JPH0734135A - めっき密着性の優れた高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
めっき密着性の優れた高加工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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- JPH0734135A JPH0734135A JP19683993A JP19683993A JPH0734135A JP H0734135 A JPH0734135 A JP H0734135A JP 19683993 A JP19683993 A JP 19683993A JP 19683993 A JP19683993 A JP 19683993A JP H0734135 A JPH0734135 A JP H0734135A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 高加工性用途において、めっき密着性の優れ
た引張強さ４５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を安価に製造。 【構成】 重量％で、Ｃ≦０．００５，Ｓｉ≦０．５，
０．０５≦Ｍｎ≦２．０，Ｐ≦０．１０，Ｓ≦０．０１
０，０．００５≦Ａｌ≦０．１０，Ｎ≦０．００４０，
０．５≦Ｃｕ≦２．５，０．２≦Ｎｉ≦１．５，０．０
１０≦Ｔｉ≦０．１０を含み、残部がＦｅ及び不純物か
らなる鋼を溶製してスラブとし、仕上温度をＡｒ３点以
上で熱間圧延を終了した後、平均冷却速度３０℃／秒以
上にて冷却し、７２０℃以下で巻取り、酸洗、冷間圧延
し、めっきラインにて、再結晶温度以上９５０℃以下で
焼鈍、めっき相当温度まで冷却し、０．５〜５％の歪付
与し、０．９５≦｛０．１００−１／１２×Ｐ＋１／５
×Ｔｉ｝／（浴中有効Ａｌ濃度）≦１．０５の浴にて溶
融亜鉛めっきし、５００〜６９０℃で２０〜６００秒合
金化処理する。
た引張強さ４５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を安価に製造。 【構成】 重量％で、Ｃ≦０．００５，Ｓｉ≦０．５，
０．０５≦Ｍｎ≦２．０，Ｐ≦０．１０，Ｓ≦０．０１
０，０．００５≦Ａｌ≦０．１０，Ｎ≦０．００４０，
０．５≦Ｃｕ≦２．５，０．２≦Ｎｉ≦１．５，０．０
１０≦Ｔｉ≦０．１０を含み、残部がＦｅ及び不純物か
らなる鋼を溶製してスラブとし、仕上温度をＡｒ３点以
上で熱間圧延を終了した後、平均冷却速度３０℃／秒以
上にて冷却し、７２０℃以下で巻取り、酸洗、冷間圧延
し、めっきラインにて、再結晶温度以上９５０℃以下で
焼鈍、めっき相当温度まで冷却し、０．５〜５％の歪付
与し、０．９５≦｛０．１００−１／１２×Ｐ＋１／５
×Ｔｉ｝／（浴中有効Ａｌ濃度）≦１．０５の浴にて溶
融亜鉛めっきし、５００〜６９０℃で２０〜６００秒合
金化処理する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種の成形を伴う主と
して自動車用鋼板に関して、最近、要求の高い引張強さ
４５kgf／mm2以上、特に５０kgf／mm2以上の高強度でも
良好な加工性と耐パウダリング性を有する合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
して自動車用鋼板に関して、最近、要求の高い引張強さ
４５kgf／mm2以上、特に５０kgf／mm2以上の高強度でも
良好な加工性と耐パウダリング性を有する合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来よ
り、加工性の優れた高強度冷延鋼板として極低炭素又は
低炭素Ａlキルド鋼にＳi、Ｍn、Ｐなどの固溶強化元素
を添加した鋼板が知られている。しかし、この技術で
は、高加工性は得られるものの、引張強さは４５kgf／m
m2が上限である。
り、加工性の優れた高強度冷延鋼板として極低炭素又は
低炭素Ａlキルド鋼にＳi、Ｍn、Ｐなどの固溶強化元素
を添加した鋼板が知られている。しかし、この技術で
は、高加工性は得られるものの、引張強さは４５kgf／m
m2が上限である。
【０００３】最近、引張強度４５kgf／mm2以上で高加工
性を得る方法としてＣuを添加した熱処理強化型鋼板が
提案されている。これは、鋼板の焼鈍中或いはプレス成
形後の熱処理にて、鋼中にε−Ｃuを析出させて高強度
化を図るものである。例えば、以下の技術がある。
性を得る方法としてＣuを添加した熱処理強化型鋼板が
提案されている。これは、鋼板の焼鈍中或いはプレス成
形後の熱処理にて、鋼中にε−Ｃuを析出させて高強度
化を図るものである。例えば、以下の技術がある。
【０００４】Ｃuを添加した極低炭素Ａlキルド鋼又は
これにＴi、Ｎbを添加した鋼板を連続焼鈍時の過時効帯
でε−Ｃuを析出物させる、又は鋼板で析出処理は行わ
ずに加工変形後に析出処理を行う方法(特開昭６４−４
４２９号)。 同様な成分鋼について連続焼鈍後の過時効帯或いは再
加熱による熱処理などでε−Ｃu析出物の芽となる核生
成のみを行い、加工後の熱処理によりε−Ｃu析出物の
成長を行い、高強度化を図る(特開平４−１４１５２４
号)。
これにＴi、Ｎbを添加した鋼板を連続焼鈍時の過時効帯
でε−Ｃuを析出物させる、又は鋼板で析出処理は行わ
ずに加工変形後に析出処理を行う方法(特開昭６４−４
４２９号)。 同様な成分鋼について連続焼鈍後の過時効帯或いは再
加熱による熱処理などでε−Ｃu析出物の芽となる核生
成のみを行い、加工後の熱処理によりε−Ｃu析出物の
成長を行い、高強度化を図る(特開平４−１４１５２４
号)。
【０００５】しかし、これらの技術は、合金化溶融亜鉛
めっき鋼板を対象としていないため、その加工性や耐パ
ウダリング性についての特性は不明である。
めっき鋼板を対象としていないため、その加工性や耐パ
ウダリング性についての特性は不明である。
【０００６】一方、特開平２−１７０９２１号において
は、めっき鋼板について本文中にて述べられているが、
これは、焼鈍を連続溶融亜鉛めっきラインにて代替実施
するものであり、上記と同様、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板としての加工性や耐パウダリング性については述べら
れておらず、不明である。
は、めっき鋼板について本文中にて述べられているが、
これは、焼鈍を連続溶融亜鉛めっきラインにて代替実施
するものであり、上記と同様、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板としての加工性や耐パウダリング性については述べら
れておらず、不明である。
【０００７】ＴiやＰを含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造に際しては、これらの元素がＦeとＺnの合金化速
度に大きく影響し、適正な合金化条件が得られないと合
金化めっき層表面に亜鉛が残る合金化不足や、或いは合
金化が進みすぎて脆いГ相(Ｆe3Ｚn10)が厚く成長する
合金化過度の現象が現われ易いという問題が生じるた
め、特に高加工性用途の場合は耐パウダリング性の改善
が更に必要とされる。
の製造に際しては、これらの元素がＦeとＺnの合金化速
度に大きく影響し、適正な合金化条件が得られないと合
金化めっき層表面に亜鉛が残る合金化不足や、或いは合
金化が進みすぎて脆いГ相(Ｆe3Ｚn10)が厚く成長する
合金化過度の現象が現われ易いという問題が生じるた
め、特に高加工性用途の場合は耐パウダリング性の改善
が更に必要とされる。
【０００８】本発明は、上記従来技術の問題点を解決し
て、高加工性用途において、めっき密着性の優れた引張
強さ４５kgf／mm2以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を安価に製造し得る方法を提供することを目的とする
ものである。
て、高加工性用途において、めっき密着性の優れた引張
強さ４５kgf／mm2以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を安価に製造し得る方法を提供することを目的とする
ものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記課題
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、引張強さ４５
kgf／mm2以上(特に５０〜６５kgf／mm2級)の高強度で高
加工性(深絞り性、伸びフランジ性)、プレス成形時に生
じる耐パウダリング性の良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を得るには、Ｔi乃至ＴiとＮbを複合添加した極低炭
素鋼とＣu添加を利用し、かつ圧延、熱処理、めっき条
件等を規制することにより、ユーザーでの加工後の熱処
理を必要としない該鋼板の製造が、同一溶融亜鉛めっき
ライン内にて、可能であるとの知見を得て、ここに本発
明を完成したものである。
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、引張強さ４５
kgf／mm2以上(特に５０〜６５kgf／mm2級)の高強度で高
加工性(深絞り性、伸びフランジ性)、プレス成形時に生
じる耐パウダリング性の良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を得るには、Ｔi乃至ＴiとＮbを複合添加した極低炭
素鋼とＣu添加を利用し、かつ圧延、熱処理、めっき条
件等を規制することにより、ユーザーでの加工後の熱処
理を必要としない該鋼板の製造が、同一溶融亜鉛めっき
ライン内にて、可能であるとの知見を得て、ここに本発
明を完成したものである。
【００１０】すなわち、本発明は、Ｃ≦０.００５％、
Ｓi≦０.５％、０.０５％≦Ｍn≦２.０％、Ｐ≦０.１０
％、Ｓ≦０.０１０％、０.００５％≦Ａl≦０.１０％、
Ｎ≦０.００４０％、０.５％≦Ｃu≦２.５％、０.２％
≦Ｎi≦１.５％を含有し、更に、０.０１０％≦Ｔi≦
０.１０％の単独又は０.００５％≦Ｎb≦０.０６％との
複合で含み、更に必要に応じて０.０００５％≦Ｂ≦０.
００２５％を含み、残部がＦe及び不純物からなる鋼を
溶製してスラブとし、常法にて加熱し、仕上温度をＡr3
点以上で熱間圧延を終了した後、平均冷却速度３０℃／
sec以上にて冷却し、巻取温度７２０℃以下にて巻取
り、次いで酸洗、冷間圧延を行い、めっきラインにて、
再結晶温度以上９５０℃以下にて焼鈍後、めっき相当温
度まで冷却し、その温度域にて、０.５〜５％の歪付与
を行った後、次式で与えられる浴中有効Ａl濃度(重量
％)に調整した浴にて溶融亜鉛めっきと５００〜６９０
℃にて２０〜６００秒の合金化処理を施すことを特徴と
するめっき密着性の優れた高加工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。 0.95≦{0.100−1/12×(Ｐ)＋1/5×(Ｔi)}／(浴中有効Ａ
l濃度)≦1.05 （ここで、(Ｐ)及び(Ｔi)は鋼中Ｐ及びＴi量(重量％)を
示す）
Ｓi≦０.５％、０.０５％≦Ｍn≦２.０％、Ｐ≦０.１０
％、Ｓ≦０.０１０％、０.００５％≦Ａl≦０.１０％、
Ｎ≦０.００４０％、０.５％≦Ｃu≦２.５％、０.２％
≦Ｎi≦１.５％を含有し、更に、０.０１０％≦Ｔi≦
０.１０％の単独又は０.００５％≦Ｎb≦０.０６％との
複合で含み、更に必要に応じて０.０００５％≦Ｂ≦０.
００２５％を含み、残部がＦe及び不純物からなる鋼を
溶製してスラブとし、常法にて加熱し、仕上温度をＡr3
点以上で熱間圧延を終了した後、平均冷却速度３０℃／
sec以上にて冷却し、巻取温度７２０℃以下にて巻取
り、次いで酸洗、冷間圧延を行い、めっきラインにて、
再結晶温度以上９５０℃以下にて焼鈍後、めっき相当温
度まで冷却し、その温度域にて、０.５〜５％の歪付与
を行った後、次式で与えられる浴中有効Ａl濃度(重量
％)に調整した浴にて溶融亜鉛めっきと５００〜６９０
℃にて２０〜６００秒の合金化処理を施すことを特徴と
するめっき密着性の優れた高加工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。 0.95≦{0.100−1/12×(Ｐ)＋1/5×(Ｔi)}／(浴中有効Ａ
l濃度)≦1.05 （ここで、(Ｐ)及び(Ｔi)は鋼中Ｐ及びＴi量(重量％)を
示す）
【００１１】
【作用】以下に本発明の詳細について説明する。まず、
本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
る。
本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
る。
【００１２】Ｃ：Ｃは高強度でも加工性に影響を及ぼす
元素であり、深絞り性、伸びフランジ性を優れたものに
するには、極力少なくする必要がある。Ｃ量が増すと前
記の加工性が劣化するばかりか、Ｃを固定するＴi、Ｎb
量が増し、コストアップとなるため、Ｃ量は０.００５
％以下とする。
元素であり、深絞り性、伸びフランジ性を優れたものに
するには、極力少なくする必要がある。Ｃ量が増すと前
記の加工性が劣化するばかりか、Ｃを固定するＴi、Ｎb
量が増し、コストアップとなるため、Ｃ量は０.００５
％以下とする。
【００１３】Ｓi：Ｓiは加工性を損なわずに強度を高め
る元素であるが、過度の添加は溶融めっき性や熱延鋼板
での酸洗性の劣化を招くため、０.５％以下とする。
る元素であるが、過度の添加は溶融めっき性や熱延鋼板
での酸洗性の劣化を招くため、０.５％以下とする。
【００１４】Ｍn：Ｍnは熱間圧延時のＳによる熱間脆性
を防止するために添加する。しかし、過度の添加は加工
性の劣化や精錬コストの増加を招くため、２.０％以下
とする。
を防止するために添加する。しかし、過度の添加は加工
性の劣化や精錬コストの増加を招くため、２.０％以下
とする。
【００１５】Ｐ：Ｐは深絞り性を損なわずに強度を高め
る元素として、その必要強度に応じて添加することがで
きる。Ｐ添加により強化が図れるため、Ｐの添加量に応
じてＣu、Ｎi量の低減が可能となり、低コスト化が図れ
る。しかし、過度の添加は鋼板の二次加工脆性を生じる
ため、０.１０％以下とする。
る元素として、その必要強度に応じて添加することがで
きる。Ｐ添加により強化が図れるため、Ｐの添加量に応
じてＣu、Ｎi量の低減が可能となり、低コスト化が図れ
る。しかし、過度の添加は鋼板の二次加工脆性を生じる
ため、０.１０％以下とする。
【００１６】Ｓ：Ｓは加工性、特に伸びフランジ性に影
響を及ぼす元素である。Ｓ量が多いと介在物が増し、清
浄性が悪くなり、伸びフランジ性が劣化する。このた
め、Ｓ量は０.０１０％以下とするが、好ましくは０.０
０１０〜０.００５０％である。
響を及ぼす元素である。Ｓ量が多いと介在物が増し、清
浄性が悪くなり、伸びフランジ性が劣化する。このた
め、Ｓ量は０.０１０％以下とするが、好ましくは０.０
０１０〜０.００５０％である。
【００１７】Ａl：Ａlは脱酸調整のために０.００５％
以上添加するが、過度の添加はアルミナ系介在物を増
し、特に伸びフランジ性の劣化を生じるため、上限を
０.１０％とする。
以上添加するが、過度の添加はアルミナ系介在物を増
し、特に伸びフランジ性の劣化を生じるため、上限を
０.１０％とする。
【００１８】Ｎ：Ｎは深絞り性を高めるためには低いほ
ど好ましいので、０.００４０％以下とする。
ど好ましいので、０.００４０％以下とする。
【００１９】Ｃu：Ｃuは本発明における重要な必須元素
であり、ε−Ｃuの析出を利用して目標とする高強度を
得るために添加する。しかし、０.５％未満ではε−Ｃu
の析出が少なく目標強度が得られず、また２.５％を超
える過度の添加は深絞り性、伸びフランジ性の劣化を招
くため、Ｃu量は０.５〜２.５％の範囲とする。
であり、ε−Ｃuの析出を利用して目標とする高強度を
得るために添加する。しかし、０.５％未満ではε−Ｃu
の析出が少なく目標強度が得られず、また２.５％を超
える過度の添加は深絞り性、伸びフランジ性の劣化を招
くため、Ｃu量は０.５〜２.５％の範囲とする。
【００２０】Ｎi：Ｎiは熱間圧延時のＣuによる熱間脆
性を防止するために添加する。Ｃu添加量に応じて添加
するが、０.２％未満では効果が得られなく、また１.５
％を超えるとその効果が飽和するばかりかコスト高とな
るため、Ｎi量は０.２〜１.５％の範囲とする。
性を防止するために添加する。Ｃu添加量に応じて添加
するが、０.２％未満では効果が得られなく、また１.５
％を超えるとその効果が飽和するばかりかコスト高とな
るため、Ｎi量は０.２〜１.５％の範囲とする。
【００２１】Ｔi、Ｎb：Ｔi、Ｎbは、いずれも鋼中の
Ｃ、Ｎを固定して深絞り性と耐歪時効性を向上させるた
めに、Ｔi：０.０１０〜０.１０％、Ｎb：０.００５〜
０.０６％にてＴi単独又はＴi及びＮbの複合で添加す
る。いずれも、下限以下では固溶Ｃ、Ｎ量が多量に残
り、上記特性が得られない。また上限以上では効果が飽
和するばかりか、コスト高となるので好ましくない。
Ｃ、Ｎを固定して深絞り性と耐歪時効性を向上させるた
めに、Ｔi：０.０１０〜０.１０％、Ｎb：０.００５〜
０.０６％にてＴi単独又はＴi及びＮbの複合で添加す
る。いずれも、下限以下では固溶Ｃ、Ｎ量が多量に残
り、上記特性が得られない。また上限以上では効果が飽
和するばかりか、コスト高となるので好ましくない。
【００２２】Ｂ：Ｂは結晶粒界に偏析し、鋼板の耐二次
加工脆性を向上させる効果があり、必要に応じて添加す
ることができる。添加する場合、０.０００５％未満で
はその効果がなく、しかし余りに多いと深絞り性の劣化
や焼鈍温度の上昇を招くため、上限を０.００２５％と
する。
加工脆性を向上させる効果があり、必要に応じて添加す
ることができる。添加する場合、０.０００５％未満で
はその効果がなく、しかし余りに多いと深絞り性の劣化
や焼鈍温度の上昇を招くため、上限を０.００２５％と
する。
【００２３】次に製造条件の限定理由について述べる。
【００２４】〈スラブ加熱温度〉上記化学成分を有する
鋼は、常法により溶製し、スラブとして熱間圧延を行
う。スラブ加熱温度は特に規定するものではなく、１１
５０℃以上あれば良い。更に、深絞り性を高める場合は
１０００〜１１００℃の低温加熱を行っても良い。また
スラブを加熱炉を通さず圧延する直接熱間圧延及び室温
まで冷却せずに加熱圧延するホットチャージ圧延を行っ
てもよい。
鋼は、常法により溶製し、スラブとして熱間圧延を行
う。スラブ加熱温度は特に規定するものではなく、１１
５０℃以上あれば良い。更に、深絞り性を高める場合は
１０００〜１１００℃の低温加熱を行っても良い。また
スラブを加熱炉を通さず圧延する直接熱間圧延及び室温
まで冷却せずに加熱圧延するホットチャージ圧延を行っ
てもよい。
【００２５】〈仕上温度〉但し、熱間圧延の仕上温度は
Ａr3点以上とする。Ａr3点未満では、熱延鋼板での結晶
粒の粗大化を招くと共に加工組織となり、最終製品での
深絞り性が劣化する。なお、仕上温度がＡr3点＋５０℃
の範囲であると、特に熱延鋼板での結晶粒が細粒化し、
深絞り性の改善が図れるので望ましい。
Ａr3点以上とする。Ａr3点未満では、熱延鋼板での結晶
粒の粗大化を招くと共に加工組織となり、最終製品での
深絞り性が劣化する。なお、仕上温度がＡr3点＋５０℃
の範囲であると、特に熱延鋼板での結晶粒が細粒化し、
深絞り性の改善が図れるので望ましい。
【００２６】〈冷却速度〉極低炭素鋼は結晶粒が成長し
易いため、熱延仕上げ後の冷却が遅いと粗大粒となり、
深絞り性の劣化や材質の異方性が悪くなる。結晶粒の細
粒化を図るためには冷却速度は速い方がよく、巻取りま
での平均冷却速度を３０℃／sec以上とする。これより
遅い冷却速度では結晶粒が大きくなり、深絞り性や異方
性に劣るので好ましくない。
易いため、熱延仕上げ後の冷却が遅いと粗大粒となり、
深絞り性の劣化や材質の異方性が悪くなる。結晶粒の細
粒化を図るためには冷却速度は速い方がよく、巻取りま
での平均冷却速度を３０℃／sec以上とする。これより
遅い冷却速度では結晶粒が大きくなり、深絞り性や異方
性に劣るので好ましくない。
【００２７】〈巻取温度〉巻取り後、熱延コイル状態で
は巻取温度によりε−Ｃuの析出状態が異なるため、得
られる強度も異なる。しかし、冷間圧延後、再結晶温度
以上にて焼鈍を行う本発明では、焼鈍時にε−Ｃuの再
固溶が生じるためか、焼鈍及び合金化めっき後の強度は
巻取温度による影響を殆ど受けない。このため、本発明
における巻取温度は、熱延後に行われる酸洗性を損なわ
ない７２０℃以下とする。通常は４００〜７００℃であ
り、必要な場合は室温まで冷却して巻取ってもよい。
は巻取温度によりε−Ｃuの析出状態が異なるため、得
られる強度も異なる。しかし、冷間圧延後、再結晶温度
以上にて焼鈍を行う本発明では、焼鈍時にε−Ｃuの再
固溶が生じるためか、焼鈍及び合金化めっき後の強度は
巻取温度による影響を殆ど受けない。このため、本発明
における巻取温度は、熱延後に行われる酸洗性を損なわ
ない７２０℃以下とする。通常は４００〜７００℃であ
り、必要な場合は室温まで冷却して巻取ってもよい。
【００２８】〈冷間圧延率〉巻取られたコイルは常法に
従い酸洗によるスケールの除去を行い、冷間圧延に供す
る。冷間圧延率は特に規定するものではないが、５０％
以上、好ましくは７０〜８５％である。
従い酸洗によるスケールの除去を行い、冷間圧延に供す
る。冷間圧延率は特に規定するものではないが、５０％
以上、好ましくは７０〜８５％である。
【００２９】〈焼鈍、めっきライン〉冷間圧延後、本発
明では、焼鈍、歪付与、めっき、合金化処理を同一めっ
きライン内にて行う。
明では、焼鈍、歪付与、めっき、合金化処理を同一めっ
きライン内にて行う。
【００３０】焼鈍は、再結晶と、熱間圧延段階で析出し
たε−Ｃuの再固溶を行うためのものであり、焼鈍温度
は再結晶温度以上９５０℃以下とする。再結晶温度未満
ではε−Ｃuの充分な再固溶が生じず、冷延組織が残
り、また９５０℃を超えるとオーステナイト域となり、
いずれも加工性が劣化する。
たε−Ｃuの再固溶を行うためのものであり、焼鈍温度
は再結晶温度以上９５０℃以下とする。再結晶温度未満
ではε−Ｃuの充分な再固溶が生じず、冷延組織が残
り、また９５０℃を超えるとオーステナイト域となり、
いずれも加工性が劣化する。
【００３１】焼鈍後はめっき相当温度(通常は４００〜
５００℃)まで冷却し、この温度域にて０.５〜５％の歪
を与える。冷却速度、冷却パターンは特に問わないが、
平均冷却速度にて１０℃／sec以上であれば、生産性の
面から好ましい。通常は１０〜５０℃／sである。
５００℃)まで冷却し、この温度域にて０.５〜５％の歪
を与える。冷却速度、冷却パターンは特に問わないが、
平均冷却速度にて１０℃／sec以上であれば、生産性の
面から好ましい。通常は１０〜５０℃／sである。
【００３２】めっき前の歪付与の導入により、その後の
めっき処理時、及び合金化処理時のε−Ｃuの析出が促
進され、ε−Ｃuを実質的に全量析出、成長させるため
の処理時間が、より短時間化できる。歪付与の方法は特
に問わないが、通常は圧延、レベラー等が用いられる。
歪付与量が０.５％未満では析出促進効果が小さく、ま
た５％を超えると効果が飽和するばかりか、設備コスト
が大となる。通常は１〜３％にて実施される。
めっき処理時、及び合金化処理時のε−Ｃuの析出が促
進され、ε−Ｃuを実質的に全量析出、成長させるため
の処理時間が、より短時間化できる。歪付与の方法は特
に問わないが、通常は圧延、レベラー等が用いられる。
歪付与量が０.５％未満では析出促進効果が小さく、ま
た５％を超えると効果が飽和するばかりか、設備コスト
が大となる。通常は１〜３％にて実施される。
【００３３】歪付与後、引き続いて溶融亜鉛めっき処理
後、５００〜６９０℃にて２０〜６００秒のめっき合金
化処理が施される。合金化温度、時間が上記範囲未満で
はε−Ｃuの析出促進が充分でなく、目標強度が得られ
ず、また合金化処理温度が５００℃未満では合金化が困
難となり製品とならない。また６９０℃を超える温度で
はε−Ｃuの析出が少なく、目標強度が得られず、６０
０秒を超える時間では効果が飽和するばかりか、ライン
スピードが極度に低下するため、生産性の劣化を招く。
後、５００〜６９０℃にて２０〜６００秒のめっき合金
化処理が施される。合金化温度、時間が上記範囲未満で
はε−Ｃuの析出促進が充分でなく、目標強度が得られ
ず、また合金化処理温度が５００℃未満では合金化が困
難となり製品とならない。また６９０℃を超える温度で
はε−Ｃuの析出が少なく、目標強度が得られず、６０
０秒を超える時間では効果が飽和するばかりか、ライン
スピードが極度に低下するため、生産性の劣化を招く。
【００３４】本発明では溶融亜鉛めっきと合金化処理を
行うが、この際、Ｆe−Ｚnの合金化はめっき浴中のＡl
と素地Ｆeとの反応によって生成するＦe−Ａl合金層を
素地ＦeとＺnの相互拡散によって破壊することで開始さ
れる。Ｆe−Ａl合金層の性状には鋼中のＴi、Ｐと浴中
Ａlが強く影響し、Ｔiは合金化を促進し、Ｐ、浴中Ａl
は合金化を遅延する。ここで、浴中Ａlとは浴に溶解し
ているＡlと浴中Ｆeと重量比で１：１で結合してドロス
となっているＡlとに分けられるが、Ｆe−Ａl合金層の
性状に影響するのは、有効Ａlと言われる浴中に溶解し
ているＡlである。
行うが、この際、Ｆe−Ｚnの合金化はめっき浴中のＡl
と素地Ｆeとの反応によって生成するＦe−Ａl合金層を
素地ＦeとＺnの相互拡散によって破壊することで開始さ
れる。Ｆe−Ａl合金層の性状には鋼中のＴi、Ｐと浴中
Ａlが強く影響し、Ｔiは合金化を促進し、Ｐ、浴中Ａl
は合金化を遅延する。ここで、浴中Ａlとは浴に溶解し
ているＡlと浴中Ｆeと重量比で１：１で結合してドロス
となっているＡlとに分けられるが、Ｆe−Ａl合金層の
性状に影響するのは、有効Ａlと言われる浴中に溶解し
ているＡlである。
【００３５】このため、本発明においては、めっき浴中
のこの有効Ａl濃度(＝浴中Ａl濃度−浴中Ｆe濃度)を鋼
中のＴi、Ｐ含有量に応じて調整することにより、一定
の合金化速度を得るようにした。
のこの有効Ａl濃度(＝浴中Ａl濃度−浴中Ｆe濃度)を鋼
中のＴi、Ｐ含有量に応じて調整することにより、一定
の合金化速度を得るようにした。
【００３６】具体的には、本発明者らは、種々のＴi、
Ｐ量を含有する鋼板を各種有効Ａl濃度のめっき浴にて
めっきを施し、直ちに合金化加熱処理を行い、この時の
合金化速度を調査した。その結果、次式の関係が成り立
つ場合に合金化速度がほぼ一定になることが判明した。 浴中有効Ａl濃度(％)＝0.100−1/12×(Ｐ)＋1/5×(Ｔi) （ここで、(Ｐ)及び(Ｔi)は鋼中Ｐ及びＴi量(重量％)を
示す）
Ｐ量を含有する鋼板を各種有効Ａl濃度のめっき浴にて
めっきを施し、直ちに合金化加熱処理を行い、この時の
合金化速度を調査した。その結果、次式の関係が成り立
つ場合に合金化速度がほぼ一定になることが判明した。 浴中有効Ａl濃度(％)＝0.100−1/12×(Ｐ)＋1/5×(Ｔi) （ここで、(Ｐ)及び(Ｔi)は鋼中Ｐ及びＴi量(重量％)を
示す）
【００３７】すなわち、鋼成分に応じて、上記式の右辺
の項より求められる値にめっき浴中有効Ａl濃度を調整
することによって、合金化処理を的確にかつ迅速に行う
ことができるのである。なお、上記式を成立させる条件
化で操業することが最適ではあるが、実際上、浴中有効
Ａl濃度は最適濃度の±５％の範囲内であれば合金化不
足或いは合金化過度にはならないので、本発明では、鋼
中Ｔi、Ｐ量、浴中有効Ａl濃度の関係を、次式によって
規定する。 0.95≦{0.100−1/12×(Ｐ)＋1/5×(Ｔi)}／(浴中有効Ａ
l濃度)≦1.05
の項より求められる値にめっき浴中有効Ａl濃度を調整
することによって、合金化処理を的確にかつ迅速に行う
ことができるのである。なお、上記式を成立させる条件
化で操業することが最適ではあるが、実際上、浴中有効
Ａl濃度は最適濃度の±５％の範囲内であれば合金化不
足或いは合金化過度にはならないので、本発明では、鋼
中Ｔi、Ｐ量、浴中有効Ａl濃度の関係を、次式によって
規定する。 0.95≦{0.100−1/12×(Ｐ)＋1/5×(Ｔi)}／(浴中有効Ａ
l濃度)≦1.05
【００３８】しかし、上記式の値が０.９５未満或いは
１.０５超えであれば、合金化不足による塗装後の耐食
性、溶接性の低下或いは合金化過度によるめっき密着性
の劣化を招くことになる。なお、合金化溶融亜鉛めっき
処理後は調質圧延を施しても良い。
１.０５超えであれば、合金化不足による塗装後の耐食
性、溶接性の低下或いは合金化過度によるめっき密着性
の劣化を招くことになる。なお、合金化溶融亜鉛めっき
処理後は調質圧延を施しても良い。
【００３９】以上の製造条件により、引張強さ４５kgf
／mm2以上の高強度と深絞り性(ｒ値≧１.４)、伸びフラ
ンジ性(穴拡げ率≧８０％)、めっき密着性等の優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板をライン内にて製造することが
可能である。
／mm2以上の高強度と深絞り性(ｒ値≧１.４)、伸びフラ
ンジ性(穴拡げ率≧８０％)、めっき密着性等の優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板をライン内にて製造することが
可能である。
【００４０】次に本発明の実施例を示す。
【００４１】
【実施例１】
【００４２】表１に示す化学成分の鋼について、実験室
にて溶解して得たスラブに対し表２に示す条件で熱間圧
延、冷却、巻取り処理を行い、３.２mm厚の熱延鋼板と
した。酸洗後、この鋼板を０.８mm厚まで冷間圧延を行
った後、表２に示す条件で実験室でのめっきライン内で
の焼鈍及び、歪付与、めっき、合金化炉によるＣuの析
出とめっき及び合金化処理を兼ね合せた熱処理を施し
た。めっき目付量は６０g／m2である。
にて溶解して得たスラブに対し表２に示す条件で熱間圧
延、冷却、巻取り処理を行い、３.２mm厚の熱延鋼板と
した。酸洗後、この鋼板を０.８mm厚まで冷間圧延を行
った後、表２に示す条件で実験室でのめっきライン内で
の焼鈍及び、歪付与、めっき、合金化炉によるＣuの析
出とめっき及び合金化処理を兼ね合せた熱処理を施し
た。めっき目付量は６０g／m2である。
【００４３】得られた鋼板の引張特性、深絞り性(ｒ
値）、伸びフランジ性(穴拡げ率）、耐二次加工脆性、
塗装後の耐食性、めっき密着性などの調査結果を表３に
示す。
値）、伸びフランジ性(穴拡げ率）、耐二次加工脆性、
塗装後の耐食性、めっき密着性などの調査結果を表３に
示す。
【００４４】なお、穴拡げ率(伸びフランジ性の指標)は
(Ｄ−Ｄ0)／Ｄ0×１００(Ｄ0：初期穴径、Ｄ：穴拡げ試
験後の穴径)にて求めた。耐二次加工脆性は、絞り比２.
０にてカップ成形し、−３０℃にて押し拡げした時の縦
割れ発生状況により、○(割れなし)、×(割れ発生)で評
価した。塗装後耐食性は、リン酸塩処理後、自動車用３
コート塗装した後、クロスカットを入れて塩水噴霧試験
を１０００時間実施し、クロスカット部からの塗膜ふく
れ幅を３段階(○：優、Δ：良、×：不可)で評価した。
めっき密着性は、６０゜Ｖ曲げ試験を行い、圧縮側をテ
ープテストし、めっき剥離程度を３段階(○：優、Δ：
良、×：不可)で評価した。
(Ｄ−Ｄ0)／Ｄ0×１００(Ｄ0：初期穴径、Ｄ：穴拡げ試
験後の穴径)にて求めた。耐二次加工脆性は、絞り比２.
０にてカップ成形し、−３０℃にて押し拡げした時の縦
割れ発生状況により、○(割れなし)、×(割れ発生)で評
価した。塗装後耐食性は、リン酸塩処理後、自動車用３
コート塗装した後、クロスカットを入れて塩水噴霧試験
を１０００時間実施し、クロスカット部からの塗膜ふく
れ幅を３段階(○：優、Δ：良、×：不可)で評価した。
めっき密着性は、６０゜Ｖ曲げ試験を行い、圧縮側をテ
ープテストし、めっき剥離程度を３段階(○：優、Δ：
良、×：不可)で評価した。
【００４５】表３に示すように、本発明鋼Ｎo.１〜Ｎo.
７Ｃはいずれも、４５kgf／mm2以上の高強度で深絞り
性、伸びフランジ性に優れ、−３０℃での二次加工脆性
においても縦割れの発生は見られなかった。なお、鋼Ｎ
o.４、６、７のＢ添加鋼では−６０℃でも縦割れの発生
はみられず、耐二次加工性は更に優れていた。また、耐
食性、めっき密着性も優れている。
７Ｃはいずれも、４５kgf／mm2以上の高強度で深絞り
性、伸びフランジ性に優れ、−３０℃での二次加工脆性
においても縦割れの発生は見られなかった。なお、鋼Ｎ
o.４、６、７のＢ添加鋼では−６０℃でも縦割れの発生
はみられず、耐二次加工性は更に優れていた。また、耐
食性、めっき密着性も優れている。
【００４６】これに対し、本発明範囲外の化学成分を有
する鋼である比較鋼Ｎo.８〜Ｎo.１３においては、上記
特性のいずれかが劣り、目的とする鋼板が得られないこ
とが明らかである。
する鋼である比較鋼Ｎo.８〜Ｎo.１３においては、上記
特性のいずれかが劣り、目的とする鋼板が得られないこ
とが明らかである。
【００４７】
【実施例２】
【００４８】次に、本発明範囲内の化学成分を有する鋼
Ｎo.４について、製造条件の影響を調べた。各鋼(４Ａ
〜４Ｈ)とも、化学成分は表１に示すように鋼Ｎo.４と
同じであるが、製造条件は表２に示すように変化させ
た。試験結果を表３に併記する。
Ｎo.４について、製造条件の影響を調べた。各鋼(４Ａ
〜４Ｈ)とも、化学成分は表１に示すように鋼Ｎo.４と
同じであるが、製造条件は表２に示すように変化させ
た。試験結果を表３に併記する。
【００４９】表３より明らかなように、鋼４Ａ、４Ｂ
は、仕上温度又は冷却速度が本発明範囲外であるため深
絞り性に劣り、鋼４Ｃは巻取温度が高すぎるため酸洗性
に劣っている。鋼４Ｄは均熱(焼鈍)温度が低いため、再
結晶組織とならず、深絞り性、伸びフランジ性が共に皆
無である。なお、鋼４Ｄのｒ値と耐二次加工脆性は全伸
びの不足により試験できなかった。鋼４Ｅは焼鈍後に歪
を与えていないため、ε−Ｃuの析出が遅く、強度が目
標に未達である。鋼４Ｆ、４Ｇはめっき条件が本発明範
囲外であるため、めっき密着性が悪く、耐パウダリング
性に劣っている。鋼４Ｈは合金化温度が本発明範囲外の
ため、強度が目標に未達である。
は、仕上温度又は冷却速度が本発明範囲外であるため深
絞り性に劣り、鋼４Ｃは巻取温度が高すぎるため酸洗性
に劣っている。鋼４Ｄは均熱(焼鈍)温度が低いため、再
結晶組織とならず、深絞り性、伸びフランジ性が共に皆
無である。なお、鋼４Ｄのｒ値と耐二次加工脆性は全伸
びの不足により試験できなかった。鋼４Ｅは焼鈍後に歪
を与えていないため、ε−Ｃuの析出が遅く、強度が目
標に未達である。鋼４Ｆ、４Ｇはめっき条件が本発明範
囲外であるため、めっき密着性が悪く、耐パウダリング
性に劣っている。鋼４Ｈは合金化温度が本発明範囲外の
ため、強度が目標に未達である。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
深絞り性、伸びフランジ性等の加工性及びめっき密着性
の優れた引張強さ４５kgf／mm2以上の合金化溶融亜鉛め
っき鋼板を溶融亜鉛めっきラインを用いて製造できるの
で、非常に安価に提供可能となるものである。
深絞り性、伸びフランジ性等の加工性及びめっき密着性
の優れた引張強さ４５kgf／mm2以上の合金化溶融亜鉛め
っき鋼板を溶融亜鉛めっきラインを用いて製造できるの
で、非常に安価に提供可能となるものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｔ 38/16
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ≦０.００５
％、Ｓi≦０.５％、０.０５％≦Ｍn≦２.０％、Ｐ≦０.
１０％、Ｓ≦０.０１０％、０.００５％≦Ａl≦０.１０
％、Ｎ≦０.００４０％、０.５％≦Ｃu≦２.５％、０.
２％≦Ｎi≦１.５％を含有し、更に、０.０１０％≦Ｔi
≦０.１０％の単独又は０.００５％≦Ｎb≦０.０６％と
の複合で含み、残部がＦe及び不純物からなる鋼を溶製
してスラブとし、常法にて加熱し、仕上温度をＡr3点以
上で熱間圧延を終了した後、平均冷却速度３０℃／sec
以上にて冷却し、巻取温度７２０℃以下にて巻取り、次
いで酸洗、冷間圧延を行い、めっきラインにて、再結晶
温度以上９５０℃以下にて焼鈍後、めっき相当温度まで
冷却し、その温度域にて、０.５〜５％の歪付与を行っ
た後、次式で与えられる浴中有効Ａl濃度(重量％)に調
整した浴にて溶融亜鉛めっきと５００〜６９０℃にて２
０〜６００秒の合金化処理を施すことを特徴とするめっ
き密着性の優れた高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。 0.95≦{0.100−1/12×(Ｐ)＋1/5×(Ｔi)}／(浴中有効Ａ
l濃度)≦1.05 （ここで、(Ｐ)及び(Ｔi)は鋼中Ｐ及びＴi量(重量％)を
示す） - 【請求項２】 前記鋼が更に０.０００５％≦Ｂ≦０.０
０２５％を含む請求項１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19683993A JPH0734135A (ja) | 1993-07-14 | 1993-07-14 | めっき密着性の優れた高加工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 |
|---|---|---|---|
| JP19683993A JPH0734135A (ja) | 1993-07-14 | 1993-07-14 | めっき密着性の優れた高加工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 |
|---|---|
| JPH0734135A true JPH0734135A (ja) | 1995-02-03 |
Family
ID=16364525
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19683993A Withdrawn JPH0734135A (ja) | 1993-07-14 | 1993-07-14 | めっき密着性の優れた高加工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) | JPH0734135A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
| 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
- 1993-07-14 JP JP19683993A patent/JPH0734135A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
| 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: 20001003 |