JPH04280925A - バーリング性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
バーリング性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び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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Landscapes
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Abstract
め要約のデータは記録されません。
Description
い伸びフランジ成形(バーリング成形)と耐食性が要求
される利用分野に提供する高強度溶融亜鉛めっき鋼板及
び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する
ものである。
ら防錆鋼板が多く使用されるようになった。折からの車
体軽量化ニーズからの高強度鋼板の使用と併せて、最近
では高強度防錆鋼板が望まれるようになってきた。従来
、加工用高強度防錆鋼板は、高強度鋼板に電気亜鉛めっ
きを施した鋼板が中心であった。しかし、電気めっきで
は目付け量を多くすることは経済的に困難であり、より
防錆性を向上させるためには容易に目付け量を多くする
ことが可能な溶融亜鉛めっきによる方法がよい。引張強
度(TS)が41kgf/mm2であるめっき処理した
溶融亜鉛めっき鋼板や合金化処理した溶融亜鉛めっき鋼
板の製造技術としては、特開昭63−64821号公報
や特開昭63−72860号公報並びに特開昭63−1
49321号公報があるが、いずれも加工性として重要
であるバーリング性の向上に関する対策を行なっていな
い。
実用化に必要な要件は、引張強度(TS)が41kgf
/mm2である処理した溶融亜鉛めっき鋼板の製造技術
においてバーリング性を向上させることであり、これま
での技術で需要家を満足させるようなものは存在しない
。本発明者らはこの問題を解決させるために鋭意検討を
重ね、その結果として本発明に至らしめた。その要旨と
するところは以下の通りである。 (1) 質量%で C:0.05〜0.18% Si:0.5〜1.5% Mn:0.7〜2.5% P≦0.02% S≦0.005% Ca:0.0005〜0.005% Al:0.01〜0.10% 必要に応じてB:0.0001〜0.0025%を含み
、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼帯を、必要
に応じNiまたはFeフラッシュめっきを施し、連続溶
融亜鉛めっきするに際し、加熱雰囲気を過酸化雰囲気と
し、焼鈍温度:780〜1000℃、焼鈍温度での保持
時間10秒以上とし、溶融亜鉛めっきのポットに浸漬す
るまでの675〜450℃の温度範囲における平均冷却
速度を10℃/s以上とすることを特徴とするバーリン
グ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 (2) 質量%で C:0.05〜0.18% Si:0.5〜1.5% Mn:0.7〜2.5% P≦0.02% S≦0.005% Ca:0.0005〜0.005% Al:0.01〜0.10% 必要に応じてB:0.0001〜0.0025%を含み
、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼帯を、必要
に応じNiまたはFeフラッシュめっきを施し、連続溶
融亜鉛めっきするに際し、加熱雰囲気を過酸化雰囲気と
し、焼鈍温度:780〜1000℃、焼鈍温度での保持
時間10秒以上とし、溶融亜鉛めっきのポットに浸漬す
るまでの675〜450℃の温度範囲における平均冷却
速度を10℃/s以上とし、溶融亜鉛めっき後合金化処
理を行うことを特徴とするバーリング性に優れた高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。
詳述する。Cは、鋼板の強度確保のために必要であり、
TS≧41kgf/mm2のためには最低限0.05%
が必要である。しかし、0.18%を超えるとバーリン
グ性が劣化する。このため、Cの含有量は0.05〜0
.18%とした。Siは本発明にとって重要な元素であ
る。すなわち、バーリング性の向上に対しSiは非常に
有効である事を本発明者らが見いだし、本発明に至らし
めた。本発明の場合このSiの効果は現在のところ明確
にはなっていないが、おそらくSiのセメンタイト生成
抑制効果が作用しているものと考えれる。その効果を発
揮させるためには少なくとも0.5%以上の含有が必要
である。一方、多量のSiの含有はめっき濡れ性や密着
性を劣化させるために、製造方法においてその対策は行
なうが、それでもなお1.5%を超える量を含有させる
と上記めっき不良が生じるため上限を1.5%に限定し
た。Mnは、強度確保のためと変態点を下げるために最
低限0.7%必要である。上限は、特に制限する必要が
なく加工性,めっき特性とも十分なものが得られるため
、目標強度に応じた添加を行なえばよい。但し、経済性
や製鋼工程での溶製の観点から2.5%までが好ましい
含有量である。Pは、変態点を上げ、更に溶融亜鉛めっ
き後の合金化速度を極端に遅くする元素であるために徹
底的にその含有量を下げる必要があり、 0.02%以
下にした。好ましくは0.01%以下まで下げた方がよ
い。Sは、バーリング性向上の観点からこれまた徹底的
に下げる必要があり、0.005%以下にしなければな
らない。好ましくは、0.002%以下に下げた方がよ
い。Caは、更に硫化物系介在物の形態制御のために含
有させる。0.0005%未満であればその効果はなく
、0.005%を超える含有は形態制御の効果が飽和す
るだけではなく、逆にCa系の介在物が増加するために
悪影響が出るために上限をここに定めた。Alは、脱酸
剤として必要である。0.01%未満ではその効果はな
く、0.1%を超えるとアルミナ系介在物が増加し、鋼
の延性を劣化させる。Bは、本発明にあっては変態点を
下げる元素として必要に応じて添加する。
せる際の限定理由について述べる。焼鈍温度は、780
℃以上である必要がある。この温度以下ではバーリング
性が劣化する。この理由は現在明らかではないが、おそ
らく焼鈍中にバーライトまたはセメンタイトの分解が生
じないために、粗大なこれら鉄炭化物が打ち抜きおよび
穴拡げ加工時にクラックの起点およびその伝播経路とし
て悪影響をおよぼしているものと考えられる。上限の温
度は経済的な観点から1000℃とした。焼鈍中の保持
時間にも、粗大な鉄炭化物が生成されないようにするた
めに、最低10秒必要である。さらに、焼鈍後675〜
450℃の温度範囲にて冷却速度を制限する必要がある
。本発明においてはセメンタイト生成抑制効果があると
考えられるSiを含有させてその効果を発揮させること
によりバーリング性の向上を図ろうとしているが、ここ
での冷却速度が遅ければSiのその効果が消失してしま
う。そのためには平均冷却速度で10℃/s以上が必要
である。上限はなく、これが高ければ高い程有利である
が、現状の設備仕様を考慮に入れると30℃/s程度と
考えられる。また、加熱雰囲気を過酸化雰囲気にする必
要がある。これは、本発明者らのSi添加鋼のめっき濡
れ性やめっき密着性向上のための一つの結論である。 すなわち、焼鈍後の還元を行なったとしても、その前
段階における処理が何もなければ、これらめっき性は悪
い。更に、この効果を助けるために本発明においては必
要に応じてFeまたはNiフラッシュめっきする。
、連続鋳造にてスラブとした。
。また、F〜Jは下線を示した成分が本発明範囲からは
ずれたものである。
度:870℃,巻取温度:500℃で3mmの熱延鋼帯
とし、酸洗後冷延を施し0.8mmの冷延鋼帯とした。 これを連続溶融亜鉛めっきするに際してNiフラッシュ
めっき後表2に示した条件を用い、得られた製品板を材
質試験に供した。なお、加熱雰囲気は過酸化雰囲気、め
っき又は合金めっきの付着量は片側30g/m2であっ
た。引張試験は、JIS Z2201,5号試験片を
用いた。バーリング性は、打ち抜き穴拡げ試験で評価し
た。打ち抜きは、直径20mmのポンチと板厚の20%
のクリアランスを持たせたダイス(=〔20.0+(板
厚)×0.2〕mm(=d0)直径のダイス)を用いた
。 穴拡げは、打ち抜きによる穴をバリのない(バリとは反
対側の)面側から30°円錐ポンチで押し拡げ(この際
、押し拡げ部への材料流入がないようにフランジに60
トンのしわ押えをかけ)、クラックが板厚を貫通した時
点で止めた時の穴径(d)とd0の比(d/d0)を求
めた。表面観察は、目視により行なった。また、パウダ
リング特性は、60°曲げ曲げ戻し後のポンチ側鋼板表
面をテープ剥離して評価した。剥離幅が5mm以下であ
れば良好である。
、d/d0≧1.6の優れた特性を示すとともに、めっ
き性も良好であった。No.5,8は焼鈍温度が低かっ
たもの、No.6,9は保持時間が短かったもの、No
.7,10は冷却速度が低かったものであり、いずれも
バーリング性が劣化した。
熱温度:1120℃、仕上温度:860℃、巻取温度:
500℃の条件で板厚2.1mmの熱延鋼帯とした。こ
れを酸洗し焼鈍温度:820℃、保持時間:18秒、冷
却速度:15℃/s、の条件にて連続溶融亜鉛めっきラ
インを通板させた。加熱雰囲気は過酸化雰囲気、めっき
付着量は30g/m2であった。材質試験は実施例1と
同様の方法で行なった。その結果が、表3である。
/d0≧1.6の優れた特性を示すとともに、めっき性
も良好であった。No.21,25は、C含有量が発明
範囲を超えた鋼を用いたものであり、バーリング性が劣
化した。No.22,26は、Si含有量が発明範囲を
超えた鋼を用いたものであり、めっき性が不良であった
。 No.23,27は、Si含有量が発明範囲に満た
ない鋼を用いたものであり、バーリング性が劣化した。 No.24,29は、硫化物が多くかつ形態制御を行な
っていないため、バーリング性が劣化した。No.28
は、P含有量が発明範囲を超えた鋼を用いたものであり
、合金めっき特性が劣化した。
ーリング性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を容易に得ることができ、
産業界に寄与する貢献度の非常に高い製品を提供するこ
とができる。
Claims (2)
- 【請求項1】 質量%で C:0.05〜0.18% Si:0.5〜1.5% Mn:0.7〜2.5% P≦0.02% S≦0.005% Ca:0.0005〜0.005% Al:0.01〜0.10% 必要に応じてB:0.0001〜0.0025%を含み
、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼帯を、必要
に応じNiまたはFeフラッシュめっきを施し、連続溶
融亜鉛めっきするに際し、加熱雰囲気を過酸化雰囲気と
し、焼鈍温度:780〜1000℃、焼鈍温度での保持
時間10秒以上とし、溶融亜鉛めっきのポットに浸漬す
るまでの675〜450℃の温度範囲における平均冷却
速度を10℃/s以上とすることを特徴とするバーリン
グ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 質量%で C:0.05〜0.18% Si:0.5〜1.5% Mn:0.7〜2.5% P≦0.02% S≦0.005% Ca:0.0005〜0.005% Al:0.01〜0.10% 必要に応じてB:0.0001〜0.0025%を含み
、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼帯を、必要
に応じNiまたはFeフラッシュめっきを施し、連続溶
融亜鉛めっきするに際し、加熱雰囲気を過酸化雰囲気と
し、焼鈍温度:780〜1000℃、焼鈍温度での保持
時間10秒以上とし、溶融亜鉛めっきのポットに浸漬す
るまでの675〜450℃の温度範囲における平均冷却
速度を10℃/s以上とし、溶融亜鉛めっき後合金化処
理を行うことを特徴とするバーリング性に優れた高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|
JP3067758A JP2555484B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | バーリング性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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JP3067758A JP2555484B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | バーリング性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04280925A true JPH04280925A (ja) | 1992-10-06 |
JP2555484B2 JP2555484B2 (ja) | 1996-11-20 |
Family
ID=13354161
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP3067758A Expired - Lifetime JP2555484B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | バーリング性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び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 |
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JP (1) | JP2555484B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6699590B2 (en) * | 2001-04-25 | 2004-03-02 | Kobe Steel, Ltd. | Hot-dip galvanized steel sheet |
-
1991
- 1991-03-08 JP JP3067758A patent/JP2555484B2/ja not_active Expired - Lifetime
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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US6699590B2 (en) * | 2001-04-25 | 2004-03-02 | Kobe Steel, Ltd. | Hot-dip galvanized steel sheet |
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JP2555484B2 (ja) | 1996-11-20 |
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