JPS5819465A - プレス成形性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法Info
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- JPS5819465A JPS5819465A JP56116488A JP11648881A JPS5819465A JP S5819465 A JPS5819465 A JP S5819465A JP 56116488 A JP56116488 A JP 56116488A JP 11648881 A JP11648881 A JP 11648881A JP S5819465 A JPS5819465 A JP S5819465A
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- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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】
メッキ鋼板の製造方法に関する。
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法としては種々の方式があ
るが、センジミャ方式等のライン内焼鈍炉を有する連続
亜鉛メツキラインによる方法が好演的に有利とされ、一
般化している。しかしこのようなライン内焼鈍方式は急
速加熱、短時間均熱及び急速冷却を行うため、これによ
って得られる製品は総じてプレス成形性に劣るという問
題があり、このため、従来溶融亜鉛メッキ鋼板の用途は
プレス成形性があまり要求されない種類の本のに限られ
ていた。しかし、最近溶融亜鉛メッキ鋼板はその優れた
防錆能力が再認識され、自動車用部品等の高度にプレス
成形性が要求される用途に対しても大量に使用するとい
う要望が強まっており、このような要望の中で溶融亜鉛
メッキ鋼板に高度なプレス成形性を付与せんとする提案
が種々なされている。即ち、ライン内焼鈍方式の連続溶
融亜鉛メツキラインを使用してプレス成形性に優れた溶
融亜鉛メッキ鋼板を製造するための方法としては現在の
ところ以下のようなものがあげられる。
るが、センジミャ方式等のライン内焼鈍炉を有する連続
亜鉛メツキラインによる方法が好演的に有利とされ、一
般化している。しかしこのようなライン内焼鈍方式は急
速加熱、短時間均熱及び急速冷却を行うため、これによ
って得られる製品は総じてプレス成形性に劣るという問
題があり、このため、従来溶融亜鉛メッキ鋼板の用途は
プレス成形性があまり要求されない種類の本のに限られ
ていた。しかし、最近溶融亜鉛メッキ鋼板はその優れた
防錆能力が再認識され、自動車用部品等の高度にプレス
成形性が要求される用途に対しても大量に使用するとい
う要望が強まっており、このような要望の中で溶融亜鉛
メッキ鋼板に高度なプレス成形性を付与せんとする提案
が種々なされている。即ち、ライン内焼鈍方式の連続溶
融亜鉛メツキラインを使用してプレス成形性に優れた溶
融亜鉛メッキ鋼板を製造するための方法としては現在の
ところ以下のようなものがあげられる。
イ）過時効処理を行う。
口）前焼鈍材を素材として使う。
ハ）脱ガス極低ＥＣ） −［Ｔｉ ）添加鋼等の所゛謂
１１ｍ管素材として使う。
１１ｍ管素材として使う。
上記イ）゛の方法は過飽和同断Ｃり析出により 加工性
（主として延性）と時効性の改善を図ることを主目的と
しているが、深絞り性の改善に対しては何ら効果がない
という問題がある。
（主として延性）と時効性の改善を図ることを主目的と
しているが、深絞り性の改善に対しては何ら効果がない
という問題がある。
また口）の方法は冷延後、連続式溶融メツキラインで処
理する前に箱焼鈍を行うことをその内容とするもので、
深絞９性に優れた鋼板を製造することが可能である。し
かしながら、この方法は箱焼鈍を行うという点で能率面
での問題があり、またこのための工程を余分に必要とす
るところから、製造コストからも極めて不利であるとい
う問題がある。さらにハ）の方法は再結晶温度以上の焼
鈍温度さえ確保すればよく、このため焼鈍工程は非常に
単純となるという利点があるものの、（Ｔｉ）等の炭窒
化物形成元素を固溶〔Ｃ）、 （Ｎ）を完全に固定する
のに必要な量の数倍程度と多量に添加する必要がＴｏシ
、素材の製造コストが非常に高くなるという問題がある
。このように、従来法は得られる鋼板の材質や製造コス
ト等の面で何らかの難点を有している。
理する前に箱焼鈍を行うことをその内容とするもので、
深絞９性に優れた鋼板を製造することが可能である。し
かしながら、この方法は箱焼鈍を行うという点で能率面
での問題があり、またこのための工程を余分に必要とす
るところから、製造コストからも極めて不利であるとい
う問題がある。さらにハ）の方法は再結晶温度以上の焼
鈍温度さえ確保すればよく、このため焼鈍工程は非常に
単純となるという利点があるものの、（Ｔｉ）等の炭窒
化物形成元素を固溶〔Ｃ）、 （Ｎ）を完全に固定する
のに必要な量の数倍程度と多量に添加する必要がＴｏシ
、素材の製造コストが非常に高くなるという問題がある
。このように、従来法は得られる鋼板の材質や製造コス
ト等の面で何らかの難点を有している。
本発明は以上のような従来の問題点を解消すぺ〈創案さ
れたもので、プレス成形性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板
を、能率良くしかも低コストで製造することができる方
法を提供せんとするものであり、その特徴は、〔Ｃ〕二
０．０１０％以下、［Ｓｉ） ： ０．３０％以下、ロ
ー〕 ＝０．０５〜０．３０％、（ＳｏｔＡｔ’ｌ ：
０．０７０Ｘ以下、［Ｎ］： ０．００５０％以下、
［Ｂ］： ０．００１０〜０゜００５０％、残部〔Ｆ・
〕及び不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延段階で仕
上温度８５０〜９００℃ で圧延し先後巻取り、次いで
圧延率６０％以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上Ａ
ｓ変態点以下で焼鈍し、引き続き溶融亜鉛メッキを施す
ことにある。また他の特徴は、上記成分系に加え〔Ｔｉ
） （隅） ［”Ｚｒ］ （Ｖ）のうち１種又は２種以
上を合計で０．００１〜０．１００％含有せしめること
にある。以上により、プレス成形性に優れた溶融亜鉛メ
ッキ鋼板を能率良くしかも低コストで製造することが容
品に可能となる。
れたもので、プレス成形性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板
を、能率良くしかも低コストで製造することができる方
法を提供せんとするものであり、その特徴は、〔Ｃ〕二
０．０１０％以下、［Ｓｉ） ： ０．３０％以下、ロ
ー〕 ＝０．０５〜０．３０％、（ＳｏｔＡｔ’ｌ ：
０．０７０Ｘ以下、［Ｎ］： ０．００５０％以下、
［Ｂ］： ０．００１０〜０゜００５０％、残部〔Ｆ・
〕及び不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延段階で仕
上温度８５０〜９００℃ で圧延し先後巻取り、次いで
圧延率６０％以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上Ａ
ｓ変態点以下で焼鈍し、引き続き溶融亜鉛メッキを施す
ことにある。また他の特徴は、上記成分系に加え〔Ｔｉ
） （隅） ［”Ｚｒ］ （Ｖ）のうち１種又は２種以
上を合計で０．００１〜０．１００％含有せしめること
にある。以上により、プレス成形性に優れた溶融亜鉛メ
ッキ鋼板を能率良くしかも低コストで製造することが容
品に可能となる。
本発明による化学成分は次の如き範囲にシいて調整され
る。
る。
〔Ｃ） ： ０．０１０％以下
［８１〕： ０．３０％以下
〔ぬ＞］：００．０５〜０．３０
％５ｏｔＡｔ） ： ０．０７０％以下［：Ｎ］：０．
００５０％以下 ［Ｂ］：０．００１０〜０．００５０％また本発明は上
記のような基本成分に対し、更に［Ｔｉ〕、 ［Ｎｂ）
、 ［Ｚｒ：］、 〔Ｖ）のうち１種又は２種以上を合
計でｏ、ｏｏｔ〜０．１００％添加することができる。
００５０％以下 ［Ｂ］：０．００１０〜０．００５０％また本発明は上
記のような基本成分に対し、更に［Ｔｉ〕、 ［Ｎｂ）
、 ［Ｚｒ：］、 〔Ｖ）のうち１種又は２種以上を合
計でｏ、ｏｏｔ〜０．１００％添加することができる。
本発明において、上記のように成分範囲を限定した理由
について説明すると以下の通りである。
について説明すると以下の通りである。
〔Ｃ〕は脱ガス処理にて０．０１０％以下とする。
〔Ｃ〕は低い程好ましく深絞り性及び耐時効性が向上す
る。 （Ｃ：］は０．００！Ｓ％未満が好ましい範囲で
はあるが、現状の脱ガス設備能力から０、０１０％以下
と規定し・た。
る。 （Ｃ：］は０．００！Ｓ％未満が好ましい範囲で
はあるが、現状の脱ガス設備能力から０、０１０％以下
と規定し・た。
〔別〕は亜鉛メッキの密着性を害する元素であり、この
ため０．３０．％’を最大とする。
ため０．３０．％’を最大とする。
［Ｍｎ）は０．３０％を超えると深絞り性の劣化が着し
い。〔胤〕は深絞り住改善の見地、５−らは低い程好ま
しいが、泰両性状や熱間脆性の問題を考慮して下限を０
．０５％とする。
い。〔胤〕は深絞り住改善の見地、５−らは低い程好ま
しいが、泰両性状や熱間脆性の問題を考慮して下限を０
．０５％とする。
（８ｏＡＡｊ）は脱酸を図るため、また［”Ｂ］／［Ｎ
）〈１の場合に（Ｂ）で固定し切れない固溶［Ｎ）をＡ
ｔＮとして固定すゐために添加するもので、０．０７０
％を上限とする。これ以上の添加はコスト高とな９好ま
しくない。
）〈１の場合に（Ｂ）で固定し切れない固溶［Ｎ）をＡ
ｔＮとして固定すゐために添加するもので、０．０７０
％を上限とする。これ以上の添加はコスト高とな９好ま
しくない。
［Ｎ］は必然的に混入するものであるが、低い程好まし
くｏ、ｏｏｓｏ％を上限とする０〔Ｎ〕量は後述する〔
Ｂ〕添加量とも密接に関係するが、〔Ｎ〕が０．００５
０％を超えると多量の窒化物が生成し、これにより焼鈍
時のフェライト粒の成長が阻害されて加工性が劣化する
。また［Ｎ）が多いと固溶［Ｎ）固定のための添加元素
量が増す喪めコスト的に吃不利となる。
くｏ、ｏｏｓｏ％を上限とする０〔Ｎ〕量は後述する〔
Ｂ〕添加量とも密接に関係するが、〔Ｎ〕が０．００５
０％を超えると多量の窒化物が生成し、これにより焼鈍
時のフェライト粒の成長が阻害されて加工性が劣化する
。また［Ｎ）が多いと固溶［Ｎ）固定のための添加元素
量が増す喪めコスト的に吃不利となる。
ＣＢ）は本発明の最も重要な添加元素である０〔Ｂ〕は
〔Ｎ〕との親和力の強い元素であり、〔Ｎ〕と結合して
ＢＮを形成し、耐時効性を改善する効果があることは既
に知られている。本発明者等は、このＣＢ）の微量添加
鋼と特定の熱間圧延仕上温度とを組み合せることによシ
、連続焼鈍の如き急速加熱焼鈍においても深絞り性の優
れた鋼板が得られることを知見したものである。［”Ｂ
］添加及び特定の熱延仕上温度の２条件の組み合せに゛
より得られる上記効果についての詳細は後述するが、熱
延のオーステナイト粒径の調整作用に基づくものと考え
られる。本発明で規定するＣＢ）量は０．００１０〜ｏ
、ｏｏｓｏ％である。〔Ｎ〕固定を目的としてＣＢ）を
単独添加する場合は、（ＢＥ／［Ｎ］≧１０条件を満す
必要があるが、逆圧この比が大きくなり過ぎると固溶［
Ｂ）が残存して製品のプレス成形性に悪影響を及ぼす。
〔Ｎ〕との親和力の強い元素であり、〔Ｎ〕と結合して
ＢＮを形成し、耐時効性を改善する効果があることは既
に知られている。本発明者等は、このＣＢ）の微量添加
鋼と特定の熱間圧延仕上温度とを組み合せることによシ
、連続焼鈍の如き急速加熱焼鈍においても深絞り性の優
れた鋼板が得られることを知見したものである。［”Ｂ
］添加及び特定の熱延仕上温度の２条件の組み合せに゛
より得られる上記効果についての詳細は後述するが、熱
延のオーステナイト粒径の調整作用に基づくものと考え
られる。本発明で規定するＣＢ）量は０．００１０〜ｏ
、ｏｏｓｏ％である。〔Ｎ〕固定を目的としてＣＢ）を
単独添加する場合は、（ＢＥ／［Ｎ］≧１０条件を満す
必要があるが、逆圧この比が大きくなり過ぎると固溶［
Ｂ）が残存して製品のプレス成形性に悪影響を及ぼす。
本発明では熱延の粒調整効果ひいては冷延焼鈍後の深絞
り住改善効果を得る九め（Ｂ）を添加するものであり、
［：Ｂｌ／［：Ｎ）が当量である必要はない。固溶（Ｎ
）の固定に関しては（ＳｏｊＡｔ） （Ｔｌ）等の添加
でその目的が十分達せられる。ただ固溶ＣＢ）によるプ
レス成形性の劣化は避ける必要がＴｏ夛、この意味でＣ
Ｂ）の上限を〔Ｎ〕の上限との関係でｏ、ｏｏｉｏ％と
じた。また［Ｂ］が０゜ｏｏｓｏＸｔ−超えるとスラブ
のエツジ割れを生じ島いという問題もある。ＣＢ）の下
限は０．００１０％であり、これ以下ではＣＢ）添加の
効果が得られない。
り住改善効果を得る九め（Ｂ）を添加するものであり、
［：Ｂｌ／［：Ｎ）が当量である必要はない。固溶（Ｎ
）の固定に関しては（ＳｏｊＡｔ） （Ｔｌ）等の添加
でその目的が十分達せられる。ただ固溶ＣＢ）によるプ
レス成形性の劣化は避ける必要がＴｏ夛、この意味でＣ
Ｂ）の上限を〔Ｎ〕の上限との関係でｏ、ｏｏｉｏ％と
じた。また［Ｂ］が０゜ｏｏｓｏＸｔ−超えるとスラブ
のエツジ割れを生じ島いという問題もある。ＣＢ）の下
限は０．００１０％であり、これ以下ではＣＢ）添加の
効果が得られない。
［Ｔｉ） （怖］ ［Ｚｒ’ｌ （Ｖ）については、こ
れらのものは縦置化物形成元素であシ、これらを単独或
いは複合添加して固溶〔Ｎ〕の完全固定と固溶〔Ｃ〕の
一部又は全量固定を図る０これらの元素を十分添加すれ
ば、固溶（Ｃ） （Ｎ）が完全に固定された所謂１．Ｆ
、鋼となり、焼鈍後の製品は非時効性となる。しかし、
この非時効性を目的とした過去の例では、添加元素量が
固溶〔Ｃ〕〔Ｎ〕を完全に固定するのに必要な量の数倍
程度必要となり、コスト面で非常に不利となることは前
述した通りであるＯそζで本発明はコスト面に主眼を置
き、固溶（Ｎ）は完全固定するが、固溶〔Ｃ〕は一部な
いし全量固定するのに必要な最低限度の量を添加すゐこ
ととし、上限を単独又は複合添加の合計で０．１００％
とした。また合計で０．００１％を下回ると、その添加
効果が得られず、このため下限をこのように規定した。
れらのものは縦置化物形成元素であシ、これらを単独或
いは複合添加して固溶〔Ｎ〕の完全固定と固溶〔Ｃ〕の
一部又は全量固定を図る０これらの元素を十分添加すれ
ば、固溶（Ｃ） （Ｎ）が完全に固定された所謂１．Ｆ
、鋼となり、焼鈍後の製品は非時効性となる。しかし、
この非時効性を目的とした過去の例では、添加元素量が
固溶〔Ｃ〕〔Ｎ〕を完全に固定するのに必要な量の数倍
程度必要となり、コスト面で非常に不利となることは前
述した通りであるＯそζで本発明はコスト面に主眼を置
き、固溶（Ｎ）は完全固定するが、固溶〔Ｃ〕は一部な
いし全量固定するのに必要な最低限度の量を添加すゐこ
ととし、上限を単独又は複合添加の合計で０．１００％
とした。また合計で０．００１％を下回ると、その添加
効果が得られず、このため下限をこのように規定した。
なお、上記成分に加え製品の強度レベルを調整する目的
で必要に応じてＣＰ）が添加される。この（Ｐｌはプレ
ス成形性をｔりｔｐ損わず強度を上昇させるのに有効な
元素であり、必要に応じｏ、ｏ ａ Ｏ〜０．１ ｓ
ｏ Ｘ添加される。０．０３０％未満では強度上昇効果
が期待できず、また０、１５０％を超えるとメッキ密着
性を害するほか、溶接性や加工性の劣化を招くので好ま
しくない。
で必要に応じてＣＰ）が添加される。この（Ｐｌはプレ
ス成形性をｔりｔｐ損わず強度を上昇させるのに有効な
元素であり、必要に応じｏ、ｏ ａ Ｏ〜０．１ ｓ
ｏ Ｘ添加される。０．０３０％未満では強度上昇効果
が期待できず、また０、１５０％を超えるとメッキ密着
性を害するほか、溶接性や加工性の劣化を招くので好ま
しくない。
このような成分からなる鋼の製造条件として、本発明で
は熱延段階に督いて仕上温度８５０〜９００℃の範囲で
仕上圧延を行うもので、これが本発明の大きな％徴の１
つであり、この熱処理と上記成分系特に〔Ｂ〕との組み
合せにより好適表プレス成形性が得られる。これは前述
した如く熱延のオーステナイト粒径に基づくものと思わ
れる。第１図にＣＢ）添加材（Ｂ ： ｏ、ｏｏｓｓ、
％、巻取温度：６６０℃）の熱延仕上温度と熱延板フェ
ライト粒径との関係を示す。この第１１１に示されるよ
うに・、熱延仕上温度が５ｏｏｃｔ超えるとなると急激
に熱延板の７工フイト粒径が大きくなる。ヒの原因は明
確ではないが、固溶（Ｂ）が変態時の被発生頻度を低下
させること、及び極低（Ｃ）鋼のためにフェライト粒径
自体が大無いこと等が原因であると考えられる。仕上温
度が８５０〜９００℃（図中斜線部分）では適正な７工
ライト粒径を呈するが、これは温度の低下によりＢＮが
析出して固溶（Ｂ）が減少し、上記したような変態時の
被発生頻度低下作用がなくなること、及び析出し九ＢＮ
等の析出物によシ粒成長阻−書作用を生じ、ることか原
因であると推定される。また仕上温度が８５０℃未満で
は低温仕上層が現出しはじめるために平均フェライト粒
径は大きくなる。第２図は第１図と同様ＣＢ）添加材（
［Ｂ） ： ｏ、ｏ ｏ ｓ ｓ％、 巻取温度二６
６０℃、焼鈍温度：ｙｓｏ℃） の熱延仕上温度とメ
ッキ鋼板の深絞り性に値）及びＹＰ値との関係を示すも
のであるが、これからも判るように熱延板のフェライト
粒径が大きくな９過ぎると、製品の深絞シ性は適正粒径
（図中斜線部分）のものに較べかなり劣ったものとなっ
ており、これは仕上温度が９００℃超では冷延前粒径が
極めて大きいことが、また仕上温度が８５０℃未満では
低温仕上組織が出現してしまう仁とが原因であると考え
られる。
は熱延段階に督いて仕上温度８５０〜９００℃の範囲で
仕上圧延を行うもので、これが本発明の大きな％徴の１
つであり、この熱処理と上記成分系特に〔Ｂ〕との組み
合せにより好適表プレス成形性が得られる。これは前述
した如く熱延のオーステナイト粒径に基づくものと思わ
れる。第１図にＣＢ）添加材（Ｂ ： ｏ、ｏｏｓｓ、
％、巻取温度：６６０℃）の熱延仕上温度と熱延板フェ
ライト粒径との関係を示す。この第１１１に示されるよ
うに・、熱延仕上温度が５ｏｏｃｔ超えるとなると急激
に熱延板の７工フイト粒径が大きくなる。ヒの原因は明
確ではないが、固溶（Ｂ）が変態時の被発生頻度を低下
させること、及び極低（Ｃ）鋼のためにフェライト粒径
自体が大無いこと等が原因であると考えられる。仕上温
度が８５０〜９００℃（図中斜線部分）では適正な７工
ライト粒径を呈するが、これは温度の低下によりＢＮが
析出して固溶（Ｂ）が減少し、上記したような変態時の
被発生頻度低下作用がなくなること、及び析出し九ＢＮ
等の析出物によシ粒成長阻−書作用を生じ、ることか原
因であると推定される。また仕上温度が８５０℃未満で
は低温仕上層が現出しはじめるために平均フェライト粒
径は大きくなる。第２図は第１図と同様ＣＢ）添加材（
［Ｂ） ： ｏ、ｏ ｏ ｓ ｓ％、 巻取温度二６
６０℃、焼鈍温度：ｙｓｏ℃） の熱延仕上温度とメ
ッキ鋼板の深絞り性に値）及びＹＰ値との関係を示すも
のであるが、これからも判るように熱延板のフェライト
粒径が大きくな９過ぎると、製品の深絞シ性は適正粒径
（図中斜線部分）のものに較べかなり劣ったものとなっ
ており、これは仕上温度が９００℃超では冷延前粒径が
極めて大きいことが、また仕上温度が８５０℃未満では
低温仕上組織が出現してしまう仁とが原因であると考え
られる。
以上のような仕上温度で仕上圧延された鋼板は、コイル
に巻取られるが、この巻取温度ＫＩＩしては４１に限定
はされない。即ちｓｓｏ〜７２０℃程度の低温ないし高
温壱堆が行われる。
に巻取られるが、この巻取温度ＫＩＩしては４１に限定
はされない。即ちｓｓｏ〜７２０℃程度の低温ないし高
温壱堆が行われる。
次いで鋼板は脱スケール処理後、圧延率６０〜９０Ｘの
通常の冷間圧延が行われ、引き続きライン内焼鈍方式の
連続溶融亜鉛メツキラインに送られ、焼鈍及び溶融亜鉛
メッキが施される。焼鈍温度は再結晶温度以上ん変態点
以下とする。この温度範囲内では高温儒程フェライト粒
成長が進み深絞り性に優れた製品が得られるが、７０ｏ
ｃ＠度の焼鈍でもＡｔキルド鋼を箱焼鈍した冷延鋼板に
匹敵するような良好な材質が得られるＯ本発明は極低〔
Ｃ〕鋼をその対象としている丸め、その効果は焼鈍後の
冷却条件には依存せず、従って冷却条件は特に規定しな
い０また本発明は以上の成分範囲及び熱処理で十分その
目的とする性質を得ることがで龜、この九め低炭素鋼で
通常必要とされる過時効処理が必要で主＜、これが本発
明の大きな４１１Ｐ愼でもある０上記焼鈍に引き続き溶
融亜鉛メッキが施されるが、これは通常のメッキ方式と
変らないＯなお、亜鉛メッキはその耐食性向上ｔ−目的
として合金化処理が施される場合があるが、この場合で
も本発明の効果は何ら変るものではない。
通常の冷間圧延が行われ、引き続きライン内焼鈍方式の
連続溶融亜鉛メツキラインに送られ、焼鈍及び溶融亜鉛
メッキが施される。焼鈍温度は再結晶温度以上ん変態点
以下とする。この温度範囲内では高温儒程フェライト粒
成長が進み深絞り性に優れた製品が得られるが、７０ｏ
ｃ＠度の焼鈍でもＡｔキルド鋼を箱焼鈍した冷延鋼板に
匹敵するような良好な材質が得られるＯ本発明は極低〔
Ｃ〕鋼をその対象としている丸め、その効果は焼鈍後の
冷却条件には依存せず、従って冷却条件は特に規定しな
い０また本発明は以上の成分範囲及び熱処理で十分その
目的とする性質を得ることがで龜、この九め低炭素鋼で
通常必要とされる過時効処理が必要で主＜、これが本発
明の大きな４１１Ｐ愼でもある０上記焼鈍に引き続き溶
融亜鉛メッキが施されるが、これは通常のメッキ方式と
変らないＯなお、亜鉛メッキはその耐食性向上ｔ−目的
として合金化処理が施される場合があるが、この場合で
も本発明の効果は何ら変るものではない。
実施例
第１表に示す化学成分の鋼を溶製し、連続鋳造でスラブ
とした０表中人鋼〜Ｅ鋼が本発明鋼であり、このうち、
Ａ鋼、Ｂ鋼が極低〔Ｃ）−ＣＢ）系、Ｃ鋼が極低［Ｃ］
−ＣＢ） −（Ｔｉ）系、Ｄ鋼が極低（Ｃ） −ＣＢ
） −（Ｐ）系、Ｅ鋼が極低（Ｃ） −ＣＢ） −［Ｔ
ｉ） −ＣＰ）系である。また、Ｇ鋼〜Ｌ鋼が比較鋼で
ある。
とした０表中人鋼〜Ｅ鋼が本発明鋼であり、このうち、
Ａ鋼、Ｂ鋼が極低〔Ｃ）−ＣＢ）系、Ｃ鋼が極低［Ｃ］
−ＣＢ） −（Ｔｉ）系、Ｄ鋼が極低（Ｃ） −ＣＢ
） −（Ｐ）系、Ｅ鋼が極低（Ｃ） −ＣＢ） −［Ｔ
ｉ） −ＣＰ）系である。また、Ｇ鋼〜Ｌ鋼が比較鋼で
ある。
上記スラグは第２表に示す種々の熱延条件で板針１８箇
に熱間圧延した。次いで酸洗で脱スケール後、板厚０．
８■（圧延率７１．４％）Ｋ冷間圧延した。その後、ラ
イン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メツキラインに通板
して焼鈍し、溶融亜鉛メッキを施した。
に熱間圧延した。次いで酸洗で脱スケール後、板厚０．
８■（圧延率７１．４％）Ｋ冷間圧延した。その後、ラ
イン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛メツキラインに通板
して焼鈍し、溶融亜鉛メッキを施した。
焼鈍温度は７６０℃又は８５０℃であった。
調圧後の製品の確性結果（試験片：ＪＩＳｓ号、圧延方
向）を表２に脅せて示す。なお、第２表中Ａ （１）鋼
〜ム（ｓ）鋼はＡ鋼を種々の熱延条件及び焼鈍条件で処
理したものであって、このうちＡ（２）鋼、Ａ（４）鋼
、ム（ｓ）第２表において、Ｆ鋼は〔Ｃ〕の含有量が高
く、Ｇ鋼線［Ｂ］の添加がなく、Ｈ＃１社（Ｔｉ）が０
．０１７％添加されているものの、〔Ｂ〕の添加がなく
、シかも〔Ｃ〕の含有量が高く、いずれも本発明の範囲
外であって、このえめ；値が低い。さらＫＩ鋼はＣＢ）
の含有量が高く、Ｊ鋼は〔胤〕の含有量が高く、いずれ
も本発明の範囲外であり、これらについてもｉ値が低く
なっている。Ｘ鋼は［Ｓｉ）の含有量が高く本発明の範
囲外であり、このためｒ値が低く且つメッキの密着性が
不良となっている。ｔたＬ鋼はＣＰ）の含有量が高く上
記範囲外となっており、このため、ｉ値、Ｅｔ値ともに
低く及びメッキ密着性も不良となっている。
向）を表２に脅せて示す。なお、第２表中Ａ （１）鋼
〜ム（ｓ）鋼はＡ鋼を種々の熱延条件及び焼鈍条件で処
理したものであって、このうちＡ（２）鋼、Ａ（４）鋼
、ム（ｓ）第２表において、Ｆ鋼は〔Ｃ〕の含有量が高
く、Ｇ鋼線［Ｂ］の添加がなく、Ｈ＃１社（Ｔｉ）が０
．０１７％添加されているものの、〔Ｂ〕の添加がなく
、シかも〔Ｃ〕の含有量が高く、いずれも本発明の範囲
外であって、このえめ；値が低い。さらＫＩ鋼はＣＢ）
の含有量が高く、Ｊ鋼は〔胤〕の含有量が高く、いずれ
も本発明の範囲外であり、これらについてもｉ値が低く
なっている。Ｘ鋼は［Ｓｉ）の含有量が高く本発明の範
囲外であり、このためｒ値が低く且つメッキの密着性が
不良となっている。ｔたＬ鋼はＣＰ）の含有量が高く上
記範囲外となっており、このため、ｉ値、Ｅｔ値ともに
低く及びメッキ密着性も不良となっている。
一方、Ｂ鋼及びＥ鋼は本発明鋼であって、いずれも良好
な機械的性質が得られている。
な機械的性質が得られている。
ま＆Ａ鋼のうち、本発明鋼たるＡ（２）鋼、Ａ（４）鋼
及びＡ（５）鋼は良好な性質上水しているが、Ａ（１）
鋼及びＡ（３）鋼は熱延段階での仕上温度が本発明の範
囲外（９１Ｏ℃、８３０℃）にあり、このためｉ値が低
くなっている。
及びＡ（５）鋼は良好な性質上水しているが、Ａ（１）
鋼及びＡ（３）鋼は熱延段階での仕上温度が本発明の範
囲外（９１Ｏ℃、８３０℃）にあり、このためｉ値が低
くなっている。
Ｃ鋼及びＥ鋼は本願第２の発明に係る実施例であって、
と４に炭窒化物形成元素たる［Ｔｌ ）を０．０３ＯＮ
、０．０！１３Ｎ添加したものであり、これによればｉ
値等の機械的性質及びメッキ密着性にかいて良好な性質
を示しているのに加え、特に時効指数に関し、他の本発
明鋼が３．０〜３．５ ＃／−の値を示しているのに対
し、１．０〜ｉ、 ｓ ｂｙ／ｗ？と比較的低い値とな
っており、他の本発明鋼に較べ適度な非時効性を得てい
ることが判る。ただ、本発明鋼を全体としてみれば、耐
時効性を評価する時効指数は１〜３．５ψ讐程度のレベ
ルにあり、この状態は少量の固溶（Ｃ）が存在し完全非
時効ではないが、時効による降伏点伸びの回復及び材質
の時効劣化量は実用上はとんど問題とならない程度で遅
時効性であるといえる。を九逆に、このように少量の固
溶〔Ｃ〕が存在することは焼付硬化性を有することを意
味し、自動車部品等の製品化後の高い降伏強度が期待で
きる。
と４に炭窒化物形成元素たる［Ｔｌ ）を０．０３ＯＮ
、０．０！１３Ｎ添加したものであり、これによればｉ
値等の機械的性質及びメッキ密着性にかいて良好な性質
を示しているのに加え、特に時効指数に関し、他の本発
明鋼が３．０〜３．５ ＃／−の値を示しているのに対
し、１．０〜ｉ、 ｓ ｂｙ／ｗ？と比較的低い値とな
っており、他の本発明鋼に較べ適度な非時効性を得てい
ることが判る。ただ、本発明鋼を全体としてみれば、耐
時効性を評価する時効指数は１〜３．５ψ讐程度のレベ
ルにあり、この状態は少量の固溶（Ｃ）が存在し完全非
時効ではないが、時効による降伏点伸びの回復及び材質
の時効劣化量は実用上はとんど問題とならない程度で遅
時効性であるといえる。を九逆に、このように少量の固
溶〔Ｃ〕が存在することは焼付硬化性を有することを意
味し、自動車部品等の製品化後の高い降伏強度が期待で
きる。
なお、本発明ではＣＢ）を添加しているため、製品のコ
イル長手方向或いは幅方向の材質を均一なものとするこ
とができる以上述べたように、本発明によれば深絞り性
等のプレス成形性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板を能率良
くしかも多量の特殊元素を添加したり、或いは特別の工
程を付加したりすることなく低フストで製造することが
でき、実用的価値の極めて高い発明であるということが
できる。
イル長手方向或いは幅方向の材質を均一なものとするこ
とができる以上述べたように、本発明によれば深絞り性
等のプレス成形性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板を能率良
くしかも多量の特殊元素を添加したり、或いは特別の工
程を付加したりすることなく低フストで製造することが
でき、実用的価値の極めて高い発明であるということが
できる。
第１図は本発明の成分範囲による鋼板の熱延仕上温度と
熱延板フェライト粒度との関係を示すものである。第２
図は同じく本発明の成分範囲による鋼板の熱延仕上温度
と調圧俵のｉ値及びＹＰ値との関係を示すものである。 第１図 熱 １缶 イ士上 温度 （０Ｃ） 第２図 麦艮 嬉イ士上う二定 （０Ｃ）
熱延板フェライト粒度との関係を示すものである。第２
図は同じく本発明の成分範囲による鋼板の熱延仕上温度
と調圧俵のｉ値及びＹＰ値との関係を示すものである。 第１図 熱 １缶 イ士上 温度 （０Ｃ） 第２図 麦艮 嬉イ士上う二定 （０Ｃ）
Claims (2)
- （１）Ｃ： ０．０１０％以下、Ｂ１：ｏ、ａｏ％以下
、Ｍｎ ： ０．０ ！ｉ 〜０．３０％、５ｏｔｈｔ
： ｏ、 ０７０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる鋼を、熱間圧延段階で仕上温度８５
０〜９００℃で圧延した後巻取り、次いで圧延率６０％
以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上Ａｓ変態点以下
で焼鈍し、引き続き溶融亜鉛メッキを施すことを特徴と
するプレス成形性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法０ - （２）ｃ ： ０．０１０％以下、Ｓｉ ： ０．３０
％以下、Ｍｎ ： ０．０５〜０．３０％、５ｏＬＡｌ
： ０．０７０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ
：０．００１０〜ｏ、ｏｏｓｏ％、Ｔｉ ＊ Ｎｂ＠
Ｚｒ ＋ Ｖ ノうち１種又は２種以上が合計で０．
００１〜０．１００％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らガる鋼を、熱間圧延段階で仕上温度ＳＳＯ〜９００℃
で圧延した後巻取り、次いで圧延率６０％以上で冷間圧
延した後、再結晶温度以上ん変態点以下で焼鈍し、引き
続き溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とするプレス成形
性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56116488A JPS5819465A (ja) | 1981-07-27 | 1981-07-27 | プレス成形性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56116488A JPS5819465A (ja) | 1981-07-27 | 1981-07-27 | プレス成形性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5819465A true JPS5819465A (ja) | 1983-02-04 |
| JPS6152218B2 JPS6152218B2 (ja) | 1986-11-12 |
Family
ID=14688354
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56116488A Granted JPS5819465A (ja) | 1981-07-27 | 1981-07-27 | プレス成形性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5819465A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59193221A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6160872A (ja) * | 1984-08-30 | 1986-03-28 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた溶融Ｚｎ−Ａ１合金めつき鋼板およびその製造方法 |
| JPS63317649A (ja) * | 1987-06-19 | 1988-12-26 | Kawasaki Steel Corp | スポット溶接性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
| JPH01309942A (ja) * | 1988-06-08 | 1989-12-14 | Kobe Steel Ltd | 耐縦割れ性にすぐれる超深絞り用冷延鋼板及び溶融亜鉛メツキ鋼板 |
| JP2007287588A (ja) * | 2006-04-19 | 2007-11-01 | Kawamura Electric Inc | 配線器具 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51138516A (en) * | 1975-05-27 | 1976-11-30 | Nippon Steel Corp | Process for producing cold rolled steel sheet having excellent pressforming properties by low temperature heating of slab |
| JPS53115610A (en) * | 1977-03-19 | 1978-10-09 | Nippon Steel Corp | Method for manufacturing cold drawn steel strip for use in deep drawing |
| JPS54125117A (en) * | 1978-03-24 | 1979-09-28 | Nippon Steel Corp | Steel plate for enamel |
| JPS5594446A (en) * | 1979-01-10 | 1980-07-17 | Nippon Steel Corp | Manufacture of cold rolled steel sheet for ultra deep drawing by continuous annealing |
| JPS55107733A (en) * | 1979-02-15 | 1980-08-19 | Kawasaki Steel Corp | Cold rolled steel plate having superior press workability |
| JPS55141555A (en) * | 1979-04-18 | 1980-11-05 | Kawasaki Steel Corp | Production of high tension galvanized steel sheet for press machining |
| JPS55145123A (en) * | 1979-05-01 | 1980-11-12 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of cold rolled steel sheet excellent in deep-drawing property |
| JPS57104627A (en) * | 1980-12-19 | 1982-06-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of cold rolled soft steel plate with superior press formability by continuous annealing |
-
1981
- 1981-07-27 JP JP56116488A patent/JPS5819465A/ja active Granted
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51138516A (en) * | 1975-05-27 | 1976-11-30 | Nippon Steel Corp | Process for producing cold rolled steel sheet having excellent pressforming properties by low temperature heating of slab |
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| JPS55145123A (en) * | 1979-05-01 | 1980-11-12 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of cold rolled steel sheet excellent in deep-drawing property |
| JPS57104627A (en) * | 1980-12-19 | 1982-06-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of cold rolled soft steel plate with superior press formability by continuous annealing |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59193221A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6160872A (ja) * | 1984-08-30 | 1986-03-28 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた溶融Ｚｎ−Ａ１合金めつき鋼板およびその製造方法 |
| JPS63317649A (ja) * | 1987-06-19 | 1988-12-26 | Kawasaki Steel Corp | スポット溶接性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
| JPH01309942A (ja) * | 1988-06-08 | 1989-12-14 | Kobe Steel Ltd | 耐縦割れ性にすぐれる超深絞り用冷延鋼板及び溶融亜鉛メツキ鋼板 |
| JP2007287588A (ja) * | 2006-04-19 | 2007-11-01 | Kawamura Electric Inc | 配線器具 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6152218B2 (ja) | 1986-11-12 |
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