WO2014002428A1 - 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2014002428A1
WO2014002428A1 PCT/JP2013/003790 JP2013003790W WO2014002428A1 WO 2014002428 A1 WO2014002428 A1 WO 2014002428A1 JP 2013003790 W JP2013003790 W JP 2013003790W WO 2014002428 A1 WO2014002428 A1 WO 2014002428A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
plating layer
powdering resistance
mass
crystal grains
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/003790
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
洋一 牧水
善継 鈴木
永野　英樹
長滝　康伸
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to CN201380033876.XA priority Critical patent/CN104411857B/zh
Priority to KR1020147034802A priority patent/KR101731693B1/ko
Priority to US14/408,123 priority patent/US9828663B2/en
Priority to EP13809989.0A priority patent/EP2865780B1/en
Priority to JP2014522411A priority patent/JP5907263B2/ja
Publication of WO2014002428A1 publication Critical patent/WO2014002428A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and more particularly to an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent powdering resistance.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets are heated after hot-rolling or cold-rolling steel sheets are recrystallized and annealed in a CGL (continuous hot-dip galvanizing line) annealing furnace.
  • a CGL continuous hot-dip galvanizing line
  • an alloying reaction occurs in which Fe in the steel plate and Zn in the plating layer diffuse, thereby forming an Fe—Zn alloy phase.
  • This Fe—Zn alloy phase is usually a film composed of a ⁇ phase, a ⁇ 1 phase, and a ⁇ phase.
  • the concentration decreases, that is, the hardness and melting point tend to decrease in the order of ⁇ phase ⁇ ⁇ 1 phase ⁇ ⁇ phase.
  • the concentration is designed to be higher.
  • Patent Document 1 in order to achieve both slidability and powdering resistance, a method of applying a hard Fe-based alloy as a second layer to the upper layer by an electroplating method is employed.
  • a treatment facility such as electroplating is required, which is not only undesirable from the viewpoint of facilities and economy, but the improvement effect on fundamental powdering resistance is I can't expect it.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and restricts the content of elements in steel such as Si and P, which are useful for improving the strength of a steel sheet, in order to satisfy the necessary properties of the material, to a low concentration.
  • Another object of the present invention is to provide an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent powdering resistance at the time of press work without causing an increase in cost due to complicated processes.
  • the chemical components of the galvannealed steel sheet are: C: 0.030 to 0.200% by mass, Si: 0.5 to 2.0% by mass, Mn: 1.0 to 3.0% by mass P: 0.025% by mass or less, S: 0.010% by mass or less, and the balance is Fe and inevitable impurities, wherein any one of [1] to [3] An alloyed hot-dip galvanized steel sheet with excellent powdering resistance.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent powdering resistance can be obtained.
  • FIG. 1 is a cross-sectional photograph of a plating layer.
  • FIG. 2 is a view obtained by binarizing the photograph of FIG. 1 in order to obtain the plating layer cross-sectional area.
  • FIG. 3 is a diagram obtained by binarizing the photograph of FIG. 1 in order to obtain the crystal grain cross-sectional area of the ground iron in the plating layer.
  • the present inventors investigated the powdering resistance of various galvannealed steel sheets.
  • the steel sheet having a low Fe content in the plating layer had good powdering resistance because it had less formation of a hard and brittle ⁇ phase at the plated steel sheet interface.
  • the steel sheet having a low Fe content in the plating layer had good powdering resistance because it had less formation of a hard and brittle ⁇ phase at the plated steel sheet interface.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a high Fe content in the plating layer there are steel sheets that exhibit good powdering resistance. I understood that.
  • FIG. 1 is an example of a cross-sectional SEM image of a plating layer in which ground crystal grains are taken into the plating layer.
  • the crystal grains of the ground iron in the plating layer can be clearly observed as shown in FIG.
  • the plating layer is processed by binarization processing (processing for converting the brightness of each pixel into two values of black and white by a predetermined threshold) as shown in FIG.
  • the cross-sectional area of the crystal grains of the ground iron in the plating layer is obtained by binarizing as shown in FIG.
  • the cross-sectional area ratio of the crystal grain of the base iron which occupies in a plating layer can be calculated
  • the contrast of the backscattered electron image varies depending on the atomic number, it is possible to clearly distinguish the plated layer portion and the ground iron portion by the difference in contrast.
  • the present invention is characterized in that the ground iron crystal grains are incorporated in the plating layer at a ratio of the cross-sectional area ratio of 2.0 to 15.0%. If it is less than 2.0%, the effect of suppressing the progress of cracks in the plating layer is small, so the effect of improving the powdering resistance is small. In addition to the saturation of the effect when it exceeds 15.0%, the occurrence of red rust due to the corrosion of the ground iron grains incorporated in the plating layer when used in an automobile body There is a concern that there will be more.
  • the Fe content in the plating layer is measured by dissolving the plating layer with hydrochloric acid containing an inhibitor and obtaining the Fe amount by a method such as ICP (inductively coupled plasma) analysis.
  • the Fe content is preferably 10 to 20% by mass from the viewpoint of improving powdering resistance.
  • the Fe content is less than 10% by mass, the amount of the ground iron crystal grains taken into the plating layer is small, and the effect of suppressing the progress of cracks in the plating layer is small. small.
  • the effect of improving the powdering resistance due to the incorporation of crystal grains of the ground iron is saturated, and in addition to the occurrence of red rust accompanying the corrosion of the crystal grains of the ground iron, Since the formation of the hard and brittle ⁇ phase formed at the interface between the plating layer and the base iron also increases, the effect of improving the powdering resistance is small.
  • Si, Mn or the like as an internal oxide at the grain boundary of the steel sheet surface layer. If the internal oxide is formed at the grain boundary of the steel sheet surface layer, the alloying reaction of Fe-Zn takes place preferentially from the grain boundary in the subsequent alloying treatment step, and as a result, crystal grains of the iron Is taken into the plating layer.
  • the plating adhesion amount is preferably 20 to 120 g / m 2 per side. If it is less than 20 g / m 2 , it becomes difficult to ensure good corrosion resistance. If it exceeds 120 g / m 2 , the amount of plating itself that peels off in a powder state at the time of compressive deformation increases, so that the effect of improving the powdering resistance is small.
  • the content of each element of the steel component composition and the unit of the content of each element of the plating layer component composition are “mass%”, and are simply “%” unless otherwise specified. .
  • Si 0.5 to 2.0% Si is an element effective for strengthening steel and obtaining a good material. If it is less than 0.5%, it is difficult to realize the state of the plating layer as in the present invention by utilizing the formation of the internal oxide. On the other hand, if it exceeds 2.0%, appearance defects such as non-plating and uneven alloying are likely to occur during the hot dip galvanizing process. Therefore, the Si content is desirably 0.5 to 2.0%.
  • Mn 1.0 to 3.0%
  • Mn is also an effective element for increasing the strength of steel. However, if it is less than 1.0%, it is difficult to take in the crystal grains of the base iron into the plating layer by utilizing the formation of the internal oxide. On the other hand, if it exceeds 3.0%, appearance defects such as non-plating and uneven alloying are likely to occur during the hot dip galvanizing process. Therefore, the Mn content is desirably 1.0 to 3.0%.
  • the following elements may be contained as necessary.
  • C 0.030 to 0.200%
  • C is an element necessary for controlling the steel structure. If it is 0.030% or less, it is difficult to ensure a desired strength. Moreover, when it exceeds 0.200%, weldability may deteriorate. Therefore, the C content is preferably 0.030 to 0.200%.
  • P 0.025% or less P is inevitably contained. If it exceeds 0.025%, weldability may deteriorate. Therefore, the P content is preferably 0.025% or less.
  • S 0.010% or less S is an element inevitably contained. No lower limit is specified. However, if it is contained in a large amount, the weldability may deteriorate, so 0.010% or less is preferable.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • B 0.001 to 0.005%
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Ti 0.005 To 0.050%
  • Cr 0.05 to 1.00%
  • Mo 0.05 to 1.00%
  • Cu 0.05 to 1.00%
  • Ni 0.05 to 1.00%
  • elements selected from among them may be contained as necessary. The reasons for limitation are as follows.
  • Al is less than 0.01%, it is difficult to obtain a deoxidation effect in the steel making process, and if it exceeds 0.10%, the slab quality is deteriorated.
  • Nb is less than 0.005%, the effect of adjusting the strength is difficult to obtain, and if it exceeds 0.050%, the cost increases.
  • Ti is less than 0.005%, the effect of adjusting the strength is difficult to obtain, and if it exceeds 0.050%, the plating adhesion may be deteriorated.
  • Ni is less than 0.05%, the effect of promoting the formation of the residual ⁇ phase is difficult to obtain, and when it exceeds 1.00%, the cost increases. Needless to say, when it is determined that it is not necessary to improve the mechanical properties, it is not necessary to contain it.
  • the remainder other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • Si, Mn and the like are formed as internal oxides at the grain boundary of the steel sheet surface layer, and further, an acidic solution such as hydrochloric acid is used to form the grain boundary. There is a way to erode. If the internal oxide is formed at the grain boundary of the steel sheet surface layer, the alloying reaction of Fe-Zn takes place preferentially from the grain boundary in the subsequent alloying treatment step, and as a result, crystal grains of the iron Is taken into the plating layer.
  • the steel sheet is oxidized in advance before hot galvanizing, and the surface layer is oxidized by hot rolling.
  • a method of performing a reduction annealing after forming an iron layer a method of controlling a dew point in the atmosphere in an annealing step before a hot dip galvanizing process, and the like.
  • the oxide scale formed on the surface of the steel plate in the hot rolling process becomes an oxygen source, and in the process of cooling after being rolled up, Si and Mn are internally oxidized. It can be formed on the surface layer of a steel sheet as a product. Since the oxidation reaction is accelerated at higher temperatures, it is desirable to wind up at 600 ° C. or higher.
  • the iron oxide layer formed on the surface layer becomes a supply source of oxygen, and in the reduction annealing step, Si It is possible to form Mn as an internal oxide on the surface layer of the steel sheet. In order to increase the amount of oxygen serving as the supply source, it is necessary to form sufficient iron oxide in advance. Therefore, it is desirable to oxidize the steel plate in advance in an oxidizing atmosphere at a temperature of 700 ° C. or higher.
  • the present invention will be specifically described based on examples.
  • the steel sheet having the component composition shown in Table 1 as a test material
  • the steel sheet was heated in an oxidizing atmosphere in advance to form iron oxide on the surface, followed by reduction annealing, pickling treatment, Hot dip galvanizing treatment and alloying treatment were performed.
  • Oxidation is performed by using a direct burner to set the air / fuel ratio to 1 or more, and to change the maximum temperature (oxidation temperature) by controlling the output of the direct fire burner.
  • nitrogen gas was cooled without holding.
  • reduction annealing was performed using an infrared heating furnace in a 10 vol% hydrogen + nitrogen atmosphere (dew point: ⁇ 35 ° C.) under conditions of a plate temperature of 820 ° C. and a holding time of 30 seconds.
  • the plating conditions were a 460 ° C. zinc plating bath containing 0.14% by mass of Al (Fe saturation), an intrusion plate temperature: 460 ° C., and an immersion time: 1 second.
  • the amount of adhesion was adjusted with a nitrogen gas wiper. About some, after cooling with nitrogen gas after reductive annealing, after performing the pickling process by being immersed in hydrochloric acid containing an inhibitor for 20 seconds, the hot dip galvanizing process was implemented.
  • the obtained hot-dip galvanized steel sheet was subjected to alloying treatment at 500 to 600 ° C. for 15 seconds in an induction heating furnace.
  • the plating adhesion amount was determined by the weight difference before and after the plating layer was dissolved with hydrochloric acid containing an inhibitor. Further, the Fe content in the hydrochloric acid in which the plating layer was dissolved was measured by ICP analysis for the Fe content in the plating layer.
  • the method for measuring the cross-sectional area ratio of the crystal grains of the ground iron incorporated in the plating layer and the method for evaluating the powdering resistance are as follows.
  • a cellophane tape having a width of 24 mm is pressed against the inner side (compression side) of the bent part when the galvannealed steel sheet manufactured by the above method is bent at an angle of 60 ° and pulled apart.
  • the amount of zinc adhering to the 40 mm long portion of the cellophane tape was measured by Zn count by fluorescent X-ray. Evaluation was made in light of the following criteria. A score of 3 or higher was accepted.
  • Fluorescent X-ray Zn count number Rating 0 to less than 1500: 5 (good) Less than 1500-3000: 4 3000 to less than 4000: 3 4000 to less than 5000: 2 5000 or more: 1 (poor) The production conditions and the results obtained are shown in Table 2.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet having the plating layer of the present invention has good powdering resistance.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet outside the scope of the present invention has poor powdering resistance.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention can be used as an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent powdering resistance.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

　材質の必要特性を満足させるために鋼板の強度向上に有用なＳｉやＰ等の鋼中元素の含有量を低濃度に規制することや、工程の煩雑化等によるコストの上昇を招くことなく、プレス加工時におけ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を提供する。　地鉄の結晶粒がめっき層中に断面面積率で２．０～１５．０％の割合で取り込まれてい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。

Description

耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に、耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
　近年、自動車、家電、建材等の分野において、素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板、中でも防錆性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。
　一般的に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、スラブを熱間圧延や冷間圧延した鋼板をＣＧＬ（連続溶融亜鉛めっきライン）の焼鈍炉で再結晶焼鈍し、溶融亜鉛めっきを施した後、加熱処理を行い、鋼板中のＦｅとめっき層中のＺｎが拡散する合金化反応が生じることにより、Ｆｅ－Ｚｎ合金相を形成させてなる。このＦｅ－Ｚｎ合金相は、通常、Γ相、δ１相、ζ相からなる皮膜である。Ｆｅ濃度が低くなるに従い、すなわち、Γ相→δ１相→ζ相の順で、硬度ならびに融点が低下する傾向がある。このため、摺動性の観点からは、高硬度で、融点が高く凝着の起こりにくいＦｅ濃度の高い皮膜が有効であり、プレス成形性を重視する合金化溶融亜鉛めっき鋼板では皮膜中のＦｅ濃度が高めに設計されている。
　しかしながら、Ｆｅ濃度の高い皮膜では、めっき鋼板界面（めっき層と鋼板との界面）に硬くて脆いΓ相が形成されやすく、加工時に界面から剥離する現象、いわゆるパウダリングが生じやすいという問題を有している。このため、特許文献１のように、摺動性と耐パウダリング性を両立するため、上層に第二層として硬質のＦｅ系合金を電気めっきの手法により付与する方法などがとられている。しかしながら、特許文献１の技術を適用するためには、電気めっきなどの処理設備が必要となり、設備上や経済上の観点で好ましくないだけではなく、根本的な耐パウダリング性についての改善効果は期待できない。
　一方で、耐パウダリング性そのものを改善させる技術として、特許文献２の合金化時の昇温速度・冷却速度を規制する方法がある。しかしながら、昇温および冷却速度を規制するには、設備の増強などが必要であり、コストアップを招くこととなる。また、特許文献３の鋼中のＳｉやＰの含有量を規制する方法では、ＳｉやＰの含有量を規制すると、鋼板の高強度化、延性の確保など、材質の必要特性を満足することが困難になる。
特開平１－３１９６６１号公報 特開平２－１７０９５９号公報 特開平１０－４６３０５号公報
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、材質の必要特性を満足させるために鋼板の強度向上に有用なＳｉやＰ等の鋼中元素の含有量を低濃度に規制することや、工程の煩雑化等によるコストの上昇を招くことなく、プレス加工時におけ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を提供することを目的とするものである。
　本発明者らは、溶融亜鉛めっきを施した後に加熱合金化させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、めっき層の状態と耐パウダリング性について鋭意研究を行った結果、めっき層中に地鉄の結晶粒が取り込まれている場合、耐パウダリング性が向上することを見出した。本発明はこの知見に基づくもので、その要旨は以下の通りである。
［１］地鉄の結晶粒がめっき層中に断面面積率で２．０～１５．０％の割合で取り込まれていることを特徴とす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。
［２］前記めっき層中のＦｅ含有量が１０～２０質量％であることを特徴とする［１］に記載の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記めっき層の片面あたりのめっき付着量が２０～１２０ｇ／ｍ２であることを特徴とする［１］または［２］に記載の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学成分は、Ｃ：０．０３０～０．２００質量％、Ｓｉ：０．５～２．０質量％、Ｍｎ：１．０～３．０質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする［１］～［３］のいずれか１項に記載の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　本発明によれば、耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
図１は、めっき層の断面写真である。 図２は、めっき層断面面積を求めるために図１の写真を二値化処理した図である。 図３は、めっき層中の地鉄の結晶粒断面面積を求めるために図１の写真を二値化処理した図である。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　本発明者らは様々な合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダリング性について調査を行った。その結果、めっき層中のＦｅ含有率の少ない鋼板は、めっき鋼板界面に硬くて脆いΓ相の形成が少ないため、耐パウダリング性が良好であった。さらに、このようなめっき層中のＦｅ含有率の少ない鋼板のみならず、めっき層中のＦｅ含有率が高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっても、良好な耐パウダリング性を示す鋼板があることが分かった。そこで、Ｆｅ含有率が高くても良好な耐パウダリング性を示す鋼板のめっき層について、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光分析）を用いて断面観察および元素分析を行ったところ、図１に示すように、めっき層中に地鉄の結晶粒が取り込まれていることが分かった。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板に曲げ変形を加えると、曲げ内側の圧縮変形にともない、めっき層の表層からめっき層中へ向けてクラックが入る。この時、めっき層と地鉄の界面に硬くて脆いΓ相の形成が多いと、クラックがΓ相にまで到達し、これを起点にめっき層が粉状に剥離する。これがパウダリング現象である。このとき、めっき層中に地鉄の結晶粒が取り込まれていると、地鉄の結晶粒によりめっき層中のクラックの進展は抑制され、めっき層と地鉄の界面にΓ相が多く形成されていても、クラックがΓ相にまで到達し難くなると考えられる。以上より、めっき層中に地鉄の結晶粒が取り込まれていると、圧縮変形にともなうめっき剥離量は抑制され、良好な耐パウダリング性が発現するものと考えられる。
　さらに、めっき層中の地鉄の結晶粒の取り込み量と耐パウダリング性の向上効果について、詳細に調査を行った。地鉄の結晶粒の取り込み量は、めっき層の断面観察を行うことにより可能である。図１はめっき層中に地鉄の結晶粒が取り込まれためっき層断面ＳＥＭ像の一例である。断面研磨後に常法によりエッチングすることで図１に示すように、めっき層中の地鉄の結晶粒を明確に観察することができる。この写真からめっき層の領域を区別するため図２のように二値化処理（各画素の明るさを所定の閾値により、黒色と白色の２つの値に変換する処理）をすることでめっき層の断面面積を求める。更に、めっき層中の地鉄の結晶粒を区別するため図３のように二値化処理をすることでめっき層中の地鉄の結晶粒の断面面積を求める。このようにそれぞれの面積を求めることで、めっき層中に占める地鉄の結晶粒の断面面積率を求めることができる。なお、ＳＥＭでめっき層を観察する際には、反射電子像による観察を行うと、エッチング処理を行わなくても、鮮明にめっき層と地鉄の結晶粒とを区別することができる。すなわち、反射電子像は原子番号によってコントラストが変わるため、めっき層部分と地鉄部分をコントラストの違いによって明確に区別することが可能である。
　調査の結果、本発明においては、地鉄の結晶粒がめっき層中に断面面積率で２．０～１５．０％の割合で取り込まれていることを特徴とする。２．０％未満では、めっき層中のクラックの進展を抑制する効果が小さいため、耐パウダリング性の向上効果が小さい。また、１５．０％を超えた場合にはその効果が飽和することに加え、自動車車体で使用された場合に、めっき層中に取り込まれている地鉄の結晶粒の腐食にともなう赤錆の発生が多くなることが懸念される。
　めっき層中に地鉄の結晶粒が取り込まれると、めっき層中のＦｅ含有量も必然的に多くなる。通常、めっき層中のＦｅ含有量の測定には、インヒビターを含んだ塩酸によってめっき層を溶解させ、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）分析などの方法によってＦｅ量を求める方法が取られる。本発明において、耐パウダリング性向上の点から、Ｆｅ含有量が１０～２０質量％であることが好ましい。Ｆｅ含有量が１０質量％未満では、地鉄の結晶粒のめっき層中への取り込み量が少なく、めっき層中のクラックの進展を抑制する効果が小さいために、耐パウダリング性の向上効果が小さい。また、Ｆｅ含有量が２０質量％を超えると、地鉄の結晶粒の取込みによる耐パウダリング性の向上効果が飽和することと、地鉄の結晶粒の腐食にともなう赤錆の発生に加えて、めっき層と地鉄の界面に形成する硬くて脆いΓ相の形成自体も増加するために、耐パウダリング性の向上効果が小さい。
　めっき層中に地鉄の結晶粒を取り込むために、例えば、鋼板表層の粒界にＳｉやＭｎなどを内部酸化物として形成させることが好ましい。内部酸化物が鋼板表層の粒界に形成していると、その後の合金化処理工程において、その粒界から優先的にＦｅ－Ｚｎの合金化反応が起こるために、結果として地鉄の結晶粒がめっき層中に取り込まれる形態をとることになる。
　また、めっき付着量は片面あたり２０～１２０ｇ／ｍ２が好ましい。２０ｇ／ｍ２未満では良好な耐食性を確保することが困難になる。１２０ｇ／ｍ２を超えると、圧縮変形時に粉状に剥離するめっき自体の量が多くなるため、耐パウダリング性の向上効果が小さい。
　次に、本発明における鋼の成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分組成の各元素の含有量、めっき層成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり、特に断らない限り単に「％」で示す。
　Ｓｉ：０．５～２．０％
Ｓｉは鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素である。０．５％未満では内部酸化物の形成を利用して、本発明のようなめっき層の状態を実現することが難しい。また、２．０％を超えると、溶融亜鉛めっき処理時に不めっきや合金化ムラなどの外観不良が発生し易くなる。したがって、Ｓｉ量は０．５～２．０％が望ましい。
　Ｍｎ：１．０～３．０％
Ｍｎも鋼の高強度化に有効な元素である。しかし、１．０％未満では内部酸化物の形成を利用してめっき層に地鉄の結晶粒を取り込むことが難しい。また、３．０％を超えると、溶融亜鉛めっき処理時に不めっきや合金化ムラなどの外観不良が発生し易くなる。したがって、Ｍｎ量は１．０～３．０％が望ましい。
　また、鋼の強度や加工性を確保するために、必要に応じて以下の元素を含有しても良い。
　Ｃ：０．０３０～０．２００％
Ｃは鋼の組織を制御するために必要な元素である。０．０３０％以下では所望の強度確保することが難しい。また、０．２００％を超えると溶接性が劣化する場合がある。したがって、Ｃ量は０．０３０～０．２００％が望ましい。
　Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは不可避的に含有されるものである。０．０２５％を超えると溶接性が劣化する場合がある。したがって、Ｐ量は０．０２５％以下が望ましい。
　Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは不可避的に含有される元素である。下限は規定しない。ただし、多量に含有されると溶接性が劣化するため場合があるため、０．０１０％以下が好ましい。
　なお、強度と延性のバランスを制御するため、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：０．０５～１．００％、Ｍｏ：０．０５～１．００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％のうちから選ばれる元素の１種以上を、必要に応じて含有してもよい。限定理由は以下の通りである。
　Ａｌは０．０１％未満では製鋼工程での脱酸効果が得られにくく、０．１０％超えではスラブ品質の劣化を招く。
　Ｂは０．００１％未満では焼き入れ促進効果が得られにくく、０．００５％超えではコストアップを招く。
　Ｎｂは０．００５％未満では強度調整の効果が得られにくく、０．０５０％超えではコストアップを招く。
　Ｔｉは０．００５％未満では強度調整の効果が得られにくく、０．０５０％超えではめっき密着性の劣化を招く場合がある。
　Ｃｒは、０．０５％未満では焼き入れ促進効果が得られにくく、１．００％超えでは、加工性の劣化が生じる場合がある。
　Ｍｏは０．０５％未満では強度調整の効果が得られにくく、１．００％超えではコストアップを招く。
　Ｃｕは０．０５％未満では残留γ相形成促進効果が得られにくく、１．００％超えではコストアップを招く。
　Ｎｉは０．０５％未満では残留γ相形成促進効果が得られにくく、１．００％超えではコストアップを招く。
なお、いうまでもなく機械的特性改善上含有する必要がないと判断される場合、含有する必要はない。
　上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　本発明のめっき層を実現するための製造方法としては、溶融亜鉛めっき処理前に、鋼板表層の粒界にＳｉやＭｎなどを内部酸化物として形成させ、さらに塩酸などの酸性溶液によって、粒界を侵食させる方法がある。内部酸化物が鋼板表層の粒界に形成していると、その後の合金化処理工程において、その粒界から優先的にＦｅ－Ｚｎの合金化反応が起こるために、結果として地鉄の結晶粒がめっき層中に取り込まれる形態をとることになる。鋼板表層の粒界にＳｉやＭｎなどを内部酸化物として形成させるには、鋼を熱間圧延した後、高温で巻き取る方法や、溶融亜鉛めっき処理前に予め鋼板を酸化させ、表層に酸化鉄層を形成させた後に還元焼鈍を行う方法、または、溶融亜鉛めっき処理前の焼鈍工程において雰囲気中の露点を制御する方法などがある。
　鋼を熱間圧延後に高温で巻き取る場合、熱間圧延工程で鋼板表面に形成される酸化スケールが酸素の供給源となり、巻き取られた後から冷却される工程において、ＳｉやＭｎを内部酸化物として鋼板の表層に形成させることが可能である。高温の方が酸化反応が促進するため、６００℃以上で巻き取ることが望ましい。
　溶融亜鉛めっき処理前に予め鋼板を酸化させ、表層に酸化鉄層を形成させた状態で還元焼鈍を行う場合、表層に形成された酸化鉄層が酸素の供給源となり、還元焼鈍工程において、ＳｉやＭｎを内部酸化物として鋼板の表層に形成させることが可能である。この供給源となる酸素の量を増やすには、十分な酸化鉄を予め形成させる必要があるため、酸化雰囲気中において７００℃以上の温度で予め鋼板を酸化させることが望ましい。
　溶融亜鉛めっき処理前の焼鈍工程において雰囲気中の露点を制御する場合、雰囲気中の酸素ポテンシャルを高く制御することによって、焼鈍工程においてＳｉやＭｎを内部酸化物として鋼板の表層に形成させることが可能である。露点を高く設定することで雰囲気中の酸素ポテンシャルを高く制御することが可能であるため、－２０℃以上の露点に制御することが望ましい。
　上記の方法でＳｉやＭｎを内部酸化物として鋼板の表層に形成させた後に、溶融亜鉛めっき処理前に更に塩酸などの酸性溶液によって、粒界を侵食させておくと、粒界からの優先的なＦｅ－Ｚｎの合金化反応が促進される。その結果、地鉄の結晶粒がめっき層中に取り込まれる形態をとることが可能になる。
　以下、本発明を、実施例に基いて具体的に説明する。表１に示す成分組成の冷延鋼板を供試材として、予め酸化性雰囲気中で鋼板を加熱して表面に酸化鉄を形成する酸化処理後、還元焼鈍を行い、酸洗処理を行い、さらに溶融亜鉛めっき処理、合金化処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　酸化処理は、直下バーナーを用いて、空燃比を１以上の条件とすることで酸化条件とし、直火バーナーの出力を制御することで最高到達温度（酸化温度）を変化させ、最高到達温度に達したら保持することなく窒素ガス冷却した。その後、還元焼鈍は、赤外加熱炉を用いて１０ｖｏｌ％水素＋窒素雰囲気中（露点：－３５℃）で板温：８２０℃、保持時間：３０秒の条件で行った。めっき条件は、Ａｌを０．１４質量％含む（Ｆｅ飽和）４６０℃の亜鉛めっき浴を用い、侵入板温：４６０℃および浸漬時間：１秒とした。溶融亜鉛めっき後、窒素ガスワイパーで付着量を調整した。一部については、還元焼鈍後に窒素ガスで冷却した後、インヒビターを含む塩酸に２０秒間浸漬させることによって酸洗処理を行った後に、溶融亜鉛めっき処理を実施した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板は、インダクション加熱炉にて５００～６００℃で１５秒間の合金化処理を実施した。めっき付着量は、めっき層をインヒビターを含んだ塩酸によって溶解させた前後の重量差によって求めた。更にめっき層を溶解した塩酸中のＦｅ量を、ＩＣＰ分析を用いてめっき層中のＦｅ含有量を測定した。めっき層中に取り込まれている地鉄の結晶粒の断面面積率の測定方法、および耐パウダリング性の評価方法は下記の通りである。
　＜めっき層中に取り込まれている地鉄の結晶粒の断面面積率の測定方法＞
上記方法によって製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板をエポキシ系樹脂に埋め込み、研磨した後に、めっき層の断面をＳＥＭを用いて反射電子像の観察を実施した。反射電子像は上述したように原子番号によってコントラストが変わるため、めっき層と地鉄の結晶粒を明確に区別することが出来る。更に画像処理を行い、めっき層全体の面積およびめっき層中に取り込まれている地鉄の結晶粒の面積をそれぞれ求めることで、めっき層中に占める地鉄の結晶粒の断面面積率を求めた。
　＜耐パウダリング性の評価方法＞
上記方法によって製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を６０°の角度に曲げた際の曲げ加工部の内側（圧縮加工側）に、曲げ加工部と平行に巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ４０ｍｍの部分に付着した亜鉛量を蛍光Ｘ線によるＺｎカウント数で測定した。下記の基準に照らして、評価した。評点が３以上を合格とした。
蛍光Ｘ線Ｚｎカウント数　　評点
０－１５００未満　　　　：５（良）
１５００－３０００未満　：４
３０００－４０００未満　：３
４０００－５０００未満　：２
５０００以上　　　　　　：１（劣）
　製造条件および得られた結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から明らかなように、本発明のめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐パウダリング性が良好であることが分かる。一方、本発明の範囲外の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐パウダリング性が劣る。
　本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板として利用することができる。

Claims (4)

  1. 　地鉄の結晶粒がめっき層中に断面面積率で２．０～１５．０％の割合で取り込まれていることを特徴とす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。
  2. 　前記めっき層中のＦｅ含有量が１０～２０質量％であることを特徴とする請求項１に記載の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記めっき層の片面あたりのめっき付着量が２０～１２０ｇ／ｍ２であることを特徴とする請求項１または２に記載の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学成分は、Ｃ：０．０３０～０．２００質量％、Ｓｉ：０．５～２．０質量％、Ｍｎ：１．０～３．０質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
PCT/JP2013/003790 2012-06-25 2013-06-18 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 WO2014002428A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201380033876.XA CN104411857B (zh) 2012-06-25 2013-06-18 抗粉化性优良的合金化热镀锌钢板
KR1020147034802A KR101731693B1 (ko) 2012-06-25 2013-06-18 내파우더링성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판
US14/408,123 US9828663B2 (en) 2012-06-25 2013-06-18 Galvannealed steel sheet with excellent anti-powdering property
EP13809989.0A EP2865780B1 (en) 2012-06-25 2013-06-18 Galvannealed steel sheet with excellent anti-powdering properties
JP2014522411A JP5907263B2 (ja) 2012-06-25 2013-06-18 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-141531 2012-06-25
JP2012141531 2012-06-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014002428A1 true WO2014002428A1 (ja) 2014-01-03

Family

ID=49782627

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2013/003790 WO2014002428A1 (ja) 2012-06-25 2013-06-18 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9828663B2 (ja)
EP (1) EP2865780B1 (ja)
JP (1) JP5907263B2 (ja)
KR (1) KR101731693B1 (ja)
CN (1) CN104411857B (ja)
TW (1) TWI541379B (ja)
WO (1) WO2014002428A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018139191A1 (ja) * 2017-01-25 2018-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき密着性に優れた高強度溶融めっき鋼板およびその製造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017066508A (ja) * 2015-10-02 2017-04-06 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法
JP6398967B2 (ja) * 2015-12-25 2018-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 表面外観及びめっき密着性に優れた高強度溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
CN112522653B (zh) * 2020-10-27 2022-10-04 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗粉化性能优异的合金化高强度if钢板工艺控制模型

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01319661A (ja) 1988-06-21 1989-12-25 Kawasaki Steel Corp プレス成形性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JPH02170959A (ja) 1988-12-23 1990-07-02 Nippon Steel Corp 耐パウダリング性にすぐれた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法
JPH1046305A (ja) 1996-07-30 1998-02-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2000144362A (ja) * 1998-11-12 2000-05-26 Nkk Corp 密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2008231493A (ja) * 2007-03-20 2008-10-02 Nisshin Steel Co Ltd スポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2711160B2 (ja) 1989-12-26 1998-02-10 株式会社神戸製鋼所 合金化亜鉛めっき鋼板
US5049453A (en) * 1990-02-22 1991-09-17 Nippon Steel Corporation Galvannealed steel sheet with distinguished anti-powdering and anti-flaking properties and process for producing the same
TW504519B (en) * 1999-11-08 2002-10-01 Kawasaki Steel Co Hot dip galvanized steel plate excellent in balance of strength and ductility and in adhesiveness between steel and plating layer, and method for producing the same
JP3912014B2 (ja) 2001-02-05 2007-05-09 Ｊｆｅスチール株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CA2513298C (en) * 2003-01-15 2012-01-03 Nippon Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same
ES2347435T3 (es) * 2003-03-31 2010-10-29 Nippon Steel Corporation Chapa de acero recubierta en caliente con cinc aleado y metodo para su produccion.
JP4837464B2 (ja) * 2006-07-11 2011-12-14 新日本製鐵株式会社 めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP4411326B2 (ja) 2007-01-29 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 リン酸塩処理性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP2010018874A (ja) * 2008-07-14 2010-01-28 Kobe Steel Ltd 合金化溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR20110117220A (ko) * 2009-03-31 2011-10-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5370244B2 (ja) * 2009-03-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
US20120100391A1 (en) * 2010-10-21 2012-04-26 Posco Hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating qualities, plating adhesion and spot weldability and manufacturing method thereof

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01319661A (ja) 1988-06-21 1989-12-25 Kawasaki Steel Corp プレス成形性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JPH02170959A (ja) 1988-12-23 1990-07-02 Nippon Steel Corp 耐パウダリング性にすぐれた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法
JPH1046305A (ja) 1996-07-30 1998-02-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2000144362A (ja) * 1998-11-12 2000-05-26 Nkk Corp 密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2008231493A (ja) * 2007-03-20 2008-10-02 Nisshin Steel Co Ltd スポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018139191A1 (ja) * 2017-01-25 2018-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき密着性に優れた高強度溶融めっき鋼板およびその製造方法
JP6436268B1 (ja) * 2017-01-25 2018-12-12 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR20190099035A (ko) * 2017-01-25 2019-08-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 도금 강판 및 그의 제조 방법
KR20210091365A (ko) * 2017-01-25 2021-07-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 도금 강판
KR102303592B1 (ko) 2017-01-25 2021-09-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 도금 강판의 제조 방법
US11148395B2 (en) 2017-01-25 2021-10-19 Jfe Steel Corporation High-strength hot-dipped steel sheet having excellent coating adhesion and method for manufacturing same
KR102359573B1 (ko) 2017-01-25 2022-02-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 도금 강판

Also Published As

Publication number Publication date
JP5907263B2 (ja) 2016-04-26
EP2865780A4 (en) 2015-04-29
US9828663B2 (en) 2017-11-28
KR20150012286A (ko) 2015-02-03
JPWO2014002428A1 (ja) 2016-05-30
TW201413052A (zh) 2014-04-01
KR101731693B1 (ko) 2017-04-28
TWI541379B (zh) 2016-07-11
CN104411857A (zh) 2015-03-11
EP2865780B1 (en) 2020-02-19
CN104411857B (zh) 2018-06-12
US20150184273A1 (en) 2015-07-02
EP2865780A1 (en) 2015-04-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5206705B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5966528B2 (ja) めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101719947B1 (ko) 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
JP5982905B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5888267B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度溶融亜鉛めっき鋼板
KR101752077B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5552863B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2015115112A1 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5552864B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5593771B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5552862B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010255106A (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5907263B2 (ja) 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR102127776B1 (ko) Mn 함유 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP5593770B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6436268B1 (ja) めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5552861B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5532624B2 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5552860B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 13809989

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2014522411

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20147034802

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14408123

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2013809989

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE