０〜６４０℃、冷間圧延率：７６〜８４％、連続焼鈍温
度：８００〜８８０℃とすることが最も好ましい。
、常法にて製品としても従来の合金化亜鉛メッキ鋼板の
レベルを上回る特性を得ることができるが、本発明に規
定した成分系に最も良好な特性を付与するための製造方
法について以下に開示する。本発明の成分系に対しては
、スラブ加熱温度≦１２００℃、熱延巻取り温度：５８
０〜６４０℃、冷間圧延率：７６〜８４％、連続焼鈍温
度：８００〜８８０℃とすることが最も好ましい。
【００２１】この中で最も重要なのは、熱延巻取り温度
と冷間圧延率である。亜鉛メッキ鋼板の下地鋼板として
極めて高いｍｅａｎ−ｒ値を得るためには、熱延板中の
炭・窒化物が粗大化し、さらにフェライト粒径は小さい
方が好ましい。前者については、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７と
することにより、巻取り温度を下げることが可能となる
結果、これを達成できる。また、Ｎｂが固溶Ｎｂとして
細粒化に寄与するため、後者の状態が達成できる。この
効果を示す例として、図４に表１および表２中の鋼番１
３（Ｔｉ−Ｎｂ系）と鋼番１２（Ｔｉ系）における〔ｍ
ｅａｎ−ｒ〕値−ｎ値バランスに及ぼす巻取り温度の影
響（巻き取温度ＬＣＴ：６２０℃、巻き取温度ＨＣＴ：
６８０℃）を示す。図から明らかなように、Ｔｉ−Ｎｂ
系のｍｅａｎ−ｒ値は、Ｔｉ系のｍｅａｎ−ｒ値よりも
高く、さらに、６２０℃巻取りを行うことによって６８
０℃巻取りよりもｍｅａｎ−ｒ値が上昇することが判る
。以上のような結果を踏まえ、ｍｅａｎ−ｒ値の観点か
ら巻取り温度の上限は６４０℃とすることが好ましい。 但し、巻取り温度が５８０℃を下回ると、ＴｉＣが微細
に析出するため、製品のｍｅａｎ−ｒ値が低下してしま
う。このため、巻取り温度の下限は５８０℃とすること
が好ましい。
と冷間圧延率である。亜鉛メッキ鋼板の下地鋼板として
極めて高いｍｅａｎ−ｒ値を得るためには、熱延板中の
炭・窒化物が粗大化し、さらにフェライト粒径は小さい
方が好ましい。前者については、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧７と
することにより、巻取り温度を下げることが可能となる
結果、これを達成できる。また、Ｎｂが固溶Ｎｂとして
細粒化に寄与するため、後者の状態が達成できる。この
効果を示す例として、図４に表１および表２中の鋼番１
３（Ｔｉ−Ｎｂ系）と鋼番１２（Ｔｉ系）における〔ｍ
ｅａｎ−ｒ〕値−ｎ値バランスに及ぼす巻取り温度の影
響（巻き取温度ＬＣＴ：６２０℃、巻き取温度ＨＣＴ：
６８０℃）を示す。図から明らかなように、Ｔｉ−Ｎｂ
系のｍｅａｎ−ｒ値は、Ｔｉ系のｍｅａｎ−ｒ値よりも
高く、さらに、６２０℃巻取りを行うことによって６８
０℃巻取りよりもｍｅａｎ−ｒ値が上昇することが判る
。以上のような結果を踏まえ、ｍｅａｎ−ｒ値の観点か
ら巻取り温度の上限は６４０℃とすることが好ましい。 但し、巻取り温度が５８０℃を下回ると、ＴｉＣが微細
に析出するため、製品のｍｅａｎ−ｒ値が低下してしま
う。このため、巻取り温度の下限は５８０℃とすること
が好ましい。
【００２２】次に、冷間圧延率は、ｍｅａｎ−ｒ値と耐
深絞り脆性の観点から決定した。図５は、図４で使用し
た鋼について、スラブ加熱温度Ｈ：１２５０℃、Ｌ：１
１５０℃、巻取り温度ＬＣＴ：６２０℃、ＨＣＴ：６８
０℃、冷延率７５％、７９％、８２％の各条件で製造し
た鋼板の深絞り脆化遷移温度Ｔｔｈとｍｅａｎ−ｒ値の
バランスを示したものである。同図から明らかなように
、Ｔｉ−ＩＦ鋼の深絞り脆化臨界温度（Ｔｔｈ）は、微
量のＮｂ添加で改善される。特に、スラブ加熱温度：１
１５０℃、巻取り温度：６２０℃の条件で製造した場合
、Ｔｔｈは−９０℃程度まで改善される。また、Ｔｔｈ
は、ｍｅａｎ−ｒ値と同様に冷圧率依存性が認められる
。しかし、ｍｅａｎ−ｒ値が冷圧率を上げることによっ
て改善されるのに対し、Ｔｔｈは逆に上昇する。これは
、集合組織の変化に伴う粒界性格の変化と関連した現象
であると考えられる。そして、ｍｅａｎ−ｒ値の観点か
ら冷圧率の下限は７６％（望ましくは８０％）とするこ
とが好ましく、一方、上限に関しては、深絞り脆化対策
と圧延０°方向のｍｅａｎ−ｒ値の低下を考慮して、８
４％とすることが好ましい。
深絞り脆性の観点から決定した。図５は、図４で使用し
た鋼について、スラブ加熱温度Ｈ：１２５０℃、Ｌ：１
１５０℃、巻取り温度ＬＣＴ：６２０℃、ＨＣＴ：６８
０℃、冷延率７５％、７９％、８２％の各条件で製造し
た鋼板の深絞り脆化遷移温度Ｔｔｈとｍｅａｎ−ｒ値の
バランスを示したものである。同図から明らかなように
、Ｔｉ−ＩＦ鋼の深絞り脆化臨界温度（Ｔｔｈ）は、微
量のＮｂ添加で改善される。特に、スラブ加熱温度：１
１５０℃、巻取り温度：６２０℃の条件で製造した場合
、Ｔｔｈは−９０℃程度まで改善される。また、Ｔｔｈ
は、ｍｅａｎ−ｒ値と同様に冷圧率依存性が認められる
。しかし、ｍｅａｎ−ｒ値が冷圧率を上げることによっ
て改善されるのに対し、Ｔｔｈは逆に上昇する。これは
、集合組織の変化に伴う粒界性格の変化と関連した現象
であると考えられる。そして、ｍｅａｎ−ｒ値の観点か
ら冷圧率の下限は７６％（望ましくは８０％）とするこ
とが好ましく、一方、上限に関しては、深絞り脆化対策
と圧延０°方向のｍｅａｎ−ｒ値の低下を考慮して、８
４％とすることが好ましい。
【００２３】スラブ加熱温度と連続焼鈍温度に関しては
、前者は、図５で示した深絞り脆化の問題から上限を１
２００℃とし、後者は、十分な再結晶後の粒成長を図る
ため下限を８００℃に限定し、また、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧
７として粒成長性を改善した場合、Ａｃ３点直下で焼鈍
すると２次再結晶による異常粗大化が発生する可能性が
あるため、その上限を８８０℃に限定する。なお、本発
明の鋼板はバッチ焼鈍によって製造することも可能であ
り、得られる鋼板の材質は高温連続焼鈍材に較べて若干
劣るものの、従来鋼板に較べ優れた特性が得られるもの
である。特に、Ｔｉ−ＩＦ鋼を素材としバッチ焼鈍を実
施した場合には、過度の粒成長により肌荒れが生じると
いう問題があるが、本発明材ではこのような問題生じる
ことなくバッチ焼鈍を実施することができる。
、前者は、図５で示した深絞り脆化の問題から上限を１
２００℃とし、後者は、十分な再結晶後の粒成長を図る
ため下限を８００℃に限定し、また、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕≧
７として粒成長性を改善した場合、Ａｃ３点直下で焼鈍
すると２次再結晶による異常粗大化が発生する可能性が
あるため、その上限を８８０℃に限定する。なお、本発
明の鋼板はバッチ焼鈍によって製造することも可能であ
り、得られる鋼板の材質は高温連続焼鈍材に較べて若干
劣るものの、従来鋼板に較べ優れた特性が得られるもの
である。特に、Ｔｉ−ＩＦ鋼を素材としバッチ焼鈍を実
施した場合には、過度の粒成長により肌荒れが生じると
いう問題があるが、本発明材ではこのような問題生じる
ことなくバッチ焼鈍を実施することができる。
【００２４】以上は下地鋼板の特性を極めて良好なレベ
ルとするための基本製造条件であり、このようにして得
られた鋼板に亜鉛メッキ（溶融亜鉛メッキまたは電気亜
鉛メッキ）を実施して合金化亜鉛メッキ被膜を形成させ
ることにより、従来のメッキ鋼板に較べて極めて優れた
成形性を有する合金化亜鉛メッキ鋼板が得られる。
ルとするための基本製造条件であり、このようにして得
られた鋼板に亜鉛メッキ（溶融亜鉛メッキまたは電気亜
鉛メッキ）を実施して合金化亜鉛メッキ被膜を形成させ
ることにより、従来のメッキ鋼板に較べて極めて優れた
成形性を有する合金化亜鉛メッキ鋼板が得られる。
【００２５】上述のように本発明では、目付量３０ｇ／
ｍ２以上の合金化亜鉛メッキを有する鋼板において、ｍ
ｅａｎ−ｒ値≧２．０、ｎ値≧０．２４を狙いとしてＴ
ｉ＊／〔Ｃ〕および〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕の
限定を行うものである。ところで、低いＴｉ量でＴｉ＊
／〔Ｃ〕を７以上にするためには、Ｃ、Ｎ、Ｓの低減が
不可欠である。しかしこの場合、熱延板の組織が粗粒化
し易くなり、冷延、焼鈍後のｒ値の面内異方性が大きく
なる傾向がある。図６は以上の点に関し、Ｔｉ量とＴｉ
＊／〔Ｃ〕のバランスを変えた素材についてｍｅａｎ−
ｒ値とΔｒ値を調べた結果を示したものである（なお、
図中の斜めの線はＣ：０．００１ｗｔ％、Ｎ：０．００
１ｗｔ％、Ｓ：０．００１ｗｔ％の場合の、Ｔｉ量に対
するＴｉ＊／〔Ｃ〕の値を示す）。これによれば、Ｔｉ
＊／〔Ｃ〕≧７の領域でｍｅａｎ−ｒ値≧２．０は得ら
れるが、０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０６ｗｔ％の範囲
ではΔｒ≧０．４であるのに対し、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ
％の範囲ではΔｒ＜０．４となる。したがって、今日の
製鋼技術のレベルおよび製造コスト上の観点からして、
Ｃ、Ｎ、Ｓを極限まで低減するには限界があることを考
慮すると、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ％の範囲とすることが、
実用上より有利であるといえる。
ｍ２以上の合金化亜鉛メッキを有する鋼板において、ｍ
ｅａｎ−ｒ値≧２．０、ｎ値≧０．２４を狙いとしてＴ
ｉ＊／〔Ｃ〕および〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕の
限定を行うものである。ところで、低いＴｉ量でＴｉ＊
／〔Ｃ〕を７以上にするためには、Ｃ、Ｎ、Ｓの低減が
不可欠である。しかしこの場合、熱延板の組織が粗粒化
し易くなり、冷延、焼鈍後のｒ値の面内異方性が大きく
なる傾向がある。図６は以上の点に関し、Ｔｉ量とＴｉ
＊／〔Ｃ〕のバランスを変えた素材についてｍｅａｎ−
ｒ値とΔｒ値を調べた結果を示したものである（なお、
図中の斜めの線はＣ：０．００１ｗｔ％、Ｎ：０．００
１ｗｔ％、Ｓ：０．００１ｗｔ％の場合の、Ｔｉ量に対
するＴｉ＊／〔Ｃ〕の値を示す）。これによれば、Ｔｉ
＊／〔Ｃ〕≧７の領域でｍｅａｎ−ｒ値≧２．０は得ら
れるが、０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０６ｗｔ％の範囲
ではΔｒ≧０．４であるのに対し、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ
％の範囲ではΔｒ＜０．４となる。したがって、今日の
製鋼技術のレベルおよび製造コスト上の観点からして、
Ｃ、Ｎ、Ｓを極限まで低減するには限界があることを考
慮すると、Ｔｉ≧０．０６ｗｔ％の範囲とすることが、
実用上より有利であるといえる。
【００２６】
【実施例】〔実施例１〕表１および表２に示す鋼につい
て、スラブ加熱温度：１１５０℃、熱延仕上げ温度：９
００℃、巻取り温度：６２０℃、冷圧率：８２％で冷延
鋼板とした後、連続溶融亜鉛メッキラインにおいて、８
５０℃で焼鈍し、引き続き亜鉛浴温：４６０℃、合金化
処理温度：４９０℃の条件で亜鉛メッキおよび合金化処
理を行ない、合金化亜鉛メッキ鋼板を製造した。得られ
た製品（亜鉛メッキ目付量：４０〔ｇ／ｍ２〕／４０〔
ｇ／ｍ２〕、合金化率：１０％）について、材質特性と
メッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価した結果を表３お
よび表４に示す。
て、スラブ加熱温度：１１５０℃、熱延仕上げ温度：９
００℃、巻取り温度：６２０℃、冷圧率：８２％で冷延
鋼板とした後、連続溶融亜鉛メッキラインにおいて、８
５０℃で焼鈍し、引き続き亜鉛浴温：４６０℃、合金化
処理温度：４９０℃の条件で亜鉛メッキおよび合金化処
理を行ない、合金化亜鉛メッキ鋼板を製造した。得られ
た製品（亜鉛メッキ目付量：４０〔ｇ／ｍ２〕／４０〔
ｇ／ｍ２〕、合金化率：１０％）について、材質特性と
メッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価した結果を表３お
よび表４に示す。
【００２７】〔実施例２〕表１および表２に示される鋼
番８および１３（いずれも本発明鋼）について、連続溶
融亜鉛メッキ処理以前の製造条件を表５および表６に示
すように種々変化させ、得られた合金化亜鉛メッキ鋼板
の材質特性とメッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価した
。その結果を表７および表８に示す。
番８および１３（いずれも本発明鋼）について、連続溶
融亜鉛メッキ処理以前の製造条件を表５および表６に示
すように種々変化させ、得られた合金化亜鉛メッキ鋼板
の材質特性とメッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価した
。その結果を表７および表８に示す。
【００２８】〔実施例３〕表１および表２に示される鋼
番１０、１１、１３、２１について、メッキ条件とメッ
キ被膜性状を種々変化させ、得られた鋼板の材質特性と
メッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価した。その結果を
メッキ条件等とともに表９および表１０に示す。
番１０、１１、１３、２１について、メッキ条件とメッ
キ被膜性状を種々変化させ、得られた鋼板の材質特性と
メッキ層のドロ−ビ−ド剥離量を評価した。その結果を
メッキ条件等とともに表９および表１０に示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】
【表６】
【００３５】
【表７】
【００３６】
【表８】
【００３７】
【表９】
【００３８】
【表１０】
【図１】Ｔｉ添加ＩＦ鋼およびＴｉ−Ｎｂ添加ＩＦ鋼の
ｍｅａｎ−ｒ値およびΔｒ値に及ぼすＴｉ＊／〔Ｃ〕の
影響を示す図面である。
ｍｅａｎ−ｒ値およびΔｒ値に及ぼすＴｉ＊／〔Ｃ〕の
影響を示す図面である。
【図２】ｍｅａｎ−ｒ値とドロ−ビ−ド剥離量に及ぼす
Ｔｉ、Ｎｂ添加量および〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ
〕の影響を示す図面である。
Ｔｉ、Ｎｂ添加量および〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ
〕の影響を示す図面である。
【図３】Ｔｉ添加ＩＦ鋼のスラブ表面におけるピンホー
ル個数（２ｍｍスカーフ後）に及ぼす微量Ｎｂ添加の影
響を示す図面である。
ル個数（２ｍｍスカーフ後）に及ぼす微量Ｎｂ添加の影
響を示す図面である。
【図４】ｍｅａｎ−ｒ値とｎ値のバランスに及ぼす微量
Ｎｂ添加と熱延巻取り温度の影響を示す図面である。
Ｎｂ添加と熱延巻取り温度の影響を示す図面である。
【図５】ｍｅａｎ−ｒ値と深絞り脆化遷移温度（Ｔｔｈ
）のバランスに及ぼすスラブ加熱温度、巻取り温度およ
び冷圧率の影響を示す図面である。
）のバランスに及ぼすスラブ加熱温度、巻取り温度およ
び冷圧率の影響を示す図面である。
【図６】ｍｅａｎ−ｒ値とΔｒ値に及ぼすＴｉ量とＴｉ
＊／〔Ｃ〕のバランスの影響を示す図面である。
＊／〔Ｃ〕のバランスの影響を示す図面である。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．
０５ｗｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、
Ｐ≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗ
ｔ％≦Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４
０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％
、０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且
つ、 （Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ
＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔
ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・
〔ｗｔ
％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔
ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ
〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ
％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：
Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎ
ｂ〕）≦１４但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（
ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有す
る鋼板を下地鋼板とし、該鋼板の片面または両面に、亜
鉛メッキ目付量が片面当たり３０ｇ／ｍ２以上の合金化
亜鉛メッキ層を有する成形性の優れた合金化亜鉛メッキ
鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．
０５ｗｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、
Ｐ≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗ
ｔ％≦Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４
０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１４ｗｔ％
、０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１２ｗｔ％を含有し、且
つ、 （Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７ 但し、 Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ
＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕 〔
ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・
〔ｗｔ
％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔
ｗｔ％Ｓ〕｝ 〔ｗｔ％Ｃ
〕 ：Ｃ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）
〔ｗｔ％Ｎ〕 ：Ｎ含有量（ｗｔ
％） 〔ｗｔ％Ｓ〕 ：
Ｓ含有量（ｗｔ％）７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎ
ｂ〕）≦１４但し、 〔ｗｔ％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（
ｗｔ％）〔ｗｔ％Ｎｂ〕：Ｎｂ含有量（ｗｔ％）を満足
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有す
る鋼を、常法にて熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍し
、引き続き鋼板の片面または両面に目付量３０ｇ／ｍ２
以上の亜鉛メッキを施した後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を
施すことを特徴とする成形性の優れた合金化亜鉛メッキ
鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 スラブ加熱温度≦１２００℃、熱延巻
取温度：５８０〜６４０℃で熱間圧延した後、圧延率：
７６〜８４％で冷間圧延し、次いで８００℃〜８８０℃
で連続焼鈍し、引き続き鋼板の片面または両面に亜鉛メ
ッキを施した後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理を施すことを特
徴とする請求項２に記載の成形性の優れた合金化亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3011377A JP2616257B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3011377A JP2616257B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04236751A true JPH04236751A (ja) | 1992-08-25 |
| JP2616257B2 JP2616257B2 (ja) | 1997-06-04 |
Family
ID=11776326
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3011377A Expired - Fee Related JP2616257B2 (ja) | 1991-01-07 | 1991-01-07 | 成形性の優れた合金化亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2616257B2 (ja) |
Cited By (4)
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|---|---|---|---|---|
| US5997664A (en) * | 1996-04-01 | 1999-12-07 | Nkk Corporation | Method for producing galvanized steel sheet |
| JP2012020322A (ja) * | 2010-07-15 | 2012-02-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板用連続鋳造スラブの製造方法 |
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-
1991
- 1991-01-07 JP JP3011377A patent/JP2616257B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2616257B2 (ja) | 1997-06-04 |
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|---|---|---|---|
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