JP3461656B2 - 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 - Google Patents
耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板Info
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- JP3461656B2 JP3461656B2 JP05896996A JP5896996A JP3461656B2 JP 3461656 B2 JP3461656 B2 JP 3461656B2 JP 05896996 A JP05896996 A JP 05896996A JP 5896996 A JP5896996 A JP 5896996A JP 3461656 B2 JP3461656 B2 JP 3461656B2
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- hot
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- galvanized steel
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐パウダリング性
に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板に関するものであ
る。
に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は塗装性、溶
接性が優れていることから家電、建材、自動車用材料に
多く利用されている。このような合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板はたとえば特公昭６１−１１３０９号公報、特公昭
５７−１５６６５号公報で開示されているように、一般
にメッキ原板（熱延鋼板、又は冷延鋼板）を酸化炉又は
無酸化炉で表面汚れ、圧延油等を酸化燃焼させて除去し
続いて還元性雰囲気中で加熱して表面酸化被膜の還元、
焼鈍を施し、次いでメッキに適した温度に冷却してから
メッキ浴に浸漬してメッキを行い、上方に引き上げてメ
ッキ付着量の調整をし、続いて合金化炉に導き加熱によ
りメッキ層と地鉄とを相互拡散させてメッキ層を合金化
させて捲き取られる。
接性が優れていることから家電、建材、自動車用材料に
多く利用されている。このような合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板はたとえば特公昭６１−１１３０９号公報、特公昭
５７−１５６６５号公報で開示されているように、一般
にメッキ原板（熱延鋼板、又は冷延鋼板）を酸化炉又は
無酸化炉で表面汚れ、圧延油等を酸化燃焼させて除去し
続いて還元性雰囲気中で加熱して表面酸化被膜の還元、
焼鈍を施し、次いでメッキに適した温度に冷却してから
メッキ浴に浸漬してメッキを行い、上方に引き上げてメ
ッキ付着量の調整をし、続いて合金化炉に導き加熱によ
りメッキ層と地鉄とを相互拡散させてメッキ層を合金化
させて捲き取られる。
【０００３】この合金化溶融亜鉛メッキ鋼板のメッキ層
はＦｅ−Ｚｎの金属間化合物であり、地鉄近傍にはＦｅ
濃度が高いΓ相の合金層が生成する。この合金層は硬く
て脆い性質を有するため深絞り加工等の過酷な加工を受
けると、この合金層にクラックが生じメッキ層が粉末状
に剥離する、いわゆるパウダリングが生じやすい。この
パウダリングは、メッキ原板に深絞り性に優れたＴｉ添
加極低炭素鋼を使用した場合に顕著に生じ易くなり、プ
レス加工時に問題となる。
はＦｅ−Ｚｎの金属間化合物であり、地鉄近傍にはＦｅ
濃度が高いΓ相の合金層が生成する。この合金層は硬く
て脆い性質を有するため深絞り加工等の過酷な加工を受
けると、この合金層にクラックが生じメッキ層が粉末状
に剥離する、いわゆるパウダリングが生じやすい。この
パウダリングは、メッキ原板に深絞り性に優れたＴｉ添
加極低炭素鋼を使用した場合に顕著に生じ易くなり、プ
レス加工時に問題となる。
【０００４】Ｔｉ添加極低炭素鋼が耐パウダリング性を
劣化させる原因は、未だ明確ではないが以下のように推
察されている。メッキ時に結晶粒界にＺｎが拡散侵入
し、合金化処理の加熱時に固溶Ｔｉの影響のためにＦｅ
−Ｚｎの金属間化合物が爆発的に生成して硬くて脆いΓ
相の合金層の厚さを増加させる。これより、プレス加工
時にΓ相の合金層厚さが増加した部位からクラックが生
じ、パウダリングが顕著に生じ易くなる。
劣化させる原因は、未だ明確ではないが以下のように推
察されている。メッキ時に結晶粒界にＺｎが拡散侵入
し、合金化処理の加熱時に固溶Ｔｉの影響のためにＦｅ
−Ｚｎの金属間化合物が爆発的に生成して硬くて脆いΓ
相の合金層の厚さを増加させる。これより、プレス加工
時にΓ相の合金層厚さが増加した部位からクラックが生
じ、パウダリングが顕著に生じ易くなる。
【０００５】このＴｉ添加極低炭素鋼の耐パウダリング
性を向上させる技術としては、Ｎｂの添加によりＴｉ添
加量の低減を行い、耐パウダリング性を向上させる製造
方法が特開昭５９−６７３１９号公報、特公平３−５４
１８６号公報に開示されている。しかし、この技術はＮ
ｂ添加により鋼板の冷延後の再結晶温度を上昇させ、さ
らに製鋼での合金コストが上昇し、製造コストの上昇を
招いてしまう。
性を向上させる技術としては、Ｎｂの添加によりＴｉ添
加量の低減を行い、耐パウダリング性を向上させる製造
方法が特開昭５９−６７３１９号公報、特公平３−５４
１８６号公報に開示されている。しかし、この技術はＮ
ｂ添加により鋼板の冷延後の再結晶温度を上昇させ、さ
らに製鋼での合金コストが上昇し、製造コストの上昇を
招いてしまう。
【０００６】また、Ｔｉ，Ｎｂの一方あるいは双方を添
加した極低炭素鋼のメッキ被膜の密着性を向上させる技
術として熱延、酸洗、冷延後に浸炭雰囲気中で再結晶焼
鈍して表面近傍に固溶Ｃを残留させ、その後連続溶融亜
鉛メッキを施す製造方法が特開平４−６６６４７号公報
に開示されている。しかし、この技術は、浸炭により固
溶ＴｉをＴｉＣとして減少させるために、その効率が低
く浸炭処理に必要な時間が長くなり、また時効対策のた
めに過時効処理が必要となってしまう場合がある。
加した極低炭素鋼のメッキ被膜の密着性を向上させる技
術として熱延、酸洗、冷延後に浸炭雰囲気中で再結晶焼
鈍して表面近傍に固溶Ｃを残留させ、その後連続溶融亜
鉛メッキを施す製造方法が特開平４−６６６４７号公報
に開示されている。しかし、この技術は、浸炭により固
溶ＴｉをＴｉＣとして減少させるために、その効率が低
く浸炭処理に必要な時間が長くなり、また時効対策のた
めに過時効処理が必要となってしまう場合がある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、メッキ原板
の表面近傍の窒素量を最適化することにより、耐パウダ
リング性に優れたＴｉ添加極低炭素鋼をメッキ原板とす
る合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を提供するものである。
の表面近傍の窒素量を最適化することにより、耐パウダ
リング性に優れたＴｉ添加極低炭素鋼をメッキ原板とす
る合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、耐パウダリ
ング性に優れたＴｉ添加極低炭素鋼をメッキ原板とする
合金化溶融亜鉛メッキ鋼板について研究を重ね、耐パウ
ダリング性が表面近傍の窒素量に強く影響されることを
つきとめ、メッキ原板の表面から一定の深さまでの窒素
量を規定することにより上記特性を満足する合金化亜鉛
メッキ鋼板が得られることを見出した。すなわち、表面
から一定の深さまでの窒素量を規定することにより、表
面近傍の固溶Ｔｉ量を制御して地鉄近傍に生じるΓ相の
合金層厚さの増加を抑制し、耐パウダリング性を向上で
きることを明らかにした。
ング性に優れたＴｉ添加極低炭素鋼をメッキ原板とする
合金化溶融亜鉛メッキ鋼板について研究を重ね、耐パウ
ダリング性が表面近傍の窒素量に強く影響されることを
つきとめ、メッキ原板の表面から一定の深さまでの窒素
量を規定することにより上記特性を満足する合金化亜鉛
メッキ鋼板が得られることを見出した。すなわち、表面
から一定の深さまでの窒素量を規定することにより、表
面近傍の固溶Ｔｉ量を制御して地鉄近傍に生じるΓ相の
合金層厚さの増加を抑制し、耐パウダリング性を向上で
きることを明らかにした。
【０００９】本発明の要旨とするところは、板厚中心部
の組成が質量比で、 Ｃ：０．０１％以下、 Ｎ：０．０１％以下、 必要に応じてＢ：０．０００２％以上、０．００５％以
下を含み、Ｔｉ，Ｎｂの一方あるいは双方を合計で０．
００５質量％以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、１．２（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞Ｃ／
１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２を満足し、かつ表面から深さ
１０μｍまでの平均Ｎ量が質量比でＮ＞１１×（Ｔｉ／
４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）なる関係を満たす鋼板を溶
融亜鉛メッキし、その後合金化処理することを特徴とす
る耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板
にある。
の組成が質量比で、 Ｃ：０．０１％以下、 Ｎ：０．０１％以下、 必要に応じてＢ：０．０００２％以上、０．００５％以
下を含み、Ｔｉ，Ｎｂの一方あるいは双方を合計で０．
００５質量％以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、１．２（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞Ｃ／
１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２を満足し、かつ表面から深さ
１０μｍまでの平均Ｎ量が質量比でＮ＞１１×（Ｔｉ／
４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）なる関係を満たす鋼板を溶
融亜鉛メッキし、その後合金化処理することを特徴とす
る耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板
にある。
【００１０】以下に、本発明について詳細に説明する。
本発明の成分の限定理由は次の通りである。メッキ原板
たる鋼板の表面から深さ１０μｍまでの窒素量を質量比
でＮ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）なる
関係を満足するよう限定したのは、この条件を満足する
窒素添加により固溶ＴｉをＴｉＣの析出速度より迅速に
ＴｉＮとして析出させ、固溶Ｔｉ量をＦｅ−Ｚｎ金属間
化合物の爆発的生成に影響しない量まで低減するためで
ある。これよりΓ相の合金層厚さの増加が抑制され、耐
パウダリング性を向上できる。またＴｉＮの析出は速や
かに起こるため、時効性は問題とならない。
本発明の成分の限定理由は次の通りである。メッキ原板
たる鋼板の表面から深さ１０μｍまでの窒素量を質量比
でＮ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）なる
関係を満足するよう限定したのは、この条件を満足する
窒素添加により固溶ＴｉをＴｉＣの析出速度より迅速に
ＴｉＮとして析出させ、固溶Ｔｉ量をＦｅ−Ｚｎ金属間
化合物の爆発的生成に影響しない量まで低減するためで
ある。これよりΓ相の合金層厚さの増加が抑制され、耐
パウダリング性を向上できる。またＴｉＮの析出は速や
かに起こるため、時効性は問題とならない。
【００１１】窒素量を規定する表面からの深さを１０μ
ｍとしたのは、この深さまでの固溶Ｔｉ量が耐パウダリ
ング性に影響を及ぼすからである。表面から深さ１０μ
ｍ以上の窒素量分布については特に規制しないが、様々
な窒素分布をとっても本発明の趣旨に反することはな
い。板厚中心での平均Ｃ量と平均Ｎ量を０．０１％以下
としたのは、これ以上の添加は加工性の劣化をもたらす
からである。また、Ｂの添加は２次加工性を更に高める
ので、必要に応じ０．０００２％以上のＢを添加するこ
とは効果的であるが、０．００５０％以上になると加工
性の劣化が著しくなるので、上限は０．００５０％とす
る。
ｍとしたのは、この深さまでの固溶Ｔｉ量が耐パウダリ
ング性に影響を及ぼすからである。表面から深さ１０μ
ｍ以上の窒素量分布については特に規制しないが、様々
な窒素分布をとっても本発明の趣旨に反することはな
い。板厚中心での平均Ｃ量と平均Ｎ量を０．０１％以下
としたのは、これ以上の添加は加工性の劣化をもたらす
からである。また、Ｂの添加は２次加工性を更に高める
ので、必要に応じ０．０００２％以上のＢを添加するこ
とは効果的であるが、０．００５０％以上になると加工
性の劣化が著しくなるので、上限は０．００５０％とす
る。
【００１２】本発明では特に規定しないが、強度向上の
ために他の成分としてＳｉ，Ｍｎ，Ｐの添加は本発明の
趣旨に反するものではない。しかし、加工性の観点から
添加量をＳｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．５％以下、
Ｐ：０．１５％以下とするのが好ましい。また、Ａｌの
添加も本発明の趣旨に反するものではないが、溶鋼での
確実な脱酸を可能とするために０．００５％以上の添加
が好ましく、過度の添加は加工性を劣化するので０．２
％以下が好ましい。
ために他の成分としてＳｉ，Ｍｎ，Ｐの添加は本発明の
趣旨に反するものではない。しかし、加工性の観点から
添加量をＳｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．５％以下、
Ｐ：０．１５％以下とするのが好ましい。また、Ａｌの
添加も本発明の趣旨に反するものではないが、溶鋼での
確実な脱酸を可能とするために０．００５％以上の添加
が好ましく、過度の添加は加工性を劣化するので０．２
％以下が好ましい。
【００１３】深絞り性が必要とされる場合、本発明では
特に規定しないが表層近傍以外の部位においてＣ，Ｎ，
Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂについて質量比で１．２（Ｔｉ／４８＋
Ｎｂ／９３）＞Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２なる関係
を満足するように限定することは、本発明の趣旨に反す
るものではない。この関係を満足することにより、鋼中
のＣおよびＮを析出物の形で固定し、固溶のＣ，Ｎを冷
延時にほとんど存在させずにスムースな結晶回転を可能
にすることにより、その後の再結晶焼鈍で製品の深絞り
性を良好ならしめるに有利な方位である（１１１）＜１
１２＞，（５５４）＜２２５＞などの集積度の高い集合
組織を有する鋼板を得ることができる。
特に規定しないが表層近傍以外の部位においてＣ，Ｎ，
Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂについて質量比で１．２（Ｔｉ／４８＋
Ｎｂ／９３）＞Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２なる関係
を満足するように限定することは、本発明の趣旨に反す
るものではない。この関係を満足することにより、鋼中
のＣおよびＮを析出物の形で固定し、固溶のＣ，Ｎを冷
延時にほとんど存在させずにスムースな結晶回転を可能
にすることにより、その後の再結晶焼鈍で製品の深絞り
性を良好ならしめるに有利な方位である（１１１）＜１
１２＞，（５５４）＜２２５＞などの集積度の高い集合
組織を有する鋼板を得ることができる。
【００１４】本発明鋼の特徴としては以上であるが、そ
の製造方法としては製造コストが低い連続焼鈍にて窒化
し、その後に通常の溶融亜鉛メッキと同様にメッキ浴に
浸漬し、その後に合金化処理を行う方法が望ましい。窒
化条件としては窒化温度、窒化時間、鋼表面における窒
素ポテンシャル等の多くの影響因子が関わるが、基本的
には本発明の範囲を満足する成分系、分布で実現すれ
ば、耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板が製造できる。
の製造方法としては製造コストが低い連続焼鈍にて窒化
し、その後に通常の溶融亜鉛メッキと同様にメッキ浴に
浸漬し、その後に合金化処理を行う方法が望ましい。窒
化条件としては窒化温度、窒化時間、鋼表面における窒
素ポテンシャル等の多くの影響因子が関わるが、基本的
には本発明の範囲を満足する成分系、分布で実現すれ
ば、耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板が製造できる。
【００１５】
【実施例】表１に示した成分組成を有する材料を用い
て、耐パウダリング性試験を行った結果を表２に示す。
表１に示した全ての材料は、無酸化炉法による溶融亜鉛
メッキラインにおいて、連続焼鈍の前半で８００℃で３
０秒の焼鈍をし、その後連続焼鈍炉中で様々な条件で窒
化を行ったものである。窒化条件は、炉温６００℃以上
８００℃以下、時間は１分以内、雰囲気はアンモニア、
窒素および水素の混合雰囲気中とした。窒化終了後に直
ちに冷却され、質量比でＡｌ：０．１１３％，Ｐｂ：
０．０８％，Ｃｄ：０．０２％，Ｆｅ：０．０２〜０．
０６％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるメッキ
浴に浸漬し、メッキ付着量を片面あたり６０ｇ／ｍ2 に
調整した。その後、合金化炉中で５００〜５３０℃に加
熱して合金化処理を行いメッキ層中のＦｅ濃度を１０％
前後とした後、冷却して捲き取り性能評価を行った。
て、耐パウダリング性試験を行った結果を表２に示す。
表１に示した全ての材料は、無酸化炉法による溶融亜鉛
メッキラインにおいて、連続焼鈍の前半で８００℃で３
０秒の焼鈍をし、その後連続焼鈍炉中で様々な条件で窒
化を行ったものである。窒化条件は、炉温６００℃以上
８００℃以下、時間は１分以内、雰囲気はアンモニア、
窒素および水素の混合雰囲気中とした。窒化終了後に直
ちに冷却され、質量比でＡｌ：０．１１３％，Ｐｂ：
０．０８％，Ｃｄ：０．０２％，Ｆｅ：０．０２〜０．
０６％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるメッキ
浴に浸漬し、メッキ付着量を片面あたり６０ｇ／ｍ2 に
調整した。その後、合金化炉中で５００〜５３０℃に加
熱して合金化処理を行いメッキ層中のＦｅ濃度を１０％
前後とした後、冷却して捲き取り性能評価を行った。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】耐パウダリング性はポンチ先端半径０．５
ｍｍで曲げ加工後に平らに伸ばし、曲げ加工の内側部を
テーピングし、そのメッキ剥離状況を目視により判定し
た。実験番号１から４までは、同じ冷延板のメッキ原板
を窒化条件を変えて、表面から深さ５μｍまでの窒化量
を変化させたものである。このメッキ原板は連続鋳造ス
ラブを１２００℃で加熱し、約９３０℃で仕上げ圧延し
た４ｍｍ厚の熱延板を酸洗後に８０％冷延した０．８ｍ
ｍ厚の冷延板である。実験番号１は窒化量が少なくＮ＞
１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）なる関係を
満足していないために耐パウダリング性が向上しなかっ
た。実験番号２から４は窒化量が十分であり、Ｎ＞１１
×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）なる関係を満足
しており、耐パウダリング性は向上した。窒化量が増加
すると耐パウダリング性は向上する傾向にあった。
ｍｍで曲げ加工後に平らに伸ばし、曲げ加工の内側部を
テーピングし、そのメッキ剥離状況を目視により判定し
た。実験番号１から４までは、同じ冷延板のメッキ原板
を窒化条件を変えて、表面から深さ５μｍまでの窒化量
を変化させたものである。このメッキ原板は連続鋳造ス
ラブを１２００℃で加熱し、約９３０℃で仕上げ圧延し
た４ｍｍ厚の熱延板を酸洗後に８０％冷延した０．８ｍ
ｍ厚の冷延板である。実験番号１は窒化量が少なくＮ＞
１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）なる関係を
満足していないために耐パウダリング性が向上しなかっ
た。実験番号２から４は窒化量が十分であり、Ｎ＞１１
×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）なる関係を満足
しており、耐パウダリング性は向上した。窒化量が増加
すると耐パウダリング性は向上する傾向にあった。
【００１９】実験番号５から７までは、同じ熱延板のメ
ッキ原板の窒化条件を変えて、表面から深さ５μｍまで
の窒素量を変化させたものである。このメッキ原板は連
続鋳造スラブを１２００℃で加熱し、約９３０℃で仕上
げ圧延した４ｍｍ厚の熱延板である。実験番号５は窒化
量が少なくＮ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３
２）なる関係を満足していないために耐パウダリング性
が向上しなかった。実験番号６、７は窒化量が十分であ
り、Ｎ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）な
る関係を満足しており、耐パウダリング性は向上した。
ッキ原板の窒化条件を変えて、表面から深さ５μｍまで
の窒素量を変化させたものである。このメッキ原板は連
続鋳造スラブを１２００℃で加熱し、約９３０℃で仕上
げ圧延した４ｍｍ厚の熱延板である。実験番号５は窒化
量が少なくＮ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３
２）なる関係を満足していないために耐パウダリング性
が向上しなかった。実験番号６、７は窒化量が十分であ
り、Ｎ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）な
る関係を満足しており、耐パウダリング性は向上した。
【００２０】実験番号８から１１は、同じ冷延板の窒化
条件を変えて、表面から深さ５μｍまでの窒素量を変化
させたものである。このメッキ原板は連続鋳造スラブを
１１００℃で加熱し、Ａｒ3 以下の約７９０℃で仕上げ
圧延した４ｍｍ厚の熱延板を、酸洗後に８０％冷延した
０．８ｍｍ厚の冷延板である。実験番号８は窒化量が少
なくＮ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）な
る関係を満足していないために耐パウダリング性が向上
しなかった。実験番号９から１１までは窒化量が十分で
あり、Ｎ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）
なる関係を満足しており、耐パウダリング性は向上し
た。
条件を変えて、表面から深さ５μｍまでの窒素量を変化
させたものである。このメッキ原板は連続鋳造スラブを
１１００℃で加熱し、Ａｒ3 以下の約７９０℃で仕上げ
圧延した４ｍｍ厚の熱延板を、酸洗後に８０％冷延した
０．８ｍｍ厚の冷延板である。実験番号８は窒化量が少
なくＮ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）な
る関係を満足していないために耐パウダリング性が向上
しなかった。実験番号９から１１までは窒化量が十分で
あり、Ｎ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）
なる関係を満足しており、耐パウダリング性は向上し
た。
【００２１】実験番号１２は、メッキ原板に連続鋳造ス
ラブを１１００℃で加熱し、Ａｒ3以下の約７９０℃で
良潤滑条件で仕上げ圧延した４ｍｍ厚の熱延板を用い
た。また実験番号１３は、連続鋳造スラブを１２００℃
で加熱し、約９３０℃で仕上げ圧延した４ｍｍ厚の熱延
板を、酸洗後に８０％冷延した０．８ｍｍ厚の冷延板を
用いた。実験番号１２、１３ともに窒化量が十分であ
り、Ｎ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）な
る関係を満足しており、耐パウダリング性は向上した。
ラブを１１００℃で加熱し、Ａｒ3以下の約７９０℃で
良潤滑条件で仕上げ圧延した４ｍｍ厚の熱延板を用い
た。また実験番号１３は、連続鋳造スラブを１２００℃
で加熱し、約９３０℃で仕上げ圧延した４ｍｍ厚の熱延
板を、酸洗後に８０％冷延した０．８ｍｍ厚の冷延板を
用いた。実験番号１２、１３ともに窒化量が十分であ
り、Ｎ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｓ／３２）な
る関係を満足しており、耐パウダリング性は向上した。
【００２２】
【発明の効果】本発明によれば、自動車、家電、建材等
に使用されるパネルのような耐パウダリング性が要求さ
れる合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を低コストで供給でき、
工業的に価値の高い発明である。
に使用されるパネルのような耐パウダリング性が要求さ
れる合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を低コストで供給でき、
工業的に価値の高い発明である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 村上 英邦
福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号
新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内
(72)発明者 片岡 毅晴
福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号
新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内
(56)参考文献 特開 平２−133560（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C23C 2/00 - 2/40
C22C 38/00 301
C22C 38/12
C22C 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 板厚中心部の組成が質量比で、 Ｃ：０．０１％以下、 Ｎ：０．０１％以下、 Ｔｉ，Ｎｂの一方あるいは双方を合計で０．００５質量
％以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、１．２（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞Ｃ／１２＋Ｎ
／１４＋Ｓ／３２を満足し、かつ表面から深さ１０μｍ
までの平均Ｎ量が質量比でＮ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ
／１２−Ｓ／３２）なる関係を満たす鋼板を溶融亜鉛メ
ッキし、その後合金化処理することを特徴とする耐パウ
ダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。 - 【請求項２】 板厚中心部の組成が質量比で、 Ｃ：０．０１％以下、 Ｎ：０．０１％以下、 Ｂ：０．０００２％以上、０．００５％以下で、 Ｔｉ，Ｎｂの一方あるいは双方を合計で０．００５質量
％以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、１．２（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞Ｃ／１２＋Ｎ
／１４＋Ｓ／３２を満足し、かつ表面から深さ１０μｍ
までの平均Ｎ量が質量比でＮ＞１１×（Ｔｉ／４８−Ｃ
／１２−Ｓ／３２）なる関係を満たす鋼板を溶融亜鉛メ
ッキし、その後合金化処理することを特徴とする耐パウ
ダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05896996A JP3461656B2 (ja) | 1996-03-15 | 1996-03-15 | 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 |
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|---|---|---|---|
| JP05896996A JP3461656B2 (ja) | 1996-03-15 | 1996-03-15 | 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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| JPH09249958A JPH09249958A (ja) | 1997-09-22 |
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ID=13099685
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP05896996A Expired - Lifetime JP3461656B2 (ja) | 1996-03-15 | 1996-03-15 | 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3461656B2 (ja) |
-
1996
- 1996-03-15 JP JP05896996A patent/JP3461656B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09249958A (ja) | 1997-09-22 |
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