JPH06101009A - めっき密着性及びプレス加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
めっき密着性及びプレス加工性に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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- JPH06101009A JPH06101009A JP4251499A JP25149992A JPH06101009A JP H06101009 A JPH06101009 A JP H06101009A JP 4251499 A JP4251499 A JP 4251499A JP 25149992 A JP25149992 A JP 25149992A JP H06101009 A JPH06101009 A JP H06101009A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】Ｔｉ添加鋼の溶融亜鉛との反応性を効果的に抑
制して、均一な合金化速度を得ると共に、合金化処理過
程において、めっき密着性を阻害するГ相の生成を最小
限にとどめる。 【構成】Ｃ：０．０１重量％未満、Ｔｉ：０．０１重量
％以上、Ｂ：０．０００４〜０．００２重量％を含有
し、かつ、０≦（Ｔｉ重量％）−（４８／１２）（Ｃ重
量％）−（４８／１４）（Ｎ重量％）−（３２／４８）
（Ｓ重量％）≦０．０５を満足する極低炭素鋼を、熱延
仕上温度を８２０℃以上８８０℃以下として熱間圧延
し、酸洗脱スケール後、６５％以上の圧下率で冷間圧延
した後、連続式溶融亜鉛めっき設備で７５０℃以上の温
度で再結晶焼鈍を施し、浴中に０．１重量％以上０．１
８重量％以下のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴に３秒
以下浸漬して溶融亜鉛めっきし、次いで４５０℃以上５
３０℃以下の温度に再加熱してめっき層を実質的にＺｎ
−Ｆｅ合金化する。
制して、均一な合金化速度を得ると共に、合金化処理過
程において、めっき密着性を阻害するГ相の生成を最小
限にとどめる。 【構成】Ｃ：０．０１重量％未満、Ｔｉ：０．０１重量
％以上、Ｂ：０．０００４〜０．００２重量％を含有
し、かつ、０≦（Ｔｉ重量％）−（４８／１２）（Ｃ重
量％）−（４８／１４）（Ｎ重量％）−（３２／４８）
（Ｓ重量％）≦０．０５を満足する極低炭素鋼を、熱延
仕上温度を８２０℃以上８８０℃以下として熱間圧延
し、酸洗脱スケール後、６５％以上の圧下率で冷間圧延
した後、連続式溶融亜鉛めっき設備で７５０℃以上の温
度で再結晶焼鈍を施し、浴中に０．１重量％以上０．１
８重量％以下のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴に３秒
以下浸漬して溶融亜鉛めっきし、次いで４５０℃以上５
３０℃以下の温度に再加熱してめっき層を実質的にＺｎ
−Ｆｅ合金化する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はめっき密着性及びプレス
加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に
関する。
加工性に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】これまでにも連続式溶融亜鉛めっき設備
を用いて、プレス加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板が製造され、おもに自動車車体用として使用されて
いる。連続式溶融亜鉛めっき設備内の焼鈍炉による短時
間の焼鈍で、優れたプレス加工性を得るためには、素地
鋼板として極低炭素鋼にＴｉを添加した鋼を用いること
が適当である。このような例として例えば特開昭５９−
７４２３２号公報や特開平１−１８４２２７号公報に記
載された技術がある。しかし、Ｔｉ添加極低炭素鋼は溶
融亜鉛と激しく反応するため、合金化過程でめっき密着
性を劣化させるГ相を生成し易く、その結果、プレス加
工時にめっき剥離を起こすことがしばしばあった。ま
た、Ｔｉ添加鋼板は板面内で均一に合金化することが難
しく、全面を完全に合金化するためには局所的にめっき
層中Ｆｅ含有率が高い部分が生じ、この部分で充分に良
好なめっき密着性が得られない。このような素地鋼板中
のＴｉに起因するめっき密着性の劣化を避けるために、
Ｔｉに代えてＮｂを添加したり、めっき層中のＦｅ含有
率を厳密に制御することにより良好なめっき密着性を得
る方法が実施されている。
を用いて、プレス加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板が製造され、おもに自動車車体用として使用されて
いる。連続式溶融亜鉛めっき設備内の焼鈍炉による短時
間の焼鈍で、優れたプレス加工性を得るためには、素地
鋼板として極低炭素鋼にＴｉを添加した鋼を用いること
が適当である。このような例として例えば特開昭５９−
７４２３２号公報や特開平１−１８４２２７号公報に記
載された技術がある。しかし、Ｔｉ添加極低炭素鋼は溶
融亜鉛と激しく反応するため、合金化過程でめっき密着
性を劣化させるГ相を生成し易く、その結果、プレス加
工時にめっき剥離を起こすことがしばしばあった。ま
た、Ｔｉ添加鋼板は板面内で均一に合金化することが難
しく、全面を完全に合金化するためには局所的にめっき
層中Ｆｅ含有率が高い部分が生じ、この部分で充分に良
好なめっき密着性が得られない。このような素地鋼板中
のＴｉに起因するめっき密着性の劣化を避けるために、
Ｔｉに代えてＮｂを添加したり、めっき層中のＦｅ含有
率を厳密に制御することにより良好なめっき密着性を得
る方法が実施されている。
【０００３】しかし、鋼中添加元素として、ＮｂはＴｉ
と同様にＣを炭化物として固定するものの、Ｔｉとは異
なり、窒化物を形成せず、また形成する炭化物の大きさ
が小さいため、焼鈍温度を高くすることなく良好な材質
を得がたい。焼鈍温度を高くすることはコスト上昇の原
因となり、またラインスピードの高速化を妨げたり鋼板
形状の劣化を招くなど、操業性を著しく阻害する。
と同様にＣを炭化物として固定するものの、Ｔｉとは異
なり、窒化物を形成せず、また形成する炭化物の大きさ
が小さいため、焼鈍温度を高くすることなく良好な材質
を得がたい。焼鈍温度を高くすることはコスト上昇の原
因となり、またラインスピードの高速化を妨げたり鋼板
形状の劣化を招くなど、操業性を著しく阻害する。
【０００４】一方、鋼板の合金化進行を遅滞させる技術
として、溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ含有率を高くし、鋼
板表面に形成されるＦｅ−Ａｌ合金層の量を多くするこ
とが有効であることが知られている。しかし、この方法
によれば合金化処理後のめっき層中Ａｌ含有率が高くな
り、塗装下地処理として施されるりん酸塩処理性や、車
体組立工程で要求されるスポット溶接の連続打点性の劣
化が避けられず、自動車車体用鋼板として適さないばか
りではなく、板面内で合金化不均一を生じ易く、また製
造に際してめっき浴組成をこの鋼板に対してのみ調整す
る必要が生じ、操業性を著しく阻害する。
として、溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ含有率を高くし、鋼
板表面に形成されるＦｅ−Ａｌ合金層の量を多くするこ
とが有効であることが知られている。しかし、この方法
によれば合金化処理後のめっき層中Ａｌ含有率が高くな
り、塗装下地処理として施されるりん酸塩処理性や、車
体組立工程で要求されるスポット溶接の連続打点性の劣
化が避けられず、自動車車体用鋼板として適さないばか
りではなく、板面内で合金化不均一を生じ易く、また製
造に際してめっき浴組成をこの鋼板に対してのみ調整す
る必要が生じ、操業性を著しく阻害する。
【０００５】さらに一般的な方法でめっきした場合、Ｔ
ｉ添加鋼を用いて良好な密着性が得られるＦｅ含有率の
範囲は極めて狭いため、めっき層中Ｆｅ含有率を制御す
ることだけで、鋼板全面に渡って安定して良好な密着性
を得ることは困難である。したがって、Ｔｉ添加鋼板を
用いて、広いめっき層中Ｆｅ含有率の範囲で優れためっ
き密着性を得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の
開発が求められていた。
ｉ添加鋼を用いて良好な密着性が得られるＦｅ含有率の
範囲は極めて狭いため、めっき層中Ｆｅ含有率を制御す
ることだけで、鋼板全面に渡って安定して良好な密着性
を得ることは困難である。したがって、Ｔｉ添加鋼板を
用いて、広いめっき層中Ｆｅ含有率の範囲で優れためっ
き密着性を得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の
開発が求められていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は優れたプレス
成形性を得るために有利なＴｉ添加鋼を用いて、めっき
密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに
際して、Ｔｉ添加鋼の溶融亜鉛との反応性を効果的に抑
制して、均一な合金化速度を得ると同時に、合金化処理
過程において、めっき密着性を阻害するГ相の生成を最
小限にとどめる製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らはＴｉ添加極低炭素鋼にＢを添加し、かつ熱
間圧延仕上温度を特定の範囲に限定することにより、プ
レス加工性を劣化させることなく、その鋼板の溶融亜鉛
との反応性を効果的に抑制し得ることを見出し、本発明
を完成させた。
成形性を得るために有利なＴｉ添加鋼を用いて、めっき
密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに
際して、Ｔｉ添加鋼の溶融亜鉛との反応性を効果的に抑
制して、均一な合金化速度を得ると同時に、合金化処理
過程において、めっき密着性を阻害するГ相の生成を最
小限にとどめる製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らはＴｉ添加極低炭素鋼にＢを添加し、かつ熱
間圧延仕上温度を特定の範囲に限定することにより、プ
レス加工性を劣化させることなく、その鋼板の溶融亜鉛
との反応性を効果的に抑制し得ることを見出し、本発明
を完成させた。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、 Ｃ：０．０１重量％未満 Ｔｉ：０．０１重量％以上 Ｂ：０．０００４〜０．００２重量％ を含有し、かつ ０≦（Ｔｉ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ を満足する極低炭素鋼を、熱延仕上温度を８２０℃以上
８８０℃以下として熱間圧延し、酸洗脱スケール後、６
５％以上の圧下率で冷間圧延した後、連続式溶融亜鉛め
っき設備で７５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を施し、浴
中に０．１重量％以上０．１８重量％以下のＡｌを含有
する溶融亜鉛めっき浴に３秒以下浸漬して溶融亜鉛めっ
きし、次いで４５０℃以上５３０℃以下の温度に再加熱
してめっき層を実質的にＺｎ−Ｆｅ合金化することを特
徴とするめっき密着性及びプレス成形性に優れた合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
８８０℃以下として熱間圧延し、酸洗脱スケール後、６
５％以上の圧下率で冷間圧延した後、連続式溶融亜鉛め
っき設備で７５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を施し、浴
中に０．１重量％以上０．１８重量％以下のＡｌを含有
する溶融亜鉛めっき浴に３秒以下浸漬して溶融亜鉛めっ
きし、次いで４５０℃以上５３０℃以下の温度に再加熱
してめっき層を実質的にＺｎ−Ｆｅ合金化することを特
徴とするめっき密着性及びプレス成形性に優れた合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【０００８】上記発明において、成分に更にＮｂを加
え、 ０≦（Ｔｉ重量％）＋（４８／９３）（Ｎｂ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ とした極低酸素鋼を用いるとさらに好ましい結果が得ら
れる。
え、 ０≦（Ｔｉ重量％）＋（４８／９３）（Ｎｂ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ とした極低酸素鋼を用いるとさらに好ましい結果が得ら
れる。
【０００９】
【作用】本発明の構成要件について以下に説明する。鋼
中添加元素は良好なプレス成形性と、優れためっき密着
性を得るためにそれぞれ限定された範囲内で添加され
る。Ｃは鋼中に不可避的に含有され、プレス成形性を阻
害する元素であるが、ＴｉあるいはＮｂを添加し、炭化
物として析出させることでほぼ無害化される。しかしＣ
量が高いとＴｉあるいはＮｂの必要な添加量が多くな
り、めっき密着性を低下させたり、析出する炭化物量の
増加によりプレス成形性を劣化させる。したがって可及
的に少ないことが望ましく、０．０１重量％未満とす
る。
中添加元素は良好なプレス成形性と、優れためっき密着
性を得るためにそれぞれ限定された範囲内で添加され
る。Ｃは鋼中に不可避的に含有され、プレス成形性を阻
害する元素であるが、ＴｉあるいはＮｂを添加し、炭化
物として析出させることでほぼ無害化される。しかしＣ
量が高いとＴｉあるいはＮｂの必要な添加量が多くな
り、めっき密着性を低下させたり、析出する炭化物量の
増加によりプレス成形性を劣化させる。したがって可及
的に少ないことが望ましく、０．０１重量％未満とす
る。
【００１０】Ｔｉはプレス加工性に有害なＣ及びＮをそ
れぞれ炭化物、窒化物として析出せしめ無害化するため
に添加される。Ｃはめっき密着性に及ぼす影響が少ない
Ｎｂによっても、炭化物として析出せしめることが可能
であるが、鋼中に不可避的不純物として含まれるＮは、
Ｔｉによって窒化物として析出させることが、良好なプ
レス成形性を得るためには必要である。またＮをＴｉに
よって析出せしめることにより、Ｂが窒化物として析出
することなく、有効にめっき密着性の劣化を防止する。
したがって、０．０１重量％以上のＴｉを添加すること
が必要である。またＴｉに加えてさらにＮｂを添加して
もよい。ＴｉまたはＮｂは合計して鋼中に含まれるＣと
Ｎを完全に析出させるために充分な量を添加する必要が
あり、他方、過度に添加すると再結晶温度を高くし、か
えってプレス加工性の劣化を招くため、その添加量の範
囲は、Ｔｉ単独添加のとき、 ０≦（Ｔｉ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ 又は、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加のとき、 ０≦（Ｔｉ重量％）＋（４８／９３）（Ｎｂ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ とすることが適当である。
れぞれ炭化物、窒化物として析出せしめ無害化するため
に添加される。Ｃはめっき密着性に及ぼす影響が少ない
Ｎｂによっても、炭化物として析出せしめることが可能
であるが、鋼中に不可避的不純物として含まれるＮは、
Ｔｉによって窒化物として析出させることが、良好なプ
レス成形性を得るためには必要である。またＮをＴｉに
よって析出せしめることにより、Ｂが窒化物として析出
することなく、有効にめっき密着性の劣化を防止する。
したがって、０．０１重量％以上のＴｉを添加すること
が必要である。またＴｉに加えてさらにＮｂを添加して
もよい。ＴｉまたはＮｂは合計して鋼中に含まれるＣと
Ｎを完全に析出させるために充分な量を添加する必要が
あり、他方、過度に添加すると再結晶温度を高くし、か
えってプレス加工性の劣化を招くため、その添加量の範
囲は、Ｔｉ単独添加のとき、 ０≦（Ｔｉ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ 又は、Ｔｉ、Ｎｂ複合添加のとき、 ０≦（Ｔｉ重量％）＋（４８／９３）（Ｎｂ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ とすることが適当である。
【００１１】Ｂは限定された熱間圧延仕上温度で圧延さ
れた場合に、高いｒ値を得て、さらに効果的に鋼板と溶
融亜鉛めっきの反応を抑制し、Г相の生成量を低減する
ことによりめっき密着性の劣化を防ぐ。このような効果
を顕現させるために必要な添加量は０．０００４重量％
以上である。しかし過剰にＢを添加すると、材質が劣化
し良好なプレス成形性が得られないため、その添加量は
０．００２重量％以下とする。
れた場合に、高いｒ値を得て、さらに効果的に鋼板と溶
融亜鉛めっきの反応を抑制し、Г相の生成量を低減する
ことによりめっき密着性の劣化を防ぐ。このような効果
を顕現させるために必要な添加量は０．０００４重量％
以上である。しかし過剰にＢを添加すると、材質が劣化
し良好なプレス成形性が得られないため、その添加量は
０．００２重量％以下とする。
【００１２】このような成分範囲に調整された鋼を８２
０℃以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延することが
Ｂを添加することによるめっき密着性改善の効果を発現
せしめるために必要である。熱延仕上温度が８８０℃超
ではめっき密着性改善効果が現れず、８２０℃未満とす
ると高いｒ値が得られなくなりプレス成形性が劣化す
る。一般に、鋼板の熱間圧延を（α＋γ）域で行うと、
冷延焼鈍後に（１１０）集合組織が発達しｒ値が低下す
る。したがって鋼中Ｃが本発明範囲のように極めて低い
鋼はＡｒ3 変態点が高いため、（α＋γ）域を避け、γ
単相域で熱延するには８８０℃超の温度域で熱延するこ
とが原理的には優れたプレス成形性を得るためには好ま
しいことである。
０℃以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延することが
Ｂを添加することによるめっき密着性改善の効果を発現
せしめるために必要である。熱延仕上温度が８８０℃超
ではめっき密着性改善効果が現れず、８２０℃未満とす
ると高いｒ値が得られなくなりプレス成形性が劣化す
る。一般に、鋼板の熱間圧延を（α＋γ）域で行うと、
冷延焼鈍後に（１１０）集合組織が発達しｒ値が低下す
る。したがって鋼中Ｃが本発明範囲のように極めて低い
鋼はＡｒ3 変態点が高いため、（α＋γ）域を避け、γ
単相域で熱延するには８８０℃超の温度域で熱延するこ
とが原理的には優れたプレス成形性を得るためには好ま
しいことである。
【００１３】しかし、本発明者らが詳細な実験によって
得た知見によれば、８２０℃から８８０℃の本来は原理
的に好ましくないとされる温度域の熱延仕上温度では鋼
板の表面層は（α＋γ）域となるものの、鋼板の中心層
ではγ域圧延となるため、（１１１）集合組織が発達す
ることがわかった。とくに鋼中にＢを添加した場合、Ｂ
の効果により（α＋γ）域で圧延された表面層が冷延焼
鈍による集合組織形成に及ぼす影響が抑制され、鋼板中
心層からの（１１１）集合組織の発達により鋼板の材質
としては高ｒ値、高延性の良好なプレス成形性が得られ
る。一方、鋼中に添加したＢは鋼板の結晶粒界に偏析
し、めっき−合金化処理過程におけるＦｅの溶融亜鉛中
への溶解を抑制する効果を併せ持ち、Г相の生成を妨げ
ることにより、めっき密着性を改善するが、その効果は
（α＋γ）領域で熱延された時に特に顕著となる。Ｂの
粒界偏析を介したかかる効果に熱延温度が影響する機構
については明確ではないが、（α＋γ）域圧延で形成さ
れる表面層の（１１０）集合組織を有する多結晶体の粒
界は、γ域で圧延されて形成される（１１１）集合組織
を形成する多結晶と比べてＢの粒界偏析が起こり易いた
めと推定される。
得た知見によれば、８２０℃から８８０℃の本来は原理
的に好ましくないとされる温度域の熱延仕上温度では鋼
板の表面層は（α＋γ）域となるものの、鋼板の中心層
ではγ域圧延となるため、（１１１）集合組織が発達す
ることがわかった。とくに鋼中にＢを添加した場合、Ｂ
の効果により（α＋γ）域で圧延された表面層が冷延焼
鈍による集合組織形成に及ぼす影響が抑制され、鋼板中
心層からの（１１１）集合組織の発達により鋼板の材質
としては高ｒ値、高延性の良好なプレス成形性が得られ
る。一方、鋼中に添加したＢは鋼板の結晶粒界に偏析
し、めっき−合金化処理過程におけるＦｅの溶融亜鉛中
への溶解を抑制する効果を併せ持ち、Г相の生成を妨げ
ることにより、めっき密着性を改善するが、その効果は
（α＋γ）領域で熱延された時に特に顕著となる。Ｂの
粒界偏析を介したかかる効果に熱延温度が影響する機構
については明確ではないが、（α＋γ）域圧延で形成さ
れる表面層の（１１０）集合組織を有する多結晶体の粒
界は、γ域で圧延されて形成される（１１１）集合組織
を形成する多結晶と比べてＢの粒界偏析が起こり易いた
めと推定される。
【００１４】熱間圧延された鋼板は酸洗により脱スケー
ルし、６５％以上の冷延圧下率で冷間圧延される。高い
ｒ値を得て、優れたプレス成形性を確保するためには冷
延圧下率を６５％以上好ましくは７０％以上とする。次
いで、連続式溶融亜鉛めっき設備で焼鈍及びめっきを施
すが、焼鈍温度を７５０℃以上とし、充分に再結晶させ
良好なプレス成形性を確保すると共に、Ｂを再結晶後の
粒界に偏析せしめることが重要である。
ルし、６５％以上の冷延圧下率で冷間圧延される。高い
ｒ値を得て、優れたプレス成形性を確保するためには冷
延圧下率を６５％以上好ましくは７０％以上とする。次
いで、連続式溶融亜鉛めっき設備で焼鈍及びめっきを施
すが、焼鈍温度を７５０℃以上とし、充分に再結晶させ
良好なプレス成形性を確保すると共に、Ｂを再結晶後の
粒界に偏析せしめることが重要である。
【００１５】一般に溶融亜鉛めっき浴中には、めっきし
た時点でГ相が形成されるのを防ぐためにＡｌが添加さ
れているが、効果的にこのような効果を発現させるため
には０．１０重量％以上の添加が必要である。しかし、
Ａｌ添加量が０．１８％を越えるとめっき層中のＡｌ含
有率が高くなり、スポット溶接性が劣化し、さらにＢを
添加した本発明鋼の場合には合金化速度が過度に遅滞す
るため連続式溶融亜鉛めっき設備内での充分な合金化が
困難となり、合金化のむらの原因となる。
た時点でГ相が形成されるのを防ぐためにＡｌが添加さ
れているが、効果的にこのような効果を発現させるため
には０．１０重量％以上の添加が必要である。しかし、
Ａｌ添加量が０．１８％を越えるとめっき層中のＡｌ含
有率が高くなり、スポット溶接性が劣化し、さらにＢを
添加した本発明鋼の場合には合金化速度が過度に遅滞す
るため連続式溶融亜鉛めっき設備内での充分な合金化が
困難となり、合金化のむらの原因となる。
【００１６】Г相の成長を抑制し、かつ低いＡｌ含有率
のめっき層を得るためには鋼板がめっき浴中に浸漬され
ている時間を３秒以下、好ましくは２秒以下とすること
が効果的である。浸漬時間が長いと鋼板とめっき浴中の
Ａｌが反応し、鋼板表面に厚いＦｅ−Ａｌ合金層が成長
し、めっき層中のＡｌ含有率を高め、スポット溶接性の
低下や、不均一合金化の原因となる。合金化処理の際の
合金化温度は、合金化処理設備の長さに応じて決まる加
熱時間を勘案して適宜選択されるが、４５０℃未満では
めっき層を十分に合金化するために要する時間が長くな
り、長大な合金化処理設備が必要となるため現実的では
ない。また５３０℃超で合金化処理をするとΓ相が容易
に成長するため良好なめっき密着性を得ることが困難に
なる。４５０℃以上５３０℃以下の温度域で合金化処理
をすることにより速やかに密着性の優れた合金化溶融亜
鉛めっきが得られるが、めっき層中のＦｅ含有率を７％
以上１２％以下の範囲に制御することが好適である。
のめっき層を得るためには鋼板がめっき浴中に浸漬され
ている時間を３秒以下、好ましくは２秒以下とすること
が効果的である。浸漬時間が長いと鋼板とめっき浴中の
Ａｌが反応し、鋼板表面に厚いＦｅ−Ａｌ合金層が成長
し、めっき層中のＡｌ含有率を高め、スポット溶接性の
低下や、不均一合金化の原因となる。合金化処理の際の
合金化温度は、合金化処理設備の長さに応じて決まる加
熱時間を勘案して適宜選択されるが、４５０℃未満では
めっき層を十分に合金化するために要する時間が長くな
り、長大な合金化処理設備が必要となるため現実的では
ない。また５３０℃超で合金化処理をするとΓ相が容易
に成長するため良好なめっき密着性を得ることが困難に
なる。４５０℃以上５３０℃以下の温度域で合金化処理
をすることにより速やかに密着性の優れた合金化溶融亜
鉛めっきが得られるが、めっき層中のＦｅ含有率を７％
以上１２％以下の範囲に制御することが好適である。
【００１７】
【実施例】以下に実施例に基づき本発明を説明する。表
１に示す組成の鋼を現場工程で溶製し、熱間圧延、冷延
圧延により素地鋼板を得て、連続式溶融亜鉛めっき設備
を用いて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を試作した。鋼Ｎ
ｏ．１及び２は適合例、鋼Ｎｏ．３はＴｉを添加しない
Ｎｂ単独添加鋼、鋼Ｎｏ．４はＢ無添加鋼、そして鋼Ｎ
ｏ．５は過剰にＴｉ、Ｎｂ及びＢを添加した鋼である。
熱間圧延において仕上温度を７７０℃、８２０℃、８８
０℃及び９１０℃の４水準とし、板厚を２．８ｍｍとし
た。酸洗で脱スケールした後、冷間圧延で板厚を０．７
ｍｍとし、連続式溶融亜鉛めっき設備で再結晶焼鈍をす
ると共に、合金化溶融亜鉛めっきを施した。焼鈍温度は
８２０℃とし、めっき浴中のＡｌ濃度は０．１６％、鋼
板のめっき浴への浸漬時間は２秒であった。合金化温度
は４７０℃及び４９０℃とした。めっき付着量はすべて
６０ｇ／ｍ2 とした。
１に示す組成の鋼を現場工程で溶製し、熱間圧延、冷延
圧延により素地鋼板を得て、連続式溶融亜鉛めっき設備
を用いて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を試作した。鋼Ｎ
ｏ．１及び２は適合例、鋼Ｎｏ．３はＴｉを添加しない
Ｎｂ単独添加鋼、鋼Ｎｏ．４はＢ無添加鋼、そして鋼Ｎ
ｏ．５は過剰にＴｉ、Ｎｂ及びＢを添加した鋼である。
熱間圧延において仕上温度を７７０℃、８２０℃、８８
０℃及び９１０℃の４水準とし、板厚を２．８ｍｍとし
た。酸洗で脱スケールした後、冷間圧延で板厚を０．７
ｍｍとし、連続式溶融亜鉛めっき設備で再結晶焼鈍をす
ると共に、合金化溶融亜鉛めっきを施した。焼鈍温度は
８２０℃とし、めっき浴中のＡｌ濃度は０．１６％、鋼
板のめっき浴への浸漬時間は２秒であった。合金化温度
は４７０℃及び４９０℃とした。めっき付着量はすべて
６０ｇ／ｍ2 とした。
【００１８】表２にそれぞれの鋼板のめっき後の引張試
験特性を示す。同一の鋼の中で、材質におよぼす熱延仕
上温度が７７０℃の場合、８２０℃以上の熱延温度で圧
延された場合と比べ、延性とｒ値が劣り、良好なプレス
成形性が得られない。またＴｉを含有しない鋼Ｎｏ．３
は熱延仕上温度と関係なくＴｉを含有する他の鋼よりも
延性、ｒ値が低く、良好なプレス成形は得がたい。した
がって、プレス成形性の観点からは、鋼中にＴｉを添加
し、熱延仕上温度を８２０℃以上とすることが必要であ
る。
験特性を示す。同一の鋼の中で、材質におよぼす熱延仕
上温度が７７０℃の場合、８２０℃以上の熱延温度で圧
延された場合と比べ、延性とｒ値が劣り、良好なプレス
成形性が得られない。またＴｉを含有しない鋼Ｎｏ．３
は熱延仕上温度と関係なくＴｉを含有する他の鋼よりも
延性、ｒ値が低く、良好なプレス成形は得がたい。した
がって、プレス成形性の観点からは、鋼中にＴｉを添加
し、熱延仕上温度を８２０℃以上とすることが必要であ
る。
【００１９】表３に鋼Ｎｏ．１、２、４及び５を熱延仕
上温度を８２０℃、８８０℃及び９００℃で熱延した素
地鋼板を用いて製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめ
っき層中Ｆｅ含有率、Ｘ線回折分析におけるГ相の（４
１１）面とδ1 相の（３３０）面の回折強度の比で表わ
した相構成、及びめっき密着性を示す。めっき密着性は
鋼板に９０°曲げ変形を加え、曲げ戻したときに剥離す
るめっきを粘着テープ上に捕集し、蛍光Ｘ線でＺｎ量を
測定したときの毎秒のカウント数で評価した。Ｂ無添加
の鋼Ｎｏ．４では熱延条件によらず、同一合金化条件で
のＦｅ含有率が高く、Г相量も多くめっき密着性が劣る
のに対し、Ｂを添加した鋼Ｎｏ．１、２及び鋼Ｎｏ．５
は熱延仕上温度が８２０℃以上８８０℃以下の範囲で熱
間圧延された場合に、Г相の少ないめっき層が得られ、
良好なめっき密着性が確保される。しかし、これらの鋼
でも熱間圧延の仕上温度が９１０℃の場合には同一の合
金化条件ではＦｅ含有率が高く、Γ相量も多くなり、め
っき密着性の劣化が著しい。すなわちＢを添加した鋼を
表面層が（α＋γ）域となるような熱延条件で熱間圧延
することにより、効果的に急激な合金化を抑制し、Γ相
の少ないめっきが得られ、良好なめっき密着性が確保さ
れる。さらに優れたプレス成形性を得るためには、Ｂ、
Ｔｉ、及びＮｂ添加量を抑制した鋼Ｎｏ．１及び２が好
適である。
上温度を８２０℃、８８０℃及び９００℃で熱延した素
地鋼板を用いて製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめ
っき層中Ｆｅ含有率、Ｘ線回折分析におけるГ相の（４
１１）面とδ1 相の（３３０）面の回折強度の比で表わ
した相構成、及びめっき密着性を示す。めっき密着性は
鋼板に９０°曲げ変形を加え、曲げ戻したときに剥離す
るめっきを粘着テープ上に捕集し、蛍光Ｘ線でＺｎ量を
測定したときの毎秒のカウント数で評価した。Ｂ無添加
の鋼Ｎｏ．４では熱延条件によらず、同一合金化条件で
のＦｅ含有率が高く、Г相量も多くめっき密着性が劣る
のに対し、Ｂを添加した鋼Ｎｏ．１、２及び鋼Ｎｏ．５
は熱延仕上温度が８２０℃以上８８０℃以下の範囲で熱
間圧延された場合に、Г相の少ないめっき層が得られ、
良好なめっき密着性が確保される。しかし、これらの鋼
でも熱間圧延の仕上温度が９１０℃の場合には同一の合
金化条件ではＦｅ含有率が高く、Γ相量も多くなり、め
っき密着性の劣化が著しい。すなわちＢを添加した鋼を
表面層が（α＋γ）域となるような熱延条件で熱間圧延
することにより、効果的に急激な合金化を抑制し、Γ相
の少ないめっきが得られ、良好なめっき密着性が確保さ
れる。さらに優れたプレス成形性を得るためには、Ｂ、
Ｔｉ、及びＮｂ添加量を抑制した鋼Ｎｏ．１及び２が好
適である。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【発明の効果】本発明は連続式溶融亜鉛めっき設備で良
好なプレス成形性が得られるＴｉ添加極低炭素鋼を用い
て、適量のＢを添加すると共に熱延仕上温度を特定の範
囲に限定することにより、めっき密着性が優れた合金化
溶融亜鉛めっき鋼板が製造できるようになった。この合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を自動車車体に適用すれば、プ
レス作業性が改善されるだけでなく、複雑な形状の部品
の一体化が可能となり、車体軽量化にも寄与し得ること
から、その工業的価値は大きい。
好なプレス成形性が得られるＴｉ添加極低炭素鋼を用い
て、適量のＢを添加すると共に熱延仕上温度を特定の範
囲に限定することにより、めっき密着性が優れた合金化
溶融亜鉛めっき鋼板が製造できるようになった。この合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を自動車車体に適用すれば、プ
レス作業性が改善されるだけでなく、複雑な形状の部品
の一体化が可能となり、車体軽量化にも寄与し得ること
から、その工業的価値は大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 磯部 誠 千葉市中央区川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内 (72)発明者 大和 康二 千葉市中央区川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０１重量％未満 Ｔｉ：０．０１重量％以上 Ｂ：０．０００４〜０．００２重量％ を含有し、かつ ０≦（Ｔｉ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ を満足する極低炭素鋼を、熱延仕上温度を８２０℃以上
８８０℃以下として熱間圧延し、酸洗脱スケール後、６
５％以上の圧下率で冷間圧延した後、連続式溶融亜鉛め
っき設備で７５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を施し、浴
中に０．１重量％以上０．１８重量％以下のＡｌを含有
する溶融亜鉛めっき浴に３秒以下浸漬して溶融亜鉛めっ
きし、次いで４５０℃以上５３０℃以下の温度に再加熱
してめっき層を実質的にＺｎ−Ｆｅ合金化することを特
徴とするめっき密着性及びプレス加工性に優れた合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 成分に更にＮｂを含有し、 ０≦（Ｔｉ重量％）＋（４８／９３）（Ｎｂ重量％） −（４８／１２）（Ｃ重量％） −（４８／１４）（Ｎ重量％） −（４８／３２）（Ｓ重量％）≦０．０５ を満足する極低炭素鋼である請求項１記載のめっき密着
性及びプレス加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25149992A JP3179202B2 (ja) | 1992-09-21 | 1992-09-21 | めっき密着性及びプレス加工性に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 |
|---|---|---|---|
| JP25149992A JP3179202B2 (ja) | 1992-09-21 | 1992-09-21 | めっき密着性及びプレス加工性に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 |
|---|---|
| JPH06101009A true JPH06101009A (ja) | 1994-04-12 |
| JP3179202B2 JP3179202B2 (ja) | 2001-06-25 |
Family
ID=17223720
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25149992A Expired - Fee Related JP3179202B2 (ja) | 1992-09-21 | 1992-09-21 | めっき密着性及びプレス加工性に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) | JP3179202B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010056280A (ko) * | 1999-12-14 | 2001-07-04 | 이구택 | 크레이터 결함을 감소시키는 합금화 용융아연 도금방법 |
| JP2012021206A (ja) * | 2010-07-16 | 2012-02-02 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| CN109457188A (zh) * | 2018-12-21 | 2019-03-12 | 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 | 一种滚筒洗衣机u型壳用热镀锌板及其制备方法 |
-
1992
- 1992-09-21 JP JP25149992A patent/JP3179202B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010056280A (ko) * | 1999-12-14 | 2001-07-04 | 이구택 | 크레이터 결함을 감소시키는 합금화 용융아연 도금방법 |
| JP2012021206A (ja) * | 2010-07-16 | 2012-02-02 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| CN109457188A (zh) * | 2018-12-21 | 2019-03-12 | 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 | 一种滚筒洗衣机u型壳用热镀锌板及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3179202B2 (ja) | 2001-06-25 |
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