WO2002063057A1

WO2002063057A1 - Feuille d'acier revetue, par immersion, de zinc allie

Info

Publication number: WO2002063057A1
Application number: PCT/JP2002/000876
Authority: WO
Inventors: Nobue Fujibayashi; Kazuaki Kyono
Original assignee: Kawasaki Steel Corporation
Priority date: 2001-02-05
Filing date: 2002-02-04
Publication date: 2002-08-15
Also published as: EP1359234A4; CN1196802C; US20030168134A1; US6872469B2; CA2404962A1; CA2404962C; JP2002235146A; KR100839724B1; JP3912014B2; CN1460128A; KR20020087484A; TWI263696B; EP1359234A1

Description

合金化溶融亜鉛めつき鋼板おょぴその製造方法技術分野

本発明は、自動車用鋼板（鋼帯も含む）として用いられる合金化溶融亜鉛めつき鋼板に関し、特に、不めっき、さざ波、合金化むらがない表面^を有し、プレス成形性（耐パウダリング性、摺動 ' ）にも優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板（以下、 GAと略記することもある）とその製造方法に関する。

合金化溶融亜鉛めつき鋼板は安価で防鲭性に優れるため自動車用鋼板として広く用いられている。この合金化溶融亜鉛めつき鋼板には、優れた耐食性のほかに、良好な表面外観、プレス成形における耐パウダリング性ゃ摺動性が良好であることも求められる。

GAにおける表面^の不良要因としては、不めっき、さざ波、合金化むらなどが挙げられる。不めっきは、鋼板上にめっきが付着していない部分のことであり、外観を損なうばかりカゝ、防鲭性にも悪影響を及ぼすので避けなければならない。従来から、この不めっきは、 Si、 Mn、 Pといった鋼板の強度向上のための合金元素が増加したときに発生しゃすく、めっき前の焼鈍時にこれら強化元素が酸化物等として鋼板表面に生成し、これが鋼板と亜鉛との濡れ性を低下させることに起因していることが知られている。また、めっきが鋼板に付着していても、めっき浴表面の酸化膜を巻き込みながら付着したと思われる部分では、めっき付着量が多いために、他の部分と色が異なり、また、その部分では、形状が凸となることから^ Bむらとして観察され、この外観不良がさざ波と呼ばれる。さらに、合金化処理において、この酸化物を卷き込んだ部分は他の部分と合金化速度が異なり、付着量が多く、表面形状が凸になっていることもあって白い外観を呈し、他の部分と色調が異なつて見える。さざ波も、不めっきと同様に、強化元素の増加により発生しやすいため、鋼板表面に生成した強化元素の酸化物等の影響により、めっき浴表面の酸化膜が鋼板に付着しやすくなり生じると考えられる。

合金化むらは、合金化速度の相違によっておこり、未合金部が残存するために G A表面の色の違いとなり、外観上、色むらとなって観察される。 G Aの合金化速度は、合金化温度、めっき浴中 A1濃度に大きく依存する。

—方、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性に対してはめつき層の性状が大きく影響する。 GAでは、亜鉛と鋼板（Fe) との拡散により Zn— Fe合金めつき相が生成して、めっき層の鋼板側には Γ相（Γ相と Γ 1相を含む）が生成され、めっき層の表面側には ζ相が生成される。このうち、 Γ相は、 Fe含有率が高く、硬くてもろい相であるため、めっき密着性を阻害し、特にプレス加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離の原因となる。また、 ζ相は柔らかい相であるため、プレス加工時の摺動性を阻害して、プレス割れの原因となる。

ところで、上述した表面やプレス成形性を向上させるため、これまでにも多くの試みがなされてきた。

例えば、鋼板と Znとの濡れ性低下による不めっきやさざ波に関しては、特開平 7— 7 0 7 2 3号公報に、焼鈍により鋼板中の成分を鋼板表面に濃化させ、この濃化層を酸洗により除去した後、再度加熱し、めっきを行う方法が提案されている。しかし、この方法では 2度の焼鈍及ぴ酸洗の工程が必要であるので、コスト上昇を招くことが避けられない。

合金化むらについては、特開平 5— 1 3 2 7 4 8号公報に、浴中 A1量を鋼中の Ti及ぴ P量で規定する方法が提案されている。し力し、鋼中の元素量は出鋼ごとに異なるので、それに応じて、浴中 A 1量を変更することは極めて困難であり、コスト的にも不利となる。

また、不めっき、合金化むら及び耐パウダリング性を改善する方法としては、特開平 6— 8 8 1 8 7号公報に、焼鈍後亜鉛めつきする前の鋼板上に、 Fe、 Ni、 Co、 Cuなどの金属被膜層を形成する方法が提案されている。し力し、通常の連続溶融亜鉛めつきラィンでは焼鈍後亜鉛めつきをするまでに金属被膜を生成させる設備はなく、設備の新設が必要となり、こうした被膜形成処理を必要とする方法は実用化が困難である。

—方、摺動性改善については、特開平 1一 3 1 9 6 6 1号公報に、合金化溶融亜鉛めつき鋼板の上層に^系電気めつきを施す方法が開示されている。しかし、この方法は、通常の合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造工程にさらに電気めつき工程が加わるため、工程が煩雑になるうえに、コストの上昇も避けられない。

さらに、耐パウダリング性と摺動性（コイル内での摩擦係数の安定性）を向上させる方法として、特開平 9—1 6 5 6 6 2号公報では、浴温を 4 7 0 °C以下、高侵入板温、 4 9 5 ^以上 5 2 0 °C以下での高温合金化により.、軟質な ζ 相の生成が抑制され、さらにミクロ的な合金化がおこるため耐パゥダリング性に優れることが示されている。また、特開平 9—1 6 5 6 6 3号公報では、浴温 4 6 0°C以下の低浴温、 4 9 5 °C以上 5 2 0で以上の高温合金ィヒにより、同様の効果が示されている。

しかし、浴温と侵入板温に差を持たせた操業ではめつき浴温が安定しないばかり力浴温の変動や、鋼板近傍と他の部分での浴温度差によりドロスの発生が増加し、鋼板へドロスが付着し、外観不良となる。また、高温または低温で鋼板を浴中に侵入させると、鋼板とめっき浴の間の熱の伝導により浴温が上昇または低下するので、浴温を安定させるためにはめつき浴を通常以上に冷却や加熱するための温度制御装置等が必要となる。

このように、合金化溶融亜鉛めつき鋼板における表面やプレス成形性を向上させるための従来の方法では、新たな工程や設備の付カ卩を必要としたり、めっき操業の安定性に欠けるといった問題があった。

そこで本発明は、合金化溶融亜鉛めつき鋼板を製造する際に、従来技術が抱えていた上記の問題を解消可能な、表面外観やプレス成形性の優れた合金化溶融亜めつき鋼板とその製造技術を提供することを目的とする。発明の開示

通常、めっき浴中 A1濃度の急激な変化は無いにもかかわらず、合金化むらが発生することなどを考えると、コイルの違いによる合金ィ匕速度の相違、すなわち鋼板中の微量な含有元素量の相違が、合金化溶融亜鉛めつき鋼板の表面外観やプレス成形性に影響を及ぼしていると、癸明者らは予測し、鋼板の成分組成の観点から詳細に実験.検討を行った。その結果、上記課題を解決するには、

Si、 Mnおよび Pの含有量を所定の関係を満たすように成分調整することが極めて重要であることを知見し、本発明に到った。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。

(1) 質量％で、

C： 0. 001〜0. 005%、

Si： 0. 010〜0. 040%、

Mn： 0. 05〜 0. 25%、

P： 0. 010〜0. 030%を含み、かつ前記 Si、 Mnおよび Pは、

0. 030%≤Si+P +Mn/ 20≤0. 070 %を満たして含有し、残部は Fe およぴ不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上に合金化溶融亜鉛めっき層を有してなることを特徴とする表面^ mおよびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。

(2) 上記（1)において、鋼板組成がさらに、質量％で

Ti： 0. 010〜0. 060%、

N ： 0. 005〜0. 040%のうちの 1種または 2種を含有してなることを特徴とする表面^■およぴプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

(3) 上記 (2) において、 Tiおよび Nbがさらに、質量％で

0. 015%≤Ti+Nb≤0. 050%、つ

0. 010%≥Ti- (48C/12 + 48 S/32 + 48N/14)

の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。 (4) 上記鋼板がさらに、質量。 /₀で

Sb： 0. 001〜 0. 10 %

を含有してなることを特徴とする（1) 〜(3) のいずれかに記載の表面外観およぴプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。

(5) 上記めつき層は、付着量が 25〜60 g/m²、 Fe含有率が 9〜 14 %、 ζ相厚さが 0. 5 m以下おょぴ Γ相厚さが 1. 5 /ίΐη以下であることを特徴とする上記（1)〜(4) のいずれか 1つに記載の表面外観おょぴプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。

(6) 質量％で、

C： 0. 001〜 0. 005%、

Si： 0. 010〜 0. 040%、

Mn： 0. 05〜 0. 25%、

P ： 0. 010〜0. 030%を含み、かつ前記 Si、 Mnおよび Pは、

0. 030%≤Si+P +Mn/ 20≤0. 070%を満たして含有する鋼板の少なくとも一方の面上に溶融亜鉛めつきを施し、 500〜 520 °Cの温度範囲で合金化処理することを特徴とする表面およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。図面の簡単な説明

図 1は、合金化温度と鋼板中 Si+Pとの関係を示すグラフである。

図 2は、合金化温度と鋼板中 Si+P +MnZ20との関係を示すグラフである。図.3は、力ップ絞りでの剥離量おょぴ Γ量に及ぼす合金化温度の影響を示す図である。

図 4は、めっき層中の ζ量に及ぼす合金化温度の影響を示す図である。

図 5は、合金ィ匕溶融亜鉛めつき鋼板の表面に観察されるクレータ例を示す金属顕微鏡組織写真である。発明を実施するための最良の形態

はじめに、本発明における重要な知見について説明する。発明者らは、合金化速度に及ぼす鋼中元素の影響を調査した。合金ィ匕速度の指標として、保持時間 1 2秒で合金化が終了する、つまり合金層中の Fe量が 8 %を超えるために必要な合金化温度（限界合金化温度）を用いた。その根拠は、合金化終了までにこれ以上の時間がかかると、未合金（合金化むら）の原因となること、生産性の悪化を招くためである。

合金元素の含有量が異なる鋼板に亜鉛めつきを行い、その合金化温度との関係を調べた結果、図 1に示すように、合金化温度は Si+ Pとともに増す傾向はみられるが、強い相関関係とは言えなかった。そこで、さらに Mn含有量を考慮したパラメータで整理すると、図 2に示すようになり、 Si+ P +MnZ 2 0と極めて密接な関係を示し、 Si+ P +Mnz/ 2 0の増加とともに、合金化が直線的に遅滞することがわかった。

このような傾向が現れるのは、不めっきやさざ波欠陥と同様に、 Siや Mnの酸化物の表面濃化及ぴ Pの粒界偏析によつて鉄の拡散速度が抑制されたためであると考えられる。

一方、合金化温度の相違により、めっき密着性ゃ摺動性が異なる。まず、密着性を評価するため、カップ絞り試験によるめつきの剥離量を調査した結果を図 3に示す。合金化温度が 5 2 (TCを超えると、めっきの剥離量が增してめつき密着性が低下する。このとき、 Γ相の量も増えていることから、 5 2 0でを超える高温で合金化すると、鋼板との界面に生成する Γ相が層状に生成し、界面の凹凸が減少して密着力が弱くなつたためであると考えられる。また、図 4に示すように、合金化温度が 5 0 0 °C未満まで低下すると、軟質な ζ 相が生成しやすくなるために、摺動性は劣化する。さらに、合金化むらを抑制するためにはある範囲内の合金化温度域で、合金化が終了することが必要である。発明者らが、操業条件を解析した結果、合金ィ匕むらを発生させないためには、限界合金ィ匕温度の差を 2 0 °C以内にする必要があるという知見を得た。以上の知見をまとめると、密着性と摺動性を兼ね備え、カっ合金ィヒむらを起こさないようにするためには、合金化温度を 5 0 0 °C以上、 5 2 0°C以下とすることが必要であること、また、合金化温度を 5 0 0 °C以上、 5 2 0 °C以下とするためには、図 2より、鋼板の Si、 nおよび Pの含有量が、 0 . 0 3 0 %≤ Si+ P +Mn/ 2 0≤0 . 0 7 0 %を満たすことが必要であるといえる。

さらに、発明者らの調査によると、鋼板元素含有量が変化したとき、めっき層の ζ量が同量でも摺動性の相違が観察された。この摺動性の相違のメ力ニズムを調査したところ、 G Α表面の形状、具体的には表面に生成するクレータ数が異なることがわかった。そして、このクレータ数は鋼板中の Si、 Mn、 P量を増加させると低減することを見いだし、このクレータの制御には鋼板中の強化元素の添加量を制御すればよいことがわかった。ここで言うクレータは S EM (走査型電子顕微鏡）などによつて観察されるめっき層厚の薄い部分であり、殆どの場合、鋼板の結晶粒と対応している。クレータ（SEM像）の例を図 5 に示す。

クレータの生成機構は以下のように推定される。

鋼板中に Si、 P、 Mnの含有量が多い場合には、 Pの粒界偏析ゃ Siや Mnの表面酸' 化物が粒界上に優先的に生成するため、粒界での鉄の拡散が抑制され凸部が形成されにくく、平滑な表面形状となる。一方、粒界の拡散を抑制する元素が少ない場合には、結晶の粒内に比べて粒界での鉄の拡散速度が速いため、粒界においてァゥトパ一ストと呼ばれる合金相が生成し、拡散の遅い粒内の Znをも取り込んで合金相となり凸部となる。そして、拡散の遅い粒内では、合金相の発達は遅く少ないため凹部（クレータ）となる。このようにして生成した GA 表面の囬凸は、摺動時にはヤスリの様な効果をもたらし、摩擦抵抗を増加、摺動性を劣化させると考えられる。

このようなクレーターを発生させないためには、 Si： 0. 010%以上、 ¾¾1： 0. 05%以上、 P ： 0. 010%以上が必要であることもわかった。次に、各成分元素の限定理由について説明する。

C： 0. 001〜0. 005%

Cは、多量に含有すると深絞り性を低下させるので 0. 005%以下とする。一方、ある程度の鋼板強度を確保するために、また通常操業における脱炭限界を考慮して 0. 001%を下限の含有量とする。

Si： 0. 010〜 0. 040 %

Siは、 0. 040%を超えると不めっきやさざ波を発生させるため 0. 04 0%以下とする。一方、 Si含有量が 0. 010%未満では、 GA表面に形成する前述のクレータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きすぎ、摺動性が低下するので、 0. 010%以上の Siは含有させる必要がある。

Mn: 0. 05〜0. 25%

Mnは、 0. 25%を超えて含有すると不めっき、さざ波を発生させるので、 0. 25%以下に制限する必要があるが、 0. 05%に満たないと、 GA表面に形成するクレータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きすぎ、搢動性が低下するので、 0. 05%以上の Mnは含有させる必要がある。

P ： 0. 010〜0. 030%

Pは、 0. 030%を超えて含有すると不めっき、さざ波を発生させるので、 0. 030%以下に制限する必要があるが、 0. 010%に満たないと、 GA 表面に形成するクレータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きすぎ、摺動性が低下するので、 0. 010%以上の Pは含有させる必要がある。なお、好ましくは、 0. 012%以上、さらに好ましくは 0. 015%以上含有させるのがよい。

これら Si、 Mnおよび Pは、前述したように、密着性及ぴ摺動性を備え、かつ合金化むらを発生させないために、 500〜520°Cの温度範囲で合金化処理するのが最適であることから、 0. 030%≤Si+P+Mn/20≤0. 070% を満たす含有量であることが必要である。

Ti： 0. 010〜0. 060%、 Nb : 0. 005〜0. 040%

Tiは、炭窒化物形成元素、 bは炭化物形成元素であり、深絞り性を向上させるために必要に応じて添加する。 Tiの 0. 010%未満、 Nbの 0. 005%未満では、その効果が不十分なので、 Tiは 0. 010%以上、 Nbは 0. 005% 以上とする。過剰に添加しても効果は飽和するので、 Tiの上限は 0. 060%、 Nbの上限は 0. 040%とする。なお、より好ましくは、 Tiを 0. 010〜0. 035%の範囲で含有させるのがよい。異方性の低減の観点からは、 Nbを 0. 005〜0. 030%の範囲で含有させると効果がある。

0. 015%≤Ti+Nb≤0. 050%、かつ

0. 010%≥Ti- (48C/12 + 48 S/32 + 48N/14)

合金化むらをより厳しく制限するには、合金化速度に影響を与える過剰の Ti を制限する必要がある。従って、 0. 015°/o≤Ti+Nb≤0. 050%、かつ、

0. 010%≥Ti- (48C/12 + 48 S/32 + 48N/14) を満たす範囲で Tiを含有させるのがよい。

Sb： 0. 001〜 0. 10 %

Sbは、スラブ加熱時や還元雰囲気中力 II熱時におこる窒化を抑制して、鋼板最表面の硬化を抑制するのに有用な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような窒化抑制効果は 0. 001%以上で得られが、この効果は 0.

10%を超えても飽和してしまうので 0. 10%以下とする。

鋼組成としては、上述した以外に必要に応じて、 B， Ca， REMなどを添加してもよい。 Bは粒界に偏析し、耐 2次加工脆性を改善する元素であり、 0.

001 %を超えて添加しても効果が飽和するので、 0. 001 %以下の添加が望ましい。

上述した成分組成を有する鋼板の少なくとも一方の面上に、合金化溶融亜鉛めっきを施す。めっき層の付着量は、防鲭性を確保するために片面当たり 25 g /in ²は必要であるが、耐パウダリング性を維持するためには 60 g/m² 以下とするのが好ましい。また、 Fe含有率（Γ相、 ζ相などのめつき層の平均値）は、 η相が十分消滅し、 ζ相が低減する 9%以上は含有することが好ましく、一方、耐パウダリング性を確保する上より 14%以下とするのが好ましい。さらに、めっき層の ζ相量としては、摺動性の観点より定電位測定法で ζ相厚 0. 5 m以下とするのが好ましい。ただし、摺動性の向上のためには ζ相厚を低減するほどよいが、 0 /zmとするのは困難である。また、めっき層の Γ相厚は耐パウダリング性の観点から、定電位測定法で 1. 5 /zm以下とするのが好ましい。ただし、耐パウダリング性の観点からすると、 Γ相をできるかぎり低減するのが望ましいが、 Ομιηとするのは困難である。

なお、定電位測定法による ζ相おょぴ Γ相の厚さの測定条件を以下に記す。 •電解液 10% Zn S Ο 4— 20 %NaCl水溶液

飽和カロメル電極

対極白金

ζ相厚：ー 930 mV

Γ相厚：ー86 OmVで溶解した後一 825mV

とし、各電位で正の電流が流れなくなる（ζ相または Γ相の溶解が終了する）までの電気量を測定した。

ζ相および Γ相の厚みは、電気ィヒ学当量より、以下の式にて求めた。

ζ相または Γ相の厚さ（/zm) =A/SX (M/2) / (FXp) X10—。ここで、 A：測定した電気量（C)

S ：溶解した面積 (m²) , M/2 ：めっき相の平均当量 64. 4/2 (g/mol )

F：ファラデー定数 96500 (C/mo 1)

β ： ζ相密度： 7. 15X 10 ° (g/m^)

Γ相密度： 7. 36 X 10⁶ (g/m°)

本発明にしたがう合金化溶融亜鉛めつき鋼板を製造するには、通常の方法で極低炭素冷延鋼板を製造した後、溶融亜鉛めつきを施し、合金化処理を行うことによって製造することができる。これらの工程で望ましい条件は、例えば、冷間圧延後の鋼板は、まず、防鲭油等を除去する工程により、鋼板の清浄化を行う。さらに焼鈍工程は、再結晶が終了する温度条件で、カゝつ、還元'性雰囲気の条件とする。力べする事によって、めっき浴に侵入する際に鋼板表面の鉄酸化物ができるだけ生じないようにするのである。また、めっき浴条件としては、 A1濃度 ·· 0. 13〜 0. 15 %程度であり、浴温： 450〜490°C程度が好ましい。より好ましくは、 A1濃度： 0 · 135〜 0. 145%、浴温： 455 〜475°Cの範囲である。引き続き行う合金化処理においては、保持温度： 5 00〜520°Cの範囲の合金化温度で処理することが必要である。また、保持時間としては、 10〜 15秒が望ましい。実施例

表 1、表 2に示す成分の各種鋼を転炉にて溶製し、連铸にて厚さ 230 mmのスラブとした。このスラブを 1150°CX 60分で再加熱して、仕上げ温度 (F DT) を 900で、卷取温度 (CT) を 500°Cとして 4 mm厚の熱延コイルに熱間圧延した。次いで、酸洗ラインにて、鉄の酸化膜を溶解除去し、冷間圧延を行い板厚 0. 7mmの冷延鋼板とした。これらの冷延鋼板を連続溶融亜鉛めつきライン（C G L) にて、露点一 3 0 ° (、焼鈍温度 8 0 0〜8 5 0 °Cで再結晶焼鈍した後、めつき浴温 460°C〜470°C、めつき浴中 A1量を 0 . 1 3 5〜 0 . 1 4 0 %とした溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めつきした。このとき、浸入板温も 460〜470でとし、めっき付着量はワイピングにより調整した。その後、適宜温度、時間を変更して合金ィ匕処理して合金ィ匕融亜鉛めつき鋼板を製造した。得られた G A鋼板について、めっき付着量、めっき層 Fe含有率、 ζ相おょぴ Γ相の厚さを測定するとともに、不めっき ·さざ波、合金化むら、耐パゥダリング性、摺動性（摩擦係数）を評価した。これら項目の測定、評価方法は以下のとおりである。

*不めっき ·さざ波：発生量を目視観察し、評価した。

〇：無し、厶：少しあり、 X ：有り

'合金化むら：目視観察により、評価した。

〇：無し、 △ :未合金部が少しあり、 X ：有り

• ζ相、 Γ相の厚さ

電解液 1 0 % Zn S〇 4— 2 0 %NaCl水溶液

飽和カロメル電極

対極白金

電位 ζ相厚：一 9 3 0 m V

Γ相厚：一8 6 O mVで溶解した後一 8 2 5 mV とし、各電位で正の電流が流れなくなる（ζ相または Γ相の溶解が終了する）までの電気量を測定した。 ζ相おょぴ Γ相の厚みは、電気化学当量より、次式にて求めた。なお、合金化むらとなって 77相が残存している場合には、一 93 OmVで 7? + ζ相厚さを示す。

ζ相または Γ相の厚さ（/ m) =A/SX (M/2) / (FX ) XI 0~⁶ ここで、 A :測定した電気量（C)

S ：溶解した面積 (m²)

M/2 ：めっき相の平均当量 64. 4/2 (g/mol ) F：ファラデー定数 96500 (C/mo 1)

P ： ζ相密度 7. 15X 10⁶ (g/m³)

Γ相密度 7. 36 X 10⁶ (g/m°)

•耐パウダリング性：

プレス油を 1. 5 gZm²塗布した後、エリクセン試験機にて、ブランク径 60mm</>、ポンチ径 33ιαηιψ (絞り比 1. 82) でカップ絞りを行った（絞きる）。カップ外側円周を粘着テープにて剥離し、目視により黒化度を求め評価した。

黒化度 1 ：剥離少なし、 · · · ·、 5 ：剥離多し

.摺動性（摩^^数）

圧延方向 10 mm幅に剪断し、パリをとり、プレス油を片面当たり 1. 5 g

Zm²塗布し、平板摺動試験機を用いて、摺動速度丄。。。!!!!!!//!!!^!!、面圧 4 k g/mm²、摺動距離 5 Ommで摺動試験を行い、 15mm〜45mm までの引き抜き荷重から摩数を求めた。

得られた結果を、表 3およぴ表 4にまとめて示す。これらの表から、発明例はすべて、不めっき ·さざ波、合金化むらが発生することのない良好な表面外観を呈しており、しかもめつき層の Fe含有率、 ζ相厚み、 Γ相の厚みが適正となり、耐パウダリング性およぴ摺動性.の点でも問題がない、良好なプレス成形性を有していることがわかる。産業上の利用可能性

以上説明したように、本発明によれば、鋼板の合金元素を適正範囲に制御することにより、表面^ mとプレス成形性とが共に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板を提供することができる。したがって、本発明では鋼板の合金元素量の制御のみでこれら特性を向上させうるので、新たな工程や設備の付加を必要とせず、また操業の安定性にも優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造技術を提供できる。

鋼 C Si Mn P S sol Al Ti Nb N B Sb 式 1 式 2 摘要

1 0. 0020 0.005 0. 10 0. 010 0. 007 0.032 0.013 0. 011 0.0023 - 一 0.020 -0. 013 比較例

2 0. 0022 0.010 0. 10 0. 012 0. 006 0. 035 0.012 0.009 0.0023 - - 0.027 -0.014 比較例

3 0. 0021 0.019 0. 11 0. Oil 0. 008 0. 033 0.013 0.010 0.0025 - 一 0.036 -0.016 発明例

4 0. 0019 0.032 0. 10 0.010 0. 006 0.035 0.013 0. 010 0.0023 - 一 0.047 - 0.011 発明例

5 0. 0022 0.040 0. 10 0.010 0. 006 0.033 0.012 0.009 0.0022 - 一 0. 055 - 0.013 発明例

6 0. 0020 0.050 0. 11 0. 011 0. 006 0.032 0.013 0.011 0.0022 - 一 0. 067 - 0.012 比較例

7 0.0023 0.012 0. 05 0. 012 0. 008 0.032 0.013 0.010 0.0023 一一 0.027 -0.016 比較例

8 0. 0021 0.015 0. 05 0. 015 0.008 0. 032 0.015 0.009 0.0023 ― - 0.033 -0.013 発明例

9 0. 0022 0. Oil 0. 17 0. Oil 0. 006 0. 033 0.014 0. 010 0.0023 ― 一 0. 031 - 0. 012 発明例

10 0.0021 0. Oil 0.25 0.011 0.007 0.035 0.013 0. Oil 0.0024 - - 0.035 - 0.014 発明例

11 0.0020 0.010 0.30 0. 012 0. 007 0. 034 0.012 0. on 0.0025 - - 0. 037 - 0.015 比較例

12 0.0020 0.012 0.62 0.010 0. 007 0. 033 0.013 0.009 0.0024 - - 0. 053 -0.014 比較例

13 0.0021 0. Oil 0. 10 0. 006 0. 006 0.032 0.015 0.010 0.0018 - - 0.022 -0.009 比較例

14 0.0021 0.010 0. 11 0.015 0.008 0. 033 0.014 0. Oil 0.0020 一一 0. 031 -0.013 発明例

15 0.0022 0.010 0. 11 0.020 0.008 0. 034 0.014 0. Oil 0.0020 - 一 0. 036 -0. 014 発明例

16 0.0021 0.011 0. 11 0.030 0. 009 0.033 0.014 0. Oil 0.0021 - 一 0.047 -0.015 発明例

17 0.0020 0.011 0. 10 0.040 0.008 0.034 0.015 0.010 0.0020 - 一 0.056 -0.012 比麵

18 0.0022 0.011 0. 10 0.070 0.006 0.031 0.015 0.010 0.0021 0.086 -0.010 比較例

19 0.0028 0.015 0. 19 0.010 0.008 0.032 0.025 0.005 0.0019 0.035 -0.005 発明例

20 0.0028 0.015 0.21 0.015 0.009 0.031 0.023 0.006 0.0019 0.041 - 0.008 発明例式 1 ： Si+MnZ20+ P

式 2 ： Ti- (48C/12+48N/14+48 S/32) 表 2

鋼 C Si Mn - P S sol Al Ti Nb N B Sb 式 1 式 2 摘要

21 0.0032 0.020 0.22 0.021 0.006 0.032 0.025 0.006 0.0021 - 一 0.052 -0.004 発明例

22 0.0033 0.030 0.11 0.030 0.007 0.033 0.042 0.005 0.0025 - - 0.066 0.010 発明例

23 0.0028 0.031 0.10 0.030 0.007 0.033 0.060 0.005 0.0025 ― - 0.066 0.030 発明例

24 0.0030 0.040 0.19 0.030 0.007 0.033 0.024 0.005 0.0025 ― ' 一 0.080 -0.007 比較例

25 0.0029 0.030 0.30 0.032 0.007 0.033 0.024 0.006 0.0024 - 一 0.077 - 0.006 比較例

26 0.0028 0.020 0.21 0.021 0.011 0.042 - - 0.0016 - 一 0.052 ― 発明例

27 0.0031 0.022 0.20 0.019 0.010 0.038 0.031 - 0.0019 - - 0.051 -0.003 発明例

28 0.0032 0.020 0.19 0.019 0.012 0.038 0.050 ― 0.0018 一一 0.049 0.013 発明例

29 0.0030 0.018 0.14 0.023 0.009 0.032 - 0.025 0.0018 ― - 0.048 ― 発明例

30 0.0030 0.019 0.14 0.019 0.010 0.035 - 0.040 0.0015 - - 0.045 ― 発明例

31 0.0031 0.021 0.16 0.024 0.010 0.035 0.023 0.018 0.0023 0.0003 一 0.053 -0.012 発明例

32 0.0020 0.019 0.14 0.019 0.009 0.030 0.024 0.017 0.0025 ― 0.010 0.045 - 0.006 発明例

33 0.0022 0.019 0.14 0.019 0.008 0.030 0.024 0.019 0.0021 0.050 0.045 -0.004 発明例

34 0.0049 0.020 0.12 0.025 0.006 0.050 0.035 0.005 0.0028 0.051 -0.003 発明例-

35 0.0049 0.020 0.12 0.025 0.006 0.049 0.048 0.010 0.0028 0.051 0.010 発明例式 1 ： Si+Mn_ 20+P

式 2 ： Ti— (48C/12+48N/14+48S/32)

表 3

合金化温度合金化時不めつ合金化付着量めっき ζ相厚 Γ相厚耐パゥ摺動性終合摘要

c o す ¾J ο*ίり^ 舍有ダリン波率グ性摩擦係

龍 (g/m²) m m 評価数

1 1 500 12 o 〇 50 14.2 0.15 3.0 5 . 0.138 X 比較例

2 1 495 12 o 0 48 11.0 0.60 1.5 2 0.143 X 比較例

3 2 505 12 〇〇 49 13.5 0.25 2.1 4 0.131 Δ 比較例

4 3 510 12 o o 52 12.5 0.10 1.2 2 0.130 〇発明例

5 4 515 15 〇 o 46 11.4 0.10 0.9 1 0.128 〇発明例

6 4 525 10 〇 o 49 13.5 0.04 2.5 3 0.125 〇発明例

7 5 515 12 o 〇 45 10.2 0.10 0.7 1 0.130 〇発明例

8 6 520 12 △ 〇 49 9.4 0.10 0.5 2 0.127 Δ 比較例

9 7 505 15 〇〇 50 13.8 0.20 2.7 4 0.136 X 比較例

10 7 495 12 〇 o 50 10.9 0.85 1.8 2 0.155 X 比較例

11 8 500 12 o o 51 12.0 0.05 1.1 1 0.130 ◎ 発明例

12 8 520 12 〇 o 47 14.0 0.02 1.6 2 0.125 〇究明例

13 9 505 15 〇 o 48 12.1 0.04 1.8 2 0.131 〇発明例

14 10 510 10 〇 ό 53 10.5 0.06 0.9 1 0.132 〇発明例

15 11 505 12 厶〇 49 10.5 0.10 1.0 1 0.133 Δ 比較例

16 12 520 10 X 〇 43 10.8 0.02 1.5 2 0.128 X 比較例

17 13 500 15 〇 o 45 13.5 0.03 3.1 4 0.135 厶比較例

18 14 495 15 〇 o 46 10.8 0.08 0.5 1 0.129 〇発明例

19 15 505 10 o o 25 13.3 0.01 0.9 1 0.123 ◎ 発明例

20 15 50S 15 o 〇 45 11.2 0.10 1.0 1 0.125 発明例

21 15 515 15 〇 o 65 9.2 0.60 1.2 1 0.129 〇発明例

22 15 525 10 .〇 o 52 13.8 0.08 1.8 3 0.124 〇発明例表 4

* 型カじり

Claims

請求の範囲

1. 質量⁰ /₀で、

C： 0. 001〜0. 005%、

Si： 0. 010〜0. 040%、

Mn： 0. 05〜 0. 25%、

P ： 0. 010〜0. 030%を含み、かつ前記 Si、 Mnおよび Pは、

0. 030%≤Si+P +Mn/ 20≤0. 070%を満たして含有し、残部は Fe および不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上に合金化溶融亜鉛めっき層を有してなることを特徴とする表面^おょぴプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。

2. 特許請求の範囲第 1項において、鋼 «且成がさらに、質量％で

Ti： 0. 010〜0. 060%、

Nb： 0. 005〜0. 040%のうちの 1種または 2種を含有してなることを特徴とする表面およぴプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。

3. 特許請求の範囲第 2項において、 Tiおよび Nbがさらに、質量％で

0. 015%≤Ti+Nb≤0. 050%、かつ

0. 010%≥Ti- (48 C/12 + 48 S/32 + 48N/14)

の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外観およぴプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。

4. 前記鋼板がさらに、質量。 /₀で

Sb： 0. 001〜 0. 10 %

を含有してなることを特^:とする特許請求の範囲第 1〜 3項のいずれか 1項に記載の表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。

5. 前記めつき層は、付着量が 25〜 60 g /m ²、 Fe含有率が 9〜 14 %、 ζ相厚さが 0. 5 /zm以下おょぴ Γ相厚さが 1. 5 /zni以下であることを特徴とする特許請求の範囲第 1〜 3項のいずれか 1項に記載の表面外観およぴプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。

6. 前記めつき層は、付着量が 25〜60 g/m²、 Fe含有率が 9〜 14 %、 ζ相厚さが 0. 5 /im以下おょぴ Γ相厚さが 1. 5 m以下であることを特徴とする特許請求の範囲第 4項に記載の表面外観およぴプレス成形性に優れた合金化溶融亜鈴めつき鋼板。

7. 質量⁰ /₀で、

C： 0. 001〜 0. 005 %、

Si： 0. 010〜 0. 04= 0 %、

Mn： 0. 05〜 0. 25%、

P： 0. 010〜0. 030%を含み、力つ前記 Si、 Mnおよび Pは、

0. 030%≤Si+P +Mn/ 20≤0. 070%を満たして含有する鋼板の少なくとも一方の面上に溶融亜 ^ ^めつきを施し、さらに、 5 0 0〜 5 2 0 °Cの温度範囲で合金化処理することを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鈴めつき鋼板の製造方法。