JP2001073079A - 深絞り用極低炭素薄鋼板および亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭素薄鋼板 - Google Patents
深絞り用極低炭素薄鋼板および亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭素薄鋼板Info
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- JP2001073079A JP2001073079A JP2000187838A JP2000187838A JP2001073079A JP 2001073079 A JP2001073079 A JP 2001073079A JP 2000187838 A JP2000187838 A JP 2000187838A JP 2000187838 A JP2000187838 A JP 2000187838A JP 2001073079 A JP2001073079 A JP 2001073079A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】製造が容易で、優れた深絞り性を有する極低炭
素薄鋼板を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.005 wt％以下、Ti：0.01〜0.1 wt％
を含有する深絞り用極低炭素薄鋼板において、（鋼板表
面から板厚の１／１００までの表層部における析出Ｎ濃
度）／（鋼板中央部における析出Ｎ濃度）で表される析
出Ｎ濃度比を3.0 以下とする。
素薄鋼板を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.005 wt％以下、Ti：0.01〜0.1 wt％
を含有する深絞り用極低炭素薄鋼板において、（鋼板表
面から板厚の１／１００までの表層部における析出Ｎ濃
度）／（鋼板中央部における析出Ｎ濃度）で表される析
出Ｎ濃度比を3.0 以下とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主として自動車用
または家電用に用いられる、深絞り加工に適した薄鋼板
（熱延鋼板、冷延鋼板）、およびこの鋼板表面に亜鉛系
めっきを施した薄鋼板（亜鉛系電気めっき鋼板、溶融亜
鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板など）に
関するものである。
または家電用に用いられる、深絞り加工に適した薄鋼板
（熱延鋼板、冷延鋼板）、およびこの鋼板表面に亜鉛系
めっきを施した薄鋼板（亜鉛系電気めっき鋼板、溶融亜
鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板など）に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用や家電用に用いられる薄鋼板
は、通常、プレス成形が施されて製品となる。近年、こ
れら製品の製造コスト削減等のために、より大きな薄鋼
板を成形する、いわゆる一体成形化が進められるように
なって、薄鋼板には一層優れた深絞り性が求められるよ
うになってきた。深絞り用の薄鋼板として、一般には、
極低炭素鋼にTiやNbといった炭窒化物形成元素を添加し
たいわゆるＩＦ（Intersticial free ）鋼が用いられて
いる。このような深絞り用の薄鋼板、特に、Tiを添加し
た極低炭素薄鋼板では、スラブを従来の大気雰囲気の下
で加熱する時に、鋼板表層が窒化する現象が見られる。
薄鋼板が窒化すると硬化するために、深絞り特性が劣化
してしまう。そのため、深絞り性を良好に保つために
は、窒化を極力抑制した薄鋼板が必要となる。
は、通常、プレス成形が施されて製品となる。近年、こ
れら製品の製造コスト削減等のために、より大きな薄鋼
板を成形する、いわゆる一体成形化が進められるように
なって、薄鋼板には一層優れた深絞り性が求められるよ
うになってきた。深絞り用の薄鋼板として、一般には、
極低炭素鋼にTiやNbといった炭窒化物形成元素を添加し
たいわゆるＩＦ（Intersticial free ）鋼が用いられて
いる。このような深絞り用の薄鋼板、特に、Tiを添加し
た極低炭素薄鋼板では、スラブを従来の大気雰囲気の下
で加熱する時に、鋼板表層が窒化する現象が見られる。
薄鋼板が窒化すると硬化するために、深絞り特性が劣化
してしまう。そのため、深絞り性を良好に保つために
は、窒化を極力抑制した薄鋼板が必要となる。
【０００３】ところで、これまでにも、窒化を抑制する
ための提案がいくつかなされてきた。例えば、特開昭48
−48318 号公報においては、鋼中にSn、Pb、As、Bi、T
e、Se、Sbを添加する方法が開示されている。また、特
に鋼中にSiを添加した珪素鋼板においては、特公昭58−
31366 号公報で、Sn、Sbを添加した技術が、また特開平
２−240214号公報では、Se、Te、Sb、Bi、Pb、Sn、Asを
熱延板に塗布し、非酸化性雰囲気での焼鈍を行う技術な
どが開示されている。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を製造するに当たっては、特開平２−38550 号公報で窒
化した鋼板表層を除去する方法が開示されている。
ための提案がいくつかなされてきた。例えば、特開昭48
−48318 号公報においては、鋼中にSn、Pb、As、Bi、T
e、Se、Sbを添加する方法が開示されている。また、特
に鋼中にSiを添加した珪素鋼板においては、特公昭58−
31366 号公報で、Sn、Sbを添加した技術が、また特開平
２−240214号公報では、Se、Te、Sb、Bi、Pb、Sn、Asを
熱延板に塗布し、非酸化性雰囲気での焼鈍を行う技術な
どが開示されている。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を製造するに当たっては、特開平２−38550 号公報で窒
化した鋼板表層を除去する方法が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記既
知技術のうち、鋼中にSbなどの元素を添加する特開昭48
−48318 号公報に開示の方法は専ら低炭素薄鋼板を対象
にして開発された技術であり、また、特公昭58−31366
号公報に開示の技術は珪素鋼板についてのものである。
これに対し、近年自動車用、家電用などとして用いられ
ている薄鋼板は、特に鋼中の炭素を極少量まで低下させ
ることにより延性を向上させた極低炭素（Ｃ：0.005 ％
以下) 薄鋼板である。かかる極低炭素薄鋼板において
は、Sbなどの添加作用が低炭素薄鋼板（Ｃ：0.02〜0.10
％) や珪素鋼板などのそれとは異なった挙動が予測され
るにもかかわらず、これまでのところ、極低炭素薄鋼板
を対象にした報告は見当たらない。また、Sbなどの元素
の塗布や鋼板表層の窒化層の除去を伴う方法は、製造工
程を煩雑にするばかりか、塗布装置、除去装置などの新
規設備の導入を必要とするので、コストの上昇をもたら
すのは否めない。
知技術のうち、鋼中にSbなどの元素を添加する特開昭48
−48318 号公報に開示の方法は専ら低炭素薄鋼板を対象
にして開発された技術であり、また、特公昭58−31366
号公報に開示の技術は珪素鋼板についてのものである。
これに対し、近年自動車用、家電用などとして用いられ
ている薄鋼板は、特に鋼中の炭素を極少量まで低下させ
ることにより延性を向上させた極低炭素（Ｃ：0.005 ％
以下) 薄鋼板である。かかる極低炭素薄鋼板において
は、Sbなどの添加作用が低炭素薄鋼板（Ｃ：0.02〜0.10
％) や珪素鋼板などのそれとは異なった挙動が予測され
るにもかかわらず、これまでのところ、極低炭素薄鋼板
を対象にした報告は見当たらない。また、Sbなどの元素
の塗布や鋼板表層の窒化層の除去を伴う方法は、製造工
程を煩雑にするばかりか、塗布装置、除去装置などの新
規設備の導入を必要とするので、コストの上昇をもたら
すのは否めない。
【０００５】本発明の目的は、従来技術が抱える上述し
た問題点を克服するとともに、優れた深絞り性をそなえ
た極低炭素薄鋼板（亜鉛系めっきを施したものを含む）
を提供することにある。
た問題点を克服するとともに、優れた深絞り性をそなえ
た極低炭素薄鋼板（亜鉛系めっきを施したものを含む）
を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは、上記目的を
達成すべく鋭意研究を重ねた結果、スラブ加熱時および
焼鈍時の窒化を抑制し、薄鋼板表層部における析出Ｎの
量を抑制することにより、深絞り性が改善できること、
また、析出Ｎの量を適正範囲に制御すれば、薄鋼板の表
層における結晶粒も異常粒とならず、深絞り性に好影響
をもたらすことがわかった。さらにかかる薄鋼板を素材
として、表面に亜鉛系めっきを施した場合にも、同様な
効果が得られることを確認した。このような知見をもと
に完成した本発明の要旨構成は以下のとおりである。 （１）質量％で、Ｃ：0.005 ％以下、Ti：0.01〜0.1 ％
を含有する深絞り用極低炭素薄鋼板において、（鋼板表
面から板厚の１／１００までの表層部における析出Ｎ濃
度）／（鋼板中央部における析出Ｎ濃度）で表される析
出Ｎ濃度比が3.0以下であることを特徴とする、深絞り
用極低炭素薄鋼板。 （２）鋼板表面から板厚方向 100μｍの位置における結
晶粒が、（圧延方向の粒径）／（板厚方向の粒径）で表
される形状比にして3.0 以下であることを特徴とする、
上記（１）に記載の深絞り用極低炭素薄鋼板。 （３）鋼板中に、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sbのうちの
少なくとも１種を、質量％で、それぞれ0.001 〜0.10％
含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に
記載の深絞り用極低炭素薄鋼板。 （４）上記（１）〜（３）のいずれか１つに記載の薄鋼
板を素材とし、電気めっきまたは溶融金属めっきによ
り、亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭素薄鋼板 （５）鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施した極低炭
素薄鋼板であって、このめっき層中には、Sn、Pb、As、
Bi、Te、Se、Sbのうちの少なくとも１種を、質量％で、
それぞれ0.0001〜0.01％含有することを特徴とする、上
記（４）に記載の亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭
素薄鋼板。 （６）鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施した極低炭
素薄鋼板であって、このめっき層における合金相のＸ線
回折強度比Ｄが0.2 以下であることを特徴とする、上記
（４）または（５）に記載の亜鉛系めっきを施した深絞
り用極低炭素薄鋼板。ただし、Ｘ線回折強度比Ｄ＝（Γ
相(222) 面のＸ線回折強度＋Γ1相(444) 面のＸ線回折
強度）／（δ1相(330) 面のＸ線回折強度）
達成すべく鋭意研究を重ねた結果、スラブ加熱時および
焼鈍時の窒化を抑制し、薄鋼板表層部における析出Ｎの
量を抑制することにより、深絞り性が改善できること、
また、析出Ｎの量を適正範囲に制御すれば、薄鋼板の表
層における結晶粒も異常粒とならず、深絞り性に好影響
をもたらすことがわかった。さらにかかる薄鋼板を素材
として、表面に亜鉛系めっきを施した場合にも、同様な
効果が得られることを確認した。このような知見をもと
に完成した本発明の要旨構成は以下のとおりである。 （１）質量％で、Ｃ：0.005 ％以下、Ti：0.01〜0.1 ％
を含有する深絞り用極低炭素薄鋼板において、（鋼板表
面から板厚の１／１００までの表層部における析出Ｎ濃
度）／（鋼板中央部における析出Ｎ濃度）で表される析
出Ｎ濃度比が3.0以下であることを特徴とする、深絞り
用極低炭素薄鋼板。 （２）鋼板表面から板厚方向 100μｍの位置における結
晶粒が、（圧延方向の粒径）／（板厚方向の粒径）で表
される形状比にして3.0 以下であることを特徴とする、
上記（１）に記載の深絞り用極低炭素薄鋼板。 （３）鋼板中に、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sbのうちの
少なくとも１種を、質量％で、それぞれ0.001 〜0.10％
含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に
記載の深絞り用極低炭素薄鋼板。 （４）上記（１）〜（３）のいずれか１つに記載の薄鋼
板を素材とし、電気めっきまたは溶融金属めっきによ
り、亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭素薄鋼板 （５）鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施した極低炭
素薄鋼板であって、このめっき層中には、Sn、Pb、As、
Bi、Te、Se、Sbのうちの少なくとも１種を、質量％で、
それぞれ0.0001〜0.01％含有することを特徴とする、上
記（４）に記載の亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭
素薄鋼板。 （６）鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施した極低炭
素薄鋼板であって、このめっき層における合金相のＸ線
回折強度比Ｄが0.2 以下であることを特徴とする、上記
（４）または（５）に記載の亜鉛系めっきを施した深絞
り用極低炭素薄鋼板。ただし、Ｘ線回折強度比Ｄ＝（Γ
相(222) 面のＸ線回折強度＋Γ1相(444) 面のＸ線回折
強度）／（δ1相(330) 面のＸ線回折強度）
【０００７】
【発明の実施の形態】次に、本発明を完成するにいたっ
た経緯を含め、要旨構成を上記範囲に限定した理由につ
いて説明する。発明者らは、質量％（以下、％で表す）
で、Ｃ：0.005 ％以下、Ti：0.01〜0.1 ％を含有する深
絞り用のTi含有極低炭素薄鋼板を製造する際における、
スラブ加熱前後の表層を調査し、スラブ加熱時の窒化挙
動について検討した。この実験では、スラブの加熱条件
を実ラインで1250℃、２時間とし、鉄の酸化物を主体と
する酸化膜を除去した後、表層部の析出物をＴＥＭ（透
過型電子顕微鏡）にて観察及び同定を行った。その結
果、加熱前のスラブ表層には少量の析出物が観察され、
その殆どがTiの硫化物であるのに対し、スラブ加熱後の
表層では多量のTi系窒化物と少量のNb、Al、Ｂ系窒化物
からなる析出物が観察された。窒化による薄鋼板の深絞
り性の劣化は、スラブ加熱時に生成したこのTi窒化物な
どの析出物に起因しており、圧延等によって発生した歪
みが、この析出物による転位移動阻止作用により、十分
に消滅しなかったためと推定された。
た経緯を含め、要旨構成を上記範囲に限定した理由につ
いて説明する。発明者らは、質量％（以下、％で表す）
で、Ｃ：0.005 ％以下、Ti：0.01〜0.1 ％を含有する深
絞り用のTi含有極低炭素薄鋼板を製造する際における、
スラブ加熱前後の表層を調査し、スラブ加熱時の窒化挙
動について検討した。この実験では、スラブの加熱条件
を実ラインで1250℃、２時間とし、鉄の酸化物を主体と
する酸化膜を除去した後、表層部の析出物をＴＥＭ（透
過型電子顕微鏡）にて観察及び同定を行った。その結
果、加熱前のスラブ表層には少量の析出物が観察され、
その殆どがTiの硫化物であるのに対し、スラブ加熱後の
表層では多量のTi系窒化物と少量のNb、Al、Ｂ系窒化物
からなる析出物が観察された。窒化による薄鋼板の深絞
り性の劣化は、スラブ加熱時に生成したこのTi窒化物な
どの析出物に起因しており、圧延等によって発生した歪
みが、この析出物による転位移動阻止作用により、十分
に消滅しなかったためと推定された。
【０００８】そこで、スラブ加熱条件と焼鈍条件を種々
変動させて検討した結果、表層の析出Ｎ濃度（窒化物と
して析出状態で存在するＮの鋼中濃度を言う、以下同
じ）がプレス成形性に関与していることが分かった。図
１に、薄鋼板表層部（板厚表面から板厚の１／100 の位
置）の析出Ｎ濃度と中央部（板厚１／３の中央位置）の
析出Ｎ濃度との比で表した析出Ｎ濃度比が熱延鋼板のｒ
値に及ぼす影響について示す。図１から析出Ｎ濃度比が
3.0 を超えるとｒ値は低下し、3.0 以下の場合に良好な
ｒ値が得られることがわかる。なお、薄鋼板表層部の析
出Ｎ濃度は、鋼板の表面より板厚の１／100 までの部分
を電解により溶解し、窒化物のみをとりだして、その窒
化物のＮ量を測定し、この値を溶解した全重量で除する
ことにより析出Ｎ濃度を求めた。一方、中央部の析出Ｎ
量は、薄鋼板の両表面からそれぞれ板厚の１／３を研削
して得られる板厚中央部１／３の部分の、表面から元板
厚の１／100 を電解し、同様の手法にて求めた。得られ
た両析出Ｎ濃度の比から析出Ｎ濃度比を算出した。
変動させて検討した結果、表層の析出Ｎ濃度（窒化物と
して析出状態で存在するＮの鋼中濃度を言う、以下同
じ）がプレス成形性に関与していることが分かった。図
１に、薄鋼板表層部（板厚表面から板厚の１／100 の位
置）の析出Ｎ濃度と中央部（板厚１／３の中央位置）の
析出Ｎ濃度との比で表した析出Ｎ濃度比が熱延鋼板のｒ
値に及ぼす影響について示す。図１から析出Ｎ濃度比が
3.0 を超えるとｒ値は低下し、3.0 以下の場合に良好な
ｒ値が得られることがわかる。なお、薄鋼板表層部の析
出Ｎ濃度は、鋼板の表面より板厚の１／100 までの部分
を電解により溶解し、窒化物のみをとりだして、その窒
化物のＮ量を測定し、この値を溶解した全重量で除する
ことにより析出Ｎ濃度を求めた。一方、中央部の析出Ｎ
量は、薄鋼板の両表面からそれぞれ板厚の１／３を研削
して得られる板厚中央部１／３の部分の、表面から元板
厚の１／100 を電解し、同様の手法にて求めた。得られ
た両析出Ｎ濃度の比から析出Ｎ濃度比を算出した。
【０００９】発明者らはまた、上記析出Ｎ濃度比を3.0
以下にする上で、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sbの各元素
を鋼中に添加すると、スラブ加熱時における窒化量が減
少し、有利に達成できることを確認した。図２に、Snの
添加量とスラブ加熱時の窒化量の関係を示す。ここで、
窒化量の測定方法は、スラブの表面に生成した酸化膜を
除去した後、表層１ｍｍを研削して分析試料を採取し、
窒素濃度を測定した。そして窒化量は、表層１ｍｍにお
ける加熱前後の窒素濃度の差から求めた。図２から、Sn
を0.001 ％以上添加することにより、窒化抑制効果が現
れることがわかる。しかし、このSnを0.1 ％を超えて過
度に添加すると深絞り性の劣化が観察された。このため
Snの添加範囲は0.001 〜0.1 ％とするのがよい。Sn以外
のPb、As、Bi、Te、Se、Sbも、0.001 〜0.1 ％の添加を
行うことにより、Snと同様な効果が得られる。なお、こ
れら元素を２種以上添加する場合には、これら元素の合
計量が0.001 〜0.1 ％になるように添加するのが望まし
い。
以下にする上で、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sbの各元素
を鋼中に添加すると、スラブ加熱時における窒化量が減
少し、有利に達成できることを確認した。図２に、Snの
添加量とスラブ加熱時の窒化量の関係を示す。ここで、
窒化量の測定方法は、スラブの表面に生成した酸化膜を
除去した後、表層１ｍｍを研削して分析試料を採取し、
窒素濃度を測定した。そして窒化量は、表層１ｍｍにお
ける加熱前後の窒素濃度の差から求めた。図２から、Sn
を0.001 ％以上添加することにより、窒化抑制効果が現
れることがわかる。しかし、このSnを0.1 ％を超えて過
度に添加すると深絞り性の劣化が観察された。このため
Snの添加範囲は0.001 〜0.1 ％とするのがよい。Sn以外
のPb、As、Bi、Te、Se、Sbも、0.001 〜0.1 ％の添加を
行うことにより、Snと同様な効果が得られる。なお、こ
れら元素を２種以上添加する場合には、これら元素の合
計量が0.001 〜0.1 ％になるように添加するのが望まし
い。
【００１０】スラブ加熱や再結晶焼鈍時に窒化が起こる
と、微細な析出物が生成し、この析出物は転位の移動を
阻害して異常結晶粒を生成しやすくする。図３(a) は微
細析出物が少なくて異常結晶粒がない場合の、図３(b)
は微細析出物のために異常結晶粒が生成した場合のそれ
ぞれ圧延方向断面の金属組織である。このような断面組
織の調査を種々の鋼板について行った結果、結晶粒の圧
延方向と板厚方向の粒径の比がｒ値に影響を及ぼしてい
ることがわかった。そして、鋼板表面から板厚方向 100
μｍの位置における薄鋼板表層部の結晶粒が、（圧延方
向の粒径）／（板厚方向の粒径）で表される形状比にし
て3.0 以下のとき、良好なｒ値が得られることがわかっ
た。なお、形状比は、薄鋼板の圧延方向の断面を光学顕
微鏡で覿察し、表面から厚さ方向 100μｍ、圧延方向20
0 μｍの長さの任意の範囲 ( 20000μｍ２)に存在する
結晶粒について、結晶粒厚さ方向の径と圧延方向の径を
測定し、両者の比の平均から求めた。
と、微細な析出物が生成し、この析出物は転位の移動を
阻害して異常結晶粒を生成しやすくする。図３(a) は微
細析出物が少なくて異常結晶粒がない場合の、図３(b)
は微細析出物のために異常結晶粒が生成した場合のそれ
ぞれ圧延方向断面の金属組織である。このような断面組
織の調査を種々の鋼板について行った結果、結晶粒の圧
延方向と板厚方向の粒径の比がｒ値に影響を及ぼしてい
ることがわかった。そして、鋼板表面から板厚方向 100
μｍの位置における薄鋼板表層部の結晶粒が、（圧延方
向の粒径）／（板厚方向の粒径）で表される形状比にし
て3.0 以下のとき、良好なｒ値が得られることがわかっ
た。なお、形状比は、薄鋼板の圧延方向の断面を光学顕
微鏡で覿察し、表面から厚さ方向 100μｍ、圧延方向20
0 μｍの長さの任意の範囲 ( 20000μｍ２)に存在する
結晶粒について、結晶粒厚さ方向の径と圧延方向の径を
測定し、両者の比の平均から求めた。
【００１１】以上述べたような析出Ｎ濃度比、また、こ
れと密接な関係にある結晶粒の形状比がｒ値に及ぼす傾
向は、熱延鋼板のみでなく、冷延鋼板でも、またこれら
薄鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板）を素材をとした亜鉛系電
気めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜
鉛めっき鋼板などのめっき鋼板でも同じであった。すな
わち、表層の析出Ｎ濃度比を制御することにより良好な
深絞り薄鋼板が得られ、また表層の結晶粒径比を制御す
ることで、より高品質な深絞り薄鋼板が得られる。そし
て、上記薄鋼板は、鋼板にSn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sb
のうちの少なくとも１種を0.001 〜0.1 ％の範囲で添加
することにより、薄鋼板表層の析出Ｎ濃度の低下、析出
Ｎ濃度比の低下を有利に実現することができる。
れと密接な関係にある結晶粒の形状比がｒ値に及ぼす傾
向は、熱延鋼板のみでなく、冷延鋼板でも、またこれら
薄鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板）を素材をとした亜鉛系電
気めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜
鉛めっき鋼板などのめっき鋼板でも同じであった。すな
わち、表層の析出Ｎ濃度比を制御することにより良好な
深絞り薄鋼板が得られ、また表層の結晶粒径比を制御す
ることで、より高品質な深絞り薄鋼板が得られる。そし
て、上記薄鋼板は、鋼板にSn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sb
のうちの少なくとも１種を0.001 〜0.1 ％の範囲で添加
することにより、薄鋼板表層の析出Ｎ濃度の低下、析出
Ｎ濃度比の低下を有利に実現することができる。
【００１２】さらに、発明者らが薄鋼板のうち、合金化
溶融亜鉛めっき鋼板について調査したところ、めっき層
中に、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sbのうちの少なくとも
１種をそれぞれ0.0001〜0.01％含有させると、良好な深
絞り性とともに優れた表面外観が得られるという事実も
掴んだ。かかる、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sb等をめっ
き層中で含有させるには、これら元素が薄鋼板の表層に
濃化した素材を用いて製造すればよく、これら元素が薄
鋼板からめっき層に供給されることにより行われる。な
お、このような元素を含有しない薄鋼板を素材とする場
合には、上記元素から選ばれる少なくとも１種の元素を
溶融亜鉛めっき浴中に添加することで達成できる。
溶融亜鉛めっき鋼板について調査したところ、めっき層
中に、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sbのうちの少なくとも
１種をそれぞれ0.0001〜0.01％含有させると、良好な深
絞り性とともに優れた表面外観が得られるという事実も
掴んだ。かかる、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sb等をめっ
き層中で含有させるには、これら元素が薄鋼板の表層に
濃化した素材を用いて製造すればよく、これら元素が薄
鋼板からめっき層に供給されることにより行われる。な
お、このような元素を含有しない薄鋼板を素材とする場
合には、上記元素から選ばれる少なくとも１種の元素を
溶融亜鉛めっき浴中に添加することで達成できる。
【００１３】なお、上述した表面外観向上のメカニズム
については、必ずしも明らかではないが、Sb、Sn等は、
偏析元素であるために、めっき及び合金化時に鋼板とめ
っき界面に偏析し、局所的な合金化を抑制するからであ
ると考えている。すなわち、粒界などの合金化の速い部
分では、偏析元素によりFeとZnの拡散が抑制され、均一
合金化がはかられて表面外観の向上が達成される。ま
た、発明者らの調査では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
場合、このめっき層における合金相のＸ線回折強度比Ｄ
〔＝（Γ相(222) 面のＸ線回折強度＋Γ1相(444) 面の
Ｘ線回折強度）／（δ1相(330) 面のＸ線回折強度）〕
を0.2 以下になるように調整すると、深絞り性が一層改
善されることもわかった。ここにＸ線回折強度比Ｄは、
合金化時の温度と時間により、制御することが可能であ
る。
については、必ずしも明らかではないが、Sb、Sn等は、
偏析元素であるために、めっき及び合金化時に鋼板とめ
っき界面に偏析し、局所的な合金化を抑制するからであ
ると考えている。すなわち、粒界などの合金化の速い部
分では、偏析元素によりFeとZnの拡散が抑制され、均一
合金化がはかられて表面外観の向上が達成される。ま
た、発明者らの調査では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
場合、このめっき層における合金相のＸ線回折強度比Ｄ
〔＝（Γ相(222) 面のＸ線回折強度＋Γ1相(444) 面の
Ｘ線回折強度）／（δ1相(330) 面のＸ線回折強度）〕
を0.2 以下になるように調整すると、深絞り性が一層改
善されることもわかった。ここにＸ線回折強度比Ｄは、
合金化時の温度と時間により、制御することが可能であ
る。
【００１４】なお、本発明が適用される薄鋼板の成分組
成は、Ｃ：0.005 ％以下、Ti：0.01〜0.1 ％を含有する
ほかは、通常の深絞り用薄鋼板の組成であればよい。そ
の他元素の好適な範囲として、Si：0.1 ％以下、Mn：0.
40％以下、Al：0.050 ％以下、Nb：0.05％以下、Ｂ：0.
0015％以下が挙げられる。また、スラブ加熱時において
窒化を抑制し、鋼板表層部の析出Ｎを低下させるには、
スラブ加熱時の加熱温度と時間および雰囲気中酸素濃度
を制御することも重要である。具体的には、本発明範囲
を達成するための条件として、例えば、スラブ加熱温度
を1150℃とし、1150℃での加熱時間を60分、その時の雰
囲気中酸素濃度を５％とするのがよい。また、結晶粒の
形状比を本発明範囲に制御するためには、スラブ加熱時
の雰囲気中酸素濃度について配慮することが望ましい。
このようなスラブ加熱条件の制御による薄鋼板の製造
は、Sbなどの元素の塗布や鋼板表層の窒化層の除去を行
う必要がないので、工程の複雑化やコストの上昇を伴う
ことなく実施できる。
成は、Ｃ：0.005 ％以下、Ti：0.01〜0.1 ％を含有する
ほかは、通常の深絞り用薄鋼板の組成であればよい。そ
の他元素の好適な範囲として、Si：0.1 ％以下、Mn：0.
40％以下、Al：0.050 ％以下、Nb：0.05％以下、Ｂ：0.
0015％以下が挙げられる。また、スラブ加熱時において
窒化を抑制し、鋼板表層部の析出Ｎを低下させるには、
スラブ加熱時の加熱温度と時間および雰囲気中酸素濃度
を制御することも重要である。具体的には、本発明範囲
を達成するための条件として、例えば、スラブ加熱温度
を1150℃とし、1150℃での加熱時間を60分、その時の雰
囲気中酸素濃度を５％とするのがよい。また、結晶粒の
形状比を本発明範囲に制御するためには、スラブ加熱時
の雰囲気中酸素濃度について配慮することが望ましい。
このようなスラブ加熱条件の制御による薄鋼板の製造
は、Sbなどの元素の塗布や鋼板表層の窒化層の除去を行
う必要がないので、工程の複雑化やコストの上昇を伴う
ことなく実施できる。
【００１５】
【実施例】表１に示す極低炭素鋼を転炉にて溶製し、連
続鋳造ラインでスラブとした。このスラブを加熱炉にて
加熱条件（温度、時間、酸素濃度）を変更して加熱し、
板厚３ｍｍまで熱間圧延した。その後、酸洗ラインで鉄
を主体とした酸化層を除去し、熱延鋼板とした。この鋼
板を冷間圧延し、0.6 ｍｍ厚の冷延鋼板とし、連続焼鈍
ラインにおいて再結晶焼鈍を行った。電気めっきには、
酸洗後の熱延鋼板、または連続焼鈍後の冷延鋼板を用
い、電気亜鉛めっき、または電気亜鉛ニッケルめっきを
行った。溶融亜鉛めっきには、酸洗後の熱延鋼板と冷間
圧延のままで焼鈍を行わない冷延鋼板を用い、連続溶融
亜鉛めっきラインにおいて、焼鈍、めっき、合金化を行
った。
続鋳造ラインでスラブとした。このスラブを加熱炉にて
加熱条件（温度、時間、酸素濃度）を変更して加熱し、
板厚３ｍｍまで熱間圧延した。その後、酸洗ラインで鉄
を主体とした酸化層を除去し、熱延鋼板とした。この鋼
板を冷間圧延し、0.6 ｍｍ厚の冷延鋼板とし、連続焼鈍
ラインにおいて再結晶焼鈍を行った。電気めっきには、
酸洗後の熱延鋼板、または連続焼鈍後の冷延鋼板を用
い、電気亜鉛めっき、または電気亜鉛ニッケルめっきを
行った。溶融亜鉛めっきには、酸洗後の熱延鋼板と冷間
圧延のままで焼鈍を行わない冷延鋼板を用い、連続溶融
亜鉛めっきラインにおいて、焼鈍、めっき、合金化を行
った。
【００１６】得られたこれら薄鋼板について、析出Ｎ濃
度比、結晶粒形状比、ｒ値を測定した。析出Ｎ濃度比
は、前述の方法と同様な方法で求めた。例えば、板厚３
ｍｍの熱延鋼板の場合、表層部の析出Ｎ濃度は、表面よ
り板厚の１／100 にあたる30μｍを電解により溶解し、
窒化物のみをとりだして析出Ｎの量（窒化物としてのＮ
量）を測定し、これを溶解した全重量で除すことにより
求め、一方、板厚中央部の析出Ｎ濃度は、板厚中央の１
／３厚部（中央の１ｍｍ厚）表面より30μｍを電解によ
り溶解し、同様にして析出Ｎ濃度を求めた。前者と後者
の濃度比から析出Ｎ濃度比を求めた。同様に、0.6 ｍｍ
の冷延鋼板の場合には、表層の析出Ｎ素濃度は板厚の１
／100 である６μｍを電解し、中央部のそれは0.2 ｍｍ
の表面６μｍを電解した。めっき鋼板での析出Ｎ濃度比
は、三酸化アンチモンを添加した塩酸にてめっき層を溶
解したほかは熱延鋼板または冷延鋼板の場合と同様の方
法で求めた。
度比、結晶粒形状比、ｒ値を測定した。析出Ｎ濃度比
は、前述の方法と同様な方法で求めた。例えば、板厚３
ｍｍの熱延鋼板の場合、表層部の析出Ｎ濃度は、表面よ
り板厚の１／100 にあたる30μｍを電解により溶解し、
窒化物のみをとりだして析出Ｎの量（窒化物としてのＮ
量）を測定し、これを溶解した全重量で除すことにより
求め、一方、板厚中央部の析出Ｎ濃度は、板厚中央の１
／３厚部（中央の１ｍｍ厚）表面より30μｍを電解によ
り溶解し、同様にして析出Ｎ濃度を求めた。前者と後者
の濃度比から析出Ｎ濃度比を求めた。同様に、0.6 ｍｍ
の冷延鋼板の場合には、表層の析出Ｎ素濃度は板厚の１
／100 である６μｍを電解し、中央部のそれは0.2 ｍｍ
の表面６μｍを電解した。めっき鋼板での析出Ｎ濃度比
は、三酸化アンチモンを添加した塩酸にてめっき層を溶
解したほかは熱延鋼板または冷延鋼板の場合と同様の方
法で求めた。
【００１７】また、結晶粒の形状比は以下の方法で求め
た。熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板（めっき層除去後
のもの）の各薄鋼板について、圧延方向の断面をダイヤ
モンドバフにて研磨し、１％ナイタール液にてエッチン
グを行い、結晶粒界が観察できるようにした。この断面
を光学顕微鏡にて 400倍で観察し、表面から厚さ方向10
0 μｍ、圧延方向200 μｍに存在する結晶粒について厚
さ方向および圧延方向の粒径を測定し、その比の平均値
を求めた。粒径の測定は、結晶粒のほぼ中心を通るよう
にして行った。ｒ値は、酸洗後の熱延鋼板、冷延焼鈍板
およびめっき鋼板（塩酸−アンチモンでめっさ層を除去
したもの）のそれぞれ圧延方向からJIS ５号試験片を採
取し、引張りにより測定した。
た。熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板（めっき層除去後
のもの）の各薄鋼板について、圧延方向の断面をダイヤ
モンドバフにて研磨し、１％ナイタール液にてエッチン
グを行い、結晶粒界が観察できるようにした。この断面
を光学顕微鏡にて 400倍で観察し、表面から厚さ方向10
0 μｍ、圧延方向200 μｍに存在する結晶粒について厚
さ方向および圧延方向の粒径を測定し、その比の平均値
を求めた。粒径の測定は、結晶粒のほぼ中心を通るよう
にして行った。ｒ値は、酸洗後の熱延鋼板、冷延焼鈍板
およびめっき鋼板（塩酸−アンチモンでめっさ層を除去
したもの）のそれぞれ圧延方向からJIS ５号試験片を採
取し、引張りにより測定した。
【００１８】合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面外観は、
その表面を目視にて観察し、合金化むらによる外観不良
がある場合に×、ない場合に○とした。めっき層中合金
相のＸ線回折強度比Ｄ、すなわち（Γ相(222) 面のＸ線
回折強度＋Γ1相(444) 面のＸ線回折強度）／（δ1相(3
30) 面のＸ線回折強度）は、理学電機（株）製Ｘ線回折
装置（ＲＩＮＴ１５００）により、管球：Ｃｕ、管電
圧：５０ｋＶ、管電流：２５０ｍＡ、スキャンスピー
ド：4.00度／ｍｉｎ、走査軸：２θ／θの条件で、Γ相
（２２２）面＋Γ1 相（４４４）面は面間隔2.60Åのピ
ーク、δ1 相（３３０）面は面間隔2.135 Åのピークの
強度を用いてそれらの比からＸ線回折強度比Ｄを求め
た。
その表面を目視にて観察し、合金化むらによる外観不良
がある場合に×、ない場合に○とした。めっき層中合金
相のＸ線回折強度比Ｄ、すなわち（Γ相(222) 面のＸ線
回折強度＋Γ1相(444) 面のＸ線回折強度）／（δ1相(3
30) 面のＸ線回折強度）は、理学電機（株）製Ｘ線回折
装置（ＲＩＮＴ１５００）により、管球：Ｃｕ、管電
圧：５０ｋＶ、管電流：２５０ｍＡ、スキャンスピー
ド：4.00度／ｍｉｎ、走査軸：２θ／θの条件で、Γ相
（２２２）面＋Γ1 相（４４４）面は面間隔2.60Åのピ
ーク、δ1 相（３３０）面は面間隔2.135 Åのピークの
強度を用いてそれらの比からＸ線回折強度比Ｄを求め
た。
【００１９】なお、スラブ加熱条件、焼鈍条件を表中
に、それ以外の条件は以下のとおりとした。 熱延条件 最終圧延温度：900 ℃ コイル巻き取り温度：600 ℃ 仕上げ板厚：３ｍｍ 冷延条件 板厚：0.6 ｍｍ 焼鈍条件 温度×時間： 820℃×60秒 雰囲気：２ vol％水素−窒素、露点−30℃ めっき条件 電気亜鉛めっき：付着量25g/m２ 電気亜鉛ニッケルめっき：付着量20g/m２、Ni10％ 溶融亜鉛めっき：付着量80g/m２ 合金化溶融亜鉛めっき：付着量40g/m２、Fe11〜12％ 合金化処理条件 温度×時間： 500〜550 ℃×10〜30秒
に、それ以外の条件は以下のとおりとした。 熱延条件 最終圧延温度：900 ℃ コイル巻き取り温度：600 ℃ 仕上げ板厚：３ｍｍ 冷延条件 板厚：0.6 ｍｍ 焼鈍条件 温度×時間： 820℃×60秒 雰囲気：２ vol％水素−窒素、露点−30℃ めっき条件 電気亜鉛めっき：付着量25g/m２ 電気亜鉛ニッケルめっき：付着量20g/m２、Ni10％ 溶融亜鉛めっき：付着量80g/m２ 合金化溶融亜鉛めっき：付着量40g/m２、Fe11〜12％ 合金化処理条件 温度×時間： 500〜550 ℃×10〜30秒
【００２０】表１の鋼１、２の成分で製造した各薄鋼板
について得られた、析出Ｎ濃度比、結晶粒の形状比おお
よびｒ値の測定結果を製造条件とともに表２に示す。ま
た、表１の鋼２の組成にSnなどの添加元素を添加した薄
鋼板についての結果を表３〜５に示す。表２および表３
〜５より、析出Ｎ濃度比が本発明範囲にある発明例は、
優れたｒ値が得られることがわかる。さらに、表層の結
晶粒の形状比が本発明範囲を満たすことにより一層のｒ
値の向上が認められる。めっき層にSn、Sbが所定量含有
し、またＸ線回折強度比Ｄが適正な発明例は合金むらが
なく外観が優れている。
について得られた、析出Ｎ濃度比、結晶粒の形状比おお
よびｒ値の測定結果を製造条件とともに表２に示す。ま
た、表１の鋼２の組成にSnなどの添加元素を添加した薄
鋼板についての結果を表３〜５に示す。表２および表３
〜５より、析出Ｎ濃度比が本発明範囲にある発明例は、
優れたｒ値が得られることがわかる。さらに、表層の結
晶粒の形状比が本発明範囲を満たすことにより一層のｒ
値の向上が認められる。めっき層にSn、Sbが所定量含有
し、またＸ線回折強度比Ｄが適正な発明例は合金むらが
なく外観が優れている。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】
【表５】
【００２６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
析出Ｎ濃度比を制御することにより、深絞り性に優れる
薄鋼板を提供することができる。また、さらに表層部結
晶粒の形状比を制御することにより一層の深絞り性の向
上が可能になる。なお、この析出Ｎ濃度比は、鋼中への
Sbなどの元素添加、スラブ加熱条件 (温度、時間、雰囲
気) 適正化により制御可能である。さらに、合金化溶融
亜鉛めっきを施した薄鋼板では、めっき層中に、上記Sn
などの元素を含有させること、あるいはまた、めっき層
における合金相のＸ線回折強度比を制限することによ
り、一層良好な品質を得ることができる。したがって、
本発明は、熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛系電気めっき鋼
板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼
板などの各種薄鋼板の加工性とくに深絞り性の改善に大
きく寄与する。
析出Ｎ濃度比を制御することにより、深絞り性に優れる
薄鋼板を提供することができる。また、さらに表層部結
晶粒の形状比を制御することにより一層の深絞り性の向
上が可能になる。なお、この析出Ｎ濃度比は、鋼中への
Sbなどの元素添加、スラブ加熱条件 (温度、時間、雰囲
気) 適正化により制御可能である。さらに、合金化溶融
亜鉛めっきを施した薄鋼板では、めっき層中に、上記Sn
などの元素を含有させること、あるいはまた、めっき層
における合金相のＸ線回折強度比を制限することによ
り、一層良好な品質を得ることができる。したがって、
本発明は、熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛系電気めっき鋼
板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼
板などの各種薄鋼板の加工性とくに深絞り性の改善に大
きく寄与する。
【図１】熱延鋼板のｒ値に及ぼす析出Ｎ濃度の影響を示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】スラブの窒化量に及ぼすＳｎ添加の影響を示す
グラフである。
グラフである。
【図３】薄鋼板の表層部における代表的な金属組織を表
す図である。
す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28 (72)発明者 加藤 千昭 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：0.005 ％以下、Ti：0.01
〜0.1 ％を含有する深絞り用極低炭素薄鋼板において、
（鋼板表面から板厚の１／１００までの表層部における
析出Ｎ濃度）／（鋼板中央部における析出Ｎ濃度）で表
される析出Ｎ濃度比が3.0 以下であることを特徴とす
る、深絞り用極低炭素薄鋼板。 - 【請求項２】 鋼板表面から板厚方向 100μｍの位置に
おける結晶粒が、（圧延方向の粒径）／（板厚方向の粒
径）で表される形状比にして3.0 以下であることを特徴
とする、請求項１に記載の深絞り用極低炭素薄鋼板。 - 【請求項３】 鋼板中に、Sn、Pb、As、Bi、Te、Se、Sb
のうちの少なくとも１種を、質量％で、それぞれ0.001
〜0.10％含有することを特徴とする、請求項１または２
に記載の深絞り用極低炭素薄鋼板。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれか１項に記載の薄
鋼板を素材とし、電気めっきまたは溶融金属めっきによ
り、亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭素薄鋼板 - 【請求項５】 鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施し
た極低炭素薄鋼板であって、このめっき層中には、Sn、
Pb、As、Bi、Te、Se、Sbのうちの少なくとも１種を、質
量％で、それぞれ0.0001〜0.01％含有することを特徴と
する、請求項４に記載の亜鉛系めっきを施した深絞り用
極低炭素薄鋼板。 - 【請求項６】 鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施し
た極低炭素薄鋼板であって、このめっき層における合金
相のＸ線回折強度比Ｄが0.2 以下であることを特徴とす
る、請求項４または５に記載の亜鉛系めっきを施した深
絞り用極低炭素薄鋼板。ただし、Ｘ線回折強度比Ｄ＝
（Γ相(222) 面のＸ線回折強度＋Γ1相(444) 面のＸ線
回折強度）／（δ1相(330) 面のＸ線回折強度）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000187838A JP2001073079A (ja) | 1999-07-05 | 2000-06-22 | 深絞り用極低炭素薄鋼板および亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭素薄鋼板 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19039399 | 1999-07-05 | ||
| JP11-190393 | 1999-07-05 | ||
| JP2000187838A JP2001073079A (ja) | 1999-07-05 | 2000-06-22 | 深絞り用極低炭素薄鋼板および亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭素薄鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001073079A true JP2001073079A (ja) | 2001-03-21 |
Family
ID=26506056
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000187838A Pending JP2001073079A (ja) | 1999-07-05 | 2000-06-22 | 深絞り用極低炭素薄鋼板および亜鉛系めっきを施した深絞り用極低炭素薄鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001073079A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010126736A (ja) * | 2008-11-25 | 2010-06-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板 |
| JP2016089221A (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-23 | 新日鐵住金株式会社 | 耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02240214A (ja) * | 1989-03-15 | 1990-09-25 | Nkk Corp | 無方向性電磁鋼板の熱延板焼鈍方法 |
| JPH03199344A (ja) * | 1989-12-28 | 1991-08-30 | Kawasaki Steel Corp | 連続打点性および耐２次加工脆性に優れた深絞り用亜鉛系めっき鋼板 |
| JPH06100979A (ja) * | 1992-09-21 | 1994-04-12 | Kawasaki Steel Corp | 高い張り剛性を有すると共にプレス成形性にも優れるプレス加工用薄鋼板 |
| JPH10168544A (ja) * | 1996-12-10 | 1998-06-23 | Nkk Corp | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその製造方法 |
| JPH10306361A (ja) * | 1997-05-02 | 1998-11-17 | Nkk Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2000226646A (ja) * | 1999-02-03 | 2000-08-15 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
2000
- 2000-06-22 JP JP2000187838A patent/JP2001073079A/ja active Pending
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| JPH10168544A (ja) * | 1996-12-10 | 1998-06-23 | Nkk Corp | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその製造方法 |
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| JP2016089221A (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-23 | 新日鐵住金株式会社 | 耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
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