JP2514298B2 - プレス成形性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性の優れた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】本発明は、延性、深絞り性に優
れ、かつ材質の異方性が小さく、自動車のオイルパンな
どの難成形部品の成形やサイドパネルなどの大物部品の
一体成形に適するプレス成形性の優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法に関する。
れ、かつ材質の異方性が小さく、自動車のオイルパンな
どの難成形部品の成形やサイドパネルなどの大物部品の
一体成形に適するプレス成形性の優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用部品は、近年、金型数の削減や
組立溶接工数の低減を目的に、従来より、複数の部品か
らなっていたものを成形段階から一体品としてプレス加
工するようになってきた。また、車体のデザイン的な面
から部品形状そのものが従来に比べて複雑になってい
る。
組立溶接工数の低減を目的に、従来より、複数の部品か
らなっていたものを成形段階から一体品としてプレス加
工するようになってきた。また、車体のデザイン的な面
から部品形状そのものが従来に比べて複雑になってい
る。
【０００３】このような難成形部品の成形を可能にする
ため極低炭素鋼にＴi、Ｎbなどの炭窒化物形成元素を添
加して鋼中の固溶Ｃ、Ｎを析出物として固定することで
優れた深絞り性を有するＩＦ鋼が開発され、現在では広
く用いられている。また、最近では、車体防錆能向上の
要求から自動車用冷延鋼板の表面処理鋼板化が進み、特
に合金化溶融亜鉛めっき鋼板がそれ自体の高い防錆能に
加えて、厚目付け化が可能なため、広く使用されるに至
っているが、上記した強加工に耐え得る極低炭素ＩＦ鋼
も例外ではなく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板用冷延原板
として広く使用されるようになってきた。
ため極低炭素鋼にＴi、Ｎbなどの炭窒化物形成元素を添
加して鋼中の固溶Ｃ、Ｎを析出物として固定することで
優れた深絞り性を有するＩＦ鋼が開発され、現在では広
く用いられている。また、最近では、車体防錆能向上の
要求から自動車用冷延鋼板の表面処理鋼板化が進み、特
に合金化溶融亜鉛めっき鋼板がそれ自体の高い防錆能に
加えて、厚目付け化が可能なため、広く使用されるに至
っているが、上記した強加工に耐え得る極低炭素ＩＦ鋼
も例外ではなく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板用冷延原板
として広く使用されるようになってきた。
【０００４】更に、最近では、一層の深絞り性向上、延
性向上を狙っての高純度鋼化が図られ、例えば、特開昭
６２−５４０５８号公報などが提案されている。
性向上を狙っての高純度鋼化が図られ、例えば、特開昭
６２−５４０５８号公報などが提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、鋼を高純度化
すると、結晶粒成長が良くなるため、プレス成形性は向
上するものの、反面、結晶粒が大きくなりすぎて、成形
時に肌荒れと呼ばれる表面欠陥が生じ、外観品質を著し
く損なう場合が多い。
すると、結晶粒成長が良くなるため、プレス成形性は向
上するものの、反面、結晶粒が大きくなりすぎて、成形
時に肌荒れと呼ばれる表面欠陥が生じ、外観品質を著し
く損なう場合が多い。
【０００６】こうした問題を解決する方法として、熱延
板の結晶粒を細粒化することで焼鈍後の成形性を劣化さ
せることなく、焼鈍板の細粒化を図る方法があるもの
の、高純度鋼の熱延板の結晶粒を細粒化するためには、
著しく速い冷却速度を達成する必要があり、或いは仕上
げ圧延直後から急速に冷却することが可能な冷却設備や
高圧下率のとれる熱間圧延機などの設備が必要となり、
設備コストが大きくなるという問題がある。
板の結晶粒を細粒化することで焼鈍後の成形性を劣化さ
せることなく、焼鈍板の細粒化を図る方法があるもの
の、高純度鋼の熱延板の結晶粒を細粒化するためには、
著しく速い冷却速度を達成する必要があり、或いは仕上
げ圧延直後から急速に冷却することが可能な冷却設備や
高圧下率のとれる熱間圧延機などの設備が必要となり、
設備コストが大きくなるという問題がある。
【０００７】例えば、特開平１−１７７３２２号公報に
提案されている方法は、焼鈍後の高ｒ値化のために熱延
後強冷却し、微細な等軸粒を得る方法であるが、それを
達成するためには１１０〜４００℃／secという非常に
速い冷却速度を必要としている。
提案されている方法は、焼鈍後の高ｒ値化のために熱延
後強冷却し、微細な等軸粒を得る方法であるが、それを
達成するためには１１０〜４００℃／secという非常に
速い冷却速度を必要としている。
【０００８】また、Ｔiを多量に含有する極低炭素ＩＦ
鋼を原板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した場
合、合金化が過度に進み、プレス成形時にめっき層が剥
離するパウダリング、或いはフレーキングが発生する場
合がある。
鋼を原板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した場
合、合金化が過度に進み、プレス成形時にめっき層が剥
離するパウダリング、或いはフレーキングが発生する場
合がある。
【０００９】本発明は、上記従来技術の問題点を解決
し、現有の熱延冷却設備を用いても熱延板粒径の細粒化
が可能で、成形時に肌荒れが生せず、優れたプレス成形
性及びめっき密着性の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造
できる方法を提供することを目的とするものである。
し、現有の熱延冷却設備を用いても熱延板粒径の細粒化
が可能で、成形時に肌荒れが生せず、優れたプレス成形
性及びめっき密着性の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造
できる方法を提供することを目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者は、前記課題を
解決するために鋭意研究を重ねた結果、Ｎbの細粒化効
果を活用することで、従来の熱延及び熱延冷却設備を用
いても熱延板粒径を微細化し、冷延焼鈍後も成形時に肌
荒れを生じない細粒鋼を得ると共に、Ｎbの多量添加と
Ｔiとの複合添加、更に高純度鋼を素材としていること
により、優れた深絞り性と延性を異方性小さく兼ね備え
させ、更に、合金化を促進するＴiと逆に合金化を抑制
するＰの含有量を一定の範囲内に制御することで、めっ
き密着性とプレス成形性が共に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板が得られることを知見し、ここに本発明を完成
したものである。
解決するために鋭意研究を重ねた結果、Ｎbの細粒化効
果を活用することで、従来の熱延及び熱延冷却設備を用
いても熱延板粒径を微細化し、冷延焼鈍後も成形時に肌
荒れを生じない細粒鋼を得ると共に、Ｎbの多量添加と
Ｔiとの複合添加、更に高純度鋼を素材としていること
により、優れた深絞り性と延性を異方性小さく兼ね備え
させ、更に、合金化を促進するＴiと逆に合金化を抑制
するＰの含有量を一定の範囲内に制御することで、めっ
き密着性とプレス成形性が共に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板が得られることを知見し、ここに本発明を完成
したものである。
【００１１】すなわち、本発明は、Ｃ≦０.００４４
％、Ｓi≦０.２％、Ｍn≦１.５％、Ｐ≦０.０７０％、
Ｓ≦０.０１５％、０.０２０％≦Ａl≦０.１２０％、Ｎ
≦０.００７％を含み、更に、３.４３Ｎ≦Ｔi≦０.０６
０％、かつＰ／Ｔiを０.２〜２.０の範囲とし、７.７５
×Ｃ≦Ｎb、かつ０.０２５％≦Ｎb≦０.０６０％の範囲
でＴiとＮbを複合添加し、残部が鉄及び不可避的不純物
よりなる鋼を、加熱炉にて１１００〜１２５０℃で加熱
して、熱間圧延するに際し、Ａr3変態点以上で仕上圧延
を終了し、直ちに３０℃／sec以上で冷却し、６５０℃
以上の温度で巻取り、次いで酸洗、６０％以上の冷間圧
延後、８００℃以上でＡc3点以下の温度で５分以下の連
続焼鈍を行った後、冷却し、４２０〜５３０℃で溶融亜
鉛浴中に浸漬し、その後再加熱し、５５０〜７５０℃で
合金化処理することを特徴とするプレス成形性の優れた
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。
％、Ｓi≦０.２％、Ｍn≦１.５％、Ｐ≦０.０７０％、
Ｓ≦０.０１５％、０.０２０％≦Ａl≦０.１２０％、Ｎ
≦０.００７％を含み、更に、３.４３Ｎ≦Ｔi≦０.０６
０％、かつＰ／Ｔiを０.２〜２.０の範囲とし、７.７５
×Ｃ≦Ｎb、かつ０.０２５％≦Ｎb≦０.０６０％の範囲
でＴiとＮbを複合添加し、残部が鉄及び不可避的不純物
よりなる鋼を、加熱炉にて１１００〜１２５０℃で加熱
して、熱間圧延するに際し、Ａr3変態点以上で仕上圧延
を終了し、直ちに３０℃／sec以上で冷却し、６５０℃
以上の温度で巻取り、次いで酸洗、６０％以上の冷間圧
延後、８００℃以上でＡc3点以下の温度で５分以下の連
続焼鈍を行った後、冷却し、４２０〜５３０℃で溶融亜
鉛浴中に浸漬し、その後再加熱し、５５０〜７５０℃で
合金化処理することを特徴とするプレス成形性の優れた
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。
【００１２】
【００１３】以下に本発明を更に詳細に説明する。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。
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。
【００１４】Ｃ：Ｃはプレス成形性、特に延性を向上さ
せるために、少ないほど良く、０.００４４％以下とす
る。
せるために、少ないほど良く、０.００４４％以下とす
る。
【００１５】Ｓi：Ｓiは多量に添加されるとめっき密着
性を著しく劣化させるので、０.２０％以下とする。な
お、０.２０％以下であれば、合金化挙動に及ぼす影響
は非常に小さく無視できる。
性を著しく劣化させるので、０.２０％以下とする。な
お、０.２０％以下であれば、合金化挙動に及ぼす影響
は非常に小さく無視できる。
【００１６】Ｍn：Ｍnは多量に添加してもめっき密着性
を損なうことが少なく、強化能はやや低いものの有効な
強化元素として添加できる。しかし、１.５％を超えて
の添加は、深絞り性の劣化を始め、加工性への悪影響が
顕著になるので、１.５％以下とする。
を損なうことが少なく、強化能はやや低いものの有効な
強化元素として添加できる。しかし、１.５％を超えて
の添加は、深絞り性の劣化を始め、加工性への悪影響が
顕著になるので、１.５％以下とする。
【００１７】Ｐ：Ｐは深絞り性の劣化が少なく、鋼を強
化できるので、本発明においては、０.０７０％まで添
加できる。０.０７０％を超えての添加は、鋼板の耐縦
割れ性を劣化させるので、これを上限として規定する。
化できるので、本発明においては、０.０７０％まで添
加できる。０.０７０％を超えての添加は、鋼板の耐縦
割れ性を劣化させるので、これを上限として規定する。
【００１８】Ｓ：ＳはＭnやＴiによって析出物として固
定されるが、添加するＭnやＴiの量が増大し、コストア
ップになるのを防止するため、０.０１５％以下とす
る。
定されるが、添加するＭnやＴiの量が増大し、コストア
ップになるのを防止するため、０.０１５％以下とす
る。
【００１９】Ａl：Ａlは脱酸のために０.０２０％以上
を添加する。しかし、０.１２０％を超えて添加しても
コストアップになるだけでなく、表面性状を悪くするの
で、これを上限とする。
を添加する。しかし、０.１２０％を超えて添加しても
コストアップになるだけでなく、表面性状を悪くするの
で、これを上限とする。
【００２０】Ｎ：Ｎは多すぎると析出固定するのに必要
なＴiの添加量が増し、コストアップになるだけでなく
加工性を劣化させるので、０.００７％以下とする。
なＴiの添加量が増し、コストアップになるだけでなく
加工性を劣化させるので、０.００７％以下とする。
【００２１】Ｔi：Ｔiは鋼中の不要な固溶元素である
Ｃ、Ｎ、Ｓを析出物として析出固定するが、深絞り性を
向上させるためには、少なくともＮの等量以上は添加し
ておく必要がある。また、３.４３Ｎ未満では鋼中に微
細なＡlＮが析出し、加工性の劣化を引き起こす。その
ため、Ｔi量は３.４３Ｎ≦Ｔiとする。なお、通常のプ
ロセスにおいてはＴiの化合物は、窒化物、硫化物が熱
間圧延以前に析出を開始するので、窒素をＴiＮとして
安定的に析出させるためには、Ｎの等量よりも多めに、
例えば、少なくとも(Ｎの等量)＋(Ｓの等量×０.３)程
度以上を添加しておくことが望ましい。一方、Ｔiを０.
０６０％を超えて添加しても効果が飽和するばかりでコ
ストアップになるので、これを上限とする。
Ｃ、Ｎ、Ｓを析出物として析出固定するが、深絞り性を
向上させるためには、少なくともＮの等量以上は添加し
ておく必要がある。また、３.４３Ｎ未満では鋼中に微
細なＡlＮが析出し、加工性の劣化を引き起こす。その
ため、Ｔi量は３.４３Ｎ≦Ｔiとする。なお、通常のプ
ロセスにおいてはＴiの化合物は、窒化物、硫化物が熱
間圧延以前に析出を開始するので、窒素をＴiＮとして
安定的に析出させるためには、Ｎの等量よりも多めに、
例えば、少なくとも(Ｎの等量)＋(Ｓの等量×０.３)程
度以上を添加しておくことが望ましい。一方、Ｔiを０.
０６０％を超えて添加しても効果が飽和するばかりでコ
ストアップになるので、これを上限とする。
【００２２】更に合金化度の調整のため、本発明ではＴ
iとＰの含有量をＰ／Ｔi比で０.２〜２.０の範囲と規定
する。ＴiはＦeとＺnの合金化速度に大きく影響し、合
金化を促進し、多量に添加されている鋼では脆いГ層
(Ｆe3Ｚn10)が厚く成長する合金化過度の現象が現れ易
く、プレス成形時にパウダリングというめっき層剥離現
象を生じやすい。一方、Ｐは合金化を抑制し、多量に含
有された鋼では高温に保持しないことには合金化が完了
しない場合がある。すなわち、ＴiとＰは合金化に対し
ては互いに逆の作用を有しており、その両者の含有量を
適正に制御することで、安定してめっき密着性の優れた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られるのである。Ｐ／Ｔ
iが０.２未満では合金化過度になり易く、２.０超えで
は合金化不足になり、十分な耐食性が得られない。
iとＰの含有量をＰ／Ｔi比で０.２〜２.０の範囲と規定
する。ＴiはＦeとＺnの合金化速度に大きく影響し、合
金化を促進し、多量に添加されている鋼では脆いГ層
(Ｆe3Ｚn10)が厚く成長する合金化過度の現象が現れ易
く、プレス成形時にパウダリングというめっき層剥離現
象を生じやすい。一方、Ｐは合金化を抑制し、多量に含
有された鋼では高温に保持しないことには合金化が完了
しない場合がある。すなわち、ＴiとＰは合金化に対し
ては互いに逆の作用を有しており、その両者の含有量を
適正に制御することで、安定してめっき密着性の優れた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られるのである。Ｐ／Ｔ
iが０.２未満では合金化過度になり易く、２.０超えで
は合金化不足になり、十分な耐食性が得られない。
【００２３】Ｎb：Ｎbは、複合添加されるＴiと共に、
鋼中の固溶Ｃを炭化物として完全に析出固定し、深絞り
性の劣化がなく、結晶粒を微細化すると共に、材質の異
方性を改善するために、少なくとも７.７５Ｃ以上で、
かつ０.０２５％以上を添加し、その効果を有効に発揮
させる。しかし、０.０６０％以上を添加しても効果が
飽和するだけでなく、コストアップにつながる。更に再
結晶温度の著しい上昇につながる。
鋼中の固溶Ｃを炭化物として完全に析出固定し、深絞り
性の劣化がなく、結晶粒を微細化すると共に、材質の異
方性を改善するために、少なくとも７.７５Ｃ以上で、
かつ０.０２５％以上を添加し、その効果を有効に発揮
させる。しかし、０.０６０％以上を添加しても効果が
飽和するだけでなく、コストアップにつながる。更に再
結晶温度の著しい上昇につながる。
【００２４】次に本発明における製造条件の限定理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
【００２５】上記の成分組成からなる鋼スラブは鋳造
後、そのまま加熱炉で加熱しても、或いは一度常温まで
冷却後加熱炉で加熱してもよいが、その温度は１１００
〜１２５０℃とする。１１００℃を下回ると炭化物が粗
大になり、粒成長が著しく微細粒が得にくい。一方、１
２５０℃以上では、熱エネルギコストが増大するだけで
なく、材質上も良好な特性が得られない。
後、そのまま加熱炉で加熱しても、或いは一度常温まで
冷却後加熱炉で加熱してもよいが、その温度は１１００
〜１２５０℃とする。１１００℃を下回ると炭化物が粗
大になり、粒成長が著しく微細粒が得にくい。一方、１
２５０℃以上では、熱エネルギコストが増大するだけで
なく、材質上も良好な特性が得られない。
【００２６】熱間圧延仕上温度は、Ａr3変態点以上に規
定する。Ａr3変態点を下回ると、焼鈍後の深絞り性にと
って不利な集合組織が発達するので好ましくない。ラン
ダムな集合組織の熱延板を得るために、Ａr3変態点以上
で仕上げることが必要である。なお、あまり高い温度で
仕上げると、オーステナイトの粒成長が著しく変態後の
フェライト粒径が粗大化し、焼鈍後の深絞り性に好まし
くない。
定する。Ａr3変態点を下回ると、焼鈍後の深絞り性にと
って不利な集合組織が発達するので好ましくない。ラン
ダムな集合組織の熱延板を得るために、Ａr3変態点以上
で仕上げることが必要である。なお、あまり高い温度で
仕上げると、オーステナイトの粒成長が著しく変態後の
フェライト粒径が粗大化し、焼鈍後の深絞り性に好まし
くない。
【００２７】仕上げ圧延後は、直ちに冷却を開始し、フ
ェライトの粒成長を抑える。そのためには、冷却速度と
して少なくとも３０℃／sec以上が必要である。上限は
特に規定しないが、本発明では特別に急速冷却せずとも
微細粒が得られる成分系であるため、通常の設備で達成
できる３０〜８０℃／sec程度で十分である。
ェライトの粒成長を抑える。そのためには、冷却速度と
して少なくとも３０℃／sec以上が必要である。上限は
特に規定しないが、本発明では特別に急速冷却せずとも
微細粒が得られる成分系であるため、通常の設備で達成
できる３０〜８０℃／sec程度で十分である。
【００２８】巻取温度は、６５０℃以上とし、熱延板の
段階で鋼中の不要なＣ、Ｎをできるだけ析出物として固
定することが焼鈍後の深絞り性にとっては好ましい。な
お、あまり高温で巻き取ると酸洗性の劣化を引き起こす
ので、望ましくは７５０℃以下で巻き取る。
段階で鋼中の不要なＣ、Ｎをできるだけ析出物として固
定することが焼鈍後の深絞り性にとっては好ましい。な
お、あまり高温で巻き取ると酸洗性の劣化を引き起こす
ので、望ましくは７５０℃以下で巻き取る。
【００２９】熱間圧延後は、常法に従って酸洗、冷間圧
延を行う。冷間圧延は深絞り性向上のためには６０％以
上で実施するのが好ましい。なお、設備制約的に上限は
９０％程度とするのが望ましい。
延を行う。冷間圧延は深絞り性向上のためには６０％以
上で実施するのが好ましい。なお、設備制約的に上限は
９０％程度とするのが望ましい。
【００３０】連続焼鈍は、再結晶温度以上の高温で焼鈍
する方が加工性の観点からは良く、本発明では焼鈍温度
の下限を８００℃と規定する。しかし、Ａc3変態点以上
の高い温度に加熱すると逆に加工性が劣化するので好ま
しくない。なお、焼鈍に要する時間は生産性の点から長
くても５分以内とするのが好ましい。
する方が加工性の観点からは良く、本発明では焼鈍温度
の下限を８００℃と規定する。しかし、Ａc3変態点以上
の高い温度に加熱すると逆に加工性が劣化するので好ま
しくない。なお、焼鈍に要する時間は生産性の点から長
くても５分以内とするのが好ましい。
【００３１】再結晶焼鈍後は、冷却し、引き続き４２０
〜５３０℃で溶融亜鉛浴中に浸漬し、めっきを施し、５
５０〜７５０℃に再加熱して合金化処理する。合金化処
理温度が５５０℃未満ではいくらＴi、Ｐ量を調整して
も連続ラインで可能な短時間では十分に合金化が進ま
ず、一方、７５０℃超えでは逆に短時間で合金化が進み
すぎてしまう。なお、溶融亜鉛浴温度が４２０℃未満で
は溶融亜鉛が凝固するようになり、一方、５３０℃を超
えるとめっき性が低下する。
〜５３０℃で溶融亜鉛浴中に浸漬し、めっきを施し、５
５０〜７５０℃に再加熱して合金化処理する。合金化処
理温度が５５０℃未満ではいくらＴi、Ｐ量を調整して
も連続ラインで可能な短時間では十分に合金化が進ま
ず、一方、７５０℃超えでは逆に短時間で合金化が進み
すぎてしまう。なお、溶融亜鉛浴温度が４２０℃未満で
は溶融亜鉛が凝固するようになり、一方、５３０℃を超
えるとめっき性が低下する。
【００３２】なお、均熱後や合金化処理後の冷却速度や
めっき浴浸漬前の恒温保持時間などについては、本発明
では特に規定せずとも何ら問題はない。また焼鈍、めっ
き後は調質圧延を施しても良いが、加工性の観点からは
１.５％以下程度に制御するのが望ましい。
めっき浴浸漬前の恒温保持時間などについては、本発明
では特に規定せずとも何ら問題はない。また焼鈍、めっ
き後は調質圧延を施しても良いが、加工性の観点からは
１.５％以下程度に制御するのが望ましい。
【００３３】次に本発明の実施例を示す。
【００３４】
【００３５】表１に示す化学成分の鋼を溶製し、連続鋳
造によりスラブとした。このスラブを表２に示す条件で
３.６mm厚まで熱間圧延し、それぞれ表２に示す巻取温
度で巻取った。酸洗後、０.８mm厚まで冷間圧延し、表
２に示す条件で再結晶焼鈍後めっきを施し、合金化処理
後、０.５％の伸び率の調質圧延をし、機械的特性を調
査した。その結果を表３に示す。
造によりスラブとした。このスラブを表２に示す条件で
３.６mm厚まで熱間圧延し、それぞれ表２に示す巻取温
度で巻取った。酸洗後、０.８mm厚まで冷間圧延し、表
２に示す条件で再結晶焼鈍後めっきを施し、合金化処理
後、０.５％の伸び率の調質圧延をし、機械的特性を調
査した。その結果を表３に示す。
【００３６】表３より明らかなように、本発明例(Ｎo.
２、３、６、７、１０)はｒ値２.０以上の優れた深絞り
性と良好な強度延性バランスを示しており、△ｒが±
０.２の範囲内にあり、異方性の小さいことを示してい
る。また、パウダリング性も良い。
２、３、６、７、１０)はｒ値２.０以上の優れた深絞り
性と良好な強度延性バランスを示しており、△ｒが±
０.２の範囲内にあり、異方性の小さいことを示してい
る。また、パウダリング性も良い。
【００３７】これに対して、比較例Ｎo.１、５では、熱
延でのスラブ加熱温度、或いは冷却条件が本発明条件と
は異なるために焼鈍板の結晶粒径(ＦＧc)が大きく(ＦＧ
cが７.０以下)、プレス成形時の肌荒れが懸念される水
準にある。また、比較例Ｎo.４、８、９、１２〜１５
は、化学成分或いは製造条件が本発明条件とは異なるた
めに、ｒ値、強度延性バランスが本発明例に比し劣り、
或いは△ｒの異方性が大きい。また、比較例Ｎo.１１
は、合金化処理温度が本発明条件より高く合金化過度の
状態となり、パウダリング性が悪い。
延でのスラブ加熱温度、或いは冷却条件が本発明条件と
は異なるために焼鈍板の結晶粒径(ＦＧc)が大きく(ＦＧ
cが７.０以下)、プレス成形時の肌荒れが懸念される水
準にある。また、比較例Ｎo.４、８、９、１２〜１５
は、化学成分或いは製造条件が本発明条件とは異なるた
めに、ｒ値、強度延性バランスが本発明例に比し劣り、
或いは△ｒの異方性が大きい。また、比較例Ｎo.１１
は、合金化処理温度が本発明条件より高く合金化過度の
状態となり、パウダリング性が悪い。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれは、
延性、深絞り性に優れ、かつ材質の異方性が小さく、難
成形部品の成形や大物部品の一体成形に適するプレス成
形性の優れためっき密着性のよい合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を得ることができる。
延性、深絞り性に優れ、かつ材質の異方性が小さく、難
成形部品の成形や大物部品の一体成形に適するプレス成
形性の優れためっき密着性のよい合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を得ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｔ 38/14 38/14
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ≦０.００４
４％、Ｓi≦０.２％、Ｍn≦１.５％、Ｐ≦０.０７０
％、Ｓ≦０.０１５％、０.０２０％≦Ａl≦０.１２０
％、Ｎ≦０.００７％を含み、更に、３.４３Ｎ≦Ｔi≦
０.０６０％、かつＰ／Ｔiを０.２〜２.０の範囲とし、
７.７５×Ｃ≦Ｎb、かつ０.０２５％≦Ｎb≦０.０６０
％の範囲でＴiとＮbを複合添加し、残部が鉄及び不可避
的不純物よりなる鋼を、加熱炉にて１１００〜１２５０
℃で加熱して、熱間圧延するに際し、Ａr3変態点以上で
仕上圧延を終了し、直ちに３０℃／sec以上で冷却し、
６５０℃以上の温度で巻取り、次いで酸洗、６０％以上
の冷間圧延後、８００℃以上でＡc3点以下の温度で５分
以下の連続焼鈍を行った後、冷却し、４２０〜５３０℃
で溶融亜鉛浴中に浸漬し、その後再加熱し、５５０〜７
５０℃で合金化処理することを特徴とするプレス成形性
の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP4339843A JP2514298B2 (ja) | 1992-11-25 | 1992-11-25 | プレス成形性の優れた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 |
|---|---|---|---|
| JP4339843A JP2514298B2 (ja) | 1992-11-25 | 1992-11-25 | プレス成形性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06158172A JPH06158172A (ja) | 1994-06-07 |
| JP2514298B2 true JP2514298B2 (ja) | 1996-07-10 |
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ID=18331346
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4339843A Expired - Fee Related JP2514298B2 (ja) | 1992-11-25 | 1992-11-25 | プレス成形性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP2514298B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
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|---|---|---|---|---|
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| KR100711445B1 (ko) * | 2005-12-19 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 도금밀착성 및 충격특성이 우수한 열간성형 가공용 합금화용융아연도금강판의 제조방법, 이 강판을 이용한열간성형부품의 제조방법 |
Citations (2)
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| JPS58107414A (ja) * | 1981-12-22 | 1983-06-27 | Nippon Steel Corp | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JPH0379420A (ja) * | 1989-08-23 | 1991-04-04 | Toyota Motor Corp | 流体圧式アクティブサスペンション |
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|---|---|---|---|---|
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-
1992
- 1992-11-25 JP JP4339843A patent/JP2514298B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS58107414A (ja) * | 1981-12-22 | 1983-06-27 | Nippon Steel Corp | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JPH0379420A (ja) * | 1989-08-23 | 1991-04-04 | Toyota Motor Corp | 流体圧式アクティブサスペンション |
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