JPH06264149A - 焼付硬化性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 引張強度が３９０〜５４０Ｎ／mm2程度で、
特に深絞り性に優れ、プレス成形時にパウダリングを起
こさない密着性に優れた焼付硬化性を有する深絞り用高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 【構成】 重量％で、０.０００５≦Ｃ≦０.００４、Ｓ
i≦０.１０、Ｍn≦０.５、Ｐ≦０.０５０、Ｓ≦０.２
０、０.０２０≦Ａl≦０.１２０、Ｎ≦０.００５、０.
８≦Ｃu≦２.０を含み、０.２×７.７５(Ｃ−０.００
５)≦Ｎb≦７.７５(Ｃ−０.０００５)で、０.３≦Ｎi／
Ｃu≦１.０で、Ｔi及びＢのいずれか１種を０.５×３.
４３Ｎ≦Ｔi≦１.５×３.４３Ｎ、０.５×０.８Ｎ≦１.
５×０.８Ｎの関係で含み、残部が鉄と不可避的不純物
の鋼をＡr3変態点以上で仕上圧延を終了し、５００℃以
上で巻取り、Ｃuを析出させた後、酸洗、冷間圧延後、
再結晶温度以上Ａr3変態点以下で焼鈍した、合金化溶融
亜鉛めっき鋼板。
特に深絞り性に優れ、プレス成形時にパウダリングを起
こさない密着性に優れた焼付硬化性を有する深絞り用高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 【構成】 重量％で、０.０００５≦Ｃ≦０.００４、Ｓ
i≦０.１０、Ｍn≦０.５、Ｐ≦０.０５０、Ｓ≦０.２
０、０.０２０≦Ａl≦０.１２０、Ｎ≦０.００５、０.
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５)≦Ｎb≦７.７５(Ｃ−０.０００５)で、０.３≦Ｎi／
Ｃu≦１.０で、Ｔi及びＢのいずれか１種を０.５×３.
４３Ｎ≦Ｔi≦１.５×３.４３Ｎ、０.５×０.８Ｎ≦１.
５×０.８Ｎの関係で含み、残部が鉄と不可避的不純物
の鋼をＡr3変態点以上で仕上圧延を終了し、５００℃以
上で巻取り、Ｃuを析出させた後、酸洗、冷間圧延後、
再結晶温度以上Ａr3変態点以下で焼鈍した、合金化溶融
亜鉛めっき鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は引張強度が３９０〜５４
０Ｎ／mm2程度の冷延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法に関し、特に深絞り性に優れ、かつプレス成形
時にパウダリングを起こさないめっき密着性に優れた焼
付硬化性(ＢＨ性)を有する深絞り用高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
０Ｎ／mm2程度の冷延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法に関し、特に深絞り性に優れ、かつプレス成形
時にパウダリングを起こさないめっき密着性に優れた焼
付硬化性(ＢＨ性)を有する深絞り用高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用外板としては、プレス成形時に
は降伏点が低く、良好な加工性を示し、その後の塗装焼
付け工程で降伏点が上昇し、耐デント性を高める焼付硬
化型鋼板が用いられている。現在では２７０〜３７０Ｎ
／mm2の引張強度を有する鋼板が車体防錆能向上の観点
から亜鉛めっき鋼板として広く用いられており、中でも
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、それ自体の高い防錆能に
加えて、厚目付け化が可能なため、広く使用されるに至
っている。
は降伏点が低く、良好な加工性を示し、その後の塗装焼
付け工程で降伏点が上昇し、耐デント性を高める焼付硬
化型鋼板が用いられている。現在では２７０〜３７０Ｎ
／mm2の引張強度を有する鋼板が車体防錆能向上の観点
から亜鉛めっき鋼板として広く用いられており、中でも
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、それ自体の高い防錆能に
加えて、厚目付け化が可能なため、広く使用されるに至
っている。
【０００３】溶融亜鉛めっきラインは、めっき処理の前
設備として再結晶焼鈍が可能な加熱炉を備えた連続ライ
ンであるため、冷延原板の場合は冷間圧延ままの鋼板を
再結晶焼鈍を兼ねて加熱し、めっき処理を施す。この場
合、低炭素鋼ではめっき処理後或いは合金化処理後、鋼
板の冷却速度が速いため鋼中に多量の固溶Ｃが残留する
ことにより、高いＢＨ性を示すが、同時に常温時効性の
劣化が著しくなるという問題点がある。
設備として再結晶焼鈍が可能な加熱炉を備えた連続ライ
ンであるため、冷延原板の場合は冷間圧延ままの鋼板を
再結晶焼鈍を兼ねて加熱し、めっき処理を施す。この場
合、低炭素鋼ではめっき処理後或いは合金化処理後、鋼
板の冷却速度が速いため鋼中に多量の固溶Ｃが残留する
ことにより、高いＢＨ性を示すが、同時に常温時効性の
劣化が著しくなるという問題点がある。
【０００４】一方、原板として極低炭素鋼を用い、Ｔ
i、Ｎb、Ｂ、Ａlなどの炭窒化物形成元素の添加で鋼中
の固溶Ｃ量を適正に制御することによって、常温時効性
の劣化なく、ＢＨ性を確保する方法が提案されており、
例えば、特開昭５７−７０２５８号公報にはＮbを添加
したＢＨ鋼板の製造方法が、特開昭６３−６９９２３号
公報にはＴi添加によるＢＨ鋼板の製造方法が、そして
特開平２−１９７５４９号公報にはＴi添加によるＢＨ
鋼板の製造方法が、特開平２−１９７５４９号公報には
ＴiとＮbを複合添加したＢＨ鋼板の製造方法がそれぞれ
開示されている。
i、Ｎb、Ｂ、Ａlなどの炭窒化物形成元素の添加で鋼中
の固溶Ｃ量を適正に制御することによって、常温時効性
の劣化なく、ＢＨ性を確保する方法が提案されており、
例えば、特開昭５７−７０２５８号公報にはＮbを添加
したＢＨ鋼板の製造方法が、特開昭６３−６９９２３号
公報にはＴi添加によるＢＨ鋼板の製造方法が、そして
特開平２−１９７５４９号公報にはＴi添加によるＢＨ
鋼板の製造方法が、特開平２−１９７５４９号公報には
ＴiとＮbを複合添加したＢＨ鋼板の製造方法がそれぞれ
開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの極低
炭素ＢＨ鋼板は、一般に軟質なため強度を高めるために
はＳi、Ｐ、Ｍnなどの固溶強化元素の添加に頼らざるを
得ない。しかし、Ｓiはめっきの密着性を劣化させるだ
けでなく、スケールに起因する表面外観の劣化を招きや
すいことから、また、Ｐは強化能は大きいものの合金化
を著しく遅らせるため、合金化処理温度の高温化、或い
は通板速度の低下を余儀なくされるため過度の添加が制
限される。一方、ＭnはＳiやＰのような表面品質の問題
や製造上の問題は少ないものの、固溶強化元素として用
いた場合は結晶粒の微細化を招き降伏点を上昇させるた
め、プレス成形時には降伏点が低いというＢＨ鋼板の利
点そのものを失うこととなる。
炭素ＢＨ鋼板は、一般に軟質なため強度を高めるために
はＳi、Ｐ、Ｍnなどの固溶強化元素の添加に頼らざるを
得ない。しかし、Ｓiはめっきの密着性を劣化させるだ
けでなく、スケールに起因する表面外観の劣化を招きや
すいことから、また、Ｐは強化能は大きいものの合金化
を著しく遅らせるため、合金化処理温度の高温化、或い
は通板速度の低下を余儀なくされるため過度の添加が制
限される。一方、ＭnはＳiやＰのような表面品質の問題
や製造上の問題は少ないものの、固溶強化元素として用
いた場合は結晶粒の微細化を招き降伏点を上昇させるた
め、プレス成形時には降伏点が低いというＢＨ鋼板の利
点そのものを失うこととなる。
【０００６】このように、極低炭素ＢＨ鋼板の場合は、
現在用いられている２７０〜３７０Ｎ／mm2の引張強度
程度は可能であっても、これ以上の高強度化は困難であ
り、自動車の燃費向上の観点から一層の高強度鋼板化が
要求される今後、大きな問題となることが予想される。
現在用いられている２７０〜３７０Ｎ／mm2の引張強度
程度は可能であっても、これ以上の高強度化は困難であ
り、自動車の燃費向上の観点から一層の高強度鋼板化が
要求される今後、大きな問題となることが予想される。
【０００７】本発明は、上記従来技術の問題点を解決
し、従来よりも引張強度が高く３９０〜５４０Ｎ／mm2
程度の高強度で、特に深絞り性に優れ、かつプレス成形
時にパウダリングを起こさないめっき密着性に優れた焼
付硬化性(ＢＨ性)を有する深絞り用高強度合金化溶融亜
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。
し、従来よりも引張強度が高く３９０〜５４０Ｎ／mm2
程度の高強度で、特に深絞り性に優れ、かつプレス成形
時にパウダリングを起こさないめっき密着性に優れた焼
付硬化性(ＢＨ性)を有する深絞り用高強度合金化溶融亜
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。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記課題
を解決するために引張強度が３９０〜５４０Ｎ／mm2程
度の焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造
し得る方策について鋭意検討した結果、鋼の高強度化を
Ｓi、Ｐ、Ｍnなどの元素の添加による固溶強化ではな
く、Ｃuの析出強化により行うことにより、深絞り性に
優れ、かつプレス成形時にパウダリングを起こさずめっ
き密着性に優れた焼付硬化性を有する深絞り用高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能であることを見出
し、ここに本発明を完成したものである。
を解決するために引張強度が３９０〜５４０Ｎ／mm2程
度の焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造
し得る方策について鋭意検討した結果、鋼の高強度化を
Ｓi、Ｐ、Ｍnなどの元素の添加による固溶強化ではな
く、Ｃuの析出強化により行うことにより、深絞り性に
優れ、かつプレス成形時にパウダリングを起こさずめっ
き密着性に優れた焼付硬化性を有する深絞り用高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能であることを見出
し、ここに本発明を完成したものである。
【０００９】すなわち、本発明は、０.０００５％≦Ｃ
≦０.００４％、Ｓi≦０.１０％、Ｍn≦０.５％、Ｐ≦
０.０５０％、Ｓ≦０.０２０％、０.０２０％≦Ａl≦
０.１２０％、Ｎ≦０.００５％、０.８％≦Ｃu≦２.０
％を含み、更に、Ｎbを０.２×７.７５(Ｃ−０.０００
５)≦Ｎb≦７.７５(Ｃ−０.０００５)の関係を満たす量
で含み、Ｎiを０.３≦Ｎi／Ｃu≦１.０の関係を満たす
量で含み、Ｔi及びＢのいずれか１種を０.５×３.４３
Ｎ≦Ｔi≦１.５×３.４３Ｎ、０.５×０.８Ｎ≦Ｂ≦１.
５×０.８Ｎの関係を満たす量で含み、残部が鉄及び不
可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに際し、Ａr3変
態点以上で仕上圧延を終了し、５００℃以上の温度で巻
取り、Ｃuを析出させた後、酸洗、冷間圧延後、再結晶
温度以上Ａr3変態点以下で焼鈍後、引き続いて溶融亜鉛
めっきを施し合金化処理することを特徴とする焼付硬化
性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法を要旨としている。
≦０.００４％、Ｓi≦０.１０％、Ｍn≦０.５％、Ｐ≦
０.０５０％、Ｓ≦０.０２０％、０.０２０％≦Ａl≦
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％を含み、更に、Ｎbを０.２×７.７５(Ｃ−０.０００
５)≦Ｎb≦７.７５(Ｃ−０.０００５)の関係を満たす量
で含み、Ｎiを０.３≦Ｎi／Ｃu≦１.０の関係を満たす
量で含み、Ｔi及びＢのいずれか１種を０.５×３.４３
Ｎ≦Ｔi≦１.５×３.４３Ｎ、０.５×０.８Ｎ≦Ｂ≦１.
５×０.８Ｎの関係を満たす量で含み、残部が鉄及び不
可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに際し、Ａr3変
態点以上で仕上圧延を終了し、５００℃以上の温度で巻
取り、Ｃuを析出させた後、酸洗、冷間圧延後、再結晶
温度以上Ａr3変態点以下で焼鈍後、引き続いて溶融亜鉛
めっきを施し合金化処理することを特徴とする焼付硬化
性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法を要旨としている。
【００１０】
【００１１】以下に本発明を具体的に説明する。まず、
本発明における鋼の化学成分限定理由を説明する。
本発明における鋼の化学成分限定理由を説明する。
【００１２】Ｃはプレス加工性、特に延性を向上させる
ために、少ないほど良く、０.００４％を上限とする。
しかし、０.０００５％未満では鋼中に全量固溶させた
ところで十分なＢＨ性が得られないので、これを下限と
する。
ために、少ないほど良く、０.００４％を上限とする。
しかし、０.０００５％未満では鋼中に全量固溶させた
ところで十分なＢＨ性が得られないので、これを下限と
する。
【００１３】Ｓiは多量に添加するとめっき密着性を著
しく劣化させるので、０.１０％以下とする。なお、０.
１０％以下であれば、合金化挙動に及ぼす影響は非常に
小さく無視できる。
しく劣化させるので、０.１０％以下とする。なお、０.
１０％以下であれば、合金化挙動に及ぼす影響は非常に
小さく無視できる。
【００１４】Ｍnは多量に添加してもめっき密着性を損
うことが少なく、強化能はやや低いものの有効な強化元
素として添加できる。しかし、０.５％を超えての添加
は、深絞り性の劣化を始め、加工性への悪影響が大きく
なるので、０.５％以下とする。
うことが少なく、強化能はやや低いものの有効な強化元
素として添加できる。しかし、０.５％を超えての添加
は、深絞り性の劣化を始め、加工性への悪影響が大きく
なるので、０.５％以下とする。
【００１５】Ｐは強化能が高く、鋼を高強度化する場合
には有効な強化元素として添加できる。しかし、０.０
５０％超えての添加は、溶融亜鉛めっき層の合金化が非
常に困難になるため、これを上限とする。
には有効な強化元素として添加できる。しかし、０.０
５０％超えての添加は、溶融亜鉛めっき層の合金化が非
常に困難になるため、これを上限とする。
【００１６】Ｓは鋼中でＭnによって析出物として固定
されるが、その量が増大すると加工性の劣化を招くの
で、０.０２０％以下とする。
されるが、その量が増大すると加工性の劣化を招くの
で、０.０２０％以下とする。
【００１７】Ａlは脱酸のため少なくとも０.０２０％以
上添加する。しかし、０.１２０％を超えて添加しても
コストアップになるだけでなく、表面性状を悪くするの
で、これを上限とする。
上添加する。しかし、０.１２０％を超えて添加しても
コストアップになるだけでなく、表面性状を悪くするの
で、これを上限とする。
【００１８】ＮはＴi或いはＢによって析出物として固
定されるが、多すぎると析出固定するに必要なＴiやＢ
の添加量が増し、コストアップになるだけでなく、加工
性を劣化させるので、０.００５％以下とする。
定されるが、多すぎると析出固定するに必要なＴiやＢ
の添加量が増し、コストアップになるだけでなく、加工
性を劣化させるので、０.００５％以下とする。
【００１９】Ｎbは鋼中のＣをＮbＣとして析出固定し、
ＢＨ性確保に必要な固溶Ｃ量を制御するために添加す
る。そのためには０.２×７.７５(Ｃ−０.０００５)％
以上の添加がないと鋼中の固溶Ｃ量が多くなりすぎ、Ｂ
Ｈ性は高いものの常温での時効劣化が極めて著しくな
る。一方、７.７５(Ｃ−０.０００５)％を超えて添加し
ても鋼中のＣがほぼ完全に析出固定され、加工性は良く
なるが、必要なＢＨ性が得られない。したがって、Ｎb
量は、０.２×７.７５(Ｃ−０.０００５)≦Ｎb≦７.７
５(Ｃ−０.０００５)の関係を満たす量で添加する。
ＢＨ性確保に必要な固溶Ｃ量を制御するために添加す
る。そのためには０.２×７.７５(Ｃ−０.０００５)％
以上の添加がないと鋼中の固溶Ｃ量が多くなりすぎ、Ｂ
Ｈ性は高いものの常温での時効劣化が極めて著しくな
る。一方、７.７５(Ｃ−０.０００５)％を超えて添加し
ても鋼中のＣがほぼ完全に析出固定され、加工性は良く
なるが、必要なＢＨ性が得られない。したがって、Ｎb
量は、０.２×７.７５(Ｃ−０.０００５)≦Ｎb≦７.７
５(Ｃ−０.０００５)の関係を満たす量で添加する。
【００２０】また、本発明では、Ｎの析出固定のためＴ
i或いはＢのどちらか一方を必須成分として添加する。
添加量は、それぞれＮに対する等量の０.５〜１.５倍で
よい。下限以下ではＮがＡlＮとして析出して結晶粒を
微細化し、ＹＰを上昇させるなど加工性への悪影響が大
きくなる。一方、１.５倍より多量に添加してもコスト
アップになるだけでなく、Ｔiの場合はＴiがＣと結合し
ＢＨ性を低下させる。また、Ｂの場合は固溶Ｂとして存
在し、深絞り性の低下を招く。したがって、Ｔi及びＢ
のいずれかを、０.５×３.４３Ｎ≦Ｔi≦１.５×３.４
３Ｎ、０.５×０.８Ｎ≦Ｂ≦１.５×０.８Ｎの関係を満
たす量で添加する。
i或いはＢのどちらか一方を必須成分として添加する。
添加量は、それぞれＮに対する等量の０.５〜１.５倍で
よい。下限以下ではＮがＡlＮとして析出して結晶粒を
微細化し、ＹＰを上昇させるなど加工性への悪影響が大
きくなる。一方、１.５倍より多量に添加してもコスト
アップになるだけでなく、Ｔiの場合はＴiがＣと結合し
ＢＨ性を低下させる。また、Ｂの場合は固溶Ｂとして存
在し、深絞り性の低下を招く。したがって、Ｔi及びＢ
のいずれかを、０.５×３.４３Ｎ≦Ｔi≦１.５×３.４
３Ｎ、０.５×０.８Ｎ≦Ｂ≦１.５×０.８Ｎの関係を満
たす量で添加する。
【００２１】Ｃuは、本発明では重要で析出強化を活用
して強度上昇を図る。しかし、０.８％未満ではその効
果が十分でなく、一方、２.０％を超えて添加しても硬
化が飽和するだけであるので、これを上限とする。
して強度上昇を図る。しかし、０.８％未満ではその効
果が十分でなく、一方、２.０％を超えて添加しても硬
化が飽和するだけであるので、これを上限とする。
【００２２】Ｎiは、Ｃu添加に起因する表面欠陥を防止
するため、Ｃuの添加量に応じて０.３〜１.０倍添加す
る。多量に添加してもコストアップになるだけであるの
で、１.０倍を上限とする。すなわち、Ｎiは０.３≦Ｎi
／Ｃu≦１.０の関係を満たす量で添加する。
するため、Ｃuの添加量に応じて０.３〜１.０倍添加す
る。多量に添加してもコストアップになるだけであるの
で、１.０倍を上限とする。すなわち、Ｎiは０.３≦Ｎi
／Ｃu≦１.０の関係を満たす量で添加する。
【００２３】なお、ＣuとＮiを添加した極低炭素鋼に関
しては、例えば、特開昭５８−８４９２８号公報に開示
されているが、そこではＣu、Ｎiの添加理由は耐食性と
ＢＨ性の向上にあり、その添加は必ずしも必須でなく、
本発明とは添加の目的で異なり、添加量も少ない。
しては、例えば、特開昭５８−８４９２８号公報に開示
されているが、そこではＣu、Ｎiの添加理由は耐食性と
ＢＨ性の向上にあり、その添加は必ずしも必須でなく、
本発明とは添加の目的で異なり、添加量も少ない。
【００２４】次に本発明の製造条件について説明する。
本発明の製造方法の各条件は以下の理由によって限定さ
れている。
本発明の製造方法の各条件は以下の理由によって限定さ
れている。
【００２５】熱間圧延は、基本的には常法に従って行え
ば良い。但し、熱間圧延仕上温度はＡr3変態点以上に規
定する。Ａr3変態点を下回ると、焼鈍後の深絞り性にと
って不利な集合組織が発達するので好ましくなく、ラン
ダムな集合組織の熱延板を得るため、Ａr3変態点以上で
仕上げることが必要である。しかし、あまり高い温度で
仕上げると、オーステナイトの粒成長が著しく変態後の
フェライト粒径が粗大化し、焼鈍後の深絞り性に好まし
くない。
ば良い。但し、熱間圧延仕上温度はＡr3変態点以上に規
定する。Ａr3変態点を下回ると、焼鈍後の深絞り性にと
って不利な集合組織が発達するので好ましくなく、ラン
ダムな集合組織の熱延板を得るため、Ａr3変態点以上で
仕上げることが必要である。しかし、あまり高い温度で
仕上げると、オーステナイトの粒成長が著しく変態後の
フェライト粒径が粗大化し、焼鈍後の深絞り性に好まし
くない。
【００２６】巻取温度は５００℃以上とすることによ
り、熱延板の段階で鋼中の不要なＣ、ＮをＮbやＴi、Ｂ
により析出物として固定し、深絞り性を向上させると共
に、熱延板の段階でＣuを析出物として析出させておく
が、焼鈍後析出処理という別工程が不要になるので好ま
しい。なお、巻取温度の上限は時に規定しないが、Ｃu
を十分に析出させるために７００℃を上限とするのが望
ましい。
り、熱延板の段階で鋼中の不要なＣ、ＮをＮbやＴi、Ｂ
により析出物として固定し、深絞り性を向上させると共
に、熱延板の段階でＣuを析出物として析出させておく
が、焼鈍後析出処理という別工程が不要になるので好ま
しい。なお、巻取温度の上限は時に規定しないが、Ｃu
を十分に析出させるために７００℃を上限とするのが望
ましい。
【００２７】熱間圧延後は、常法に従って酸洗、冷間圧
延を行う。冷間圧延の圧延率は特に制限しないが、深絞
り性向上のためには４０〜８５％で実施するのが望まし
い。
延を行う。冷間圧延の圧延率は特に制限しないが、深絞
り性向上のためには４０〜８５％で実施するのが望まし
い。
【００２８】焼鈍は、再結晶温度以上の高温で焼鈍する
方が加工性の観点からは良い。しかし、Ａc3変態点以上
の温度に加熱されると、逆に加工性が劣化するので好ま
しくない。また高温で長時間加熱すると熱延板中に析出
したＣuが再固溶し、強度低下がおこるので、できるだ
け短時間加熱が好ましく、例えば、均熱時間は１２０se
c以内にしたり、加熱速度、冷却速度を速めるなどする
のが好ましい。
方が加工性の観点からは良い。しかし、Ａc3変態点以上
の温度に加熱されると、逆に加工性が劣化するので好ま
しくない。また高温で長時間加熱すると熱延板中に析出
したＣuが再固溶し、強度低下がおこるので、できるだ
け短時間加熱が好ましく、例えば、均熱時間は１２０se
c以内にしたり、加熱速度、冷却速度を速めるなどする
のが好ましい。
【００２９】再結晶焼鈍後は、溶融亜鉛浴中でめっき
し、その後合金化処理を行うが、これらの処理温度はＣ
uの析出し易い温度域であるので、特に短時間化する必
要もなく、通常通り実施すればよい。なお、合金化溶融
亜鉛めっき処理後は必要に応じて調質圧延を施しても良
い。
し、その後合金化処理を行うが、これらの処理温度はＣ
uの析出し易い温度域であるので、特に短時間化する必
要もなく、通常通り実施すればよい。なお、合金化溶融
亜鉛めっき処理後は必要に応じて調質圧延を施しても良
い。
【００３０】次に本発明の実施例を示す。
【００３１】表１に示す化学成分の鋼を溶製し鋼スラブ
とした。このスラブをスラブ加熱温度１１５０℃、仕上
温度９１０℃で３.２mm厚まで熱間圧延し、平均冷却策
度５０℃／secで冷却した後、それぞれ表２に示す条件
で巻取りをした。酸洗後、０.８mm厚まで冷間圧延し(冷
延率７５％)、表２に示す条件で再結晶焼鈍後、引き続
き溶融亜鉛めっきを施し、板温５３０〜６００℃で合金
化処理を実施した。０.８％の伸び率の調質圧延後、機
械的特性を調査した。その結果を表２に示す。
とした。このスラブをスラブ加熱温度１１５０℃、仕上
温度９１０℃で３.２mm厚まで熱間圧延し、平均冷却策
度５０℃／secで冷却した後、それぞれ表２に示す条件
で巻取りをした。酸洗後、０.８mm厚まで冷間圧延し(冷
延率７５％)、表２に示す条件で再結晶焼鈍後、引き続
き溶融亜鉛めっきを施し、板温５３０〜６００℃で合金
化処理を実施した。０.８％の伸び率の調質圧延後、機
械的特性を調査した。その結果を表２に示す。
【００３２】表２より明らかなように、本発明例Ｎo.
１、２、４は、ｒ値が１.５以上の深絞り性と高いＢＨ
性を有しており、塗装後のめっき密着性も良好なレベル
にある。これらに対し、比較例Ｎo.３、５〜６、８、１
２では熱延巻取り温度、焼鈍温度或いは化学成分のいず
れかが本発明条件と異なるためにｒ値が低く、また比較
例Ｎo.７はＳi量が高いためめっき密着性が悪い。また
比較例Ｎo.９、１１はＮb、Ｔi量が本発明範囲より多い
ため十分なＢＨ量が確保できておらず、比較例Ｎo.１０
はＣu量が少ないため十分な強度が確保できていない。
１、２、４は、ｒ値が１.５以上の深絞り性と高いＢＨ
性を有しており、塗装後のめっき密着性も良好なレベル
にある。これらに対し、比較例Ｎo.３、５〜６、８、１
２では熱延巻取り温度、焼鈍温度或いは化学成分のいず
れかが本発明条件と異なるためにｒ値が低く、また比較
例Ｎo.７はＳi量が高いためめっき密着性が悪い。また
比較例Ｎo.９、１１はＮb、Ｔi量が本発明範囲より多い
ため十分なＢＨ量が確保できておらず、比較例Ｎo.１０
はＣu量が少ないため十分な強度が確保できていない。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
従来よりも引張強度が高く３９０〜５４０Ｎ／mm2程度
の高強度で、しかも深絞り性に優れ、かつプレス成形時
にパウダリングを起こさないめっき密着性に優れた焼付
硬化性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板を得ることができる。
従来よりも引張強度が高く３９０〜５４０Ｎ／mm2程度
の高強度で、しかも深絞り性に優れ、かつプレス成形時
にパウダリングを起こさないめっき密着性に優れた焼付
硬化性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板を得ることができる。
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 // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｔ 38/12 38/14
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、０.０００５％
≦Ｃ≦０.００４％、Ｓi≦０.１０％、Ｍn≦０.５％、
Ｐ≦０.０５０％、Ｓ≦０.０２０％、０.０２０％≦Ａl
≦０.１２０％、Ｎ≦０.００５％、０.８％≦Ｃu≦２.
０％を含み、更に、Ｎbを０.２×７.７５(Ｃ−０.００
０５)≦Ｎb≦７.７５(Ｃ−０.０００５)の関係を満たす
量で含み、Ｎiを０.３≦Ｎi／Ｃu≦１.０の関係を満た
す量で含み、Ｔi及びＢのいずれか１種を０.５×３.４
３Ｎ≦Ｔi≦１.５×３.４３Ｎ、０.５×０.８Ｎ≦Ｂ≦
１.５×０.８Ｎの関係を満たす量で含み、残部が鉄及び
不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに際し、Ａr3
変態点以上で仕上圧延を終了し、５００℃以上の温度で
巻取り、Ｃuを析出させた後、酸洗、冷間圧延後、再結
晶温度以上Ａr3変態点以下で焼鈍後、引き続いて溶融亜
鉛めっきを施し合金化処理することを特徴とする焼付硬
化性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7615093A JPH06264149A (ja) | 1993-03-09 | 1993-03-09 | 焼付硬化性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7615093A JPH06264149A (ja) | 1993-03-09 | 1993-03-09 | 焼付硬化性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06264149A true JPH06264149A (ja) | 1994-09-20 |
Family
ID=13596997
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7615093A Withdrawn JPH06264149A (ja) | 1993-03-09 | 1993-03-09 | 焼付硬化性を有する深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06264149A (ja) |
Cited By (1)
| 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 |
-
1993
- 1993-03-09 JP JP7615093A patent/JPH06264149A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| 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 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000509 |