JPH0627313B2 - 耐パウダリング性に優れる加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
耐パウダリング性に優れる加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH0627313B2 JPH0627313B2 JP63318403A JP31840388A JPH0627313B2 JP H0627313 B2 JPH0627313 B2 JP H0627313B2 JP 63318403 A JP63318403 A JP 63318403A JP 31840388 A JP31840388 A JP 31840388A JP H0627313 B2 JPH0627313 B2 JP H0627313B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、曲げ加工、プレス成形加工、絞り成形加
工、深絞り加工および超深絞り加工などの用途に用いて
好適な加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関
し、とくに加工時における耐パウダリング性の有利な改
善を図ったものである。
工、深絞り加工および超深絞り加工などの用途に用いて
好適な加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関
し、とくに加工時における耐パウダリング性の有利な改
善を図ったものである。
（従来の技術） 合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、その優れた耐食性とスポ
ット溶接性ゆえに、近年多量に使用されている。とく
に、その使用量の増加は、自動車の車体部品において顕
著である。
ット溶接性ゆえに、近年多量に使用されている。とく
に、その使用量の増加は、自動車の車体部品において顕
著である。
ところでかような合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス
加工などの加工時に合金化溶融亜鉛めっき層が破壊し易
く、鋼板からはく離してパウダリングと呼ばれるトラブ
ルを引き起し易いという問題があった。
加工などの加工時に合金化溶融亜鉛めっき層が破壊し易
く、鋼板からはく離してパウダリングと呼ばれるトラブ
ルを引き起し易いという問題があった。
とはいえ溶融亜鉛めっき法は電気亜鉛めっき法に比べる
と厚めっきがはるかに容易であり、従って鋼板使用製品
の耐食性向上という観点からは、合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の耐パウダリング性を向上させることはきわめて重
要な技術である。
と厚めっきがはるかに容易であり、従って鋼板使用製品
の耐食性向上という観点からは、合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の耐パウダリング性を向上させることはきわめて重
要な技術である。
溶融亜鉛めっき鋼板に関する従来技術としては、次のよ
うなものがある。
うなものがある。
たとえば特開昭58-110659 号公報には、Ti，Nb，Ｂなど
を単独または複合添加した極低炭素鋼を素材とする溶融
亜鉛めっき鋼板が開示されているが、耐パウダリング性
に関する記述はない。
を単独または複合添加した極低炭素鋼を素材とする溶融
亜鉛めっき鋼板が開示されているが、耐パウダリング性
に関する記述はない。
また特開昭58-25436号公報には、TiおよびＶを添加した
極低炭素鋼を素材とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造例が
開示されているが、やはり耐パウダリング性に関する記
述はない。
極低炭素鋼を素材とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造例が
開示されているが、やはり耐パウダリング性に関する記
述はない。
さらに特開昭63-241122 号公報には、Tiを必須とする極
低炭素鋼を用いて焼付硬化性と超深絞り性を向上させた
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されているが、同
じく耐パウダリング性に関する記述はない。
低炭素鋼を用いて焼付硬化性と超深絞り性を向上させた
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されているが、同
じく耐パウダリング性に関する記述はない。
（発明が解決しようとする課題） プレス成形等の加工性に優れるのはいうまでもなく、と
くに、加工時における耐パウダリング性に優れる鋼板を
得ることが、この発明の目的である。
くに、加工時における耐パウダリング性に優れる鋼板を
得ることが、この発明の目的である。
（課題を解決するための手段） さて発明者らは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダ
リング性の向上を図るべく鋭意研究を重ねた結果、とく
にＯ，AlおよびＮの成分組成を適正範囲に規制すること
が、所期した目的の達成に関し、極めて有効であること
を突き止め、この発明を完成させるに至ったのである。
リング性の向上を図るべく鋭意研究を重ねた結果、とく
にＯ，AlおよびＮの成分組成を適正範囲に規制すること
が、所期した目的の達成に関し、極めて有効であること
を突き止め、この発明を完成させるに至ったのである。
すなわちこの発明は、 Ｃ：0.0028wt%（以下単に％と示す）以下、 Si：0.2％以下、 Mn：1.0％以下、 Ｐ：0.15％以下、 Ｓ：0.0200％以下、 Ｏ：0.0045％以下、 Ｎ：0.0030％以下および Al：（25×％Ｎ）〜0.15％ を含み、ときにはさらに Nb：0.001〜0.025％および Ｂ：0.0002〜0.0020％ のうちから選んだ少なくとも一種 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片
を、600℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、圧下
率：60％以上で冷間圧延し、引続き連続溶融亜鉛めっき
ラインにてAc３変態点以下の温度で再結晶焼鈍を施して
から溶融亜鉛めっきを施し、しかるのち650 〜420 ℃の
温度範囲で合金化処理を施すことからなる耐パウダリン
グ性に優れる加工用合金溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
である。
を、600℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、圧下
率：60％以上で冷間圧延し、引続き連続溶融亜鉛めっき
ラインにてAc３変態点以下の温度で再結晶焼鈍を施して
から溶融亜鉛めっきを施し、しかるのち650 〜420 ℃の
温度範囲で合金化処理を施すことからなる耐パウダリン
グ性に優れる加工用合金溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
である。
（作 用） 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダリング性は、主に
加工用途に使われるこの種の鋼板においては極めて重要
は特性であるにも係わらず、従来、鋼成分の影響に関す
る研究は少ない。
加工用途に使われるこの種の鋼板においては極めて重要
は特性であるにも係わらず、従来、鋼成分の影響に関す
る研究は少ない。
発明者らは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダリン
グ性に及ぼす鋼成分の影響について研究を重ねた結果、
以下に述べる知見を得た。
グ性に及ぼす鋼成分の影響について研究を重ねた結果、
以下に述べる知見を得た。
第１図に、耐パウダリング性と鋼板中のＯ量およびAl／
Ｎ比との関係について調べた結果を示す。
Ｎ比との関係について調べた結果を示す。
なおＯ,Al,Ｎ以外の成分については表１に示すとおりで
ある。また耐パウダリング性は、密着曲げ変形を行なっ
た試片を曲げ戻したとき、内側部分だったところにテー
プを貼り付けてはく離した亜鉛めっきを付着させ、蛍光
Ｘ線にて黒化度(CPS)を測定することによって評価する
ものとし、この試験法において黒化度が500CPS以下であ
れば実用上パウダリング性に問題はないといえる。
ある。また耐パウダリング性は、密着曲げ変形を行なっ
た試片を曲げ戻したとき、内側部分だったところにテー
プを貼り付けてはく離した亜鉛めっきを付着させ、蛍光
Ｘ線にて黒化度(CPS)を測定することによって評価する
ものとし、この試験法において黒化度が500CPS以下であ
れば実用上パウダリング性に問題はないといえる。
同図より明らかなように、Ｏ量が0.0045％以下でかつAl
／Ｎ比が25以上の場合に、実用上問題とならない優れた
耐パウダリング性が得られた。
／Ｎ比が25以上の場合に、実用上問題とならない優れた
耐パウダリング性が得られた。
ここに上記の範囲のＯ量およびAl／Ｎ比において耐パウ
ダリング性が向上した理由は、鋼板とめっき層の界面に
おいてZn -Fe 合金の核生成サイトとなり得る酸化物も
しくは窒化物の存在状態が変化し、不均一な合金相の形
成が抑制された結果と考えられる。
ダリング性が向上した理由は、鋼板とめっき層の界面に
おいてZn -Fe 合金の核生成サイトとなり得る酸化物も
しくは窒化物の存在状態が変化し、不均一な合金相の形
成が抑制された結果と考えられる。
なお第１図中に比較のために示したとおり、従来鋼板の
１つであるTi添加鋼では、Ｏ量およびAl／Ｎ比を所定の
範囲に調整しても耐パウダリング性は向上しなかった。
１つであるTi添加鋼では、Ｏ量およびAl／Ｎ比を所定の
範囲に調整しても耐パウダリング性は向上しなかった。
さらにNbおよび／またはＢを適正量添加した場合には耐
パウダリング性が一層向上することも併せて見いだされ
た。
パウダリング性が一層向上することも併せて見いだされ
た。
以下、この発明において素材の成分組成を前記の範囲に
限定した理由について述べる。
限定した理由について述べる。
Ｃ：Ｃは、良好な伸び、ｒ値を有する鋼板を得るために
は従来の低炭材より低い極低炭素系でなければならな
い。したがってＣは極力低減することが好ましいが、0.
0028％以下で許容できる。とくに好ましい範囲は0.0015
％以下である。
は従来の低炭材より低い極低炭素系でなければならな
い。したがってＣは極力低減することが好ましいが、0.
0028％以下で許容できる。とくに好ましい範囲は0.0015
％以下である。
Si：Siは0.2 ％を超えて多量に含有されるとめっき密着
性が著しく劣化するので0.2 ％以下とする。
性が著しく劣化するので0.2 ％以下とする。
Mn：Mnは過剰に添加すると鋼板の伸びおよび絞り性が劣
化するので、1.0 ％以下とする。
化するので、1.0 ％以下とする。
Ｐ：Ｐは0.15％を超えて含有されると粒界への偏析量が
増し脆化するので0.15％以下に制限した。
増し脆化するので0.15％以下に制限した。
Ｓ：Ｓは0.0200％を超えて多量に添加されると耐食性の
急激な劣化を招くので0.0200％以下に制限する。とはい
えあまりに低くすぎると熱間圧延時における脱スケール
性が劣化し表面性状が悪化するので、0.0035％以上とす
るのが好ましい。
急激な劣化を招くので0.0200％以下に制限する。とはい
えあまりに低くすぎると熱間圧延時における脱スケール
性が劣化し表面性状が悪化するので、0.0035％以上とす
るのが好ましい。
Ｏ：Ｏの範囲はこの発明においてとくに重要であり、Ｏ
量を0.0045％以下まで抑制しないと良好な耐パウダリン
グ性は得られない。従ってＯ含有量は0.0045％以下好ま
しくは0.0035％以下とする必要がある。
量を0.0045％以下まで抑制しないと良好な耐パウダリン
グ性は得られない。従ってＯ含有量は0.0045％以下好ま
しくは0.0035％以下とする必要がある。
Ｎ：Ｎが多くなると材質が劣化するだけでなく、後述す
るように必要とするAl量が過剰となり表面性状を劣化さ
せるので、0.0030％以下とする。とくに好ましい範囲は
0.0020％以下である。
るように必要とするAl量が過剰となり表面性状を劣化さ
せるので、0.0030％以下とする。とくに好ましい範囲は
0.0020％以下である。
Al：Alの範囲もこの発明においてとくに重要であり、Ｎ
量との関係においてAl／Ｎが25以上必要である。という
のはAl／Ｎが25未満では耐パウダリング性が劣化するか
らである。なおとくに好ましいAl／Ｎ比は30以上であ
る。
量との関係においてAl／Ｎが25以上必要である。という
のはAl／Ｎが25未満では耐パウダリング性が劣化するか
らである。なおとくに好ましいAl／Ｎ比は30以上であ
る。
しかしながらあまりに多量の添加は、上述したとおり表
面性状の劣化を招くので、0.15％以下とする必要があ
る。
面性状の劣化を招くので、0.15％以下とする必要があ
る。
以上述べたところのほか、この発明においては、耐パウ
ダリング性の向上を目的として、Nb： 0.001〜0.025
％、Ｂ：0.0002〜0.0020％の１種もしくは２種を添加す
ることができる。
ダリング性の向上を目的として、Nb： 0.001〜0.025
％、Ｂ：0.0002〜0.0020％の１種もしくは２種を添加す
ることができる。
次にこの発明に従う製造法について説明する。
先ず製鋼法については、常法に従って行えば良く、この
発明ではそれらの条件はとくに限定しない。熱間圧延に
おいては、仕上げ温度が600 ℃に満たないと深絞り性が
劣化するので、600 ℃以上とする。冷間圧延においては
少なくとも60％の圧下率でないと十分な加工性が得られ
ない。ついで連続溶融亜鉛めっきラインに供する。かか
るめっきラインにおける焼鈍温度は、通常のごとく再結
晶温度以上であればよいが、望ましくは（１次再結晶温
度＋30℃）以上で焼鈍するのがよい。また焼鈍温度がAc
３を超えると粗大な結晶粒となるのでAc３点以下の温度
で焼鈍する必要がある。かような焼鈍後、連続的に溶融
亜鉛めっきを施し、さらに600 〜420 ℃の温度範囲で合
金化処理を施す。
発明ではそれらの条件はとくに限定しない。熱間圧延に
おいては、仕上げ温度が600 ℃に満たないと深絞り性が
劣化するので、600 ℃以上とする。冷間圧延においては
少なくとも60％の圧下率でないと十分な加工性が得られ
ない。ついで連続溶融亜鉛めっきラインに供する。かか
るめっきラインにおける焼鈍温度は、通常のごとく再結
晶温度以上であればよいが、望ましくは（１次再結晶温
度＋30℃）以上で焼鈍するのがよい。また焼鈍温度がAc
３を超えると粗大な結晶粒となるのでAc３点以下の温度
で焼鈍する必要がある。かような焼鈍後、連続的に溶融
亜鉛めっきを施し、さらに600 〜420 ℃の温度範囲で合
金化処理を施す。
なおめっき後に、板形状矯正などの目的で通常範囲（板
厚（mm）％程度）で調質圧延を行っても構わない。
厚（mm）％程度）で調質圧延を行っても構わない。
（実施例） 表２に示す種々の組成になる鋼スラブを、仕上げ温度：
860 〜910 ℃で熱間圧延したのち、圧下率：72〜79％で
冷間圧延して板厚：0.8 mmの冷延板とした。ついで連続
溶融亜鉛めっきラインにて800 〜850 ℃の温度範囲で再
結晶焼鈍を施してから、浴温：450 ℃の溶融亜鉛めっき
浴に浸漬することによって溶融亜鉛めっき（めっき付着
量：片側約40g/m2）を施し、引続き炉温530 ℃の合金化
炉に導いて合金化処理を施し、しかるのち0.8 ％の調質
圧延を施した。
860 〜910 ℃で熱間圧延したのち、圧下率：72〜79％で
冷間圧延して板厚：0.8 mmの冷延板とした。ついで連続
溶融亜鉛めっきラインにて800 〜850 ℃の温度範囲で再
結晶焼鈍を施してから、浴温：450 ℃の溶融亜鉛めっき
浴に浸漬することによって溶融亜鉛めっき（めっき付着
量：片側約40g/m2）を施し、引続き炉温530 ℃の合金化
炉に導いて合金化処理を施し、しかるのち0.8 ％の調質
圧延を施した。
かくして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械的諸
特性および耐パウダリング性について調べた結果を表３
に示す。
特性および耐パウダリング性について調べた結果を表３
に示す。
なお機械的性質は、JIS No.5引張り試験片を用いて求め
た。また耐パウダリング性については前述したとおりで
ある。
た。また耐パウダリング性については前述したとおりで
ある。
表３より明らかなように、この発明に従い得られた合金
化溶融亜鉛めっき鋼板はいずれも、No.10〜16の比較例
およびNo.17の従来例に比べて、格段に優れた耐パウダ
リング性を呈している。
化溶融亜鉛めっき鋼板はいずれも、No.10〜16の比較例
およびNo.17の従来例に比べて、格段に優れた耐パウダ
リング性を呈している。
（発明の効果） かくしてこの発明によれば、加工用鋼板としての機械的
諸特性に優れるのはいうまでもなく、従来鋼板に比較し
て格段に優れた耐パウダリング性を有する加工用合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
諸特性に優れるのはいうまでもなく、従来鋼板に比較し
て格段に優れた耐パウダリング性を有する加工用合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
第１図は、耐パウダリング性に及ぼす鋼中Ｏ量およびAl
／Ｎ比の影響を示したグラフである。
／Ｎ比の影響を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−56245（ＪＰ，Ａ) 特公 昭56−53631（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ：0.0028wt%以下、 Si：0.2wt%以下、 Mn：1.0wt%以下、 Ｐ：0.15wt%以下、 Ｓ：0.0200wt%以下、 Ｏ：0.0045wt%以下、 Ｎ：0.0030wt%以下および Al：（25×％Ｎ）〜0.15wt% を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片
を、600 ℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、圧下
率：60％以上で冷間圧延し、引続き連続溶融亜鉛めっき
ラインにてAc３変態点以下の温度で再結晶焼鈍を施して
から溶融亜鉛めっきを施し、しかるのち650 〜420 ℃の
温度範囲で合金化処理を施すことを特徴とする耐パウダ
リング性に優れる加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法。 - 【請求項２】Ｃ：0.0028wt%以下、 Si：0.2wt%以下、 Mn：1.0wt%以下、 Ｐ：0.15wt%以下、 Ｓ：0.0200wt%以下、 Ｏ：0.0045wt%以下、 Ｎ：0.0030wt%以下および Al：（25×％Ｎ）〜0.15wt% を含み、かつ Nb：0.001〜0.025wt%および Ｂ：0.0002〜0.0020wt% のうちから選んだ少なくとも一種 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片
を、600 ℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、圧下
率：60％以上で冷間圧延し、引続き連続溶融亜鉛めっき
ラインにてAc３変態点以下の温度で再結晶焼鈍を施して
から溶融亜鉛めっきを施し、しかるのち650 〜420 ℃の
温度範囲で合金化処理を施すことを特徴とする耐パウダ
リング性に優れる加工用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 |
|---|---|---|---|
| JP63318403A JPH0627313B2 (ja) | 1988-12-19 | 1988-12-19 | 耐パウダリング性に優れる加工用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 |
|---|---|---|---|
| JP63318403A JPH0627313B2 (ja) | 1988-12-19 | 1988-12-19 | 耐パウダリング性に優れる加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02163356A JPH02163356A (ja) | 1990-06-22 |
| JPH0627313B2 true JPH0627313B2 (ja) | 1994-04-13 |
Family
ID=18098764
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63318403A Expired - Fee Related JPH0627313B2 (ja) | 1988-12-19 | 1988-12-19 | 耐パウダリング性に優れる加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0627313B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010222676A (ja) * | 2009-03-25 | 2010-10-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5825436A (ja) * | 1981-08-10 | 1983-02-15 | Kawasaki Steel Corp | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH06102810B2 (ja) * | 1984-08-24 | 1994-12-14 | 日本鋼管株式会社 | 二次加工性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
| JPS6160860A (ja) * | 1984-09-03 | 1986-03-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | メツキ密着性の優れた深絞り用亜鉛メツキ鋼板およびその製造方法 |
-
1988
- 1988-12-19 JP JP63318403A patent/JPH0627313B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02163356A (ja) | 1990-06-22 |
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