WO2007119665A1 - 加工性、パウダリング性、摺動性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents

加工性、パウダリング性、摺動性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 Download PDF

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Kaoru Kawasaki
Kiyokazu Ishizuka
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    • C23C2/29—Cooling or quenching

Definitions

  • the present invention clearly relates to a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having good workability, powdering properties, and slidability.
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets have been used in large quantities for automobiles.
  • This alloyed hot-dip galvanized steel sheet is usually manufactured by the Sendzimer method or non-oxidizing furnace method, but it must be heated to a high temperature of about 800 ° C after cold rolling. Aging treatment is not possible. Therefore, in the case of soft low carbon A1 killed steel and B-added low carbon A1 killed steel, a large amount of solute C remains and yield strength is higher than that of cold rolled steel sheet manufactured by a cold rolling one continuous annealing process. It is high, yield point elongation tends to occur, workability deterioration is unavoidable such as low elongation. Specifically, the elongation will deteriorate by 4% or more.
  • Japanese Patent No. 2784345 discloses a method for producing an alloyed hot-dip zinc-plated steel sheet in which after Ni pre-meshing, rapid heating to 430 to 500 ° C. and after zinc-meshing, alloying treatment is performed.
  • this method it is only necessary to raise the temperature only to about 550 ° C at the time of alloying, and it is possible to use a cold-rolled steel sheet manufactured by a cold-rolling and continuous annealing process as a raw sheet.
  • temper rolling is usually applied at an elongation of about 0.6 to 1.5% in order to prevent the occurrence of striped patterns called hip folding and to correct the shape.
  • the present invention provides a method for producing a steel plate that can provide an alloyed hot-dip galvanized steel plate that has good workability compared to the Sendzimer method and non-oxidizing furnace method, and also has good puddling properties and sliding properties.
  • the task is to do.
  • the inventors have found that the temper rolling between the cold rolling one continuous annealing process and the zinc pre-plating process using the Ni pre-meshing process is not performed at all or 0.4
  • the present invention has been completed by finding out that it can be secured.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel slab contains B 0.005% or less by mass%. Alloying with good workability, powdering property and sliding property as described in (1). Production method.
  • Fig. 1 shows the range of deterioration of elongation (variety of cold-rolled steel sheet-elongation of steel sheet steel) and various cold-rolled steel sheets manufactured within the scope of the present invention, excluding the intermediate temper rolling elongation. Elongation) is measured, and the average value is plotted against the intermediate temper rolling elongation.
  • C is a hardening element, and the smaller the amount of C, the better the workability. However, if it is less than 0.01%, aging deterioration is large, which is not desirable. Also, if the amount of C increases, it becomes too hard, and if it exceeds 0.12%, the workability deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.01 to 0.12%.
  • Mn is an element necessary for imparting toughness, and an amount of 0.05% or more is necessary. Also, as the Mn content increases, the workability deteriorates. The limit was 0.6%.
  • Si is added as a deoxidizer for steel, but if it increases, the workability and chemical conversion processability deteriorate, so the range was set to 0.002 to 0.1%.
  • A1 is added as a deoxidizer for steel and contained in steel, but A1 precipitates solute N in the steel as A 1 N, so it is an important element for reducing solute N.
  • Sol.A1 needs to be 0.005% or more.
  • elongation increases as the amount of A1 increases, but if it exceeds 0.1%, the workability deteriorates, so A1 was set to 0.005 to 0.1%.
  • N is contained as an unavoidable impurity, but if it remains as a solid solution N, it will cause the waist to break. It can be precipitated by adding A1 or B, but if the N content is large, the workability will deteriorate, so the upper limit is made 0.01%.
  • B precipitates N in steel as BN, so it is an important element for reducing solute N.
  • the solid solution B increases, leading to material deterioration. Therefore, it may be added within the range of 0.005% or less as necessary.
  • the molten steel may be one that uses a large amount of scrap as in the electric furnace method.
  • the slab may be manufactured by a normal continuous forging process or may be manufactured by a thin slab forging.
  • the slab may be cooled once and then heated in a heating furnace before hot rolling, or may be so-called HCR or DR, which is charged into the heating furnace while maintaining a high temperature during cooling. Hot rolling is carried out under normal manufacturing conditions for the above-described cold-rolled steel sheets. A coil box that winds and holds the coarse bar after rough rolling may be used.
  • the rolled bar when the rolled bar is unwound, it may be joined with the preceding bar and rolled, so-called hot rolling continuous process may be used. It is carried out under manufacturing conditions.
  • recrystallization annealing is performed at 650 to 900 ° C. Below 650 ° C, recrystallization does not occur sufficiently, resulting in deterioration of workability. When the temperature exceeds 900 ° C, the surface properties deteriorate due to abnormal grain growth.
  • the holding time at that time is preferably about 30 to 200 seconds.
  • the solution is cooled to 250 to 450 ° C, and the solid solution C is reduced by over-aging treatment for 120 seconds or more in that temperature range. Outside this temperature range and when the holding time is short, cementite does not easily precipitate and the reduction of solute C is insufficient.
  • the cooling pattern from recrystallization annealing is not specified, but it is desirable to take a cooling rate of 60 (50 ° C / sec or more at TC or lower. No special specification is given to the temperature pattern of overaging treatment. However, it is possible to keep the temperature in the vicinity of the cooling end temperature, or to gradually cool from that temperature.After cooling to about 250 ° C, heat to about 450 ° C and then gradually cool Is desirable in terms of reducing the solid solution C. Also, in order to remove the scale formed during the continuous annealing, it is necessary to perform pickling again after the continuous annealing.
  • the temper rolling after the continuous annealing is the most important point in the present invention.
  • the elongation of temper rolling is 0, that is, there is almost no deterioration of elongation unless it is applied at all. This is because subsequent aging degradation is suppressed.
  • slight bending of the waist occurs due to bending with the roll until the temperature rises in the zinc plating process. It remains even after the tsunami.
  • a small amount of hip breakage is acceptable as long as it does not become a problem, but it is a problem for materials with strict appearance such as the outer panel of automobiles. In that case
  • temper rolling it is preferable to apply temper rolling at an elongation of 0.4% or less.
  • Ni or Ni-Fe alloy is pre-plated in order to ensure adhesion of the plating.
  • the plated quantity 0. 2 ⁇ 2 g Z m 2 about desirable.
  • the method of pre-meshing may be any of electric, soaking, and spraying.
  • solute C is easy to move and causes deterioration of workability.
  • deterioration is further suppressed by raising the temperature at 30 ° C / second or more.
  • this heating temperature is less than 430 ° C, unevenness is likely to occur at the time of plating, and if it exceeds 500 ° C, redness resistance of the processed part deteriorates.
  • zinc plating is performed in a zinc plating bath, and after wiping, heated to 460-550 ° C at a temperature increase rate of 20 ° C / second or more, so that no soaking time is taken, or soaking is maintained for less than 5 seconds. After holding, cool at least 3 ° CZ seconds. If the heating rate is less than 20 ° CZ seconds, the slidability deteriorates.
  • the heating temperature is less than 460 ° C, alloying does not occur sufficiently and the slidability deteriorates, and when it exceeds 550 ° C, the workability deteriorates greatly. If the soaking time exceeds 5 seconds, or if the cooling rate is less than 3 ° CZ seconds, alloying proceeds too much and the pudding property deteriorates.
  • final temper rolling is performed for final shape correction and loss of yield point elongation.
  • the elongation if the elongation is less than 0.4%, the yield point elongation does not disappear and the elongation exceeds 2%. It becomes hard and the decrease in elongation is large. Therefore, the elongation was set to 0.4-2%.
  • a 250mm-thick continuous forged slab having the composition shown in Table 1 is reheated to 1200 ° C on the continuous hot rolling line of the machine, roughly rolled, finish-finished at 900 ° C, and finished. 2.
  • This hot-rolled coil was made into a cold-rolled steel sheet on an actual machine line that continued from pickling to cold rolling and continuous annealing and temper rolling.
  • Sheet thickness Cold rolled to 0.8 mm, annealed at 730 ° C for 60 seconds, then cooled to 650 ° C at 2 ° C / second, from 650 ° C to 400 ° C at 100 ° C / second, 350 to 400 After holding at 240 ° C.
  • Table 2 shows the evaluation results of the material and hip fracture. For comparison, Table 2 also shows the evaluation results of the material and hip breakage of the cold-rolled steel sheet in the intermediate stage and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet manufactured by the same-component Zenzi method. Table 1 (mass%) Table 2
  • AEL is the deterioration allowance for elongation relative to the elongation of a cold-rolled steel sheet
  • the cold-rolled steel sheet produced in actual machine with the steel grade of Example 1 was subjected to temper rolling at an elongation rate of 0.4%, and Ni premetting was performed at 0.5 g / m 2 per one side of the steel sheet.
  • the steel sheet was heated to 470 ° C in SITCZ seconds and then kept at 450 ° C. After holding for 3 seconds in the bath (bath A1 concentration 0.15%), the basis weight was adjusted by wiping, and alloying was performed at a predetermined heating rate and temperature immediately above the wiping. After holding or not holding at that temperature, primary cooling with cooling gas was performed for 15 seconds, and cooling to room temperature with air-water spray. Then, the final material rolling was applied at 0.8% elongation.
  • Powdering property A sample coated with anti-mold oil was subjected to a 40 ⁇ cylindrical press (drawing) under the condition of a drawing ratio of 2.0, and the side surface was peeled off with tape and evaluated by the degree of blackening. The degree of blackening was evaluated as “ ⁇ ” for 0 to less than 10%, “ ⁇ ” for less than 10 to 20%, “ ⁇ ” for less than 20 to 30%, and “X” for 30% or more.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having good workability as compared with the Sendzimer method and non-oxidizing furnace method, and also having good powdering property and sliding property.
  • the top merit is great.

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Abstract

本発明は、ゼンジマー法や無酸化炉方式に比べて加工性が良好で更にパウダリング性や摺動性も良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を提供するもので、質量％で、Ｃ：0.01～0.12％、Mn：0.05～0.6％、Si：0.002～0.1％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.03％以下、sol.Al：0.005～0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物から成る鋼片を熱延、酸洗、冷延後、650～900℃にて焼鈍し、250～450℃まで冷却して120秒以上保持後室温まで冷却後酸洗し、調質圧延をかけずに、Ni又はNi−Feをプレメッキし、５℃／秒以上で430～500℃まで加熱後メッキ浴中で亜鉛メッキし、ワイピング後20℃／秒以上の昇温速度で460～550℃まで加熱し、均熱時間をとらないか、５秒未満の均熱保持の後、３℃／秒以上で冷却し、最終の調質圧延を0.4～２％の伸び率で行うことを特徴とする。

Description

加工性、 パウダリング性、 摺動性の良好な合金化溶融亜鉛メツキ鋼 板の製造方法 '
技術分野
本発明は、 加工性、 パウダリング性、 摺動性の良好な合金化溶融 亜鉛メツキ鋼板の製造方法に明関するものである。 田
背景技術 書
近年、 自動車用などで合金化溶融亜鉛メツキ鋼板が大量に使用さ れている。 この合金化溶融亜鉛メツキ鋼板は、 通常、 ゼンジマー法 や無酸化炉方式で製造されるが、 冷延後に 800°C程度の高温に加熱 する必要があり、 メツキ後、 連続焼鈍ラインのような過時効処理が できない。 そのため、 軟質の低炭素 A 1キルド鋼ゃ B添加低炭素 A 1キ ルド鋼の場合、 固溶 Cが多量に残り、 冷延一連続焼鈍プロセスで製 造した冷延鋼板に比べて、 降伏強度が高く、 降伏点伸びが生じ易く 、 伸びが低いなど加工性の劣化が避けられない。 具体的には、 伸び で 4 %以上の劣化が生じる。
一方、 特許第 2783452号公報には、 N iプレメツキ後、 430〜 500°C まで急速加熱し、 亜鉛メツキ後に合金化処理を行うという合金化溶 融亜鉛メツキ鋼板の製造方法が開示されている。 この方法の場合、 最高でも合金化処理時の 550°C程度までしか温度を上げる必要はな く、 原板として冷延一連続焼鈍プロセスで製造した冷延鋼板を使用 することが可能である。 しかし、 冷延鋼板においては、 腰折れと呼 ばれる縞模様の発生防止や形状矯正のため、 0. 6〜1. 5 %程度の伸び 率で調質圧延をかけるのが通常である。 その程度の調質圧延をかけ た低炭素 Alキルド鋼の冷延鋼板を、 上記の Niプレメツキ法による亜 鉛メツキプロセスを通した場合、 昇温の際に可動転位に固溶 Cが固 着して加工性が劣化する歪時効現象が生じる。 発明の開示
本発明は、 ゼンジマー法や無酸化炉方式に比べて加工性が良好で 、 更にはパゥダリング性や摺動性をも良好な合金化溶融亜鉛メツキ 鋼板を得ることができるメツキ鋼板の製造方法を提供することを課 題とする。
本発明者らは、 合金化溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法について鋭 意検討した結果、 冷延一連続焼鈍プロセスと Niプレメツキ法による 亜鉛メツキプロセスとの間の調質圧延を全くかけないかまたは 0.4 %以下の伸び率でかけることにより、 加工性の劣化が少なく良好な 合金化溶融亜鉛メツキ鋼板が製造可能なこと、 また、 パウダリング 性や摺動性は合金化処理の際の温度パターンをある条件内にするこ とにより確保できることを見出し、 本発明を完成した。 本発明の要 旨は次の通りである。
( 1 ) 質量％で、 C ： 0.01〜0.12%、 Mn： 0.05〜0.6%、 Si ： 0.0 02〜0. 1%、 P ： 0.05%以下、 S ： 0.03%以下、 sol. A1 ： 0.005〜 0. 1%、 N ： 0.01%以下を含み、 残部は Feおよび不可避的不純物から 成る鋼片を熱延、 酸洗、 冷延後、 650〜 900°Cにて焼鈍し、 250〜450 °Cまで冷却して該温度域にて 120秒以上保持後室温まで冷却後、 酸 洗し、 途中の調質圧延をかけることなく、 Niまたは Ni— Feをプレメ ツキし、 5 CZ秒以上で 430~ 500°Cまで加熱後亜鉛メツキ浴中で亜 鉛メツキし、 ワイビング後に 20°CZsec以上の昇温速度で 460〜550 °Cまで加熱し、 均熱時間をとらないか、 もしくは 5秒未満の均熱保 持の後、 3 °CZ秒以上で冷却し、 最終の調質圧延を 0.4〜 2 %の伸 び率でかけることを特徴とする加工性、 パゥダリング性、 摺動性の 良好な合金化溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法。
( 2 ) 鋼片が、 質量％で B ·· 0.005%以下を含むことを特徴とす る （ 1 ) に記載の加工性、 パウダリ ング性、 摺動性の良好な合金化 溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法。
( 3 ) プレメツキ前に 0.4%以下の伸び率で調質圧延をかけるこ とを特徴とする （ 1 ) または （ 2 ) に記載の加工性、 パウダリ ング 性、 摺動性の良好な合金化溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1 は、 中間の調質圧延の伸び率を除いて本発明の範囲内で製造 した各種メツキ鋼板と途中段階での冷延鋼板とで、 伸びの劣化代 （ 冷延鋼板の伸びーメツキ鋼板の伸び） を測定し、 その平均値を中間 の調質圧延の伸び率に対してプロッ トしたグラフ。 また、 各々の中 間の調質圧延の伸び率におけるメツキ鋼板での腰折れの発生状態を 、 Δ (軽微な腰折れ発生） 、 〇 （極軽微な腰折れ発生） 、 ◎ (腰折 れの発生なし） で示した。 発明を実施するための最良の形態
先ず、 本発明が対象とする鋼板の成分及び成分範囲を限定した理 由を述べる。 なお、 以下、 組成における質量％は単に％と記す。
Cは、 硬化元素であり、 C量が少ない程加工性に有利であるが、 0.01%未満では時効劣化が大きいので望ましくない。 また、 C量が 多くなると硬質になりすぎ、 0. 12%を超えると加工性が劣化する。 したがって、 C量を 0.01〜0. 12%とした。
Mnは、 靭性を付与するために必要な元素であり、 0.05%以上の量 が必要である。 また、 Mn量が多くなると加工性が劣化するので、 上 限を 0. 6 %とした。
S iは、 鋼の脱酸剤として添加されるが、 多くなると加工性や化成 処理性を劣化させるので、 その範囲を 0. 002〜0. 1 %とした。
Pは、 不純物として不可避的に含有され伸びに悪影響を与えるの で、 上限を 0. 05 %とした。
Sは、 多くなると熱間脆性の原因となり、 また、 加工性を劣化さ せるので、 その上限を 0. 03 %とした。
A1は、 鋼の脱酸剤として添加され鋼中に含有されるが、 A1は鋼中 の固溶 Nを A 1 Nとして析出させるため、 固溶 N低減のためには重要 な元素であって、 s o l . A1で 0. 005 %以上必要である。 一方、 A1量が 多くなるに応じて伸びが向上するが、 0. 1 %を超えると加工性を劣 化させるので、 A1は 0. 005〜0. 1 %とした。
Nは不可避的不純物として含有されるが、 固溶 Nのまま残留する と腰折れの発生原因となる。 A1や Bを添加することによって析出さ せることができるが、 N量が多いと加工性の劣化を招くので、 上限 を 0. 01 %とする。
Bは、 鋼中の Nを BNとして析出させるので、 固溶 N低減のために は重要な元素である。 しかし、 B量が増えると固溶 Bの増加により 材質劣化を招くので、 必要に応じて 0. 005 %以下の範囲で添加して も良いものとする。
次に、 本発明による合金化溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法につい て詳細に説明する。 溶鋼は通常の高炉法で溶製されたものの他、 電 炉法のようにスクラップを多量に使用したものでもよい。 スラブは 、 通常の連続铸造プロセスで製造されたものでもよいし、 薄スラブ 铸造で製造されたものでもよい。 スラブは一旦冷却してから、 熱延 前の加熱炉で加熱しても良いし、 冷却途中で高温のまま加熱炉に装 入する、 いわゆる HCRや DRでも良い。 熱延は、 上記成分系の冷延鋼板における通常の製造条件にて実施 される。 粗圧延後に粗バーを巻き取って保持するコィルボックスを 使用しても良い。 更に、 巻き取った粗バーを巻き戻す際に先行する 粗バーと接合して圧延する、 いわゆる熱延連続化プロセスでも良い 酸洗、 冷延についても、 上記成分系の冷延鋼板における通常の製 造条件にて実施される。 冷延後の連続焼鈍プロセスでは、 まず、 65 0〜 900°Cにて再結晶焼鈍を施す。 650°C未満では、 十分に再結晶が 生じず加工性の劣化をまねく。 また、 900°Cを超えると異常粒成長 により表面性状が劣化する。 その際の保持時間は、 30〜200秒程度 が望ましい。
次に、 250〜 450°Cまで冷却し、 その温度域で 120秒以上保持する 過時効処理により、 固溶 Cを低減させる。 その温度域を外れたり保 持時間が短いとセメン夕イ トが析出し難く、 固溶 Cの低減が不十分 となる。 また、 再結晶焼鈍からの冷却パターンについては特に規定 しないが、 60 (TC以下にて 50°C /秒以上の冷却速度をとることが望 ましい。 過時効処理の温度パターンについても特に規定しないが、 冷却終了温度近傍で保温しても良いし、 その温度から徐冷しても良 い。 更に、 一旦 250°C程度まで冷却した後、 450°C程度まで加熱して から徐冷するパターンは、 固溶 C低減の上で望ましい。 また、 連続 焼鈍時に生成したスケールを除去するため、 連続焼鈍後に再度酸洗 する必要がある。
連続焼鈍の後の調質圧延は、 本発明で最も重要なポイントである 。 図 1 に示すように、 調質圧延の伸び率が 0、 つまり全くかけなけ れば伸びの劣化はほとんどない。 それにより、 その後の時効劣化が 抑制されるからである。 しかし、 この場合、 亜鉛メツキプロセスで の昇温までのロールでの曲げ加工により軽微な腰折れが発生し、 メ ツキ後も残存する。 少々の腰折れは問題にならない用途であれば良 いが、 自動車の外板などの外観厳格材では問題となる。 その場合は
、 0. 4 %以下の伸び率で調質圧延をかけることが好ましい。 伸び率 が高いほどメツキ鋼板の加工性は劣化するが、 伸びで劣化代は 2 % 程度までに抑制することが可能である。 また、 腰折れ防止との両立 が可能となる。 よって、 この中間段階での調質圧延の有無及び伸び 率については、 最終製品の用途に応じ、 加工性と表面品位のバラン スで決める必要がある。
亜鉛メツキプロセスにおいては、 まず、 メツキ密着性を確保する ため、 N iまたは N i— F e合金をプレメツキする。 メツキ量としては 0. 2〜 2 g Z m 2程度が望ましい。 プレメツキの方法は電気メツキ、 浸 漬メツキ、 スプレーメツキの何れでもよい。 その後、 メツキするた めに 5で/秒以上で 430〜500°Cまで加熱する。 5 °C /秒未満の昇温 速度では、 固溶 Cが動きやすく加工性の劣化を招く。 望ましくは 30 °C /秒以上で昇温することにより劣化は更に抑制される。 また、 こ の加熱温度が 430°C未満ではメツキ時に不メツキを生じ易く、 500°C を超えると加工部の耐赤鲭性が劣化する。 次に、 亜鉛メツキ浴中で 亜鉛メツキし、 ワイビング後に 20°C /秒以上の昇温速度で 460〜550 °Cまで加熱し、 均熱時間をとらないか、 もしくは 5秒未満の均熱保 持の後、 3 °C Z秒以上で冷却する。 昇温速度が 20°C Z秒未満では摺 動性が悪化する。 加熱温度が 460°C未満では合金化が十分に生じな いため摺動性が悪化し、 550°Cを超えると加工性の劣化が大きくな る。 均熱保持時間が 5秒を超えたり、 冷却速度が 3 °C Z秒未満にな ると合金化が進みすぎてパゥダリング性が悪くなる。
亜鉛メツキプロセスの後は、 最終的な形状矯正及び降伏点伸びの 消失のために最終の調質圧延を行う。 この調質圧延においては、 伸 び率 0. 4 %未満では、 降伏点伸びが消失せず、 伸び率 2 %を超える と硬質化し伸びの低下が大きい。 よって、 伸び率を 0. 4〜 2 %とし た。
以上のような熱延の後の各工程、 酸洗、 冷延、 連続焼鈍、 調質圧 延 （中間） 、 プレメツキ、 亜鉛メツキプロセス （合金化処理含む） 、 調質圧延 （最終） は各々独立した工程であってもかまわないし、 部分的に連続している工程でもかまわない。 生産効率から考えれば 、 全て連続化していることが理想である。 実施例
(実施例 1 )
表 1 に示した成分組成を有する 250mm厚の連続踌造スラブを、 実 機連続熱延ラインにおいて、 1200°Cに再加熱後、 粗圧延し、 900°C で仕上圧延を終了して板厚 2. 8mniとし、 600°Cにて巻き取りコイルと した。 この熱延コイルを酸洗ー冷延一連続焼鈍一調質圧延まで連続 した実機ラインで冷延鋼板とした。 板厚 0. 8匪まで冷延し、 730°Cで 60秒焼鈍後、 650°Cまで 2 °C /秒、 650°Cから 400°Cまで 100°C /秒で 冷却し、 350〜 400°Cにて 240秒保持した後、 室温まで冷却後酸洗し 、 調質圧延はかけずにサンプル採取した。 このサンプルを以後、 ラ ポで処理した。 調質圧延はかけないか、 1 %以下の伸び率でかけた 。 その後、 鋼板片面当たり、 0. 5 g Z m 2の N iプレメツキを行い、 30 °C Z秒で 470°Cまで加熱後、 亜鉛メツキ浴中で亜鉛メツキし、 30°C /秒で 500°Cまで加熱後、 5 °C /秒以上で室温まで冷却し、 最終の 調質圧延を 0. 8 %の伸び率でかけた。 その鋼板の材質を J I S 5号引張 試験片での引張試験にて調査した。 その材質及び腰折れの評価結果 を表 2に示す。 また、 比較のため、 中間段階での冷延鋼板まま及び 同一成分のゼンジマ一法で製造した合金化溶融亜鉛メツキ鋼板での 材質及び腰折れの評価結果も表 2中に示した。 表 1 (質量％)
Figure imgf000010_0001
表 2
Figure imgf000010_0002
注 1 ： AELは冷延鋼板ままでの伸びに対する伸びの劣化代
注 2 ： 腰折れの評価は、 △ (軽微な腰折れ発生） 、 〇 （極軽微な腰 折れ発生） 、 ◎ (腰折れの発生なし） 表 2に示したように、 本発明例では、 冷延鋼板ままに対する伸び の劣化代 （AEL) を 2 %以内に抑えることが可能である。 それに対 し、 比較例やゼンジマー法では伸びの劣化が大きい。
(実施例 2 )
実施例 1の鋼種 Αの実機製造冷延鋼板を、 0.4%の伸び率で調質 圧延をかけ、 鋼板片面当たり、 0.5 g /m2の Niプレメツキを行った 。 その鋼板を SITCZ秒で 470°Cまで加熱後、 450°Cに保温した亜鉛メ ツキ浴 （浴 A1濃度 0.15%) 中に 3秒保持の後、 ワイビングで目付を 調整し、 ワイビング直上の所定の昇温速度と温度にて合金化した。 その温度で保持しないか保持した後、 冷却ガスによる一次冷却を 15 秒行い、 気水スプレーで室温まで冷却した。 その後、 最終の 質圧 延を 0.8 %の伸び率でかけた。
性能評価は、 実施例 1 と同様の引張試験の他、 以下のメツキに関 する評価を行った。 評価結果を表 3 に示した。
( a ) パウダリング性 ： 防鲭油を塗油したサンプルにて、 絞り比 2.0の条件にて 40ιηιηφの円筒プレス （絞り抜き） を行い、 その側面 をテープ剥離して黒化度によって評価した。 黒化度 0〜 10%未満を 「◎」 、 10〜20%未満を 「〇」 、 20〜30%未満を 「△」 、 30%以上 を 「X」 と評価した。
( b ) 摺動性 ： 防鲭油を塗油したサンプルにて平板連続摺動試験 を行った。 圧着荷重 500kg こて 5回の連続摺動を行ない、 5回目の 摩擦係数で評価した。 摩擦係数 0.13未満を 「◎」 、 0. 13〜 16未満 を 「〇」 、 0.16〜0.2未満を 「△」 、 0.2以上を 「X」 と評価した。
表 3
Figure imgf000012_0001
注 1 ： A ELは冷延鋼板ままでの伸びに対する伸びの劣化代 表 3に示したように、 本発明例では、 パウダリ ング性と摺動性が 非常に良好で、 しかも冷延鋼板ままに対する伸びの劣化代を 2 %以 内に抑えることが可能である。 それに対し、 比較例では、 パゥダリ ング性または摺動性が悪化するか、 伸びの劣化代が大きくなってい る。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 ゼンジマー法や無酸化炉方式に比べて加工性が 良好で、 更に、 パウダリ ング性や摺動性も良好な合金化溶融亜鉛メ ツキ鋼板を得ることが可能であり、 産業上のメリ ッ トは大きい。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量％で
C ： 0.01〜0.12%
Mn： 0.05〜0.6%
Si： 0.002〜0.1%
P ： 0.05%以下
S ： 0.03%以下
sol. A1： 0.005〜0.1%
N ： 0.01%以下
を含み、 残部は Feおよび不可避的不純物から成る鋼片を熱延、 酸洗 、 冷延後、 650〜 900°Cにて焼鈍し、 250〜450°Cまで冷却して該温度 域にて 120秒以上保持後室温まで冷却後、 酸洗し、 途中の調質圧延 をかけることなく、 Niまたは Ni— Feをプレメツキし、 5°CZ秒以上 で 430〜 500°Cまで加熱後亜鉛メツキ浴中で亜鉛メツキし、 ワイピン グ後に 20°C/秒以上の昇温速度で 460〜 550°Cまで加熱し、 均熱時間 をとらないか、 もしくは 5秒未満の均熱保持の後、 3°C/秒以上で 冷却し、 最終の調質圧延を 0.4〜 2 %の伸び率でかけることを特徴 とする加工性、 パゥダリ ング性、 摺動性の良好な合金化溶融亜鉛メ ッキ鋼板の製造方法。
2. 前記鋼片が、 さらに、 質量％で B ： 0.005 %以下を含むこと を特徴とする請求項 1 に記載の加工性、 パゥダリ ング性、 摺動性の 良好な合金化溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法。
3. プレメツキ前に 0.4%以下の伸び率で調質圧延をかけること を特徴とする請求項 1 または請求項 2に記載の加工性、 パゥダリ ン グ性、 摺動性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
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