JPH06240366A - 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH06240366A JPH06240366A JP2456593A JP2456593A JPH06240366A JP H06240366 A JPH06240366 A JP H06240366A JP 2456593 A JP2456593 A JP 2456593A JP 2456593 A JP2456593 A JP 2456593A JP H06240366 A JPH06240366 A JP H06240366A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は加工の厳しい自動車部品等に使用す
る深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼
板の製造方法を提供するものである。 【構成】 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、Ｓ：０．０
１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％
を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３
％の内、１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅよりなる
スラブを用い、直ちにあるいは低温加熱後、Ａｒ3 点以
上で圧延を行い、巻取り、熱延鋼帯とし、これを冷延圧
下率６０％以上で圧延し、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍
温度７５０〜９００℃で焼鈍し、鋼帯とした後、溶融亜
鉛めっきラインで還元雰囲気炉内で５５０〜７００℃に
加熱し、冷却後溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛め
っきを行い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行
うことを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の高強
度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。なお、Ｎ
ｉを０．４〜１．０％添加してもよい。
る深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼
板の製造方法を提供するものである。 【構成】 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１％以下、Ｓ：０．０
１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％
を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３
％の内、１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅよりなる
スラブを用い、直ちにあるいは低温加熱後、Ａｒ3 点以
上で圧延を行い、巻取り、熱延鋼帯とし、これを冷延圧
下率６０％以上で圧延し、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍
温度７５０〜９００℃で焼鈍し、鋼帯とした後、溶融亜
鉛めっきラインで還元雰囲気炉内で５５０〜７００℃に
加熱し、冷却後溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛め
っきを行い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行
うことを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の高強
度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。なお、Ｎ
ｉを０．４〜１．０％添加してもよい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車をはじめとする機
械構造部材や一般加工用に使用される深絞り性の優れた
高強度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。
械構造部材や一般加工用に使用される深絞り性の優れた
高強度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。
【０００２】
【従来の技術】近年、省エネルギーや燃費軽減のために
鋼板の板厚を減少し高強度化する強い要求がある。これ
に対し、いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼等が開発され
てきたが、深絞り性の指標であるランクフォード値は必
ずしも高くなかった。一方、ランクフォード値が優れた
Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ冷延鋼板の技術として特公平２−
６８１４号公報記載の技術がある。この技術は箱焼鈍に
よりランクフォード値に有利な集合組織を形成させ、続
いて連続焼鈍にて（α＋γ）２相域から急冷することに
よりＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板とするものである。しか
し、この発明で得られる鋼板の引張強度はせいぜい４９
０ＭＰａ級であり、本発明の所定の強度には及ばない。
また、合金化溶融亜鉛めっきに関しては何等記述はな
い。
鋼板の板厚を減少し高強度化する強い要求がある。これ
に対し、いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼等が開発され
てきたが、深絞り性の指標であるランクフォード値は必
ずしも高くなかった。一方、ランクフォード値が優れた
Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ冷延鋼板の技術として特公平２−
６８１４号公報記載の技術がある。この技術は箱焼鈍に
よりランクフォード値に有利な集合組織を形成させ、続
いて連続焼鈍にて（α＋γ）２相域から急冷することに
よりＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板とするものである。しか
し、この発明で得られる鋼板の引張強度はせいぜい４９
０ＭＰａ級であり、本発明の所定の強度には及ばない。
また、合金化溶融亜鉛めっきに関しては何等記述はな
い。
【０００３】極低Ｃ系Ｃｕ添加鋼を利用した技術として
は特公平２−１５６０９号公報記載の技術がある。この
技術は連続焼鈍によりランクフォード値に有利な集合組
織を形成させるものである。しかし、引張強度はせいぜ
い４００ＭＰａ級であり、本発明の所定の強度には及ば
ない。また、合金化溶融亜鉛めっきに関しては何等記述
がない。
は特公平２−１５６０９号公報記載の技術がある。この
技術は連続焼鈍によりランクフォード値に有利な集合組
織を形成させるものである。しかし、引張強度はせいぜ
い４００ＭＰａ級であり、本発明の所定の強度には及ば
ない。また、合金化溶融亜鉛めっきに関しては何等記述
がない。
【０００４】このように引張強度５５０ＭＰａ級以上の
深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板に関す
る従来技術はなかった。
深絞り性の優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板に関す
る従来技術はなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、引張強
度５５０ＭＰａ以上で、深絞り性の優れた合金化溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を製造するために極低Ｃ系Ｃｕ添加鋼
に注目し、ラボにて実験を行った。表１に示す供試鋼を
真空溶解〜熱延〜冷延を行い、図１に示す焼鈍を行い、
引張強度およびランクフォード値を調査した。結果を図
２に示す。このように従来は引張強度がせいぜい４００
〜４５０ＭＰａ級の冷延鋼板しかなかったが、本発明に
よれば引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度−高ランクフ
ォード値の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板が製造でき
る。
度５５０ＭＰａ以上で、深絞り性の優れた合金化溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を製造するために極低Ｃ系Ｃｕ添加鋼
に注目し、ラボにて実験を行った。表１に示す供試鋼を
真空溶解〜熱延〜冷延を行い、図１に示す焼鈍を行い、
引張強度およびランクフォード値を調査した。結果を図
２に示す。このように従来は引張強度がせいぜい４００
〜４５０ＭＰａ級の冷延鋼板しかなかったが、本発明に
よれば引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度−高ランクフ
ォード値の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板が製造でき
る。
【０００６】
【表１】
【０００７】すなわち、深絞り性の指標であるランクフ
ォード値を向上させるためには、極低Ｃ系が有利であ
り、連続焼鈍ラインでランクフォード値に有利な集合組
織を形成させる。続いて、溶融亜鉛めっきラインで還元
雰囲気中の温度を規定することにより、Ｃｕの熱処理硬
化性を利用して高強度化するとともに、耐食性、溶接性
の優れた合金化溶融亜鉛めっきを施すものである。
ォード値を向上させるためには、極低Ｃ系が有利であ
り、連続焼鈍ラインでランクフォード値に有利な集合組
織を形成させる。続いて、溶融亜鉛めっきラインで還元
雰囲気中の温度を規定することにより、Ｃｕの熱処理硬
化性を利用して高強度化するとともに、耐食性、溶接性
の優れた合金化溶融亜鉛めっきを施すものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは以下の通りである。 （１） ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１％以
下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：
０．８〜２．０％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜
０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００
０１〜０．００３％の内、１種または２種以上を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし
た後、直ちにあるいは１０００〜１２００℃に加熱し、
熱間圧延を行うに当り、仕上温度（Ａｒ3点＋２０℃）
〜９５０℃で圧延を終了し、巻取り、熱延鋼帯とし、冷
延圧下率６０％以上で冷延を行い、続いて連続焼鈍ライ
ンで焼鈍温度７５０〜９００℃で焼鈍し、鋼帯とした
後、溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気内で５５０〜７
００℃で焼鈍し、冷却後溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶
融亜鉛めっきを行い、続いて合金化処理を４５０〜５５
０℃で行うことを特徴とする深絞り性が優れ、引張強度
が５５０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延
鋼板の製造方法。
ろは以下の通りである。 （１） ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１％以
下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：
０．８〜２．０％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜
０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００
０１〜０．００３％の内、１種または２種以上を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし
た後、直ちにあるいは１０００〜１２００℃に加熱し、
熱間圧延を行うに当り、仕上温度（Ａｒ3点＋２０℃）
〜９５０℃で圧延を終了し、巻取り、熱延鋼帯とし、冷
延圧下率６０％以上で冷延を行い、続いて連続焼鈍ライ
ンで焼鈍温度７５０〜９００℃で焼鈍し、鋼帯とした
後、溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気内で５５０〜７
００℃で焼鈍し、冷却後溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶
融亜鉛めっきを行い、続いて合金化処理を４５０〜５５
０℃で行うことを特徴とする深絞り性が優れ、引張強度
が５５０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延
鋼板の製造方法。
【０００９】（２）ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１％以
下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：
０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．１％以
下、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％
を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３
％の内、１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにある
いは１０００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を行うに
当り、仕上温度（Ａｒ3点＋２０℃）〜９５０℃で圧延
を終了し、巻取り、熱延鋼帯とし、冷延圧下率６０％以
上で冷延を行い、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍温度７５
０〜９００℃で焼鈍し、鋼帯とした後、溶融亜鉛めっき
ラインで還元雰囲気内で５５０〜７００℃で焼鈍し、冷
却後溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを行
い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行うことを
特徴とする深絞り性が優れ、引張強度が５５０ＭＰａ以
上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：
０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．１％以
下、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％
を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３
％の内、１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物よりなる鋼をスラブとした後、直ちにある
いは１０００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を行うに
当り、仕上温度（Ａｒ3点＋２０℃）〜９５０℃で圧延
を終了し、巻取り、熱延鋼帯とし、冷延圧下率６０％以
上で冷延を行い、続いて連続焼鈍ラインで焼鈍温度７５
０〜９００℃で焼鈍し、鋼帯とした後、溶融亜鉛めっき
ラインで還元雰囲気内で５５０〜７００℃で焼鈍し、冷
却後溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを行
い、続いて合金化処理を４５０〜５５０℃で行うことを
特徴とする深絞り性が優れ、引張強度が５５０ＭＰａ以
上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００１０】
【作用】次に本発明の各構成要件の限定理由について詳
述する。Ｃは０．０１％以下とする。これを超えるとラ
ンクフォード値に不利な集合組織が生成し、深絞り性が
低下する。Ｍｎは強度を付与する元素であり、０．２〜
２．０％の範囲で添加する。下限値未満では、目標強度
が得られない。２．０％を超える添加では製造上、Ｃの
ピックアップがあり、Ｃの上限値を満足できない。
述する。Ｃは０．０１％以下とする。これを超えるとラ
ンクフォード値に不利な集合組織が生成し、深絞り性が
低下する。Ｍｎは強度を付与する元素であり、０．２〜
２．０％の範囲で添加する。下限値未満では、目標強度
が得られない。２．０％を超える添加では製造上、Ｃの
ピックアップがあり、Ｃの上限値を満足できない。
【００１１】ＳｉはＳｉスケールの原因となり、めっき
密着性を低下させるので０．３％以下とする。Ａｌは脱
酸剤として必要であるが、０．１％を超えるとアルミナ
系介在物が増加し、延性を損ねる。Ｓは圧延方向に伸び
たＡ系介在物を増加させ、そこを起点にして割れが伝播
し、延性が低下するので上限値を０．０１％とする。
密着性を低下させるので０．３％以下とする。Ａｌは脱
酸剤として必要であるが、０．１％を超えるとアルミナ
系介在物が増加し、延性を損ねる。Ｓは圧延方向に伸び
たＡ系介在物を増加させ、そこを起点にして割れが伝播
し、延性が低下するので上限値を０．０１％とする。
【００１２】Ｐは強度および耐食性を付与する元素であ
る。しかし、０．１％を超えると延性が低下する。Ｃｕ
は本発明では重要な元素である。すなわち、溶融亜鉛め
っきラインでの還元雰囲気中の加熱およびその後の合金
化処理時にＣｕを析出させ、所定の強度を得る。０．８
％未満では効果がなく、２．０％を超える添加では効果
が飽和するとともにＣｕヘゲと呼ばれる表面欠陥が熱延
中に生じることがある。
る。しかし、０．１％を超えると延性が低下する。Ｃｕ
は本発明では重要な元素である。すなわち、溶融亜鉛め
っきラインでの還元雰囲気中の加熱およびその後の合金
化処理時にＣｕを析出させ、所定の強度を得る。０．８
％未満では効果がなく、２．０％を超える添加では効果
が飽和するとともにＣｕヘゲと呼ばれる表面欠陥が熱延
中に生じることがある。
【００１３】また、このＣｕヘゲを防止するにはＮｉ添
加が望ましい。０．４％未満では効果がなく、１．０％
を超えると効果が飽和するばかりでなく経済性を損ね
る。Ｔｉ、Ｎｂは鋼板中のＣ、Ｎを固定し、時効性を抑
制する。また、固溶Ｃを固定することにより連続焼鈍ラ
インで焼鈍する際に、深絞り性の指標であるランクフォ
ード値を向上させる｛１１１｝集合組織の集積度を高め
ることができる。そのためにはそれぞれ０．００１％以
上必要であり、０．１％を超えると形成した炭窒化物の
ために延性が低下する。
加が望ましい。０．４％未満では効果がなく、１．０％
を超えると効果が飽和するばかりでなく経済性を損ね
る。Ｔｉ、Ｎｂは鋼板中のＣ、Ｎを固定し、時効性を抑
制する。また、固溶Ｃを固定することにより連続焼鈍ラ
インで焼鈍する際に、深絞り性の指標であるランクフォ
ード値を向上させる｛１１１｝集合組織の集積度を高め
ることができる。そのためにはそれぞれ０．００１％以
上必要であり、０．１％を超えると形成した炭窒化物の
ために延性が低下する。
【００１４】Ｂは二次加工性の低下を防止する元素であ
る。そのためには０．０００１％以上必要であり、０．
００３％を超えると効果が飽和する。続いて熱延条件に
ついて説明する。上述したような鋼は通常転炉で溶製さ
れ、連続鋳造にてスラブとされる。転炉溶製後、種々の
二次精錬がなされることもある。このスラブは冷片、温
片あるいは熱片のまま加熱炉に装入される。
る。そのためには０．０００１％以上必要であり、０．
００３％を超えると効果が飽和する。続いて熱延条件に
ついて説明する。上述したような鋼は通常転炉で溶製さ
れ、連続鋳造にてスラブとされる。転炉溶製後、種々の
二次精錬がなされることもある。このスラブは冷片、温
片あるいは熱片のまま加熱炉に装入される。
【００１５】この時の加熱温度は１０００〜１２００℃
とする。下限は現状の連続熱延設備で生産性を落とさず
に操業できる範囲とした。上限値は１２００℃とする。
これを超えるとＣｕヘゲが発生し、表面性状が劣化す
る。さらにＮｉを前述の範囲で添加した場合には加熱温
度の上限値を１２５０℃とする。上限値はＮｉ添加によ
り向上するが、これを超えるとやはりＣｕヘゲを生じる
のを避けがたい。下限値は同様に現状の設備で採り得る
値とした。
とする。下限は現状の連続熱延設備で生産性を落とさず
に操業できる範囲とした。上限値は１２００℃とする。
これを超えるとＣｕヘゲが発生し、表面性状が劣化す
る。さらにＮｉを前述の範囲で添加した場合には加熱温
度の上限値を１２５０℃とする。上限値はＮｉ添加によ
り向上するが、これを超えるとやはりＣｕヘゲを生じる
のを避けがたい。下限値は同様に現状の設備で採り得る
値とした。
【００１６】熱間圧延での仕上温度は（Ａｒ3点＋２０
℃）〜９５０℃とする。下限値未満であると熱延板で強
い集合組織が形成され、連続焼鈍時にランクフォード値
に有利な集合組織が形成しにくくなり、ランクフォード
値が低下する。上限値は加熱温度との兼ね合いで、実機
で製造可能な値とした。冷間圧延率は６０％以上とす
る。これ未満ではランクフォード値に有利な｛１１１｝
集合組織の集積度が低下し、ランクフォード値が低下す
る。
℃）〜９５０℃とする。下限値未満であると熱延板で強
い集合組織が形成され、連続焼鈍時にランクフォード値
に有利な集合組織が形成しにくくなり、ランクフォード
値が低下する。上限値は加熱温度との兼ね合いで、実機
で製造可能な値とした。冷間圧延率は６０％以上とす
る。これ未満ではランクフォード値に有利な｛１１１｝
集合組織の集積度が低下し、ランクフォード値が低下す
る。
【００１７】連続焼鈍ラインでの焼鈍温度は７５０〜９
００℃とする。下限値未満では冷延時の加工組織が残存
し、ランクフォード値および延性が低下する。上限値は
現状の設備で採り得る値とした。溶融亜鉛めっきライン
での還元雰囲気中での温度は本発明では重要である。こ
れは５５０〜７００℃とする。下限値未満ではＣｕの析
出強化が不十分で、所定の強度が得られない。上限値を
超えるとＣｕの固溶限が広がりＣｕが固溶するため、Ｃ
ｕの析出強化が得られず、所定の強度が得られない。
００℃とする。下限値未満では冷延時の加工組織が残存
し、ランクフォード値および延性が低下する。上限値は
現状の設備で採り得る値とした。溶融亜鉛めっきライン
での還元雰囲気中での温度は本発明では重要である。こ
れは５５０〜７００℃とする。下限値未満ではＣｕの析
出強化が不十分で、所定の強度が得られない。上限値を
超えるとＣｕの固溶限が広がりＣｕが固溶するため、Ｃ
ｕの析出強化が得られず、所定の強度が得られない。
【００１８】
【実施例】表２に示す成分を有する鋼を転炉にて出鋼
し、真空脱ガス等の二次精錬を経てスラブとした。表２
の中でＡ〜Ｆの符号で示す鋼は本発明範囲内であり、Ｇ
〜Ｎで示す鋼は本発明範囲外である。
し、真空脱ガス等の二次精錬を経てスラブとした。表２
の中でＡ〜Ｆの符号で示す鋼は本発明範囲内であり、Ｇ
〜Ｎで示す鋼は本発明範囲外である。
【００１９】Ｇ鋼はＣｕが下限未満、Ｈ鋼はＣｕが上限
超、Ｉ鋼はＣが上限超、Ｊ鋼はＳｉが上限超、Ｋ鋼はＮ
ｂが上限超、Ｌ鋼はＰが上限超、Ｍ鋼はＳ、Ａｌが上限
超およびＮ鋼はＴｉが下限未満である。これらの鋼を表
３に示す条件で熱延〜冷間圧延〜酸洗〜連続焼鈍〜溶融
亜鉛めっきを行った。得られた鋼板の特性値も表３に示
す。
超、Ｉ鋼はＣが上限超、Ｊ鋼はＳｉが上限超、Ｋ鋼はＮ
ｂが上限超、Ｌ鋼はＰが上限超、Ｍ鋼はＳ、Ａｌが上限
超およびＮ鋼はＴｉが下限未満である。これらの鋼を表
３に示す条件で熱延〜冷間圧延〜酸洗〜連続焼鈍〜溶融
亜鉛めっきを行った。得られた鋼板の特性値も表３に示
す。
【００２０】引張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に準じ
た５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１記載の方法に
従って行った。また、ｒ値は１０％歪をかけた後、圧延
方向、９０°方向、４５°方向を測定し、下式で計算し
た。 ランクフォード値＝｛（圧延方向のｒ値＋９０°方向の
ｒ値＋（４５°方向のｒ値×２）｝／４ めっき密着性はインパクト試験で評価した。めっき剥離
がないものないし微量のものを良好とした。
た５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１記載の方法に
従って行った。また、ｒ値は１０％歪をかけた後、圧延
方向、９０°方向、４５°方向を測定し、下式で計算し
た。 ランクフォード値＝｛（圧延方向のｒ値＋９０°方向の
ｒ値＋（４５°方向のｒ値×２）｝／４ めっき密着性はインパクト試験で評価した。めっき剥離
がないものないし微量のものを良好とした。
【００２１】なお、熱延時にＣｕヘゲが生じ、表面性状
が著しく劣る鋼板は冷延後の工程は行わなかった。表３
においてＮｏ．１〜Ｎｏ．６は本発明例の鋼であり、本
発明の目的とする５５０ＭＰａ以上の引張強度とランク
フォード値が１．４以上の良好な深絞り性を有するとと
もにＳｉスケールおよびＣｕヘゲの発生はなく、めっき
後の表面性状も良好であった。
が著しく劣る鋼板は冷延後の工程は行わなかった。表３
においてＮｏ．１〜Ｎｏ．６は本発明例の鋼であり、本
発明の目的とする５５０ＭＰａ以上の引張強度とランク
フォード値が１．４以上の良好な深絞り性を有するとと
もにＳｉスケールおよびＣｕヘゲの発生はなく、めっき
後の表面性状も良好であった。
【００２２】Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１９は比較鋼である。Ｎ
ｏ．７はＣｕ量が下限値未満のため、溶融亜鉛めっきラ
インでの析出強化量が不足し、目標強度が得られていな
い。Ｎｏ．８はＣｕ量が上限超のため、熱延時にＣｕヘ
ゲが発成し、表面性状が著しく劣化した。
ｏ．７はＣｕ量が下限値未満のため、溶融亜鉛めっきラ
インでの析出強化量が不足し、目標強度が得られていな
い。Ｎｏ．８はＣｕ量が上限超のため、熱延時にＣｕヘ
ゲが発成し、表面性状が著しく劣化した。
【００２３】Ｎｏ．９はＣ量が上限超のため、焼鈍時に
固溶Ｃが存在し、｛１１１｝集合組織の集積度が低下し
た。このため、ランクフォード値が本発明鋼より低い。
Ｎｏ．１０はＳｉ量が上限超のため、めっき密着性が低
下した。Ｎｏ．１１はＴｉ、Ｎｂが上限超のため、Ｔ
ｉ、Ｎｂの炭窒化物が生成し、延性が低下した。
固溶Ｃが存在し、｛１１１｝集合組織の集積度が低下し
た。このため、ランクフォード値が本発明鋼より低い。
Ｎｏ．１０はＳｉ量が上限超のため、めっき密着性が低
下した。Ｎｏ．１１はＴｉ、Ｎｂが上限超のため、Ｔ
ｉ、Ｎｂの炭窒化物が生成し、延性が低下した。
【００２４】Ｎｏ．１２はＰ量が上限超のため、延性が
低下した。Ｎｏ．１３はＳ、Ａｌ量が上限超のため、介
在物が増加し延性が低下した。Ｎｏ．１４はＴｉ、Ｎｂ
が下限未満のため、Ｃ、Ｎを固定できず、焼鈍時に固溶
Ｃがあるためランクフォード値が低下した。また、固溶
Ｃ、Ｎが存在するため時効劣化を生じた。
低下した。Ｎｏ．１３はＳ、Ａｌ量が上限超のため、介
在物が増加し延性が低下した。Ｎｏ．１４はＴｉ、Ｎｂ
が下限未満のため、Ｃ、Ｎを固定できず、焼鈍時に固溶
Ｃがあるためランクフォード値が低下した。また、固溶
Ｃ、Ｎが存在するため時効劣化を生じた。
【００２５】Ｎｏ．１５は加熱温度が上限値超のため、
熱延時にＣｕヘゲが生じ、表面性状が著しく低下した。
Ｎｏ．１６は仕上温度が下限値未満のため、熱延時にラ
ンクフォード値に有害な集合組織が発達し、ランクフォ
ード値が低下した。Ｎｏ．１７は冷延率が下限値未満の
ため、ランクフォード値向上のために必要な｛１１１｝
集合組織の集積度が低下し、ランクフォード値が低下し
た。
熱延時にＣｕヘゲが生じ、表面性状が著しく低下した。
Ｎｏ．１６は仕上温度が下限値未満のため、熱延時にラ
ンクフォード値に有害な集合組織が発達し、ランクフォ
ード値が低下した。Ｎｏ．１７は冷延率が下限値未満の
ため、ランクフォード値向上のために必要な｛１１１｝
集合組織の集積度が低下し、ランクフォード値が低下し
た。
【００２６】Ｎｏ．１８は連続焼鈍ラインでの焼鈍温度
が下限値未満のため、ランクフォード値向上のために必
要な｛１１１｝集合組織の集積度が低下し、ランクフォ
ード値が低下した。Ｎｏ．１９は連続溶融亜鉛めっきラ
インでの還元雰囲気中の温度が下限値未満のため、Ｃｕ
の析出ないし、クラスター強化による強度向上が不十分
で目標強度が得られなかった。
が下限値未満のため、ランクフォード値向上のために必
要な｛１１１｝集合組織の集積度が低下し、ランクフォ
ード値が低下した。Ｎｏ．１９は連続溶融亜鉛めっきラ
インでの還元雰囲気中の温度が下限値未満のため、Ｃｕ
の析出ないし、クラスター強化による強度向上が不十分
で目標強度が得られなかった。
【００２７】Ｎｏ．２０は連続溶融亜鉛めっきラインで
の還元雰囲気中の温度が上限値超のため、Ｃｕが固溶
し、Ｃｕの析出ないし、クラスター強化による強度向上
が得られず、目標強度が得られなかった。
の還元雰囲気中の温度が上限値超のため、Ｃｕが固溶
し、Ｃｕの析出ないし、クラスター強化による強度向上
が得られず、目標強度が得られなかった。
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、深
絞り性の優れた５５０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を外観性状、めっき密着性を損ねるこ
となく提供できる。これにより厳しい深絞り加工が必要
な部材に本発明による鋼板を適用することにより、例え
ば自動車の軽量化が容易となり燃費の向上や省資源など
を可能にし得るものであり工業的価値は極めて高い。
絞り性の優れた５５０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を外観性状、めっき密着性を損ねるこ
となく提供できる。これにより厳しい深絞り加工が必要
な部材に本発明による鋼板を適用することにより、例え
ば自動車の軽量化が容易となり燃費の向上や省資源など
を可能にし得るものであり工業的価値は極めて高い。
【図１】連続焼鈍ライン（ＣＡＰＬ）の熱処理サイクル
および連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）の熱処理サ
イクルを示す図である。
および連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）の熱処理サ
イクルを示す図である。
【図２】図１に示す熱処理サイクルを施したＣｕ添加鋼
のランクフォード値と引張強度を示す図である。
のランクフォード値と引張強度を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 (72)発明者 永久 光政 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 ｍａｓｓ％でＣ：０．０１％以下、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃ
ｕ：０．８〜２．０％を含有し、さらにＮｂ：０．００
５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．
０００１〜０．００３％の内、１種または２種以上を含
み、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし
た後、直ちにあるいは１０００〜１２００℃に加熱し、
熱間圧延を行うに当り、仕上温度（Ａｒ3点＋２０℃）
〜９５０℃で圧延を終了し、巻取り、熱延鋼帯とし、冷
延圧下率６０％以上で冷延を行い、続いて連続焼鈍ライ
ンで焼鈍温度７５０〜９００℃で焼鈍し、鋼帯とした
後、溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気内で５５０〜７
００℃で焼鈍し、冷却後溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶
融亜鉛めっきを行い、続いて合金化処理を４５０〜５５
０℃で行うことを特徴とする深絞り性が優れ、引張強度
が５５０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 ｍａｓｓ％でＣ：０．０１％以下、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃ
ｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％の
内、１種または２種以上を含み、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし
た後、直ちにあるいは１０００〜１２５０℃に加熱し、
熱間圧延を行うに当り、仕上温度（Ａｒ3点＋２０℃）
〜９５０℃で圧延を終了し、巻取り、熱延鋼帯とし、冷
延圧下率６０％以上で冷延を行い、続いて連続焼鈍ライ
ンで焼鈍温度７５０〜９００℃で焼鈍し、鋼帯とした
後、溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気内で５５０〜７
００℃で焼鈍し、冷却後溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶
融亜鉛めっきを行い、続いて合金化処理を４５０〜５５
０℃で行うことを特徴とする深絞り性が優れ、引張強度
が５５０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2456593A JPH06240366A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 深絞り性の優れた高強度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 |
|---|---|---|---|
| JP2456593A JPH06240366A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 深絞り性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06240366A true JPH06240366A (ja) | 1994-08-30 |
Family
ID=12141682
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2456593A Pending JPH06240366A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 深絞り性の優れた高強度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) | JPH06240366A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6814819B2 (en) * | 2000-04-07 | 2004-11-09 | Jfe Steel Corporation | Methods of manufacturing hot-dip galvanized hot-rolled and cold-rolled steel sheets excellent in strain age hardening property |
| EP1854900A4 (en) * | 2005-02-28 | 2012-04-18 | Nippon Steel Corp | STEEL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO SULFURIC ACID TAUPUNKT CORROSION |
| CN106367686A (zh) * | 2016-08-30 | 2017-02-01 | 日照宝华新材料有限公司 | 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产耐候钢的方法 |
-
1993
- 1993-02-12 JP JP2456593A patent/JPH06240366A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6814819B2 (en) * | 2000-04-07 | 2004-11-09 | Jfe Steel Corporation | Methods of manufacturing hot-dip galvanized hot-rolled and cold-rolled steel sheets excellent in strain age hardening property |
| EP1854900A4 (en) * | 2005-02-28 | 2012-04-18 | Nippon Steel Corp | STEEL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO SULFURIC ACID TAUPUNKT CORROSION |
| US8361245B2 (en) | 2005-02-28 | 2013-01-29 | Nippon Steel Corporation | Steel excellent in resistance to sulfuric acid dew point corrosion |
| CN106367686A (zh) * | 2016-08-30 | 2017-02-01 | 日照宝华新材料有限公司 | 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产耐候钢的方法 |
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