JPH05331612A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH05331612A JPH05331612A JP16690492A JP16690492A JPH05331612A JP H05331612 A JPH05331612 A JP H05331612A JP 16690492 A JP16690492 A JP 16690492A JP 16690492 A JP16690492 A JP 16690492A JP H05331612 A JPH05331612 A JP H05331612A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 深絞り性とめっき密着性のいずれも優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する為の方法を提供す
る。 【構成】 Ｃ：0.005 重量％以下，Ｓｉ：0.1 重量％以
下，Ｍｎ：４重量％以下，Ｐ：0.03重量％以下，Ｓ：0.
02重量％以下，Ａｌ：0.01〜0.1 重量％，Ｔｉ：｛4[C]
＋3.43[N] ＋1.5[[S] ｝〜0.1 重量％（但し、[C] ，
[N] ，[S] は、夫々Ｃ，Ｎ，Ｓの重量％を示す）Ｎ：0.
005 重量％以下を含む鋼を、熱間圧延するに際し、Ａｒ
3 変態点〜（Ａｒ3 変態点＋100 ℃）の温度で仕上げ圧
延を終了し、30℃／秒以下の冷却速度で冷却した後、63
0 ℃以上の温度で巻取り、酸洗および圧延率65〜90％で
冷間圧延した後、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度で焼鈍
した後、所定の要件を満足する様にＡｌ含有量の調整さ
れた溶融亜鉛めっき浴を用いて溶融めっきし、その後合
金化処理する。
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する為の方法を提供す
る。 【構成】 Ｃ：0.005 重量％以下，Ｓｉ：0.1 重量％以
下，Ｍｎ：４重量％以下，Ｐ：0.03重量％以下，Ｓ：0.
02重量％以下，Ａｌ：0.01〜0.1 重量％，Ｔｉ：｛4[C]
＋3.43[N] ＋1.5[[S] ｝〜0.1 重量％（但し、[C] ，
[N] ，[S] は、夫々Ｃ，Ｎ，Ｓの重量％を示す）Ｎ：0.
005 重量％以下を含む鋼を、熱間圧延するに際し、Ａｒ
3 変態点〜（Ａｒ3 変態点＋100 ℃）の温度で仕上げ圧
延を終了し、30℃／秒以下の冷却速度で冷却した後、63
0 ℃以上の温度で巻取り、酸洗および圧延率65〜90％で
冷間圧延した後、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度で焼鈍
した後、所定の要件を満足する様にＡｌ含有量の調整さ
れた溶融亜鉛めっき浴を用いて溶融めっきし、その後合
金化処理する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、加工性特に深絞り性に
優れ、且つめっき密着性にも優れプレス成形時にパウダ
リングを起こさない様な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を製造する為の方法に関するものである。
優れ、且つめっき密着性にも優れプレス成形時にパウダ
リングを起こさない様な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を製造する為の方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、例えば自動車等の各種車輌あるい
は家庭用電気製品用外板等の防錆強化対策として各種表
面処理鋼板の使用量が急増しており、中でも合金化溶融
亜鉛めっき鋼板はそれ自身の高い防錆能に加えて、厚目
付け化が可能であるところから、大量に実用化されてい
る。
は家庭用電気製品用外板等の防錆強化対策として各種表
面処理鋼板の使用量が急増しており、中でも合金化溶融
亜鉛めっき鋼板はそれ自身の高い防錆能に加えて、厚目
付け化が可能であるところから、大量に実用化されてい
る。
【０００３】しかしながら、近年の地球環境問題に端を
発する燃費改善や排ガス量の低減を目的とする車体軽量
化の要望あるいは生産効率向上の要望が次第に高まって
くるにつれて、強度や成形性についても一層の向上が求
められる様になり、こうした要望に沿うものとしてＴｉ
やＮｂ等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼板
（いわゆるＩＦ鋼板）が合金化溶融亜鉛めっき鋼板用冷
延原板として使用される様になって来た。
発する燃費改善や排ガス量の低減を目的とする車体軽量
化の要望あるいは生産効率向上の要望が次第に高まって
くるにつれて、強度や成形性についても一層の向上が求
められる様になり、こうした要望に沿うものとしてＴｉ
やＮｂ等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼板
（いわゆるＩＦ鋼板）が合金化溶融亜鉛めっき鋼板用冷
延原板として使用される様になって来た。
【０００４】上記極低炭素ＩＦ鋼板は、鋼中のＣやＮ等
の固溶元素をＴｉやＮｂ等の強力な炭化物形成元素で析
出物として固定することによって、冷延焼鈍後の機械的
特性を改善し、冷延鋼板では超深り用鋼板として大量に
使用されているのである。また強度向上という観点か
ら、極低炭素Ｔｉ添加鋼や、Ｔｉ−Ｎｂ添加鋼に、Ｍ
ｎ，Ｐ等の強化元素を添加した鋼板も知られている（例
えば特開平1-191748号公報）。
の固溶元素をＴｉやＮｂ等の強力な炭化物形成元素で析
出物として固定することによって、冷延焼鈍後の機械的
特性を改善し、冷延鋼板では超深り用鋼板として大量に
使用されているのである。また強度向上という観点か
ら、極低炭素Ｔｉ添加鋼や、Ｔｉ−Ｎｂ添加鋼に、Ｍ
ｎ，Ｐ等の強化元素を添加した鋼板も知られている（例
えば特開平1-191748号公報）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながらＴｉやＰ
を含む鋼板を使用して合金化溶融亜鉛めっきを施した場
合は、これらの元素がＦｅとＺｎの合金化速度に大きな
影響を与え、適正な合金化条件が得られないときは、合
金化めっき層内にＺｎが未合金状態で残存する合金化不
足、あるいは合金化めっき層表面内で合金化が進み過ぎ
て脆弱なΓ相(Fe3Zn10) が厚く成長する合金化過度の現
象が現れ易くなり、プレス成形時にめっき層が剥離する
パウダリング、或はフレーキングが発生する場合があ
る。特に、Ｔｉのみを添加して鋼中のＣ，Ｎを固定し
た、最も一般的に用いられているＴｉ添加極低炭素ＩＦ
鋼を用いた場合に、合金化過度の生じる傾向が強い。一
方、Ｔｉ添加極低炭素ＩＦ鋼のこうした欠点は、合金化
を促進するＴｉが鋼中に多量含まれている為であるとし
て、炭化物を形成する為のＴｉのかわりとしてＮｂを添
加したＴｉ−Ｎｂ複合添加極低炭素ＩＦ鋼による耐パウ
ダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法が、例えば特公昭61-32375号に提案されている。しか
しながらこの技術では、Ｃを（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃとして析
出させるものであり、微細なＮｂＣが結晶粒成長を抑制
するため、高温焼鈍しても希望する低い降伏強度（Ｙ
Ｐ）および高いランクフォード値（ｒ値）が得られにく
いという問題がある。
を含む鋼板を使用して合金化溶融亜鉛めっきを施した場
合は、これらの元素がＦｅとＺｎの合金化速度に大きな
影響を与え、適正な合金化条件が得られないときは、合
金化めっき層内にＺｎが未合金状態で残存する合金化不
足、あるいは合金化めっき層表面内で合金化が進み過ぎ
て脆弱なΓ相(Fe3Zn10) が厚く成長する合金化過度の現
象が現れ易くなり、プレス成形時にめっき層が剥離する
パウダリング、或はフレーキングが発生する場合があ
る。特に、Ｔｉのみを添加して鋼中のＣ，Ｎを固定し
た、最も一般的に用いられているＴｉ添加極低炭素ＩＦ
鋼を用いた場合に、合金化過度の生じる傾向が強い。一
方、Ｔｉ添加極低炭素ＩＦ鋼のこうした欠点は、合金化
を促進するＴｉが鋼中に多量含まれている為であるとし
て、炭化物を形成する為のＴｉのかわりとしてＮｂを添
加したＴｉ−Ｎｂ複合添加極低炭素ＩＦ鋼による耐パウ
ダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法が、例えば特公昭61-32375号に提案されている。しか
しながらこの技術では、Ｃを（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃとして析
出させるものであり、微細なＮｂＣが結晶粒成長を抑制
するため、高温焼鈍しても希望する低い降伏強度（Ｙ
Ｐ）および高いランクフォード値（ｒ値）が得られにく
いという問題がある。
【０００６】ところで加工性の良い高強度合金化亜鉛め
っき鋼板を得る方法として、前記極低炭素ＩＦ鋼にＳ
ｉ，Ｍｎ，Ｐ等の強化元素を添加した鋼板を原板とし、
これに合金化溶融亜鉛めっきを施す方法が既に知られて
いる。例えば特開昭61-60860号公報には、Ｐ添加極低炭
素ＩＦ鋼を原板とし、これにめっき浴温度と浴中Ａｌ濃
度を規定して溶融亜鉛めっきを施すことによって、めっ
き密着性の良い深絞り用亜鉛めっき鋼板を製造する方法
が開示されている。この技術では、品質特性の優れため
っき層を得る為に、めっき浴温度を430 〜500 ℃、浴中
Ａｌ濃度を0.05％以上と規定しているが、Ｔｉ：0.03％
以下，Ｐ：0.02〜0.1 ％の範囲の鋼すべてに同一の条件
を適用しており、必ずしも鋼成分に応じた最適な条件が
得られているとは言い難い。一方特公昭60-55589号公報
には、鋼中Ｐ量とめっき浴中の有効Ａｌ濃度を、関係式
で規定された値に調整することでめっき密着性の優れた
合金化亜鉛めっき鋼板を製造する方法が開示されてい
る。しかしながらこの方法で適用される鋼板は、Ｃ量が
0.02〜0.12％であり且つＴｉを含まない通常の低炭素鋼
であり、Ｔｉを添加した極低炭素鋼ではなく、合金化挙
動に大きな影響を及ぼすＴｉについて何ら考慮されてお
らない。
っき鋼板を得る方法として、前記極低炭素ＩＦ鋼にＳ
ｉ，Ｍｎ，Ｐ等の強化元素を添加した鋼板を原板とし、
これに合金化溶融亜鉛めっきを施す方法が既に知られて
いる。例えば特開昭61-60860号公報には、Ｐ添加極低炭
素ＩＦ鋼を原板とし、これにめっき浴温度と浴中Ａｌ濃
度を規定して溶融亜鉛めっきを施すことによって、めっ
き密着性の良い深絞り用亜鉛めっき鋼板を製造する方法
が開示されている。この技術では、品質特性の優れため
っき層を得る為に、めっき浴温度を430 〜500 ℃、浴中
Ａｌ濃度を0.05％以上と規定しているが、Ｔｉ：0.03％
以下，Ｐ：0.02〜0.1 ％の範囲の鋼すべてに同一の条件
を適用しており、必ずしも鋼成分に応じた最適な条件が
得られているとは言い難い。一方特公昭60-55589号公報
には、鋼中Ｐ量とめっき浴中の有効Ａｌ濃度を、関係式
で規定された値に調整することでめっき密着性の優れた
合金化亜鉛めっき鋼板を製造する方法が開示されてい
る。しかしながらこの方法で適用される鋼板は、Ｃ量が
0.02〜0.12％であり且つＴｉを含まない通常の低炭素鋼
であり、Ｔｉを添加した極低炭素鋼ではなく、合金化挙
動に大きな影響を及ぼすＴｉについて何ら考慮されてお
らない。
【０００７】本発明は上記の様な事情に着目されたもの
であって、その目的は、深絞り性とめっき密着性のいず
れをも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法
を提供するものである。
であって、その目的は、深絞り性とめっき密着性のいず
れをも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法
を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法とは、Ｃ：0.005 重量％以下，Ｓｉ：0.1 重量％以
下，Ｍｎ：１重量％以下，Ｐ：0.03重量％以下，Ｓ：0.
02重量％以下，Ａｌ：0.01〜0.1 重量％，Ｔｉ：｛4[C]
＋3.43[N] ＋1.5[S]｝〜0.1 重量％（但し、[C] ,[N]，
[S] は、夫々Ｃ，Ｎ，Ｓの重量％を示す），Ｎ：0.005
重量％以下を含む鋼を熱間圧延するに際し、Ａｒ3 変態
点〜（Ａｒ3 変態点＋100 ℃）の温度で仕上げ圧延を終
了し、30℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、600 ℃以
上の温度で巻取り酸洗および圧延率65〜90％で冷間圧延
した後、再結晶温度〜Ａｃ3 変態点の温度で焼鈍し、引
続き下記[I] 式の要件を満足する様にＡｌ含有量の調整
された溶融亜鉛めっき浴を用いて溶融めっきし、その後
合金化処理する点に要旨を有するものである。
のできた本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法とは、Ｃ：0.005 重量％以下，Ｓｉ：0.1 重量％以
下，Ｍｎ：１重量％以下，Ｐ：0.03重量％以下，Ｓ：0.
02重量％以下，Ａｌ：0.01〜0.1 重量％，Ｔｉ：｛4[C]
＋3.43[N] ＋1.5[S]｝〜0.1 重量％（但し、[C] ,[N]，
[S] は、夫々Ｃ，Ｎ，Ｓの重量％を示す），Ｎ：0.005
重量％以下を含む鋼を熱間圧延するに際し、Ａｒ3 変態
点〜（Ａｒ3 変態点＋100 ℃）の温度で仕上げ圧延を終
了し、30℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、600 ℃以
上の温度で巻取り酸洗および圧延率65〜90％で冷間圧延
した後、再結晶温度〜Ａｃ3 変態点の温度で焼鈍し、引
続き下記[I] 式の要件を満足する様にＡｌ含有量の調整
された溶融亜鉛めっき浴を用いて溶融めっきし、その後
合金化処理する点に要旨を有するものである。
【０００９】
【数２】
【００１０】
【作用】本発明は上述の如く構成されるが、要するに、
Ｔｉを多量含んだＴｉ添加極低炭素鋼板を用い、めっき
層の品質向上の観点から鋼成分に的確に対応した最適な
めっき条件を厳密に規定することによって、深絞り性と
めっき密着性のいずれにも優れた合金化溶融亜鉛めっき
が実現できたのである。以下本発明の各構成要件につい
て説明する。まず本発明で用いる鋼板の化学成分の限定
理由は下記の通りである。
Ｔｉを多量含んだＴｉ添加極低炭素鋼板を用い、めっき
層の品質向上の観点から鋼成分に的確に対応した最適な
めっき条件を厳密に規定することによって、深絞り性と
めっき密着性のいずれにも優れた合金化溶融亜鉛めっき
が実現できたのである。以下本発明の各構成要件につい
て説明する。まず本発明で用いる鋼板の化学成分の限定
理由は下記の通りである。
【００１１】Ｃ：0.005 重量％以下 Ｃはプレス加工性、特に延性を向上させる上では、少な
いほど良い。Ｃの含有量が0.005 重量％を超えると充分
な延性が得られず、また鋼中の固溶Ｃを析出固定するの
に必要なＴｉの添加量が増すので0.005 重量％を上限と
する。 Ｓｉ：0.05重量％以下 Ｓｉは有効な強化元素であるが、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、0.05重量％を上限
とした。尚0.05重量％以下であれば、合金化挙動に及ぼ
す影響も非常に小さく無視できる。
いほど良い。Ｃの含有量が0.005 重量％を超えると充分
な延性が得られず、また鋼中の固溶Ｃを析出固定するの
に必要なＴｉの添加量が増すので0.005 重量％を上限と
する。 Ｓｉ：0.05重量％以下 Ｓｉは有効な強化元素であるが、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、0.05重量％を上限
とした。尚0.05重量％以下であれば、合金化挙動に及ぼ
す影響も非常に小さく無視できる。
【００１２】Ｍｎ：１重量％以下 Ｍｎは多量に含有されてもめっき密着性を損なうことが
少ないという面で安全な元素であり、しかもそれほど大
きく期待することはできないとは言え、一応は有効な強
化元素と位置付けられる。その為本願発明鋼においても
Ｍｎを添加するが、Ｍｎの含有量が１重量％を超える
と、深絞り性の劣化をはじめ、加工性への悪影響が顕著
になるので１重量％を上限とする。
少ないという面で安全な元素であり、しかもそれほど大
きく期待することはできないとは言え、一応は有効な強
化元素と位置付けられる。その為本願発明鋼においても
Ｍｎを添加するが、Ｍｎの含有量が１重量％を超える
と、深絞り性の劣化をはじめ、加工性への悪影響が顕著
になるので１重量％を上限とする。
【００１３】Ｐ：0.03重量％以下 Ｐは、強化能が高く、鋼を高強度化する場合には、有効
な強化元素として添加できる。しかし、Ｐの含有量が過
剰になると高温巻取りした熱延板中でＴｉとの化合物析
出により焼鈍後の深絞り性が劣化するので0.03重量％以
下とする必要がある。
な強化元素として添加できる。しかし、Ｐの含有量が過
剰になると高温巻取りした熱延板中でＴｉとの化合物析
出により焼鈍後の深絞り性が劣化するので0.03重量％以
下とする必要がある。
【００１４】Ｓ：0.02重量％以下 Ｓは鋼中で主にＴｉによって析出物として固定される
が、多すぎると鋼板の加工性を劣化させるので0.02重量
％を上限とする。 Ａｌ：0.01〜0.1 重量％ Ａｌは脱酸の為に少なくとも0.01重量％以上添加する必
要がある。しかしながら0.1 重量％を超えて添加されて
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0.1 重量％を上限とした。
が、多すぎると鋼板の加工性を劣化させるので0.02重量
％を上限とする。 Ａｌ：0.01〜0.1 重量％ Ａｌは脱酸の為に少なくとも0.01重量％以上添加する必
要がある。しかしながら0.1 重量％を超えて添加されて
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0.1 重量％を上限とした。
【００１５】Ｔｉ：｛4[C]＋3.43[N] ＋1.5[S]｝〜0.1
重量％（但し、[C] ，[N] ，[S] は、夫々Ｃ，Ｎ，Ｓの
重量％を示す） Ｔｉは鋼中のＣ，Ｎ，Ｓ等を析出物として析出固定する
ために、それぞれの等量以上添加する。そのためＴｉは
4[C]+3.43[N]+1.5[S] 以上の添加を必要とし、不足する
と深絞り性や時効性の劣化をひきおこす。一方、0.1 重
量％を超えて添加されても効果が飽和するだけでなく、
コストアップになるのでこれを上限とする。
重量％（但し、[C] ，[N] ，[S] は、夫々Ｃ，Ｎ，Ｓの
重量％を示す） Ｔｉは鋼中のＣ，Ｎ，Ｓ等を析出物として析出固定する
ために、それぞれの等量以上添加する。そのためＴｉは
4[C]+3.43[N]+1.5[S] 以上の添加を必要とし、不足する
と深絞り性や時効性の劣化をひきおこす。一方、0.1 重
量％を超えて添加されても効果が飽和するだけでなく、
コストアップになるのでこれを上限とする。
【００１６】Ｎ：0.005 重量％以下 Ｎは多すぎるとこれを析出固定するに必要な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0.005 重量％を上限とする。本発明で用い
る鋼板は上記各元素を基本成分とするものであるが、異
方性の改善のために更にＮｂを0.001 重量％以上添加す
ることも可能である。しかしＮｂは再結晶温度を著しく
高めるため、Ｎｂを添加する場合は、その添加量を0.04
重量％以下に抑える必要がある。また２次加工性の改善
の為に更にＢを0.0001重量％以上添加することも可能で
ある。しかしＢは深絞り性を劣化させるので0.001重量
％以下に抑える必要がある。
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0.005 重量％を上限とする。本発明で用い
る鋼板は上記各元素を基本成分とするものであるが、異
方性の改善のために更にＮｂを0.001 重量％以上添加す
ることも可能である。しかしＮｂは再結晶温度を著しく
高めるため、Ｎｂを添加する場合は、その添加量を0.04
重量％以下に抑える必要がある。また２次加工性の改善
の為に更にＢを0.0001重量％以上添加することも可能で
ある。しかしＢは深絞り性を劣化させるので0.001重量
％以下に抑える必要がある。
【００１７】次に、本発明における各製造条件の限定理
由は下記の通りである。まず熱間圧延は基本的には常法
に従って行えば良いが、熱間圧延仕上げ温度は、Ａｒ3
変態点以上とする必要がある。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
るので好ましくなく、またランダムな集合組織の熱延鋼
板となる。しかし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なって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影響を
与えるので、（Ａｒ3 変態点＋100 ℃）程度とする必要
がある。
由は下記の通りである。まず熱間圧延は基本的には常法
に従って行えば良いが、熱間圧延仕上げ温度は、Ａｒ3
変態点以上とする必要がある。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
るので好ましくなく、またランダムな集合組織の熱延鋼
板となる。しかし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なって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影響を
与えるので、（Ａｒ3 変態点＋100 ℃）程度とする必要
がある。
【００１８】仕上圧延後はただちに30℃／sec 以上の冷
却速度で強冷却を開始することで、焼鈍後の深絞り性に
有利なようにフェライト粒の成長を抑え、熱延鋼板の結
晶細粒化をはかるのが好ましい。尚冷却は少なくとも80
0 ℃以下まで行なえば良い。また冷却速度の上限は特に
限定するものではないが、設備的な制約からすれば150
℃／sec 以下とする。
却速度で強冷却を開始することで、焼鈍後の深絞り性に
有利なようにフェライト粒の成長を抑え、熱延鋼板の結
晶細粒化をはかるのが好ましい。尚冷却は少なくとも80
0 ℃以下まで行なえば良い。また冷却速度の上限は特に
限定するものではないが、設備的な制約からすれば150
℃／sec 以下とする。
【００１９】一方巻取り温度は600 ℃以上として熱延板
の段階で鋼中の不要なＣ，Ｎを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好ましい。しかしなが
ら、巻取り温度があまり高くなると、フェライト粒径が
粗大化し、焼鈍後の深絞り性にとって好ましくないので
750 ℃以下で巻取るのがよい。
の段階で鋼中の不要なＣ，Ｎを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好ましい。しかしなが
ら、巻取り温度があまり高くなると、フェライト粒径が
粗大化し、焼鈍後の深絞り性にとって好ましくないので
750 ℃以下で巻取るのがよい。
【００２０】熱間圧延後は常法に従って酸洗，冷間圧延
および焼鈍を行う。冷間圧延は深絞り性向上のためには
65〜90％で実施するのが良い。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い。しかし、
Ａｃ3 変態点を超える温度に加熱されると逆に加工性が
劣化するので好ましくない。
および焼鈍を行う。冷間圧延は深絞り性向上のためには
65〜90％で実施するのが良い。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い。しかし、
Ａｃ3 変態点を超える温度に加熱されると逆に加工性が
劣化するので好ましくない。
【００２１】再結晶焼鈍後は冷却し、引き続き溶融亜鉛
めっきを施し、合金化処理する。この際、Ｆｅ−Ｚｎの
合金化は、めっき浴中のＡｌと素地Ｆｅとの反応によっ
て生成するＦｅ−Ａｌ合金層を、素地ＦｅとＺｎの相互
拡散によって破壊することで開始される。Ｆｅ−Ａｌ合
金層の性状には鋼中のＴｉ，Ｐと浴中Ａｌが強く影響
し、Ｔｉは合金化を促進し、Ｐと浴中Ａｌは合金化を遅
延する。ここで浴中Ａｌとは、浴に溶解しているＡｌ
と、浴中Ｆｅと重量比で１：１で結合してドロスとなっ
ているＡｌとに分けられるが、Ｆｅ−Ａｌ合金層の性状
に影響するのは、有効Ａｌと言われる浴中に溶解してい
るＡｌである。
めっきを施し、合金化処理する。この際、Ｆｅ−Ｚｎの
合金化は、めっき浴中のＡｌと素地Ｆｅとの反応によっ
て生成するＦｅ−Ａｌ合金層を、素地ＦｅとＺｎの相互
拡散によって破壊することで開始される。Ｆｅ−Ａｌ合
金層の性状には鋼中のＴｉ，Ｐと浴中Ａｌが強く影響
し、Ｔｉは合金化を促進し、Ｐと浴中Ａｌは合金化を遅
延する。ここで浴中Ａｌとは、浴に溶解しているＡｌ
と、浴中Ｆｅと重量比で１：１で結合してドロスとなっ
ているＡｌとに分けられるが、Ｆｅ−Ａｌ合金層の性状
に影響するのは、有効Ａｌと言われる浴中に溶解してい
るＡｌである。
【００２２】本発明においては、この有効Ａｌ（浴中Ａ
ｌ濃度−浴中Ｆｅ濃度）に注目し、鋼板中のＴｉによる
合金化促進とＰによる合金化遅延の相互作用を、該有効
Ａｌ濃度によって調整し、合金化速度を的確にコントロ
ールするものである。即ち本発明者らは、Ｔｉ含有量お
よびＰ含有量の異なる種々の鋼板を使用し、有効Ａｌ濃
度の異なる溶融亜鉛めっき浴を用いてめっき処理した
後、直ちに合金化熱処理を行ない、夫々について合金化
速度を調べた。その結果、次式の関係が成立する場合に
はＦｅ−Ｚｎ合金化速度がほぼ一定となり、合金化の過
不足のない極めて的確な合金化操業が行なえることを明
らかにした。 浴中有効Ａｌ濃度(%) ＝0.100-1/12×[P]+1/5 ×[Ti] （但し、[P] および[Ti]は鋼中P およびTi量［重量％］
を表わす）
ｌ濃度−浴中Ｆｅ濃度）に注目し、鋼板中のＴｉによる
合金化促進とＰによる合金化遅延の相互作用を、該有効
Ａｌ濃度によって調整し、合金化速度を的確にコントロ
ールするものである。即ち本発明者らは、Ｔｉ含有量お
よびＰ含有量の異なる種々の鋼板を使用し、有効Ａｌ濃
度の異なる溶融亜鉛めっき浴を用いてめっき処理した
後、直ちに合金化熱処理を行ない、夫々について合金化
速度を調べた。その結果、次式の関係が成立する場合に
はＦｅ−Ｚｎ合金化速度がほぼ一定となり、合金化の過
不足のない極めて的確な合金化操業が行なえることを明
らかにした。 浴中有効Ａｌ濃度(%) ＝0.100-1/12×[P]+1/5 ×[Ti] （但し、[P] および[Ti]は鋼中P およびTi量［重量％］
を表わす）
【００２３】即ち、鋼成分に応じて上記式の右辺の項よ
り求められる値に、めっき浴中有効Ａｌ濃度を調整する
ことによって、合金化処理を的確に、かつ迅速に行うこ
とができたのである。尚、上記式を成立させる条件下で
操業することが最適ではあるが、実際上、浴中有効Ａｌ
濃度は最適濃度の±５％の範囲であれば合金化不足ある
いは合金化過度にはならないので、本発明で鋼中Ｔｉ，
Ｐ量、浴中Ａｌ濃度の関係を前記[I] 式の様に規定し
た。従って、上記式が0.95未満あるいは1.05超えであれ
ば、合金化不足による塗装後の耐食性、溶接性の低下あ
るいは合金化過度によるめっき密着性の劣化を招くこと
になる。
り求められる値に、めっき浴中有効Ａｌ濃度を調整する
ことによって、合金化処理を的確に、かつ迅速に行うこ
とができたのである。尚、上記式を成立させる条件下で
操業することが最適ではあるが、実際上、浴中有効Ａｌ
濃度は最適濃度の±５％の範囲であれば合金化不足ある
いは合金化過度にはならないので、本発明で鋼中Ｔｉ，
Ｐ量、浴中Ａｌ濃度の関係を前記[I] 式の様に規定し
た。従って、上記式が0.95未満あるいは1.05超えであれ
ば、合金化不足による塗装後の耐食性、溶接性の低下あ
るいは合金化過度によるめっき密着性の劣化を招くこと
になる。
【００２４】この様に本発明では、素材鋼板中のＴｉお
よびＰ含有量に応じて溶融亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ濃
度を調整して素材ＦｅとＺｎの相互拡散による合金化速
度を制御するところにも特徴を有するものであり、溶融
めっき条件や合金化熱処理条件等は特に限定されない
が、もっとも一般的な条件として示すならば、溶融めっ
き法は、430 〜500 ℃の溶融亜鉛めっき浴（この中に
は、前記要件を満たす適量のＡｌが添加されている）に
被処理鋼板を浸漬走行させる方法であり、また合金化熱
処理は、上記めっき処理の直後に当該めっき鋼板を480
〜800 ℃で約３〜120 秒間加熱する方法である。尚、合
金化溶融亜鉛めっき処理後は調質圧延を施しても良いの
は勿論である。
よびＰ含有量に応じて溶融亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ濃
度を調整して素材ＦｅとＺｎの相互拡散による合金化速
度を制御するところにも特徴を有するものであり、溶融
めっき条件や合金化熱処理条件等は特に限定されない
が、もっとも一般的な条件として示すならば、溶融めっ
き法は、430 〜500 ℃の溶融亜鉛めっき浴（この中に
は、前記要件を満たす適量のＡｌが添加されている）に
被処理鋼板を浸漬走行させる方法であり、また合金化熱
処理は、上記めっき処理の直後に当該めっき鋼板を480
〜800 ℃で約３〜120 秒間加熱する方法である。尚、合
金化溶融亜鉛めっき処理後は調質圧延を施しても良いの
は勿論である。
【００２５】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的
に説明するが、本発明はもとより下記実施例に限定され
るものではなく、鋼板の種類やめっき前処理法、溶融め
っき条件や合金化熱処理条件等を必要に応じて適宜変更
して実施することは、いずれも本発明の技術的範囲に含
まれる。
に説明するが、本発明はもとより下記実施例に限定され
るものではなく、鋼板の種類やめっき前処理法、溶融め
っき条件や合金化熱処理条件等を必要に応じて適宜変更
して実施することは、いずれも本発明の技術的範囲に含
まれる。
【００２６】
【実施例】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。このスラブをスラブ加熱温度1100
〜1200℃、仕上温度890 〜930 ℃で3.6mm 厚まで熱間圧
延し、それぞれ表２に示す条件で冷却および巻き取りを
行なった。酸洗後0.8mm 厚まで冷間圧延（冷延率78％）
し、表２に示す均熱条件で再結晶焼鈍し、引き続き表２
に示す浴中有効Ａｌ濃度のめっき浴にてめっきを施し、
合金化処理を実施した。0.5 ％の伸び率の調質圧延後、
機械的特性とめっき密着性、塗装後耐食性、等を調査し
た。結果を表２に併記する。
によりスラブとした。このスラブをスラブ加熱温度1100
〜1200℃、仕上温度890 〜930 ℃で3.6mm 厚まで熱間圧
延し、それぞれ表２に示す条件で冷却および巻き取りを
行なった。酸洗後0.8mm 厚まで冷間圧延（冷延率78％）
し、表２に示す均熱条件で再結晶焼鈍し、引き続き表２
に示す浴中有効Ａｌ濃度のめっき浴にてめっきを施し、
合金化処理を実施した。0.5 ％の伸び率の調質圧延後、
機械的特性とめっき密着性、塗装後耐食性、等を調査し
た。結果を表２に併記する。
【００２７】尚めっき密着性および塗装後耐食性並びに
耐２次加工脆性の評価方法は下記の通りである。 ＜めっき密着性＞合金化熱処理を終えた各供試鋼板に、
角度60°のＶ字曲げを施し、圧縮側をテープ剥離したと
きのめっき剥離量により３段階評価した。 ○：優秀、△：良好、×：不良
耐２次加工脆性の評価方法は下記の通りである。 ＜めっき密着性＞合金化熱処理を終えた各供試鋼板に、
角度60°のＶ字曲げを施し、圧縮側をテープ剥離したと
きのめっき剥離量により３段階評価した。 ○：優秀、△：良好、×：不良
【００２８】＜塗装後耐食性＞各めっき鋼板をりん酸塩
処理した後、自動車用３コート塗装（具体的には電着塗
料＋中塗り塗料＋上塗り塗料３層塗り、150 ℃，20分の
焼付け）を行なう。この塗装鋼板に、めっき層表面まで
到達するクロスカットを入れ、1000時間の塩水噴霧試験
を行なった後、クロスカット部からの塗膜膨れの程度に
より３段階評価した。 ○：優秀、△：良好、×不良
処理した後、自動車用３コート塗装（具体的には電着塗
料＋中塗り塗料＋上塗り塗料３層塗り、150 ℃，20分の
焼付け）を行なう。この塗装鋼板に、めっき層表面まで
到達するクロスカットを入れ、1000時間の塩水噴霧試験
を行なった後、クロスカット部からの塗膜膨れの程度に
より３段階評価した。 ○：優秀、△：良好、×不良
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】表２から明らかなように、本発明例（Ｎo.
２，４，６，８）はｒ値が2.0 以上の深絞り性を有し、
塗装後の耐食性、めっき密着性とも合格レベルの良好な
特性を示しているのに対し、比較例（Ｎo.１，３，９〜
12）では、熱延冷却条件、巻取り温度あるいは化学成分
のいずれかが本発明条件とは異なるためにｒ値が低く、
また比較例（Ｎo.５，７）は成分系に適した浴中有効Ａ
ｌ濃度になっていないためにそれぞれ塗装後耐食性、め
っき密着性が本発明例に比べ劣っている。
２，４，６，８）はｒ値が2.0 以上の深絞り性を有し、
塗装後の耐食性、めっき密着性とも合格レベルの良好な
特性を示しているのに対し、比較例（Ｎo.１，３，９〜
12）では、熱延冷却条件、巻取り温度あるいは化学成分
のいずれかが本発明条件とは異なるためにｒ値が低く、
また比較例（Ｎo.５，７）は成分系に適した浴中有効Ａ
ｌ濃度になっていないためにそれぞれ塗装後耐食性、め
っき密着性が本発明例に比べ劣っている。
【００３２】
【発明の効果】以上、本発明に従えば、めっき密着性の
良い、極めてプレス成形性に優れた高合金化溶融亜鉛め
っき鋼板を得ることができた。
良い、極めてプレス成形性に優れた高合金化溶融亜鉛め
っき鋼板を得ることができた。
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/06 (72)発明者 浦井 正章 加古川市金沢町１番地 株式会社神戸製鋼 所加古川製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.005 重量％以下，Ｓｉ：0.1 重量
％以下，Ｍｎ：１重量％以下，Ｐ：0.03重量％以下，
Ｓ：0.02重量％以下，Ａｌ：0.01〜0.1 重量％，Ｔｉ：
｛4[C]＋3.43[N] ＋1.5[S]｝〜0.1 重量％（但し、[C]
,[N]，[S] は、夫々Ｃ，Ｎ，Ｓの重量％を示す），
Ｎ：0.005 重量％以下を含む鋼を熱間圧延するに際し、
Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点＋100 ℃）の温度で仕上
げ圧延を終了し、30℃／秒以上の冷却速度で冷却した
後、600 ℃以上の温度で巻取り、酸洗および圧延率65〜
90％で冷間圧延した後、再結晶温度〜Ａｃ3 変態点の温
度で焼鈍し、引続き下記[I] 式の要件を満足する様にＡ
ｌ含有量の調整された溶融亜鉛めっき浴を用いて溶融め
っきし、その後合金化処理することを特徴とする深絞り
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。 【数１】 - 【請求項２】 更に、Ｎｂ：0.001 〜0.04重量％および
／またはＢ：0.0001〜0.001 重量％を含有する鋼を用い
る請求項１に記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4166904A JP2565054B2 (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4166904A JP2565054B2 (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05331612A true JPH05331612A (ja) | 1993-12-14 |
| JP2565054B2 JP2565054B2 (ja) | 1996-12-18 |
Family
ID=15839795
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4166904A Expired - Fee Related JP2565054B2 (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2565054B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
| JP2010077480A (ja) * | 2008-09-25 | 2010-04-08 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6376848A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り用冷延鋼板及びその製造方法 |
| JPS63297544A (ja) * | 1987-05-29 | 1988-12-05 | Nisshin Steel Co Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPS6411111A (en) * | 1987-07-03 | 1989-01-13 | Idemitsu Petrochemical Co | Ethylene copolymer for molding |
| JPH0211745A (ja) * | 1988-06-29 | 1990-01-16 | Kawasaki Steel Corp | スポット溶接性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH03170618A (ja) * | 1989-11-29 | 1991-07-24 | Nippon Steel Corp | 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 |
| JPH03191047A (ja) * | 1989-12-19 | 1991-08-21 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法 |
| JPH03253543A (ja) * | 1990-03-02 | 1991-11-12 | Kobe Steel Ltd | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 |
| JPH0441658A (ja) * | 1990-06-07 | 1992-02-12 | Nippon Steel Corp | 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JPH0466653A (ja) * | 1990-07-04 | 1992-03-03 | Nisshin Steel Co Ltd | 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 |
-
1992
- 1992-06-01 JP JP4166904A patent/JP2565054B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (9)
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Cited By (2)
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|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
| JP2010077480A (ja) * | 2008-09-25 | 2010-04-08 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2565054B2 (ja) | 1996-12-18 |
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