JPH0784620B2 - 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0784620B2 JPH0784620B2 JP1286853A JP28685389A JPH0784620B2 JP H0784620 B2 JPH0784620 B2 JP H0784620B2 JP 1286853 A JP1286853 A JP 1286853A JP 28685389 A JP28685389 A JP 28685389A JP H0784620 B2 JPH0784620 B2 JP H0784620B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メ
ッキ冷延鋼板の製造方法に関するものである。
ッキ冷延鋼板の製造方法に関するものである。
（従来の技術及び解決しようとする課題） 近年、自動車部材や電気機器外板に使用される冷延鋼板
は、高いプレス成形性及び耐蝕性が要求されている。
は、高いプレス成形性及び耐蝕性が要求されている。
従来、このような要求を満たす冷延鋼板の製造方法とし
て、極低炭素鋼にTi、Nbなどの炭窒化物形成元素を単独
又は複合添加して鋼中のＣ、Ｎを固定することにより、
深絞り性に有利な（111）面方位集合組織を発達させ、
更に亜鉛メッキを施す方法が提案されている。
て、極低炭素鋼にTi、Nbなどの炭窒化物形成元素を単独
又は複合添加して鋼中のＣ、Ｎを固定することにより、
深絞り性に有利な（111）面方位集合組織を発達させ、
更に亜鉛メッキを施す方法が提案されている。
しかし、一方では、Ti、Nbなどの炭窒化物形成元素の添
加により鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極低炭素鋼では、
プレス成形後の２次加工において脆性破断による割れ
（２次加工脆性）が発生するという問題がある。これ
は、鋼中の固溶Ｃが固定されて存在しないため、フェラ
イト粒界へのＣの偏析がなくなり、粒界が脆化するため
である。特に、溶融亜鉛メッキ鋼板では、溶融亜鉛メッ
キ処理においてこの脆弱化した粒界に溶融亜鉛が侵入し
易く、更に脆化を助長するという問題がある。
加により鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極低炭素鋼では、
プレス成形後の２次加工において脆性破断による割れ
（２次加工脆性）が発生するという問題がある。これ
は、鋼中の固溶Ｃが固定されて存在しないため、フェラ
イト粒界へのＣの偏析がなくなり、粒界が脆化するため
である。特に、溶融亜鉛メッキ鋼板では、溶融亜鉛メッ
キ処理においてこの脆弱化した粒界に溶融亜鉛が侵入し
易く、更に脆化を助長するという問題がある。
この粒界脆化を解決する手段として、従来、予め鋼中の
Ｃが残存するようにTiやNbの添加量を制御して溶製する
ことが試みられていた。しかし、この方法では、たとえ
固溶Ｃが残存する成分鋼が溶製できたとしても、この固
溶Ｃは本質的に鋼のｒ値や延性を劣化させるものである
ので、プレス成形性の大幅な低下を来たさざるを得なか
った。すなわち、本質的にプレス成形性と耐２次加工脆
性は両立し得ないものであった。また、一方、このよう
な微量なＣを残存させることは、製鋼技術上成り立つも
のではなかった。
Ｃが残存するようにTiやNbの添加量を制御して溶製する
ことが試みられていた。しかし、この方法では、たとえ
固溶Ｃが残存する成分鋼が溶製できたとしても、この固
溶Ｃは本質的に鋼のｒ値や延性を劣化させるものである
ので、プレス成形性の大幅な低下を来たさざるを得なか
った。すなわち、本質的にプレス成形性と耐２次加工脆
性は両立し得ないものであった。また、一方、このよう
な微量なＣを残存させることは、製鋼技術上成り立つも
のではなかった。
この点、従来より、以下のような提案がなされている
が、プレス成形性と耐２次加工脆性を共に優れたものと
することは困難である。例えば、深絞り用鋼板の耐２次
加工割れ性を改善する目的で、Ti、Nbを添加して鋼中の
Ｃを固定し、冷間圧延後オープンコイル焼鈍時に浸炭を
行い、鋼板表面に浸炭層を形成する方法がある（特開昭
63−38556号）。しかし、この方法の場合、長時間に及
ぶバッチ焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼板の表層部
と中心部でフェライト粒度に差が生じる等、板厚方向に
成分及び組織が異なる鋼板になるという問題があり、更
にこうしたバッチ焼鈍タイプでは、当然乍ら生産性が低
いと共に、板長及び板幅方向の材質が不均一になり易い
という欠点がある。
が、プレス成形性と耐２次加工脆性を共に優れたものと
することは困難である。例えば、深絞り用鋼板の耐２次
加工割れ性を改善する目的で、Ti、Nbを添加して鋼中の
Ｃを固定し、冷間圧延後オープンコイル焼鈍時に浸炭を
行い、鋼板表面に浸炭層を形成する方法がある（特開昭
63−38556号）。しかし、この方法の場合、長時間に及
ぶバッチ焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼板の表層部
と中心部でフェライト粒度に差が生じる等、板厚方向に
成分及び組織が異なる鋼板になるという問題があり、更
にこうしたバッチ焼鈍タイプでは、当然乍ら生産性が低
いと共に、板長及び板幅方向の材質が不均一になり易い
という欠点がある。
本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、深絞り用冷
延鋼板としての特性を損ないことなく、耐２次加工脆性
に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を製造し得る
方法を提供することを目的とするものである。
延鋼板としての特性を損ないことなく、耐２次加工脆性
に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を製造し得る
方法を提供することを目的とするものである。
（課題を解決するための手段） 前述の如く、耐２次加工脆性を得るには、数ppm程度の
微量のＣを粒界に存在させ、粒界を強化することが必要
であるが、一応、プレス成形性を得るにはＣを充分に固
定する必要がある。この相反する要求を満たすことは従
来技術では不可能であった。
微量のＣを粒界に存在させ、粒界を強化することが必要
であるが、一応、プレス成形性を得るにはＣを充分に固
定する必要がある。この相反する要求を満たすことは従
来技術では不可能であった。
そこで、本発明者らは、このような相反する要求を同時
に実現するのではなく、時間的にシフトさせて結果的に
実現できる方策について鋭意研究を重ねた。その結果、
再結晶集合組織が決定される焼鈍時の再結晶完了までは
固溶Ｃを零の状態にしておき、その後浸炭を行い、最終
製品段階で粒界や粒内にＣを残存させるならば、プレス
成形性と耐２次加工脆性を共に確保できるとの知見を得
た。更に、この浸炭は、粒界純度の非常に高い場合、粒
内拡散の約10倍ほど拡散速度の速い粒界拡散で行われる
ので、溶融亜鉛メッキラインの焼鈍工程の短時間処理で
も充分浸炭できるとの知見を得た。そして、これを実現
するための成分調整並びに製造条件について更に検討を
重ね、ここに本発明をなしたものである。
に実現するのではなく、時間的にシフトさせて結果的に
実現できる方策について鋭意研究を重ねた。その結果、
再結晶集合組織が決定される焼鈍時の再結晶完了までは
固溶Ｃを零の状態にしておき、その後浸炭を行い、最終
製品段階で粒界や粒内にＣを残存させるならば、プレス
成形性と耐２次加工脆性を共に確保できるとの知見を得
た。更に、この浸炭は、粒界純度の非常に高い場合、粒
内拡散の約10倍ほど拡散速度の速い粒界拡散で行われる
ので、溶融亜鉛メッキラインの焼鈍工程の短時間処理で
も充分浸炭できるとの知見を得た。そして、これを実現
するための成分調整並びに製造条件について更に検討を
重ね、ここに本発明をなしたものである。
すなわち、本発明は、C:0.01％以下、Si:0.2％以下、M
n:0.05〜0.40％、P:0.10％以下、S:0.02％以下、sol.A
l:0.01〜0.08％、N:0.005％以下を含有し、更にTi及びN
bの単独又は複合添加で、下式（１）に従う有効Ti量
（以下、Ti＊と表す）及びNb量とＣ量との関係が下式
（２） Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％） ＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１） １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 …（２） を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にB:0.003％
以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼
を1000〜1250℃の範囲に加熱した後、熱間圧延を行って
（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲で圧延を終了し、
その後500〜800℃の範囲で巻き取り、これを酸洗して冷
間圧延を行った後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上
の温度に加熱して、固溶Ｃ量を３〜30ppmに制御し、引
き続いて連続的に溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とす
る耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延
鋼板の製造方法を要旨とするものである。
n:0.05〜0.40％、P:0.10％以下、S:0.02％以下、sol.A
l:0.01〜0.08％、N:0.005％以下を含有し、更にTi及びN
bの単独又は複合添加で、下式（１）に従う有効Ti量
（以下、Ti＊と表す）及びNb量とＣ量との関係が下式
（２） Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％） ＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１） １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 …（２） を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にB:0.003％
以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼
を1000〜1250℃の範囲に加熱した後、熱間圧延を行って
（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲で圧延を終了し、
その後500〜800℃の範囲で巻き取り、これを酸洗して冷
間圧延を行った後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上
の温度に加熱して、固溶Ｃ量を３〜30ppmに制御し、引
き続いて連続的に溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とす
る耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延
鋼板の製造方法を要旨とするものである。
以下に本発明を更に詳述する。
（作用） 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。
説明する。
C: Ｃは、その含有量が増大するにつれて、Ｃを固定するT
i、Nbの添加量が増大し、製造費用の増加につながる。
更にTiC及びNbC析出量が増大し粒成長を阻害してｒ値が
劣化するので、Ｃ含有量は少ないほど良く、上限値を0.
01％とする。なお、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下
限値を0.001％とするのが望ましい。
i、Nbの添加量が増大し、製造費用の増加につながる。
更にTiC及びNbC析出量が増大し粒成長を阻害してｒ値が
劣化するので、Ｃ含有量は少ないほど良く、上限値を0.
01％とする。なお、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下
限値を0.001％とするのが望ましい。
Si: Siは溶鋼の脱酸を主目的に添加されるが、添加量が多す
ぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理或いは塗装性を
劣化させるので、その含有量は0.2％以下に抑制する。
ぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理或いは塗装性を
劣化させるので、その含有量は0.2％以下に抑制する。
Mn: Mnは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、0.05％よ
り少ないとその効果が得られず、一方、添加量が多すぎ
ると延性を劣化させるので、その含有量は0.05〜0.40％
の範囲とする。
り少ないとその効果が得られず、一方、添加量が多すぎ
ると延性を劣化させるので、その含有量は0.05〜0.40％
の範囲とする。
P: Ｐは、ｒ値の低下を伴うことなく、鋼強度を高める効果
を有するが、粒界に偏析し２次加工脆性を起こし易くす
るので、その含有値は0.10％以下に抑制する。
を有するが、粒界に偏析し２次加工脆性を起こし易くす
るので、その含有値は0.10％以下に抑制する。
S: Ｓは、Tiと結合してTiSを形成するので、その含有量が
増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要なTi量が増大す
る。またMnS系の伸長した介在物が増加して局部延性を
劣化させるので、その含有量は0.02％以下に抑制する。
増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要なTi量が増大す
る。またMnS系の伸長した介在物が増加して局部延性を
劣化させるので、その含有量は0.02％以下に抑制する。
Al: Alは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量はso
l.Alで0.01％より少ないと、その目的が達成されず、一
方、0.08％を超えると脱酸効果は飽和すると共にAl2O3
介在物が増加して加工成形性を劣化させる。したがっ
て、その含有量はsol.Alで0.01〜0.08％の範囲とする。
l.Alで0.01％より少ないと、その目的が達成されず、一
方、0.08％を超えると脱酸効果は飽和すると共にAl2O3
介在物が増加して加工成形性を劣化させる。したがっ
て、その含有量はsol.Alで0.01〜0.08％の範囲とする。
N: Ｎは、Tiと結合してTiNを形成するので、その含有量が
増大するとＣを固定するのに必要なTi量が増大する。ま
たTiN析出量が増加して粒成長が阻害されｒ値が劣化す
る。したがって、その含有量は少ないほど好ましく、0.
005％以下に抑制する。
増大するとＣを固定するのに必要なTi量が増大する。ま
たTiN析出量が増加して粒成長が阻害されｒ値が劣化す
る。したがって、その含有量は少ないほど好ましく、0.
005％以下に抑制する。
Ti、Nb: Ti、NbはＣ、Ｎを固定することによってｒ値を高める作
用がある。この場合、前述の如くTiはＳ、Ｎと結合して
TiS、TiNを形成するので、製品におけるTi量は、次式
（１）で計算される有効Ti量（Ti＊）として換算される
量にて考慮する必要がある。
用がある。この場合、前述の如くTiはＳ、Ｎと結合して
TiS、TiNを形成するので、製品におけるTi量は、次式
（１）で計算される有効Ti量（Ti＊）として換算される
量にて考慮する必要がある。
Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％） ＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１） したがって、本発明の目的に対してはTi＊量、Nb量とＣ
量との関係が（２）式 １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 …（２） を満足する範囲で含有する必要がある。この（２）式の
値が１より小さいとＣ、Ｎを充分に固定することができ
ずにｒ値を劣化させる。一方、4.5を超えると、ｒ値を
高める作用が飽和すると共に、固溶Ti、Nbが後工程での
雰囲気焼鈍時に侵入したＣを直ちに固定してしまい、粒
界や粒内に必要なＣ量を残存させることができなくな
り、Ｃの粒界偏析を阻止することにより、所望の耐２次
加工脆性が得られない。
量との関係が（２）式 １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 …（２） を満足する範囲で含有する必要がある。この（２）式の
値が１より小さいとＣ、Ｎを充分に固定することができ
ずにｒ値を劣化させる。一方、4.5を超えると、ｒ値を
高める作用が飽和すると共に、固溶Ti、Nbが後工程での
雰囲気焼鈍時に侵入したＣを直ちに固定してしまい、粒
界や粒内に必要なＣ量を残存させることができなくな
り、Ｃの粒界偏析を阻止することにより、所望の耐２次
加工脆性が得られない。
B: Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であるので、必
要に応じて添加することができる。しかし、0.003％を
超えるとその効果は飽和すると共にｒ値を手員させるの
で、経済性も併せて考慮して、0.003％以下とする。
要に応じて添加することができる。しかし、0.003％を
超えるとその効果は飽和すると共にｒ値を手員させるの
で、経済性も併せて考慮して、0.003％以下とする。
次に本発明の製造条件について説明する。
上記化学成分を有する鋼は、常法により溶解、鋳造され
るが、続く熱間圧延では、1000〜1250℃に加熱した後、
仕上温度を（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲とする
条件で熱間圧延を行う必要がある。これは、ｒ値向上の
観点から熱延板での粒径の細粒化と集合組織のランダム
化が必要であるために、仕上温度をAr3点以上にするの
が好ましいためである。しかし、フェライト・オーステ
ナイト二相域であっても、オーステナイトの微細粒が多
い時は必ずしもAr3点以上でなくても良いので、加熱温
度を1000〜1250℃の範囲とし、且つ熱間圧延の仕上温度
を（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲とする。なお、
他の熱延条件は特に制限されない。
るが、続く熱間圧延では、1000〜1250℃に加熱した後、
仕上温度を（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲とする
条件で熱間圧延を行う必要がある。これは、ｒ値向上の
観点から熱延板での粒径の細粒化と集合組織のランダム
化が必要であるために、仕上温度をAr3点以上にするの
が好ましいためである。しかし、フェライト・オーステ
ナイト二相域であっても、オーステナイトの微細粒が多
い時は必ずしもAr3点以上でなくても良いので、加熱温
度を1000〜1250℃の範囲とし、且つ熱間圧延の仕上温度
を（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲とする。なお、
他の熱延条件は特に制限されない。
次に、熱間圧延後は、鋼中の固溶Ｃ、Ｎを炭窒化物とし
て固定するために、巻取温度を500〜800℃の範囲にする
必要がある。
て固定するために、巻取温度を500〜800℃の範囲にする
必要がある。
巻取後、酸洗し、冷間圧延を行うが、その条件は特に制
限されないものの、ｒ値に有利な（111）面方位集合組
織を発達させるために60〜90％のトータル圧延率が望ま
しい。
限されないものの、ｒ値に有利な（111）面方位集合組
織を発達させるために60〜90％のトータル圧延率が望ま
しい。
この冷間圧延後、溶融亜鉛メッキライン内において、浸
炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の範囲で連続焼鈍を行
い、ｒ値に有利な（111）面方位集合組織を形成させ
る。すなわち、ｒ値は主として鋼の（111）面方位集合
組織に依存しており、再結晶焼鈍前に巻取処理によって
固溶Ｃ及び固溶Ｎを炭窒化物として固定して完全に除く
のは、前記（111）面方位集合組織を得るためである。
しかし、一旦、再結晶が完了し前記集合組織が形成され
れば、その後に侵入するＣはｒ値に悪影響を与えない。
浸炭雰囲気中より侵入したＣのうち、TiC、NbCとして固
定されなかったＣが粒界に偏析して、耐２次加工脆性を
改善する。そのための固溶Ｃ量は３〜30ppmとする必要
がある。すなわち、3ppmよりも少ないと必要な固溶Ｃ量
が不足し、充分な耐２次加工脆性が得られず、一方、30
ppmを超えると伸び等の加工性が劣化し、また溶融亜鉛
メッキラインの通板速度を低下させねばにらず、生産性
の低下を招く。
炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の範囲で連続焼鈍を行
い、ｒ値に有利な（111）面方位集合組織を形成させ
る。すなわち、ｒ値は主として鋼の（111）面方位集合
組織に依存しており、再結晶焼鈍前に巻取処理によって
固溶Ｃ及び固溶Ｎを炭窒化物として固定して完全に除く
のは、前記（111）面方位集合組織を得るためである。
しかし、一旦、再結晶が完了し前記集合組織が形成され
れば、その後に侵入するＣはｒ値に悪影響を与えない。
浸炭雰囲気中より侵入したＣのうち、TiC、NbCとして固
定されなかったＣが粒界に偏析して、耐２次加工脆性を
改善する。そのための固溶Ｃ量は３〜30ppmとする必要
がある。すなわち、3ppmよりも少ないと必要な固溶Ｃ量
が不足し、充分な耐２次加工脆性が得られず、一方、30
ppmを超えると伸び等の加工性が劣化し、また溶融亜鉛
メッキラインの通板速度を低下させねばにらず、生産性
の低下を招く。
溶融亜鉛メッキラインでの連続焼鈍はこの必要固溶Ｃ量
が得られるように行う。勿論、温度は再結晶温度以上の
温度である。なお、連続焼鈍雰囲気は、還元性雰囲気で
CO或いは低級炭化水素を混入させてカーボンポテンシャ
ルを制御した浸炭ガスとする。連続焼鈍炉の炉内滞留時
間は短時間であり、2sec〜2minが望ましい。
が得られるように行う。勿論、温度は再結晶温度以上の
温度である。なお、連続焼鈍雰囲気は、還元性雰囲気で
CO或いは低級炭化水素を混入させてカーボンポテンシャ
ルを制御した浸炭ガスとする。連続焼鈍炉の炉内滞留時
間は短時間であり、2sec〜2minが望ましい。
溶融亜鉛メッキラインにおいて、連続焼鈍を行った後、
引き続いて連続的に溶融亜鉛メッキを施す。なお、本発
明では過時効処理を必要としないが、メッキ浴近傍温度
で過時効処理を行ってもよく、この場合は、引き続いて
溶融亜鉛メッキ浴に侵漬してメッキを行う。更に必要に
応じて合金化処理を行ってもよい。
引き続いて連続的に溶融亜鉛メッキを施す。なお、本発
明では過時効処理を必要としないが、メッキ浴近傍温度
で過時効処理を行ってもよく、この場合は、引き続いて
溶融亜鉛メッキ浴に侵漬してメッキを行う。更に必要に
応じて合金化処理を行ってもよい。
次に本発明の実施例を示す。
（実施例） 第１表に示す化学成分を有する極低炭素鋼を1150℃で30
分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度を890℃
で熱間圧延を終了し、その後720℃で巻取処理を行い、
酸洗後、圧下率75％で冷間圧延を行った。次いで、溶融
亜鉛メッキライン内において、浸炭雰囲気又は不活性ガ
ス中で780℃で40秒の再結晶焼鈍を施し、その後450℃で
溶融亜鉛メッキ処理を施した後、0.8％のスキンパスを
施した。
分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度を890℃
で熱間圧延を終了し、その後720℃で巻取処理を行い、
酸洗後、圧下率75％で冷間圧延を行った。次いで、溶融
亜鉛メッキライン内において、浸炭雰囲気又は不活性ガ
ス中で780℃で40秒の再結晶焼鈍を施し、その後450℃で
溶融亜鉛メッキ処理を施した後、0.8％のスキンパスを
施した。
得られた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板について機械的性質、
ｒ値、２次加工脆性限界温度を調べた結果を第２表に示
す。
ｒ値、２次加工脆性限界温度を調べた結果を第２表に示
す。
なお、脆性試験は、総絞り比2.7でカップ成形し得られ
たカップを35mmの高さにトリムした後、各試験温度の冷
媒中において頂角40゜の円錐ポンチに押し込んで脆性破
壊の発生しない限界温度を測定し、これを２次加工脆性
限界温度とした。
たカップを35mmの高さにトリムした後、各試験温度の冷
媒中において頂角40゜の円錐ポンチに押し込んで脆性破
壊の発生しない限界温度を測定し、これを２次加工脆性
限界温度とした。
第２表より明らかなように、本発明例は、従来例に比べ
て、深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としてのプレス成
形性（ｒ値）を維持しつつ、優れた耐２次加工脆性を有
している。
て、深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としてのプレス成
形性（ｒ値）を維持しつつ、優れた耐２次加工脆性を有
している。
これをＰ含有量が0.025％以下の鋼における（Ti＊/48＋
Nb/93）／（C/12）の値とｒ値並びに２次加工脆性限界
温度との関係で整理した結果を第１図に示す。同図よ
り、（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）の値が本発明範囲内
にある本発明例はｒ値が高く、２次加工脆性限界温度が
低いことがわかる。
Nb/93）／（C/12）の値とｒ値並びに２次加工脆性限界
温度との関係で整理した結果を第１図に示す。同図よ
り、（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）の値が本発明範囲内
にある本発明例はｒ値が高く、２次加工脆性限界温度が
低いことがわかる。
また、第２図はＰ含有量と２次加工脆性限界温度との関
係を整理したものであり、Ｐは粒界に偏析し２次加工脆
性を起こし易くするが、浸炭により所定量のＣを存在さ
せると耐２次加工脆性が改善され、更にＢの添加により
耐２次加工脆性が改善されることがわかる。
係を整理したものであり、Ｐは粒界に偏析し２次加工脆
性を起こし易くするが、浸炭により所定量のＣを存在さ
せると耐２次加工脆性が改善され、更にＢの添加により
耐２次加工脆性が改善されることがわかる。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、深絞り用溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損なうことなく、耐２
次加工脆性に優れた鋼板を生産性よく得ることが可能で
ある。
鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損なうことなく、耐２
次加工脆性に優れた鋼板を生産性よく得ることが可能で
ある。
【図面の簡単な説明】 第１図はＰ含有量が0.025％以下の鋼における（Ti＊/48
＋Nb/93）／（C/12）の値とｒ値並びに２次加工脆性限
界温度との関係を示す図、 第２図はＰ含有量と２次加工脆性限界温度との関係を示
す図である。
＋Nb/93）／（C/12）の値とｒ値並びに２次加工脆性限
界温度との関係を示す図、 第２図はＰ含有量と２次加工脆性限界温度との関係を示
す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.01％以下、
Si:0.2％以下、Mn:0.05〜0.40％、P:0.10％以下、S:0.0
2％以下、sol.Al:0.01〜0.08％、N:0.005％以下を含有
し、更にTi及びNbの単独又は複合添加で、下式（１）に
従う有効Ti量（以下、Ti＊と表す）及びNb量とＣ量との
関係が下式（２） Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％） ＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１） １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 …（２） を満足する範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物
よりなる鋼を1000〜1250℃の範囲に加熱した後、熱間圧
延を行って（Ar3−50）〜（Ar3＋100）℃の範囲で圧延
を終了し、その後500〜800℃の範囲で巻き取り、これを
酸洗して冷間圧延を行った後、浸炭雰囲気ガス中で再結
晶温度以上の温度に加熱して、固溶Ｃ量を３〜30ppmに
制御し、引き続いて連続的に溶融亜鉛メッキを施すこと
を特徴とする耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛
メッキ冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】前記鋼が、更にB:0.003％以下を含有する
ものである請求項１に記載の方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1286853A JPH0784620B2 (ja) | 1989-11-02 | 1989-11-02 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
| DE69014532T DE69014532T2 (de) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Verfahren zur Herstellung eines Stahlbleches. |
| EP90115249A EP0421087B1 (en) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Method of manufacturing a steel sheet |
| CA002022907A CA2022907C (en) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Method of manufacturing a steel sheet |
| KR1019900012246A KR930001519B1 (ko) | 1989-08-09 | 1990-08-09 | 강판의 제조방법 |
| US07/564,756 US5085714A (en) | 1989-08-09 | 1990-08-09 | Method of manufacturing a steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1286853A JPH0784620B2 (ja) | 1989-11-02 | 1989-11-02 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03150317A JPH03150317A (ja) | 1991-06-26 |
| JPH0784620B2 true JPH0784620B2 (ja) | 1995-09-13 |
Family
ID=17709877
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1286853A Expired - Lifetime JPH0784620B2 (ja) | 1989-08-09 | 1989-11-02 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0784620B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
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|---|---|---|---|---|
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| JP3873638B2 (ja) * | 2001-03-09 | 2007-01-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
| JPS5974232A (ja) * | 1982-10-20 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| JPS59140333A (ja) * | 1983-01-28 | 1984-08-11 | Nippon Steel Corp | ２次加工性と表面処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60149729A (ja) * | 1984-01-11 | 1985-08-07 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS61119621A (ja) * | 1984-11-16 | 1986-06-06 | Nippon Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
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| JPS6338556A (ja) * | 1986-08-04 | 1988-02-19 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPS6386819A (ja) * | 1986-09-30 | 1988-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-11-02 JP JP1286853A patent/JPH0784620B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (8)
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03150317A (ja) | 1991-06-26 |
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