JP3304191B2 - 耐二次加工脆性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
耐二次加工脆性に優れる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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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高強度で、かつプレ
ス成形性、表面処理性にすぐれる高強度冷延鋼板に好適
な溶融亜鉛めっきを施して耐二次加工脆性に優れる高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提案する
ものである。この発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛め
っき表面処理鋼板は、プレス加工をした後、例えば、自
動車車体用などに使用されるものであり、特にそれらに
要求される成形性と強度を同時に付与することができる
ため、鋼板の薄肉化ひいてはそれらの製品の軽量化が達
成できるという効果を有する。
ス成形性、表面処理性にすぐれる高強度冷延鋼板に好適
な溶融亜鉛めっきを施して耐二次加工脆性に優れる高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提案する
ものである。この発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛め
っき表面処理鋼板は、プレス加工をした後、例えば、自
動車車体用などに使用されるものであり、特にそれらに
要求される成形性と強度を同時に付与することができる
ため、鋼板の薄肉化ひいてはそれらの製品の軽量化が達
成できるという効果を有する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、製鋼段階で十分に脱炭処理を
行い極低炭素とし、鋼中の固溶Ｃや、固溶Ｎを、Ti, Nb
などの炭窒化物形成成分を含有させることにより、これ
らの炭窒化物として析出させ、Ｃ，Ｎを固定した鋼をベ
ース鋼とし、これに、Si，Ｐ及びMnなどを固溶させ、強
度を上げた高張力冷延鋼板についてはすでに多くの提案
がなされている。たとえば、特公昭63−190141号公報に
おいては上記極低炭素Ti添加鋼に、多量のMn，Ｐを添加
させた冷延鋼板が開示されている。この場合において
は、適量のMn，Ｐを添加することにより、焼鈍後、少量
の固溶Ｃが残存し、これが、平均ｒ値を著しく向上さ
せ、しかも、粒界に存在する固溶Ｃのため二次加工脆性
が効果的に防止されるとしている。
行い極低炭素とし、鋼中の固溶Ｃや、固溶Ｎを、Ti, Nb
などの炭窒化物形成成分を含有させることにより、これ
らの炭窒化物として析出させ、Ｃ，Ｎを固定した鋼をベ
ース鋼とし、これに、Si，Ｐ及びMnなどを固溶させ、強
度を上げた高張力冷延鋼板についてはすでに多くの提案
がなされている。たとえば、特公昭63−190141号公報に
おいては上記極低炭素Ti添加鋼に、多量のMn，Ｐを添加
させた冷延鋼板が開示されている。この場合において
は、適量のMn，Ｐを添加することにより、焼鈍後、少量
の固溶Ｃが残存し、これが、平均ｒ値を著しく向上さ
せ、しかも、粒界に存在する固溶Ｃのため二次加工脆性
が効果的に防止されるとしている。
【０００３】この他にも、上記極低炭素鋼に、Si, Mn，
Ｐの固溶強化成分を複合添加する冷延板について、いく
つかの開示例がある。しかしながら、これらの成分はめ
っき性に影響を及ぼすことが知られていて、特にこれら
の成分を含む鋼板を溶融亜鉛めっきすることは非常に困
難であった。
Ｐの固溶強化成分を複合添加する冷延板について、いく
つかの開示例がある。しかしながら、これらの成分はめ
っき性に影響を及ぼすことが知られていて、特にこれら
の成分を含む鋼板を溶融亜鉛めっきすることは非常に困
難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】以上のことから、発明
者らはもちろんのこと当業界おいても、溶融亜鉛めっき
特性に優れ、引張強さが38kgf/mm2 以上で、平均ｒ値が
1.5 以上の溶融亜鉛めっき鋼板を得ること、および、こ
れを低コストの合金添加でしかも通常の連続焼鈍により
目標とする特性が得られる製造方法が求められている。
者らはもちろんのこと当業界おいても、溶融亜鉛めっき
特性に優れ、引張強さが38kgf/mm2 以上で、平均ｒ値が
1.5 以上の溶融亜鉛めっき鋼板を得ること、および、こ
れを低コストの合金添加でしかも通常の連続焼鈍により
目標とする特性が得られる製造方法が求められている。
【０００５】したがって、この発明の目的とするところ
は、前記した問題点を有利に解決し、極低炭素Ti, Nb,
Ｂ複合添加鋼をベース鋼とし、引張強さが38kgf/mm2 以
上で、耐二次加工脆性及び溶融亜鉛めっき特性に優れ、
かつ、平均ｒ値が1.5 以上となる高平均ｒ値の高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案することにあ
る。
は、前記した問題点を有利に解決し、極低炭素Ti, Nb,
Ｂ複合添加鋼をベース鋼とし、引張強さが38kgf/mm2 以
上で、耐二次加工脆性及び溶融亜鉛めっき特性に優れ、
かつ、平均ｒ値が1.5 以上となる高平均ｒ値の高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案することにあ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは、かかる目的
達成のため、上記の極低炭素Ti, Nb, Ｂ複合添加鋼に注
目し、鋭意研究を進めてきた。その結果、極低炭素Ti,
Nb, Ｂ複合添加鋼に、Si，Ｐ含有量にたいして、Mnの含
有量を適当なバランスに保たせることにより、高い平均
ｒ値が得られることを見いださしたが、このような鋼板
ではSi, Mnが表面に濃化し、溶融亜鉛めっき時に不鍍金
を生じやすくなるという問題がありこれを克服する手段
としてNOF （無酸化炉）処理やブラシング後酸洗処理が
考えられた。
達成のため、上記の極低炭素Ti, Nb, Ｂ複合添加鋼に注
目し、鋭意研究を進めてきた。その結果、極低炭素Ti,
Nb, Ｂ複合添加鋼に、Si，Ｐ含有量にたいして、Mnの含
有量を適当なバランスに保たせることにより、高い平均
ｒ値が得られることを見いださしたが、このような鋼板
ではSi, Mnが表面に濃化し、溶融亜鉛めっき時に不鍍金
を生じやすくなるという問題がありこれを克服する手段
としてNOF （無酸化炉）処理やブラシング後酸洗処理が
考えられた。
【０００７】そしてさらに研究を重ねた結果、焼鈍・ブ
ラシング酸洗・めっきプロセスにおいて、１次及び２次
の焼鈍を行い、かつめっき直前の２次焼鈍温度を最適化
しないと耐二次加工脆性が非常に悪化することを新規に
知見し、この発明を達成したものである。なおこれは、
Ｐによる偏析が主要な原因と考えられるが詳細な理由は
不明である。すなわち、この発明の要旨は以下の通りで
ある。 Ｃ：0.001 mass％以上、 0.007 mass ％以下、 Si：0.05 mass ％以上、 0.5 mass ％以下、 Mn：0.5 mass％以上、 2.0 mass ％以下、 Ni：0.8 mass％以下、 Ti：0.01 mass ％以上、 0.2 mass ％以下、 Nb：0.001 mass％以上、0.1 mass％以下、 Ｂ：0.0002 mass ％以上、0.005 mass％以下、 Cu：1.0 mass％以下、 Ｐ：0.03 mass ％以上、0.12 mass ％以下、 sol Al：0.1 mass％以下、 Ｓ：0.02 mass ％以下 及び Ｎ：0.005 mass％以下 を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼
スラブを素材として、Ar3 点 (℃) 以上、Ar3 点 (℃)
＋100 ℃以下の圧延仕上げ温度範囲で熱間圧延を終了し
たのち650 ℃以下の温度域でコイルに巻きとり、スケー
ル除去後冷間圧延し、750 ℃以上の温度で１次連続焼鈍
を行ったのち、酸洗又はブラシング後酸洗し温度Ｔ
（℃）が500 ℃以上で、かつ上記Ｐの含有量の値を（％
Ｐ）としてあらわす下記式(1) 又は(2) を満たす温度域
での２次焼鈍に続いて溶融亜鉛めっきを行い合金化処理
を施すことを特徴とする耐二次加工脆性に優れる高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。 〔記〕 Ｔ (℃) ≦700(℃) −［（％Ｐ）−0.03］×1000 (℃) --- (1) Ｔ (℃) ≧700(℃) ＋［（％Ｐ）−0.03］×1000 (℃) --- (2)
ラシング酸洗・めっきプロセスにおいて、１次及び２次
の焼鈍を行い、かつめっき直前の２次焼鈍温度を最適化
しないと耐二次加工脆性が非常に悪化することを新規に
知見し、この発明を達成したものである。なおこれは、
Ｐによる偏析が主要な原因と考えられるが詳細な理由は
不明である。すなわち、この発明の要旨は以下の通りで
ある。 Ｃ：0.001 mass％以上、 0.007 mass ％以下、 Si：0.05 mass ％以上、 0.5 mass ％以下、 Mn：0.5 mass％以上、 2.0 mass ％以下、 Ni：0.8 mass％以下、 Ti：0.01 mass ％以上、 0.2 mass ％以下、 Nb：0.001 mass％以上、0.1 mass％以下、 Ｂ：0.0002 mass ％以上、0.005 mass％以下、 Cu：1.0 mass％以下、 Ｐ：0.03 mass ％以上、0.12 mass ％以下、 sol Al：0.1 mass％以下、 Ｓ：0.02 mass ％以下 及び Ｎ：0.005 mass％以下 を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼
スラブを素材として、Ar3 点 (℃) 以上、Ar3 点 (℃)
＋100 ℃以下の圧延仕上げ温度範囲で熱間圧延を終了し
たのち650 ℃以下の温度域でコイルに巻きとり、スケー
ル除去後冷間圧延し、750 ℃以上の温度で１次連続焼鈍
を行ったのち、酸洗又はブラシング後酸洗し温度Ｔ
（℃）が500 ℃以上で、かつ上記Ｐの含有量の値を（％
Ｐ）としてあらわす下記式(1) 又は(2) を満たす温度域
での２次焼鈍に続いて溶融亜鉛めっきを行い合金化処理
を施すことを特徴とする耐二次加工脆性に優れる高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。 〔記〕 Ｔ (℃) ≦700(℃) −［（％Ｐ）−0.03］×1000 (℃) --- (1) Ｔ (℃) ≧700(℃) ＋［（％Ｐ）−0.03］×1000 (℃) --- (2)
【０００８】
【作用】この発明において鋼の成分組成および製造条件
を限定する理由について説明する。
を限定する理由について説明する。
【０００９】Ｃ：0.001 〜0.007 mass％、Ｃは、再結晶
時に固溶Ｃが多量に残存した場合、平均ｒ値を大きく劣
化させる。また、固溶Ｃを固定させるTi, NbもＣ量に応
じて含有させる必要があるため、Ｃ含有量はできるだけ
低いことが好ましいが、許容できる上限を0.007mass ％
とする。一方、Ｃ含有量の下限は、低い程良いのである
が、現在の製鋼技術から、0.001 mass％とする。
時に固溶Ｃが多量に残存した場合、平均ｒ値を大きく劣
化させる。また、固溶Ｃを固定させるTi, NbもＣ量に応
じて含有させる必要があるため、Ｃ含有量はできるだけ
低いことが好ましいが、許容できる上限を0.007mass ％
とする。一方、Ｃ含有量の下限は、低い程良いのである
が、現在の製鋼技術から、0.001 mass％とする。
【００１０】Si：0.05〜0.5 mass％、Siは、固溶強化能
が大きく、平均ｒ値をそれほど劣化させないため、固溶
強化成分としては最適である。このためには0.05mass％
以上を含有させる必要がある。しかしながら、含有量が
多くなると表面処理性が悪くなるためその上限を0.5mas
s％とする。
が大きく、平均ｒ値をそれほど劣化させないため、固溶
強化成分としては最適である。このためには0.05mass％
以上を含有させる必要がある。しかしながら、含有量が
多くなると表面処理性が悪くなるためその上限を0.5mas
s％とする。
【００１１】Mn：0.5 〜2.0 mass％、Mnは、Si，Ｐとは
異なり、変態点を下げる成分であるため、これを有効に
活用することにより、熱延板の粒径を非常に細かくする
ことができる。熱延板の細粒化は、熱延板の結晶粒界よ
り、焼鈍板の(111) 集合組織が発達し、平均ｒ値の向上
に非常に有効である。その効果は含有量が0.5 mass％以
上で得られる。一方、Mn自体は平均ｒ値を劣化させる成
分であるため、多量に含有させることは有効でなく、そ
の含有量が２mass％超えでは、めっき性が低下するこ
と、また低温変態相が現れやすくなってフェライト組織
でなくなり、平均ｒ値を大きく劣化させる。したがっ
て、その含有量は0.5 mass％以上、2.0mass ％以下とす
る。また、上記Si、下記するNi, Cu及びＰの含有量との
バランスについては 0.2 ≦(Si(mass％) ＋P(mass％))／(Mn(mass％) ＋Cu
(mass％) ＋Ni(mass ％))≦1.0 とすることが望ましい。これは、上記バランスが0.2 よ
り小さくなると平均ｒ値が劣化し、反対に1.0 より多く
なると変態点が高くなり、熱延板の細粒化が望めないか
らである。
異なり、変態点を下げる成分であるため、これを有効に
活用することにより、熱延板の粒径を非常に細かくする
ことができる。熱延板の細粒化は、熱延板の結晶粒界よ
り、焼鈍板の(111) 集合組織が発達し、平均ｒ値の向上
に非常に有効である。その効果は含有量が0.5 mass％以
上で得られる。一方、Mn自体は平均ｒ値を劣化させる成
分であるため、多量に含有させることは有効でなく、そ
の含有量が２mass％超えでは、めっき性が低下するこ
と、また低温変態相が現れやすくなってフェライト組織
でなくなり、平均ｒ値を大きく劣化させる。したがっ
て、その含有量は0.5 mass％以上、2.0mass ％以下とす
る。また、上記Si、下記するNi, Cu及びＰの含有量との
バランスについては 0.2 ≦(Si(mass％) ＋P(mass％))／(Mn(mass％) ＋Cu
(mass％) ＋Ni(mass ％))≦1.0 とすることが望ましい。これは、上記バランスが0.2 よ
り小さくなると平均ｒ値が劣化し、反対に1.0 より多く
なると変態点が高くなり、熱延板の細粒化が望めないか
らである。
【００１２】Ni：0.8 mass％以下、Niは、主としてCu添
加にともなって含有させる。Cuを含有させると熱延時に
低融点相ができ、これが胡麻へげ欠陥となる。これを回
避するにはCuと全率固溶体を作るNi添加が有効である。
しかも、Niは、Cu、Mnと同様に変態点を下げる成分であ
るため、これらの成分と同様の効果が期待できる。しか
しながら、含有量が0.8 mass％を超えると低温変態相が
現れやすくなってフェライト組織がなくなり、平均ｒ値
を大きく劣化させる。したがって、その含有量の上限を
0.8 mass％とする。
加にともなって含有させる。Cuを含有させると熱延時に
低融点相ができ、これが胡麻へげ欠陥となる。これを回
避するにはCuと全率固溶体を作るNi添加が有効である。
しかも、Niは、Cu、Mnと同様に変態点を下げる成分であ
るため、これらの成分と同様の効果が期待できる。しか
しながら、含有量が0.8 mass％を超えると低温変態相が
現れやすくなってフェライト組織がなくなり、平均ｒ値
を大きく劣化させる。したがって、その含有量の上限を
0.8 mass％とする。
【００１３】Ti：0.01〜0.2 mass％、Tiは、固溶Ｃ，
Ｎ，ＳをTiC, TiN, TiS として固定するために含有させ
る。その効果は含有量が0.01 mass ％未満では十分でな
く、0.2 mass％超えでは、燐化物が発生し、伸び及び平
均ｒ値を劣化させる。したがって、その含有量は0.01ma
ss％以上、0.2 mass％以下とする。
Ｎ，ＳをTiC, TiN, TiS として固定するために含有させ
る。その効果は含有量が0.01 mass ％未満では十分でな
く、0.2 mass％超えでは、燐化物が発生し、伸び及び平
均ｒ値を劣化させる。したがって、その含有量は0.01ma
ss％以上、0.2 mass％以下とする。
【００１４】Nb：0.001 〜0.1mass ％、Nbは、Tiと同様
ＣをNbC として固溶Ｃを固定するのに利用される。Tiの
みでも固溶Ｃの固定はできるが、Nbを複合添加すること
によりより有効に固溶Ｃを固定することができ、平均ｒ
値の向上が望める。その効果は含有量が0.001mass ％未
満では十分でなく0.1mass ％を超えて含有させるとオー
ステナイト未再結晶状態で熱間圧延することになって焼
鈍材の成形性に悪影響をおよぼす。したがって、その含
有量は0.001mass 以上、0.1mass ％以下とする。
ＣをNbC として固溶Ｃを固定するのに利用される。Tiの
みでも固溶Ｃの固定はできるが、Nbを複合添加すること
によりより有効に固溶Ｃを固定することができ、平均ｒ
値の向上が望める。その効果は含有量が0.001mass ％未
満では十分でなく0.1mass ％を超えて含有させるとオー
ステナイト未再結晶状態で熱間圧延することになって焼
鈍材の成形性に悪影響をおよぼす。したがって、その含
有量は0.001mass 以上、0.1mass ％以下とする。
【００１５】Ｂ：0.0002〜0.005 mass％、Ｂは、二次加
工脆性を防止するために含有させる。とくに極低炭素鋼
板に固溶強化成分を含有させると、耐二次加工脆性が劣
化するためＢを含有させることを必須とする。その効果
は含有量が 0.0002 mass％以上で発現するが、0.005 ma
ss％を超えて過剰に含有させると、熱間圧延時にオース
テナイトの再結晶を遅らせ、圧延時の負荷が大きくな
り、しかも、焼鈍板の材質を劣化させる。したがって、
その含有量は0.0002 mass ％以上、0.005 mass％以下と
する。
工脆性を防止するために含有させる。とくに極低炭素鋼
板に固溶強化成分を含有させると、耐二次加工脆性が劣
化するためＢを含有させることを必須とする。その効果
は含有量が 0.0002 mass％以上で発現するが、0.005 ma
ss％を超えて過剰に含有させると、熱間圧延時にオース
テナイトの再結晶を遅らせ、圧延時の負荷が大きくな
り、しかも、焼鈍板の材質を劣化させる。したがって、
その含有量は0.0002 mass ％以上、0.005 mass％以下と
する。
【００１６】Cu：1.0 mass％以下、Cuは、Mn, Niと同様
に変態点を下げる成分であるため、これを有効に活用す
ることにより、熱延板の粒径を非常に細かくすることが
できる。また、Cuはめっき性を劣化させない成分である
ため、表面処理性の面から非常に有効である。しかしな
がら、1.0 mass％超えでは、低温変態相が現れやすくな
ってフェライト組織でなくなり、平均ｒ値を大きく劣化
させる。したがって、その含有量の上限を1.0 mass％と
する。
に変態点を下げる成分であるため、これを有効に活用す
ることにより、熱延板の粒径を非常に細かくすることが
できる。また、Cuはめっき性を劣化させない成分である
ため、表面処理性の面から非常に有効である。しかしな
がら、1.0 mass％超えでは、低温変態相が現れやすくな
ってフェライト組織でなくなり、平均ｒ値を大きく劣化
させる。したがって、その含有量の上限を1.0 mass％と
する。
【００１７】Ｐ：0.03〜0.12 mass ％ Ｐは、固溶強化成分としては重要であり、固溶強化能は
Si, Mnにくらべて高く、平均ｒ値を上昇させる成分でも
ある。それらの効果を得るためには0.03mass％以上含有
させる必要があるが、0.12mass％を超えて含有させる
と、粒界に偏析してその粒界を脆化させる。また、凝固
時の中心偏析の原因となること、さらに、合金化溶融亜
鉛めっきの際、合金化速度を遅延させる。したがって、
その含有量は0.03mass％以上、0.12 mass ％以下とす
る。
Si, Mnにくらべて高く、平均ｒ値を上昇させる成分でも
ある。それらの効果を得るためには0.03mass％以上含有
させる必要があるが、0.12mass％を超えて含有させる
と、粒界に偏析してその粒界を脆化させる。また、凝固
時の中心偏析の原因となること、さらに、合金化溶融亜
鉛めっきの際、合金化速度を遅延させる。したがって、
その含有量は0.03mass％以上、0.12 mass ％以下とす
る。
【００１８】sol Al：0.1 mass％以下、Alは、脱酸に必
要な成分であるが、sol Al含有量が0.1 mass％を超える
と脱酸効果が飽和するだけでなく、介在物が増加し、成
形性に悪影響を及ぼす。したがって、その含有量は0.1
mass％以下とする。
要な成分であるが、sol Al含有量が0.1 mass％を超える
と脱酸効果が飽和するだけでなく、介在物が増加し、成
形性に悪影響を及ぼす。したがって、その含有量は0.1
mass％以下とする。
【００１９】Ｓ：0.02mass％以下、Ｓは、平均ｒ値に影
響を及ぼさないが、含有量が0.02mass％超えるとMnS 等
の介在物が増加し、伸びフランジ性に代表される局部延
性を低下させる原因となる。したがって、その含有量は
0.02mass％以下、とする。
響を及ぼさないが、含有量が0.02mass％超えるとMnS 等
の介在物が増加し、伸びフランジ性に代表される局部延
性を低下させる原因となる。したがって、その含有量は
0.02mass％以下、とする。
【００２０】Ｎ：0.005 mass％以下、Ｎは、不可避的に
鋼中に混入する不純物成分であるが、Ti添加によりTiN
として固定し成形性を向上させる。しかしながら、多量
のTiN が形成されると加工性の劣化をまねく。その許容
できる含有量の上限を0.005 mass％とする。
鋼中に混入する不純物成分であるが、Ti添加によりTiN
として固定し成形性を向上させる。しかしながら、多量
のTiN が形成されると加工性の劣化をまねく。その許容
できる含有量の上限を0.005 mass％とする。
【００２１】次に、製造条件の限定理由について述べ
る。 熱間圧延終了温度：Ar3 点〜Ar3 点＋100 ℃ 熱間圧延終了温度は、変態点に応じて変化させる必要が
ある。Ar3 変態点未満では、二相域圧延となり、焼鈍板
の平均ｒ値に悪影響をおよぼす集合組織が発達してしま
う。一方、Ar3 変態点に対して相対的に高い温度、すな
わち100 ℃を超えて高くなると、熱延板組織の粒径が粗
くなり、焼鈍時に深絞り性に有効な集合組織が発達しな
くなるために不適である。したがって、熱間圧延終了温
度は、Ar 3 点 (℃) からAr3 点 (℃) ＋100 ℃の温度範
囲とする。 巻取り温度:650℃以下 巻取り温度は、この発明のようにTi，Ｐが複合添加され
ている場合、650 ℃を超えると平均ｒ値が大きく劣化す
ることを見いだしたことにより限定するものである。こ
れは、650 ℃を超える巻取り温度では、TiおよびFeの燐
化物が熱延板に多量に析出し、詳細は不明であるが、こ
れが焼鈍材の平均ｒ値に悪影響を及ぼすためと推測され
る。
る。 熱間圧延終了温度：Ar3 点〜Ar3 点＋100 ℃ 熱間圧延終了温度は、変態点に応じて変化させる必要が
ある。Ar3 変態点未満では、二相域圧延となり、焼鈍板
の平均ｒ値に悪影響をおよぼす集合組織が発達してしま
う。一方、Ar3 変態点に対して相対的に高い温度、すな
わち100 ℃を超えて高くなると、熱延板組織の粒径が粗
くなり、焼鈍時に深絞り性に有効な集合組織が発達しな
くなるために不適である。したがって、熱間圧延終了温
度は、Ar 3 点 (℃) からAr3 点 (℃) ＋100 ℃の温度範
囲とする。 巻取り温度:650℃以下 巻取り温度は、この発明のようにTi，Ｐが複合添加され
ている場合、650 ℃を超えると平均ｒ値が大きく劣化す
ることを見いだしたことにより限定するものである。こ
れは、650 ℃を超える巻取り温度では、TiおよびFeの燐
化物が熱延板に多量に析出し、詳細は不明であるが、こ
れが焼鈍材の平均ｒ値に悪影響を及ぼすためと推測され
る。
【００２２】冷間圧延は常法にしたがって行えばよく、
その圧下率も通常常識の範囲でよい。１次焼鈍は連続焼
鈍が望ましい。その場合の焼鈍温度は再結晶が完了する
ように750 ℃以上とし、その上限はAc1 点＋50℃以下に
することが好ましい。
その圧下率も通常常識の範囲でよい。１次焼鈍は連続焼
鈍が望ましい。その場合の焼鈍温度は再結晶が完了する
ように750 ℃以上とし、その上限はAc1 点＋50℃以下に
することが好ましい。
【００２３】２次焼鈍温度T(℃):500 ℃以上で、かつＴ
(℃) ≦ 700 (℃) −［（％Ｐ）−0.03］×1000 (℃)
又はＴ (℃) ≧700(℃) ＋［（％Ｐ）−0.03］×1000
(℃) 図１に(%Ｐ）と２次焼鈍温度の関係において、この発明
の限定範囲のグラフを示す。２次焼鈍温度は、この成分
系においては700 ℃近傍では脆化が激しく、その温度域
はＰ含有量により左右される。この詳細な理由は不明で
あるがその温度域での燐の粒界偏析が非常に促進される
ことが大きな原因と思われる。したがって、２次焼鈍温
度Ｔ (℃) は、Ｔ (℃) ≦ 700 (℃) −［（％Ｐ）−0.
03］×1000 (℃) 又はＴ (℃) ≧700(℃) ＋［（％Ｐ）
−0.03］×1000 (℃) とする。また、500 ℃以上でない
と鋼板表面の還元が不十分となりめっき性が悪くなる。
(℃) ≦ 700 (℃) −［（％Ｐ）−0.03］×1000 (℃)
又はＴ (℃) ≧700(℃) ＋［（％Ｐ）−0.03］×1000
(℃) 図１に(%Ｐ）と２次焼鈍温度の関係において、この発明
の限定範囲のグラフを示す。２次焼鈍温度は、この成分
系においては700 ℃近傍では脆化が激しく、その温度域
はＰ含有量により左右される。この詳細な理由は不明で
あるがその温度域での燐の粒界偏析が非常に促進される
ことが大きな原因と思われる。したがって、２次焼鈍温
度Ｔ (℃) は、Ｔ (℃) ≦ 700 (℃) −［（％Ｐ）−0.
03］×1000 (℃) 又はＴ (℃) ≧700(℃) ＋［（％Ｐ）
−0.03］×1000 (℃) とする。また、500 ℃以上でない
と鋼板表面の還元が不十分となりめっき性が悪くなる。
【００２４】
【実施例】表１に示す化学成分組成になる鋼スラブを圧
延開始温度：1250℃で熱間圧延してコイルに巻取り、酸
洗後、80％の圧下率にて冷間圧延を行い、表２に示す焼
鈍温度に40秒間のアランダムバス処理を施す１次焼鈍を
行い、酸洗後表２に示す焼鈍温度での２次焼鈍に続いて
溶融亜鉛めっきし合金化処理を施した。
延開始温度：1250℃で熱間圧延してコイルに巻取り、酸
洗後、80％の圧下率にて冷間圧延を行い、表２に示す焼
鈍温度に40秒間のアランダムバス処理を施す１次焼鈍を
行い、酸洗後表２に示す焼鈍温度での２次焼鈍に続いて
溶融亜鉛めっきし合金化処理を施した。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】 かくして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、
引張特性、耐２次加工脆性（脆性遷移温度）などを調査
し、亜鉛めっきについて、めっき性、めっき密着性、合
金化速度などについて評価した。これらの調査結果を表
２に併せて示した。
引張特性、耐２次加工脆性（脆性遷移温度）などを調査
し、亜鉛めっきについて、めっき性、めっき密着性、合
金化速度などについて評価した。これらの調査結果を表
２に併せて示した。
【００２７】ここに、引張り試験は、0.8 ％の調質圧延
をほどこし圧延方向に採取したJIS ５号試験片（平行部
幅25mm、標点間距離50mm) を用いて行った。ｒ値の測定
は、圧延方向（Ｌ）圧延45°方向（Ｄ）および圧延直角
方向（Ｔ）から採取したJIS ５号試験片を用いて標点間
距離25mmで15％引張歪みを与えて行った。そして平均ｒ
値は 平均ｒ値＝（ｒL ＋ｒT ＋２ｒD ）／４ より求めた。耐二次加工脆性は、絞り比1.8 のカップに
成形後、所定の温度で80cm−５kgの衝撃をあたえ割れが
入り始める温度を遷移温度とした。
をほどこし圧延方向に採取したJIS ５号試験片（平行部
幅25mm、標点間距離50mm) を用いて行った。ｒ値の測定
は、圧延方向（Ｌ）圧延45°方向（Ｄ）および圧延直角
方向（Ｔ）から採取したJIS ５号試験片を用いて標点間
距離25mmで15％引張歪みを与えて行った。そして平均ｒ
値は 平均ｒ値＝（ｒL ＋ｒT ＋２ｒD ）／４ より求めた。耐二次加工脆性は、絞り比1.8 のカップに
成形後、所定の温度で80cm−５kgの衝撃をあたえ割れが
入り始める温度を遷移温度とした。
【００２８】また、亜鉛めっきの評価及び判定基準は、
下記にしたがって行った。 ・めっき性 溶融亜鉛めっき後の外観目視判定により評価した。 ○ 不めっきなし × 不めっき発生 ・めっき密着性 デュポン衝撃試験（半球直径：6.35 mm (1/4インチ) 、
おもり：１kg、高さ：500mm ) により評価した。 ○ めっき剥離なし × めっき剥離あり ・合金化速度 合金化亜鉛めっき鋼板表面に亜鉛のη相が残存している
か否かで合金化速度を評価した。 ○ η相なし × η相あり
下記にしたがって行った。 ・めっき性 溶融亜鉛めっき後の外観目視判定により評価した。 ○ 不めっきなし × 不めっき発生 ・めっき密着性 デュポン衝撃試験（半球直径：6.35 mm (1/4インチ) 、
おもり：１kg、高さ：500mm ) により評価した。 ○ めっき剥離なし × めっき剥離あり ・合金化速度 合金化亜鉛めっき鋼板表面に亜鉛のη相が残存している
か否かで合金化速度を評価した。 ○ η相なし × η相あり
【００２９】表１及び表２から明らかなように、この成
分組成、製造条件ともこの発明に適合する適合例は全
て、引張強さ：40 kgf／mm2 以上、平均ｒ値：1.5 以
上、脆性遷移温度：−50℃以下で亜鉛めっきの評価も良
好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。
分組成、製造条件ともこの発明に適合する適合例は全
て、引張強さ：40 kgf／mm2 以上、平均ｒ値：1.5 以
上、脆性遷移温度：−50℃以下で亜鉛めっきの評価も良
好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。
【００３０】つぎに表１に示した鋼No.１について、２
次焼鈍温度を変えてそれらの脆性遷移温度を測定した。
なお、１次焼鈍温度は850 ℃と一定にした。それらの結
果を図２にまとめて示す。図２は２次焼鈍温度と脆性遷
移温度の関係を示すグラフで、２次焼鈍温度がこの発明
の限定範囲にある場合は、脆性遷移温度は判定基準とし
た−45℃以上になっていて耐二次加工脆性に優れている
ことを示している。
次焼鈍温度を変えてそれらの脆性遷移温度を測定した。
なお、１次焼鈍温度は850 ℃と一定にした。それらの結
果を図２にまとめて示す。図２は２次焼鈍温度と脆性遷
移温度の関係を示すグラフで、２次焼鈍温度がこの発明
の限定範囲にある場合は、脆性遷移温度は判定基準とし
た−45℃以上になっていて耐二次加工脆性に優れている
ことを示している。
【００３１】
【発明の効果】この発明は、極低炭素Ti , Nb , Ｂ複合
添加鋼の成分組成を限定し、めっき直前の２次焼鈍温度
域を特定することにより、耐二次加工脆性に優れる高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るものであり、この発
明による鋼板は、自動車用、家電製品用などに有利に適
用でき、それらの軽量化に貢献できる。
添加鋼の成分組成を限定し、めっき直前の２次焼鈍温度
域を特定することにより、耐二次加工脆性に優れる高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るものであり、この発
明による鋼板は、自動車用、家電製品用などに有利に適
用でき、それらの軽量化に貢献できる。
【図１】(%Ｐ）と２次焼鈍温度の関係において、この発
明の限定範囲を示すグラフである。
明の限定範囲を示すグラフである。
【図２】２次焼鈍温度と脆性遷移温度の関係を示すグラ
フである。
フである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28 2/40 2/40 (72)発明者 加藤 俊之 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (56)参考文献 特開 平６−179922（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−70723（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−70724（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/00 - 8/04 C22C 38/00 - 38/60 C23C 2/00 - 2/40
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：0.001 mass％以上、 0.007 mass ％
以下、 Si：0.05 mass ％以上、 0.5 mass ％以下、 Mn：0.5 mass％以上、 2.0 mass ％以下、 Ni：0.8 mass％以下、 Ti：0.01 mass ％以上、 0.2 mass ％以下、 Nb：0.001 mass％以上、 0.1 mass ％以下、 Ｂ：0.0002 mass ％以上、0.005 mass％以下、 Cu：1.0 mass％以下、 Ｐ：0.03 mass ％以上、0.12 mass ％以下、 sol Al：0.1 mass％以下、 Ｓ：0.02 mass ％以下 及び Ｎ：0.005 mass％以下を含み、残部はFeおよび不可避的
不純物の組成になる鋼スラブを素材として、 Ar3 点 (℃) 以上、Ar3 点 (℃) ＋100 ℃以下の圧延仕
上げ温度範囲で熱間圧延を終了したのち650 ℃以下の温
度域でコイルに巻きとり、スケール除去後冷間圧延し、
750 ℃以上の温度で１次連続焼鈍を行ったのち、酸洗又
はブラシング後酸洗し温度Ｔ（℃）が500 ℃以上で、か
つ上記Ｐの含有量の値を（％Ｐ）としてあらわす下記式
(1) 又は(2) を満たす温度域での２次焼鈍に続いて溶融
亜鉛めっきを行い合金化処理を施すことを特徴とする耐
二次加工脆性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。 〔記〕 Ｔ (℃) ≦700(℃) −［（％Ｐ）−0.03］×1000 (℃) --- (1) Ｔ (℃) ≧700(℃) ＋［（％Ｐ）−0.03］×1000 (℃) --- (2)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05889194A JP3304191B2 (ja) | 1994-03-29 | 1994-03-29 | 耐二次加工脆性に優れる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 |
|---|---|---|---|
| JP05889194A JP3304191B2 (ja) | 1994-03-29 | 1994-03-29 | 耐二次加工脆性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07268584A JPH07268584A (ja) | 1995-10-17 |
| JP3304191B2 true JP3304191B2 (ja) | 2002-07-22 |
Family
ID=13097416
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05889194A Expired - Fee Related JP3304191B2 (ja) | 1994-03-29 | 1994-03-29 | 耐二次加工脆性に優れる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) | JP3304191B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3276021A4 (en) * | 2015-03-27 | 2018-03-14 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and production method therefor |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1041167B1 (en) | 1998-09-29 | 2011-06-29 | JFE Steel Corporation | High strength thin steel sheet and high strength alloyed hot-dip zinc-coated steel sheet. |
| KR100470644B1 (ko) * | 2000-12-06 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 내2차 가공취성 및 프레스성형성이 우수한 심가공냉연강판의 제조방법 |
| WO2005052209A1 (en) * | 2003-11-26 | 2005-06-09 | Bluescope Steel Limited | Coated steel strip |
| JP5151227B2 (ja) * | 2007-04-17 | 2013-02-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-03-29 JP JP05889194A patent/JP3304191B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3276021A4 (en) * | 2015-03-27 | 2018-03-14 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and production method therefor |
| US11001906B2 (en) | 2015-03-27 | 2021-05-11 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and production method therefor |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07268584A (ja) | 1995-10-17 |
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|---|---|---|---|
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