JPS6152218B2 - - Google Patents
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- JPS6152218B2 JPS6152218B2 JP56116488A JP11648881A JPS6152218B2 JP S6152218 B2 JPS6152218 B2 JP S6152218B2 JP 56116488 A JP56116488 A JP 56116488A JP 11648881 A JP11648881 A JP 11648881A JP S6152218 B2 JPS6152218 B2 JP S6152218B2
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- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
- C23C2/405—Plates of specific length
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C21D8/04—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 to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
本発明は高強度でしかもプレス成形性に優れた
溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法に関する。 溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法としては種々の
方法があるが、センジミヤ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経
済的に有利とされ、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、これによつて得られる
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、従来溶融亜鉛メツキ鋼板の用途は
プレス成形性があまり要求されない種類のものに
限られていた。しかし、最近溶融亜鉛メツキ鋼板
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つてお
り、このような要望の中で溶融亜鉛メツキ鋼板に
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
れた溶融亜鉛メツ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。 ロ 前焼鈍材を素材として使う。 ハ 脱ガス極低Ｃ−Ti添加鋼等の所謂I.F.鋼を素
材として使う。 上記イの方法は過飽和固溶Ｃの析出により加工
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。またロの方法
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
絞り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あり、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べ
く創案されたもので、高強度でしかもプレス成形
性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板を、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：0.010％
以下、Si：0.30％以下、Mn：0.05〜0.30％、
SolAl：0.070％以下、Ｎ：0.0050％以下、Ｐ：
0.030〜0.150％、Ｂ：0.0010〜0.0050％、Ti，
Nb，Zr，Ｖのうち１種または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
なる鋼を、熱間圧延段階で仕上温度850〜900℃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A3変態点以下で焼
鈍し、引き続き溶融亜鉛メツキを施すことにあ
る。これにより、高強度でしかもプレス成形性に
優れた溶融亜鉛メツキ鋼板を能率良くしかも低コ
ストで製造することが容易に可能となる。 本発明による化学成分は次の如き範囲において
調整される。 Ｃ：0.010％以下、 Si：0.30％以下、 Mn：0.05〜0.30％、 SolAl：0.070％以下、 Ｎ：0.0050％以下、 Ｂ：0.0010〜0.0050％、 Ti，Nb，Zr，Ｖのうち１種または２種以上を
合計で0.001〜0.100％ 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。 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0.005％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。 Siは亜鉛メツ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。 Mnは0.30％を超えると深絞り性の劣化が著し
い。Mnは深絞り性改善の見地からは低い程好ま
しいが、表面性状や熱間脆性の問題を考慮して下
限を0.05％とする。 SolAl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AlNとして固定
する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り好ましくな
い。 Ｎは必然的に混入するものであるが、低い程好
ましく0.0050％を上限とする。Ｎ量は後述するＢ
添加量とも密接に関係するが、Ｎが0.0050％を超
えると多量の窒化物が生成し、これにより焼鈍時
のフエ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
素量が増すためコスト的にも不利となる。 Ｂは本発明の最も重要な添加元素である。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Ｂの
微量添加鋼と特定の熱間圧延仕上温度とを組み合
せることにより、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条件の組み合わ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Ｂ量は0.0010〜0.0050％で
ある。Ｎ固定を目的としてＢを単独添加する場合
は、Ｂ／Ｎ１の条件を満す必要があるが、逆に
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性
改善効果を得るためＢを添加するものであり、
Ｂ／Ｎが当量である必要はない。固溶Ｎの固定に
関してはSolAl，Ti等の添加でその目的が十分達
せられる。ただ固溶Ｂによるプレス成形性の劣化
は避ける必要があり、この意味でＢの上限をＮの
上限との関係で0.0050％とした。またＢが0.0050
％を超えるとスラブのエツジ割れを生じ易いとい
う問題もある。Ｂの下限は0.0010％であり、これ
以下ではＢ添加の効果が得られない。 Ｐはプレス成形性をあまり損わず強度を上昇さ
せるのに有効な元素であり、0.030〜0.150％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％を超えるとメツキ密着性を害
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。 Ti，Nb，Zr，Ｖについては、これらのものは
炭窒化物形成元素であり、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
全量固溶を図る。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I.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。そこで本発明は
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ることとし、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。 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おいて仕上温度850〜900℃
の範囲で仕上圧延を行うもので、これが本発明の
大きな特徴の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なプレス成形性
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Ｂ
添加材（Ｂ：0.0035％、巻取温度：660℃）の熱
延仕上温度と熱延板フエライト粒径との関係を示
す。この第１図に示されるように、熱延仕上温度
が900℃を超えるとなると急激に熱延板のフエラ
イト粒径が大きくなる。この原因は明確ではない
が、固溶Ｂが変態時の核発生頻度を低下させるこ
と、及び極低Ｃ鋼のためにフエライト粒径自体が
大き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）では適正なフエ
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
変態時の核発生頻度低下作用がなくなること、及
び析出したBN等の析出物により粒成長阻害作用
を生じることが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
めるために平均フエライト粒径は大きくなる。第
２図は第１図と同様Ｂ添加材（Ｂ：0.0035％、巻
取温度：660℃、焼鈍温度：760℃）の熱延仕上温
度とメツキ鋼板の深絞り性（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
に熱延板のフエライト粒径が大きくなり過ぎる
と、製品の深絞り性は適正粒径（図中斜線部分）
のものに較べかなり劣つたものとなつており、こ
れは仕上温度が900℃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こ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、この巻取温度に関し
ては特に限定はされない。即ち550〜720℃程度の
低温ないし高温巻取が行われる。次いで鋼板は脱
スケール処理後、圧延率60〜90％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
メツキが施される。焼鈍温度は再結晶温度以上
A3変態点以下とする。この温度範囲内では高温
側程フエ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、700℃程度の焼鈍でもAl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。本発明は極低Ｃ鋼をその対象と
しているため、その効果は焼鈍後の冷却条件には
依存せず、従つて冷却条件は特に規定しない。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き、このため低炭
素鋼で通常必要とされる過時効処理が必要でな
く、これが本発明の大きな特徴でもある。 上記焼鈍に引き続き溶融亜鉛メツキが施される
が、これは通常のメツキ方式と変らない。なお、
亜鉛メツキはその耐食性向上を目的として合金化
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。表中Ａ鋼〜Ｅ鋼が本発明鋼、Ｆ
鋼〜Ｌ鋼が比較鋼である。
溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法に関する。 溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法としては種々の
方法があるが、センジミヤ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経
済的に有利とされ、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、これによつて得られる
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、従来溶融亜鉛メツキ鋼板の用途は
プレス成形性があまり要求されない種類のものに
限られていた。しかし、最近溶融亜鉛メツキ鋼板
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つてお
り、このような要望の中で溶融亜鉛メツキ鋼板に
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
れた溶融亜鉛メツ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。 ロ 前焼鈍材を素材として使う。 ハ 脱ガス極低Ｃ−Ti添加鋼等の所謂I.F.鋼を素
材として使う。 上記イの方法は過飽和固溶Ｃの析出により加工
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。またロの方法
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
絞り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あり、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べ
く創案されたもので、高強度でしかもプレス成形
性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板を、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：0.010％
以下、Si：0.30％以下、Mn：0.05〜0.30％、
SolAl：0.070％以下、Ｎ：0.0050％以下、Ｐ：
0.030〜0.150％、Ｂ：0.0010〜0.0050％、Ti，
Nb，Zr，Ｖのうち１種または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
なる鋼を、熱間圧延段階で仕上温度850〜900℃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A3変態点以下で焼
鈍し、引き続き溶融亜鉛メツキを施すことにあ
る。これにより、高強度でしかもプレス成形性に
優れた溶融亜鉛メツキ鋼板を能率良くしかも低コ
ストで製造することが容易に可能となる。 本発明による化学成分は次の如き範囲において
調整される。 Ｃ：0.010％以下、 Si：0.30％以下、 Mn：0.05〜0.30％、 SolAl：0.070％以下、 Ｎ：0.0050％以下、 Ｂ：0.0010〜0.0050％、 Ti，Nb，Zr，Ｖのうち１種または２種以上を
合計で0.001〜0.100％ 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。 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0.005％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。 Siは亜鉛メツ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。 Mnは0.30％を超えると深絞り性の劣化が著し
い。Mnは深絞り性改善の見地からは低い程好ま
しいが、表面性状や熱間脆性の問題を考慮して下
限を0.05％とする。 SolAl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AlNとして固定
する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り好ましくな
い。 Ｎは必然的に混入するものであるが、低い程好
ましく0.0050％を上限とする。Ｎ量は後述するＢ
添加量とも密接に関係するが、Ｎが0.0050％を超
えると多量の窒化物が生成し、これにより焼鈍時
のフエ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
素量が増すためコスト的にも不利となる。 Ｂは本発明の最も重要な添加元素である。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Ｂの
微量添加鋼と特定の熱間圧延仕上温度とを組み合
せることにより、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条件の組み合わ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Ｂ量は0.0010〜0.0050％で
ある。Ｎ固定を目的としてＢを単独添加する場合
は、Ｂ／Ｎ１の条件を満す必要があるが、逆に
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性
改善効果を得るためＢを添加するものであり、
Ｂ／Ｎが当量である必要はない。固溶Ｎの固定に
関してはSolAl，Ti等の添加でその目的が十分達
せられる。ただ固溶Ｂによるプレス成形性の劣化
は避ける必要があり、この意味でＢの上限をＮの
上限との関係で0.0050％とした。またＢが0.0050
％を超えるとスラブのエツジ割れを生じ易いとい
う問題もある。Ｂの下限は0.0010％であり、これ
以下ではＢ添加の効果が得られない。 Ｐはプレス成形性をあまり損わず強度を上昇さ
せるのに有効な元素であり、0.030〜0.150％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％を超えるとメツキ密着性を害
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。 Ti，Nb，Zr，Ｖについては、これらのものは
炭窒化物形成元素であり、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
全量固溶を図る。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I.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。そこで本発明は
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ることとし、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。 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おいて仕上温度850〜900℃
の範囲で仕上圧延を行うもので、これが本発明の
大きな特徴の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なプレス成形性
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Ｂ
添加材（Ｂ：0.0035％、巻取温度：660℃）の熱
延仕上温度と熱延板フエライト粒径との関係を示
す。この第１図に示されるように、熱延仕上温度
が900℃を超えるとなると急激に熱延板のフエラ
イト粒径が大きくなる。この原因は明確ではない
が、固溶Ｂが変態時の核発生頻度を低下させるこ
と、及び極低Ｃ鋼のためにフエライト粒径自体が
大き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）では適正なフエ
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
変態時の核発生頻度低下作用がなくなること、及
び析出したBN等の析出物により粒成長阻害作用
を生じることが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
めるために平均フエライト粒径は大きくなる。第
２図は第１図と同様Ｂ添加材（Ｂ：0.0035％、巻
取温度：660℃、焼鈍温度：760℃）の熱延仕上温
度とメツキ鋼板の深絞り性（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
に熱延板のフエライト粒径が大きくなり過ぎる
と、製品の深絞り性は適正粒径（図中斜線部分）
のものに較べかなり劣つたものとなつており、こ
れは仕上温度が900℃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こ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、この巻取温度に関し
ては特に限定はされない。即ち550〜720℃程度の
低温ないし高温巻取が行われる。次いで鋼板は脱
スケール処理後、圧延率60〜90％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
メツキが施される。焼鈍温度は再結晶温度以上
A3変態点以下とする。この温度範囲内では高温
側程フエ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、700℃程度の焼鈍でもAl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。本発明は極低Ｃ鋼をその対象と
しているため、その効果は焼鈍後の冷却条件には
依存せず、従つて冷却条件は特に規定しない。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き、このため低炭
素鋼で通常必要とされる過時効処理が必要でな
く、これが本発明の大きな特徴でもある。 上記焼鈍に引き続き溶融亜鉛メツキが施される
が、これは通常のメツキ方式と変らない。なお、
亜鉛メツキはその耐食性向上を目的として合金化
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。表中Ａ鋼〜Ｅ鋼が本発明鋼、Ｆ
鋼〜Ｌ鋼が比較鋼である。
【表】
上記スラブは第２表に示す種々の熱延条件で板
厚2.8mmに熱間圧延した。次いで酸洗で脱スケー
ル後、板厚0.8mm（圧延率71.4％）に冷間圧延し
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、溶融亜鉛メツ
キを施した。焼鈍温度は760℃，840℃または850
℃であつた。調圧後の製品の確性結果（試験片：
JIS ５号、圧延方向）を第２表に合せて示す。
厚2.8mmに熱間圧延した。次いで酸洗で脱スケー
ル後、板厚0.8mm（圧延率71.4％）に冷間圧延し
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、溶融亜鉛メツ
キを施した。焼鈍温度は760℃，840℃または850
℃であつた。調圧後の製品の確性結果（試験片：
JIS ５号、圧延方向）を第２表に合せて示す。
【表】
【表】
第２表において、Ｆ鋼はＣの含有量が高く、Ｇ
鋼はＢの添加がなく、Ｈ鋼はTiが0.017％添加さ
れているものの、Ｂの添加がなく、しかもＣの含
有量が高く、いずれも本発明の範囲外であつて、
このため値が低い。さらにＩ鋼はＢの含有量が
高く、Ｊ鋼はMnの含有量が高く、いずれも本発
明の範囲外であり、これらについても値が低く
なつている。Ｋ鋼はSiの含有量が高く本発明の範
囲外であり、このため値が低く且つメツキの密
着性が不良となつている。またＬ鋼はＰの含有量
が高く上記範囲外となつており、このため、
値、El値ともに低く及びメツキ密着性も不良と
なつている。 一方、Ａ鋼〜Ｅ鋼は本発明鋼であり、高レベル
の強度を確保しつつ優れたプレス成形性が得られ
ていることが判る。また、このような本発明鋼は
メツキ密着性にお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、比較鋼が3.5Kg／
mm2以上の値を示しているのに対し、1.0〜1.5Kg／
mm2と比較的低い値となつており、比較鋼に較べ適
度な非時効性を得ていることが判る。 このような時効指数レベルの状態は、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
ほとんど問題とならない程度で遅時効性であると
いえる。また逆に、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Ｂ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、本発明によれば高強度でし
かも深絞り性等のプレス成形性に優れた溶融亜鉛
メツ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
となく低コ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。
鋼はＢの添加がなく、Ｈ鋼はTiが0.017％添加さ
れているものの、Ｂの添加がなく、しかもＣの含
有量が高く、いずれも本発明の範囲外であつて、
このため値が低い。さらにＩ鋼はＢの含有量が
高く、Ｊ鋼はMnの含有量が高く、いずれも本発
明の範囲外であり、これらについても値が低く
なつている。Ｋ鋼はSiの含有量が高く本発明の範
囲外であり、このため値が低く且つメツキの密
着性が不良となつている。またＬ鋼はＰの含有量
が高く上記範囲外となつており、このため、
値、El値ともに低く及びメツキ密着性も不良と
なつている。 一方、Ａ鋼〜Ｅ鋼は本発明鋼であり、高レベル
の強度を確保しつつ優れたプレス成形性が得られ
ていることが判る。また、このような本発明鋼は
メツキ密着性にお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、比較鋼が3.5Kg／
mm2以上の値を示しているのに対し、1.0〜1.5Kg／
mm2と比較的低い値となつており、比較鋼に較べ適
度な非時効性を得ていることが判る。 このような時効指数レベルの状態は、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
ほとんど問題とならない程度で遅時効性であると
いえる。また逆に、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Ｂ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、本発明によれば高強度でし
かも深絞り性等のプレス成形性に優れた溶融亜鉛
メツ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
となく低コ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
上温度と熱延板フエ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後の値及びYP値
との関係を示すものである。
上温度と熱延板フエ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後の値及びYP値
との関係を示すものである。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.010％以下、Si：0.30％以下、Mn：
0.05〜0.30％、SolAl：0.070％以下、Ｎ：0.0050
％以下、Ｐ：0.030〜0.150％、Ｂ：0.0010〜
0.0050％、Ti，Nb，Zr，Ｖのうち１種又は２種
以上が合計で0.001〜0.100％、残部Fe及び不可避
的不純物からなる鋼を、熱間圧延段階で仕上温度
850〜900℃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A3変
態点以下で焼鈍し、引き続き溶融亜鉛メツキを施
すことを特徴とするプレス成形性に優れた溶融亜
鉛メツキ鋼板の製造方法。
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 JPS5819465A (ja) | 1983-02-04 |
| JPS6152218B2 true 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) |
Families Citing this family (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 |
| JPH07100841B2 (ja) * | 1988-06-08 | 1995-11-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| JP4767744B2 (ja) * | 2006-04-19 | 2011-09-07 | 河村電器産業株式会社 | 配線器具 |
Family Cites Families (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 |
| JPS5857490B2 (ja) * | 1977-03-19 | 1983-12-20 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り用冷延鋼板の製造法 |
| JPS54125117A (en) * | 1978-03-24 | 1979-09-28 | Nippon Steel Corp | Steel plate for enamel |
| JPS5849622B2 (ja) * | 1979-01-10 | 1983-11-05 | 新日本製鐵株式会社 | 連続焼鈍による超深絞り用冷延鋼板の製造法 |
| 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 |
| JPS5910414B2 (ja) * | 1979-05-01 | 1984-03-08 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性のすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| 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
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5819465A (ja) | 1983-02-04 |
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