JP3023875B2 - 表面性状に優れた高加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状に優れた高加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JP3023875B2 JP3023875B2 JP2175399A JP17539990A JP3023875B2 JP 3023875 B2 JP3023875 B2 JP 3023875B2 JP 2175399 A JP2175399 A JP 2175399A JP 17539990 A JP17539990 A JP 17539990A JP 3023875 B2 JP3023875 B2 JP 3023875B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は表面性状と深絞り性に優れた高張力溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法に関する。
めっき鋼板の製造方法に関する。
（従来の技術とその問題点） 近年自動車用鋼板としては、安全性、車体重量軽減お
よび素材使用量の削減の観点から、高張力鋼板が広く利
用されるようになってきた。この自動車用高張力鋼板の
中で、例えば、寒冷期に、道路の融雪剤に含まれる塩類
によって腐食されるのを防止するために、耐食性に非常
に優れた合金化溶融亜鉛めっき層を有する高張力冷延鋼
板が必要とされてきている。
よび素材使用量の削減の観点から、高張力鋼板が広く利
用されるようになってきた。この自動車用高張力鋼板の
中で、例えば、寒冷期に、道路の融雪剤に含まれる塩類
によって腐食されるのを防止するために、耐食性に非常
に優れた合金化溶融亜鉛めっき層を有する高張力冷延鋼
板が必要とされてきている。
このために加工性にあわせ耐食性にも優れた高張力鋼
板が大量生産方式で製造されることが強く要望されてき
た。
板が大量生産方式で製造されることが強く要望されてき
た。
鋼板に耐食性を付与する一般的な方法として、CuやCr
などの鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する方法、
あるいは鋼板表面に金属めっきを施す方法があるが、前
者においては塩害のような苛酷な腐食環境下ではその効
果はあまり期待できない。
などの鋼の耐食性を高める元素を鋼中に添加する方法、
あるいは鋼板表面に金属めっきを施す方法があるが、前
者においては塩害のような苛酷な腐食環境下ではその効
果はあまり期待できない。
従ってこのような苛酷な腐食環境に対しては後者の金
属めっき、その中でも耐食性改善のために厚目付が、安
価で容易に可能な溶融亜鉛めっきが有効である。しかも
塗膜密着性および溶接性を配慮して溶融亜鉛めっき後に
合金化処理を施すことが一般に行われている。
属めっき、その中でも耐食性改善のために厚目付が、安
価で容易に可能な溶融亜鉛めっきが有効である。しかも
塗膜密着性および溶接性を配慮して溶融亜鉛めっき後に
合金化処理を施すことが一般に行われている。
しかしながら、それらの方法で得られた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板は、共通してプレス加工性、特に深絞り性
が高強度化およびめっき層厚みの増加に伴い劣化し、難
成形加工が充分に行えるものはなかった。
鉛めっき鋼板は、共通してプレス加工性、特に深絞り性
が高強度化およびめっき層厚みの増加に伴い劣化し、難
成形加工が充分に行えるものはなかった。
また、高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、軟質鋼板
と比較して、高強度確保のためにSi、Mn、Ｐ等の強化元
素を非常に多量に含有している。特に、固溶強化元素S
i、Mnを含有している鋼板は、点状不めっきやスケール
模様等の表面性状欠陥が製品に発生し、外観および耐食
性の観点から、製品の歩留りが高い水準にあるものはな
かった。
と比較して、高強度確保のためにSi、Mn、Ｐ等の強化元
素を非常に多量に含有している。特に、固溶強化元素S
i、Mnを含有している鋼板は、点状不めっきやスケール
模様等の表面性状欠陥が製品に発生し、外観および耐食
性の観点から、製品の歩留りが高い水準にあるものはな
かった。
（問題解決に関する知見） 本発明は、自動車用鋼板として要求されている高防錆
性およびパウダリングを起こすことのないめっき密着性
に優れ、かつ高強度で、プレス成形性の指標である値
が1.4以上、しかもプレス加工時の二次加工割れを起す
ことがなく、表面性状に非常に優れた鋼板を製造するこ
とを課題とし、課題解決に関し、本発明者らは、高強度
冷延鋼板の組成、製造方法について種々研究を行った結
果、極低炭素Ti、Nb複合添加鋼に、所定の固溶強化元素
Si、Mn、Ｐ、Ｂを複合添加し、熱延仕上温度を高目に、
捲取温度を低目に設定し、70％以上の高冷延および溶融
めっき装置内で高温還元焼鈍を施すことで、上記特性を
有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られる知見を得
た。
性およびパウダリングを起こすことのないめっき密着性
に優れ、かつ高強度で、プレス成形性の指標である値
が1.4以上、しかもプレス加工時の二次加工割れを起す
ことがなく、表面性状に非常に優れた鋼板を製造するこ
とを課題とし、課題解決に関し、本発明者らは、高強度
冷延鋼板の組成、製造方法について種々研究を行った結
果、極低炭素Ti、Nb複合添加鋼に、所定の固溶強化元素
Si、Mn、Ｐ、Ｂを複合添加し、熱延仕上温度を高目に、
捲取温度を低目に設定し、70％以上の高冷延および溶融
めっき装置内で高温還元焼鈍を施すことで、上記特性を
有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られる知見を得
た。
（発明の構成） 本発明は、 その素地鋼板が重量％で、 C :0.01％以下、 Si:0.1％を超え0.5％以下、 Mn:0.5〜2.2％、 P :0.03〜0.15％ S :0.015％以下、 sol.Al:0.01〜0.1％、 N :0.005％以下、 B :0.0002〜0.002％ Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）〜0.1％ Nb:0.01〜0.1％ を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるTi、
Nb複合添加極低炭素鋼スラブを920〜1050℃で熱間圧延
を終了し、400〜600℃の温度で捲き取り、酸洗を施した
後、圧下率70％以上の冷間圧延を施し、引続き得られた
冷延鋼板をインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき装
置に装入し、800℃〜Ac3変態点以下の温度で還元焼鈍を
行い、その冷却過程において溶融亜鉛めっき処理を施
し、次いで450〜600℃の温度域で1sec以上加熱保持する
ことからなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する表面性状
に優れかつプレス成形性が良好な高張力溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法を提供する。
Nb複合添加極低炭素鋼スラブを920〜1050℃で熱間圧延
を終了し、400〜600℃の温度で捲き取り、酸洗を施した
後、圧下率70％以上の冷間圧延を施し、引続き得られた
冷延鋼板をインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき装
置に装入し、800℃〜Ac3変態点以下の温度で還元焼鈍を
行い、その冷却過程において溶融亜鉛めっき処理を施
し、次いで450〜600℃の温度域で1sec以上加熱保持する
ことからなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する表面性状
に優れかつプレス成形性が良好な高張力溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法を提供する。
次に本発明における組成限定理由について説明する。
C:Cはこの発明において、TiC、NbCなどの炭化物となっ
て固定される。その含有量が低いほど深絞り性や延性に
対して有利であり、TiやNbの添加量も少なくすることが
できる。上限を0.01％としたのは、これ以上Ｃが増加し
た場合に添加しなければならないTiやNb量が著しく増加
しコスト増加につながるからである。したがって、Ｃ量
は0.01％以下とする。
て固定される。その含有量が低いほど深絞り性や延性に
対して有利であり、TiやNbの添加量も少なくすることが
できる。上限を0.01％としたのは、これ以上Ｃが増加し
た場合に添加しなければならないTiやNb量が著しく増加
しコスト増加につながるからである。したがって、Ｃ量
は0.01％以下とする。
Si:Siは鋼板の強度を上げるために有効な元素である
が、0.5％を超えるとめっき密着性を極端に劣化させ、
不めっき等の表面性状欠陥を発生させるので、上限を0.
5％とする。一方、0.1％以下では、鋼板の高強度化に大
きく関与しない。
が、0.5％を超えるとめっき密着性を極端に劣化させ、
不めっき等の表面性状欠陥を発生させるので、上限を0.
5％とする。一方、0.1％以下では、鋼板の高強度化に大
きく関与しない。
Mn:Mnは鋼板の強度を上げるために有効な元素である
が、2.2％を超えるとA3変態点が大きく低下し再結晶温
度近傍となってしまい、焼鈍時に金属組織のα→γ変態
が促進される。このために回復−再結晶過程で形成され
た値に有利な｛111｝再結晶集合組織が損われてしま
う。また、焼鈍時に冷却過程で硬化した組織を生じてし
まう場合もある。上限を2.2％としたのは、上記冶金学
的要因によって鋼板の伸び、値を著しく劣化させるか
らである。一方、0.5％未満では、鋼板の高強度化に大
きく関与しないからである。したがって、Mn量は0.5〜
2.2％とする。
が、2.2％を超えるとA3変態点が大きく低下し再結晶温
度近傍となってしまい、焼鈍時に金属組織のα→γ変態
が促進される。このために回復−再結晶過程で形成され
た値に有利な｛111｝再結晶集合組織が損われてしま
う。また、焼鈍時に冷却過程で硬化した組織を生じてし
まう場合もある。上限を2.2％としたのは、上記冶金学
的要因によって鋼板の伸び、値を著しく劣化させるか
らである。一方、0.5％未満では、鋼板の高強度化に大
きく関与しないからである。したがって、Mn量は0.5〜
2.2％とする。
P:PもSi、Mnと同様に鋼板の強度を上げるが、0.15％を
超えるとプレス加工時に二次加工割れが著しく発生する
ばかりでなく、連続式溶融亜鉛めっき装置内における合
金化が困難となるので、0.15％以下とする。
超えるとプレス加工時に二次加工割れが著しく発生する
ばかりでなく、連続式溶融亜鉛めっき装置内における合
金化が困難となるので、0.15％以下とする。
また、0.03％未満では、鋼板の高張力化に対して有効
に作用しない。したがって、Ｐ量は0.03〜0.15％とす
る。
に作用しない。したがって、Ｐ量は0.03〜0.15％とす
る。
S:SはMnと結合して非金属介在物を形成し、プレス成形
時に割れなどの不具合を生じさせ易い。さらに、ＳはTi
Sを形成するため、Ｃを固着するのに必要なTiの添加量
がＳ量の増加に伴い上昇し、コスト面で好ましくない。
したがって上限を0.015％とする。
時に割れなどの不具合を生じさせ易い。さらに、ＳはTi
Sを形成するため、Ｃを固着するのに必要なTiの添加量
がＳ量の増加に伴い上昇し、コスト面で好ましくない。
したがって上限を0.015％とする。
Al:Alは脱酸のために添加され0.01％以上残留するが、
0.1％を超えると表面性状に悪影響をおよぼすので、so
l.Alとして上限を0.1％とする。
0.1％を超えると表面性状に悪影響をおよぼすので、so
l.Alとして上限を0.1％とする。
N:Nは鋼中の不純物元素であるが、TiによりTiNとして固
定され、値を向上させる。しかしこのＮ含有量が0.00
5％を超えるとその安定化に要するTi添加量が増加し、
コスト面で好ましくない。したがって、その上限を0.00
5％とする。
定され、値を向上させる。しかしこのＮ含有量が0.00
5％を超えるとその安定化に要するTi添加量が増加し、
コスト面で好ましくない。したがって、その上限を0.00
5％とする。
Ti:TiはＳ、ＮそしてＣを固定し｛111｝再結晶集合組織
を発達させるために添加するもので、下限を（48/12％
Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）とする。上限を0.1％とす
るのは、これを超える添加を行ってもその効果が飽和す
るからである。
を発達させるために添加するもので、下限を（48/12％
Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）とする。上限を0.1％とす
るのは、これを超える添加を行ってもその効果が飽和す
るからである。
Nb:Nbは安定なTiの炭窒化物を核として熱間圧延時に粗
大なTi、Nb複合炭窒化物を形成する。このため、｛11
1｝再結晶集合組織をより一層発達させるので、値が
向上する。またNb添加により、面内異方性も改善され
る。しかし、0.01％未満の添加量では値の向上および
ｒ値の面内異方性の改善は見られないので0.01％以上と
し、また、上限を0.1％とするのはこれを超えて添加し
てもその効果が飽和するからである。
大なTi、Nb複合炭窒化物を形成する。このため、｛11
1｝再結晶集合組織をより一層発達させるので、値が
向上する。またNb添加により、面内異方性も改善され
る。しかし、0.01％未満の添加量では値の向上および
ｒ値の面内異方性の改善は見られないので0.01％以上と
し、また、上限を0.1％とするのはこれを超えて添加し
てもその効果が飽和するからである。
B:Bは鋼板中の粒界に前述のＰよりも優先偏析し、Ｐの
粒界脆性によるプレス成形性の劣化を抑制するものであ
り、有効なＢの下限値は0.0002％である。一方、その含
有量が多過ぎると粒成長を阻害し鋼板の値、伸びを低
下させるので、Ｂ添加の上限を0.002％とする。
粒界脆性によるプレス成形性の劣化を抑制するものであ
り、有効なＢの下限値は0.0002％である。一方、その含
有量が多過ぎると粒成長を阻害し鋼板の値、伸びを低
下させるので、Ｂ添加の上限を0.002％とする。
また、本発明鋼板の素材鋼の製造条件は、上記の化学
組成範囲に調整された溶鋼を連続鋳造し、そのスラブを
そのまま冷却なしに直送するか、あるいは一旦冷却し冷
片として最加熱した後に熱間圧延を行う。
組成範囲に調整された溶鋼を連続鋳造し、そのスラブを
そのまま冷却なしに直送するか、あるいは一旦冷却し冷
片として最加熱した後に熱間圧延を行う。
熱延仕上温度については、本発明の骨子となる製造条
件であり、920℃以上の高温域で熱延仕上することが、
深絞り性を劣化させずに製品の表面性状を改善するのに
有効である。
件であり、920℃以上の高温域で熱延仕上することが、
深絞り性を劣化させずに製品の表面性状を改善するのに
有効である。
一般に、深絞り性を具備する鋼板の仕上温度は、Ar3
変態点以下では｛111｝再結晶集合組織に対して好まし
くない熱延集合組織を生じさせるので、Ar3変態点以上
とするのが通常であるが、本発明方法においては、920
℃以上で行なう。
変態点以下では｛111｝再結晶集合組織に対して好まし
くない熱延集合組織を生じさせるので、Ar3変態点以上
とするのが通常であるが、本発明方法においては、920
℃以上で行なう。
920℃以上では値を劣化させずに、熱延板のかみ込
みスケールを減少させ、酸洗後および冷延後の鋼板表面
粗度を小さくし、製品の表面性状が改善される。また、
上限温度1050℃を設定するのは、熱延仕上温度がこれ以
上であると熱延板の結晶粒径が大きくなり、｛111｝再
結晶集合組織の発達を抑制し値が低下してしまうから
である。
みスケールを減少させ、酸洗後および冷延後の鋼板表面
粗度を小さくし、製品の表面性状が改善される。また、
上限温度1050℃を設定するのは、熱延仕上温度がこれ以
上であると熱延板の結晶粒径が大きくなり、｛111｝再
結晶集合組織の発達を抑制し値が低下してしまうから
である。
捲取り温度は、高過ぎするとスケールの酸洗性が低下
するので上限を600℃とし、下限は捲取り後の板形状不
良を生じさせないために400℃とする。
するので上限を600℃とし、下限は捲取り後の板形状不
良を生じさせないために400℃とする。
冷間圧延に際しては、通常の酸洗を行い鋼板表面を清
浄にしたのち圧延を行う。その時の圧下率は値を1.4
以上確保するために70％以上とする。
浄にしたのち圧延を行う。その時の圧下率は値を1.4
以上確保するために70％以上とする。
得られた冷延板はインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛
めっき装置に装入し800℃以上Ac3変態点以下の温度域で
還元焼鈍を実施する。この還元温度の規定については、
前述の熱延仕上温度同様、本発明の骨子となる製造条件
であり、800℃未満の還元温度では、溶融亜鉛ぬれ付着
力が低下し、製品において表面性状欠陥（不めっき）が
生じるので、下限温度を800℃とする。その理由は必ず
しも明らかでないが、固溶強化元素Mn、Ｐ、Siの酸化皮
膜が生成し溶融亜鉛めっき処理時にその皮膜が残存して
いるからと推定される。上限温度をAc3変態点以下に設
定したのは、α→γ変態に伴う｛111｝再結晶集合組織
の消失による値の劣化を抑制するためである。
めっき装置に装入し800℃以上Ac3変態点以下の温度域で
還元焼鈍を実施する。この還元温度の規定については、
前述の熱延仕上温度同様、本発明の骨子となる製造条件
であり、800℃未満の還元温度では、溶融亜鉛ぬれ付着
力が低下し、製品において表面性状欠陥（不めっき）が
生じるので、下限温度を800℃とする。その理由は必ず
しも明らかでないが、固溶強化元素Mn、Ｐ、Siの酸化皮
膜が生成し溶融亜鉛めっき処理時にその皮膜が残存して
いるからと推定される。上限温度をAc3変態点以下に設
定したのは、α→γ変態に伴う｛111｝再結晶集合組織
の消失による値の劣化を抑制するためである。
還元処理後連続冷却し溶融亜鉛めっき処理を施し次い
で、450℃〜600℃の温度域で1sec.以上加熱保持する。
この450℃〜600℃の温度域で加熱保持するのはめっきは
くり量が非常に少ないめっき層が得られるからである。
で、450℃〜600℃の温度域で1sec.以上加熱保持する。
この450℃〜600℃の温度域で加熱保持するのはめっきは
くり量が非常に少ないめっき層が得られるからである。
このようにして、本発明によれば、深絞り性に優れ、
かつ表面性状が良好な合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板
が製造される。
かつ表面性状が良好な合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板
が製造される。
（発明の具体的開示） 次に本発明を実施例によって具体的に説明する。
第１表は、供試材の化学組成を示し、本発明例はNo.1
〜９であり、比較例はNo.10〜14である。
〜９であり、比較例はNo.10〜14である。
転炉で組成調整して溶製を行い、連続鋳造により厚み
250mmのスラブとし、続いて熱間圧延を行い、2.3、2.
7、3.2、4.0、5.2mmの熱延板とし、続いて酸洗、冷間圧
延を施す。得られた厚み0.8mmの冷延鋼板をインライン
焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき装置に装入し、高張力溶
融亜鉛めっき鋼板を製造した。
250mmのスラブとし、続いて熱間圧延を行い、2.3、2.
7、3.2、4.0、5.2mmの熱延板とし、続いて酸洗、冷間圧
延を施す。得られた厚み0.8mmの冷延鋼板をインライン
焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき装置に装入し、高張力溶
融亜鉛めっき鋼板を製造した。
第１、２図は、第１表のNo.2の鋼について熱延仕上温
度の影響を調査した結果を示す図であり、第１図熱延仕
上り温度と噛み込みスケールの個数とそれより得られる
冷延板値の関係を示す。この図に見られる通り、920
℃未満では噛み込みスケールの数が多く、1050℃を超え
ると、値が低くなる。第２図は熱延仕上温度と表面粗
度の関係を示す。この図より、920℃以上の温度で熱延
を終了する場合、酸洗後の表面も冷延後の表面も、顕著
に平滑であることがわかる。
度の影響を調査した結果を示す図であり、第１図熱延仕
上り温度と噛み込みスケールの個数とそれより得られる
冷延板値の関係を示す。この図に見られる通り、920
℃未満では噛み込みスケールの数が多く、1050℃を超え
ると、値が低くなる。第２図は熱延仕上温度と表面粗
度の関係を示す。この図より、920℃以上の温度で熱延
を終了する場合、酸洗後の表面も冷延後の表面も、顕著
に平滑であることがわかる。
第３図は同じ鋼で製造した冷延鋼板のめっき前に50％
H2＋50％N2雰囲気で還元焼鈍した時の還元焼鈍の温度と
めっきぬれ性およびめっき表面の性状の関係を示す。こ
れによれば、800℃以上で焼鈍を行う場合に良好な表面
性状が得られることがわかる。
H2＋50％N2雰囲気で還元焼鈍した時の還元焼鈍の温度と
めっきぬれ性およびめっき表面の性状の関係を示す。こ
れによれば、800℃以上で焼鈍を行う場合に良好な表面
性状が得られることがわかる。
第２表に熱延仕上温度、捲取温度、冷間圧延率、還元
温度の製造条件および製品の特性を示す。
温度の製造条件および製品の特性を示す。
第２表の結果に見られるように、本発明方法の製品１
−〜１−および２〜９は、35kgf/mm2以上の高強度
で、値も1.4以上と深絞り性に優れ、また耐二次加工
割れ性も縦割れ限界温度が−40℃以下と良好で、かつ表
面肌荒れや不めっきの発生も無く表面性状も良好な合金
化溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。
−〜１−および２〜９は、35kgf/mm2以上の高強度
で、値も1.4以上と深絞り性に優れ、また耐二次加工
割れ性も縦割れ限界温度が−40℃以下と良好で、かつ表
面肌荒れや不めっきの発生も無く表面性状も良好な合金
化溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。
本発明方法の素材鋼の組成範囲内であっても、熱延仕
上温度、還元温度が、本発明で規定する範囲外であるN
o.1−は、高強度を呈するものの、表面肌荒れや不め
っきの表面性状欠陥が生じ問題がある。
上温度、還元温度が、本発明で規定する範囲外であるN
o.1−は、高強度を呈するものの、表面肌荒れや不め
っきの表面性状欠陥が生じ問題がある。
同様に、熱延仕上温度、冷間圧延率や還元温度が本発
明で規定する範囲外であるNo.1−は、値が1.4以下
と小さく深絞り性ならびに、表面肌荒れや不めっきの表
面性状に問題がある。
明で規定する範囲外であるNo.1−は、値が1.4以下
と小さく深絞り性ならびに、表面肌荒れや不めっきの表
面性状に問題がある。
Ｃ量が本発明で規定する範囲より多いNo.10、Mn量規
定範囲外のNo.12、Ｂ量が規定範囲外のNo.14は、値が
1.4以下と低く深絞り性に問題がある。
定範囲外のNo.12、Ｂ量が規定範囲外のNo.14は、値が
1.4以下と低く深絞り性に問題がある。
また、Ｐ量が本発明で規定する範囲より多いNo.13
は、耐二次加工割れ性の評価値である縦割れ限界温度が
０℃と非常に高く、深絞り成形の際、二次加工割れが発
生する問題がある。
は、耐二次加工割れ性の評価値である縦割れ限界温度が
０℃と非常に高く、深絞り成形の際、二次加工割れが発
生する問題がある。
Si量が本発明で規定する範囲より多いNo.11は、本発
明で規定する製造条件の範囲にあっても、不めっきが発
生し、表面性状に問題がある。
明で規定する製造条件の範囲にあっても、不めっきが発
生し、表面性状に問題がある。
（発明の効果） 本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、35kgf/
mm2以上の高強度で、1.4以上の値を示し、深絞り成形
性に優れるだけではなく、表面性状も非常に良好であ
り、自動車用鋼板として利用されるその発明の効果は大
きい。
mm2以上の高強度で、1.4以上の値を示し、深絞り成形
性に優れるだけではなく、表面性状も非常に良好であ
り、自動車用鋼板として利用されるその発明の効果は大
きい。
第１図は、値および熱延板のかみ込むスケール個数に
及ぼす熱延仕上温度の影響を示すグラフ、第２図は、酸
洗後および冷延後の鋼板の表面粗度に及ぼす熱延仕上温
度の影響を示すグラフ、第３図は溶融亜鉛ぬれ付着力に
及ぼすめっき処理前の還元温度の影響を示すグラフであ
る。
及ぼす熱延仕上温度の影響を示すグラフ、第２図は、酸
洗後および冷延後の鋼板の表面粗度に及ぼす熱延仕上温
度の影響を示すグラフ、第３図は溶融亜鉛ぬれ付着力に
及ぼすめっき処理前の還元温度の影響を示すグラフであ
る。
フロントページの続き (72)発明者 松本 卓巳 広島県呉市昭和町11―１ 日新製鋼株式 会社鉄鋼研究所内 (56)参考文献 特開 平２−163346（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−47338（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−257124（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/46,9/48 C22C 38/00 - 38/60 C23C 2/00 - 2/40
Claims (1)
- 【請求項１】その素地鋼板が重量％で、 C :0.01％以下、 Si:0.1％を超え0.5％以下、 Mn:0.5〜2.2％、 P :0.03〜0.15％ S :0.015％以下、 sol.Al:0.01〜0.1％、 N :0.005％以下、 B :0.0002〜0.002％ Ti:（48/12％Ｃ＋48/14％Ｎ＋48/32％Ｓ）〜0.1％ Nb:0.01〜0.1％ を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるTi、
Nb複合添加極低炭素鋼スラブを920〜1050℃で熱間圧延
を終了し、400〜600℃の温度で捲き取り、酸洗を施した
後、圧下率70％以上の冷間圧延を施し、引続き得られた
冷延鋼板をインライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっき装
置に装入し、800℃〜Ac3変態点以下の温度で還元焼鈍を
行い、その冷却過程において溶融亜鉛めっき処理を施
し、次いで450〜600℃の温度域で1sec以上加熱保持する
ことからなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する表面性状
に優れかつプレス成形性が良好な高張力溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2175399A JP3023875B2 (ja) | 1990-07-04 | 1990-07-04 | 表面性状に優れた高加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP2175399A JP3023875B2 (ja) | 1990-07-04 | 1990-07-04 | 表面性状に優れた高加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0466653A JPH0466653A (ja) | 1992-03-03 |
| JP3023875B2 true JP3023875B2 (ja) | 2000-03-21 |
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ID=15995416
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP2175399A Expired - Fee Related JP3023875B2 (ja) | 1990-07-04 | 1990-07-04 | 表面性状に優れた高加工用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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| JP (1) | JP3023875B2 (ja) |
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| JP2565054B2 (ja) * | 1992-06-01 | 1996-12-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 深絞り性とめっき密着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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-
1990
- 1990-07-04 JP JP2175399A patent/JP3023875B2/ja not_active Expired - Fee Related
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