JP2526320B2 - 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JP2526320B2 JP2526320B2 JP3130226A JP13022691A JP2526320B2 JP 2526320 B2 JP2526320 B2 JP 2526320B2 JP 3130226 A JP3130226 A JP 3130226A JP 13022691 A JP13022691 A JP 13022691A JP 2526320 B2 JP2526320 B2 JP 2526320B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高張力合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法に関するものである。
めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、自動車の軽量化対策の一環とし
て、ホディーの内板あるいは下回り部品、足回り部品等
への３５〜６０ｋｇ／ｍｍ2クラスの高張力鋼板適用へ
の期待が高まりつつある。これらの鋼板には、耐食性の
観点から、溶融Ｚｎめっきを施すか、あるいは溶融Ｚｎ
めっき後合金化処理した合金化溶融Ｚｎめっきを施して
使用される必要があるが同鋼板のうちの一つには０．２
〜０．５％のＳｉ、０．０３〜０．２％のＰの１種又は
２種を含有するものがあり、従来のゼンジマータイプの
溶融Ｚｎめっき法においては、めっき前の焼鈍工程等に
おいて、鋼板表面にＳｉが濃縮したり、鋼板表面が酸化
膜を有しやすいため不めっきを生じたり、また、Ｐ、Ｓ
ｉにより粒界が強化されやすく合金化が進行しにくいこ
とやめっき層中の合金層が局部的に異常発達するなどの
問題があり、未だ実用化されていないのが現状である。
て、ホディーの内板あるいは下回り部品、足回り部品等
への３５〜６０ｋｇ／ｍｍ2クラスの高張力鋼板適用へ
の期待が高まりつつある。これらの鋼板には、耐食性の
観点から、溶融Ｚｎめっきを施すか、あるいは溶融Ｚｎ
めっき後合金化処理した合金化溶融Ｚｎめっきを施して
使用される必要があるが同鋼板のうちの一つには０．２
〜０．５％のＳｉ、０．０３〜０．２％のＰの１種又は
２種を含有するものがあり、従来のゼンジマータイプの
溶融Ｚｎめっき法においては、めっき前の焼鈍工程等に
おいて、鋼板表面にＳｉが濃縮したり、鋼板表面が酸化
膜を有しやすいため不めっきを生じたり、また、Ｐ、Ｓ
ｉにより粒界が強化されやすく合金化が進行しにくいこ
とやめっき層中の合金層が局部的に異常発達するなどの
問題があり、未だ実用化されていないのが現状である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】これに対して、本発明
者らが特願平０２−２７１９５６号で提案中のプレＮｉ
めっき、急速低温加熱を利用した合金化溶融Ｚｎめっき
法は、優れた方法であり、通常の鋼板は勿論のこと、
０．２〜０．５％のＳｉ、０．０５〜０．２％のＰの１
種または２種を含有する本高張力鋼板に適用した場合に
も溶融Ｚｎめっき性は大幅に改善され、合金化溶融Ｚｎ
めっき化も促進されるが、合金化条件は、従来の方法と
ほぼ同等であったため、合金化の昇温過程においてＳｉ
およびＰの粒界あるいはめっき層−地鉄界面への拡散が
起こりやすく、部分的な合金化不足、不規則な界面合金
層の異常発達等により、特に加工が厳しい場合において
はめっき密着性が阻害されるため、この鋼種に関して
は、さらに、改良の余地を残していた。そこで、本発明
者らは、その後、種々検討を続けたところ、本組成範囲
の高張力鋼板にプレＮｉめっきを施しそれを急速で低温
加熱することに加えて、溶融Ｚｎめっきを行った後のワ
イピング直上で２０℃／ｓ以上の昇温速度で急速に合金
化温度まで昇温し、合金化処理することにより合金化速
度を著しく向上させ均一な合金層を有する加工性に優れ
た合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を得ることに成功した。本
発明は上記のように高張力鋼板を用いた加工部のめっき
密着性に優れた高張力合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造
方法を提供するものである。
者らが特願平０２−２７１９５６号で提案中のプレＮｉ
めっき、急速低温加熱を利用した合金化溶融Ｚｎめっき
法は、優れた方法であり、通常の鋼板は勿論のこと、
０．２〜０．５％のＳｉ、０．０５〜０．２％のＰの１
種または２種を含有する本高張力鋼板に適用した場合に
も溶融Ｚｎめっき性は大幅に改善され、合金化溶融Ｚｎ
めっき化も促進されるが、合金化条件は、従来の方法と
ほぼ同等であったため、合金化の昇温過程においてＳｉ
およびＰの粒界あるいはめっき層−地鉄界面への拡散が
起こりやすく、部分的な合金化不足、不規則な界面合金
層の異常発達等により、特に加工が厳しい場合において
はめっき密着性が阻害されるため、この鋼種に関して
は、さらに、改良の余地を残していた。そこで、本発明
者らは、その後、種々検討を続けたところ、本組成範囲
の高張力鋼板にプレＮｉめっきを施しそれを急速で低温
加熱することに加えて、溶融Ｚｎめっきを行った後のワ
イピング直上で２０℃／ｓ以上の昇温速度で急速に合金
化温度まで昇温し、合金化処理することにより合金化速
度を著しく向上させ均一な合金層を有する加工性に優れ
た合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を得ることに成功した。本
発明は上記のように高張力鋼板を用いた加工部のめっき
密着性に優れた高張力合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造
方法を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、０．２〜
０．５％のＳｉ、０．０３〜０．２％のＰの１種又は２
種を含有する高張力鋼板の表面にＮｉめっきを施し、Ｏ
2６０ｐｐｍのＨ2３％＋Ｎ2雰囲気中で３０℃／ｓ以上
の昇温速度で４５０℃まで急速低温加熱を行い溶融Ｚｎ
めっきを施し、ワイピング後、１０〜１００℃／ｓの昇
温速度範囲で４５０〜５５０℃に昇温し、同温度範囲で
合金化処理を行って合金化溶融めっき鋼板を作成し、そ
の性能および構造も調査した。その結果、昇温速度２０
℃／ｓ以上で合金化温度に加熱し合金化処理を施した場
合に外観、めっき層組織共に均一であり、めつき密着性
も一段と向上るすることを見出し下記の本発明を完成し
たものである。即ち、０．２〜０．５％のＳｉ、０．０
３〜０．２％のＰの１種または２種を含有する高張力鋼
板にＮｉプレめっき層を０．２〜２ｇ／ｍ2めっきし、
直ちに非酸化性雰囲気中で板温４３０〜５００℃に３０
℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱を行ったのちＡｌを
０．０５〜０．２５％含有するＺｎめっき浴中で溶融め
っきし、ワイピング後、直ちに２０℃／ｓ以上の昇温速
度で４７０〜５５０℃に昇温し、同温度範囲で１０〜４
０秒合金化加熱処理を行うことを特徴とする加工部のめ
っき密着性に優れた高張力合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の
製造方法。本発明で言う非酸化性雰囲気とは、無酸化雰
囲気（例えばＨ2 ３％＋Ｎ2，Ｏ2数１０ｐｐｍ）、ある
いは、還元雰囲気（例えばＨ2１５％＋Ｎ2）のことであ
る。
０．５％のＳｉ、０．０３〜０．２％のＰの１種又は２
種を含有する高張力鋼板の表面にＮｉめっきを施し、Ｏ
2６０ｐｐｍのＨ2３％＋Ｎ2雰囲気中で３０℃／ｓ以上
の昇温速度で４５０℃まで急速低温加熱を行い溶融Ｚｎ
めっきを施し、ワイピング後、１０〜１００℃／ｓの昇
温速度範囲で４５０〜５５０℃に昇温し、同温度範囲で
合金化処理を行って合金化溶融めっき鋼板を作成し、そ
の性能および構造も調査した。その結果、昇温速度２０
℃／ｓ以上で合金化温度に加熱し合金化処理を施した場
合に外観、めっき層組織共に均一であり、めつき密着性
も一段と向上るすることを見出し下記の本発明を完成し
たものである。即ち、０．２〜０．５％のＳｉ、０．０
３〜０．２％のＰの１種または２種を含有する高張力鋼
板にＮｉプレめっき層を０．２〜２ｇ／ｍ2めっきし、
直ちに非酸化性雰囲気中で板温４３０〜５００℃に３０
℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱を行ったのちＡｌを
０．０５〜０．２５％含有するＺｎめっき浴中で溶融め
っきし、ワイピング後、直ちに２０℃／ｓ以上の昇温速
度で４７０〜５５０℃に昇温し、同温度範囲で１０〜４
０秒合金化加熱処理を行うことを特徴とする加工部のめ
っき密着性に優れた高張力合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の
製造方法。本発明で言う非酸化性雰囲気とは、無酸化雰
囲気（例えばＨ2 ３％＋Ｎ2，Ｏ2数１０ｐｐｍ）、ある
いは、還元雰囲気（例えばＨ2１５％＋Ｎ2）のことであ
る。
【０００５】以下、図面を用いて本発明について詳細に
説明する。図１は、合金化の昇温速度と合金化度の関係
を示した図、図２は、合金化昇温速度と加工部のめっき
密着性の関係を示した図である。原板として、Ｐを０．
０７％含有する高張力鋼板（板厚０．８ｍｍ）を用い
た。プレＮｉめっきを０．５ｇ／ｍ2施した後、Ｏ2６０
ｐｐｍのＨ2 ３％＋Ｎ2雰囲気中で板温４５０℃まで７
０℃／ｓｅｃの昇温速度で加熱を行った後、Ａｌ０．１
５％含有する４５０℃のＺｎめっき浴中で３秒間溶融め
っきし、ワイピング直上で昇温速度を変化させて５００
℃まで加熱し同温度で１５秒合金化加熱処理を行って合
金化溶融Ｚｎめっき鋼板を作成した。合金化度は、外観
およびめっき層中のＦｅ含有率でそれぞれ３ランク評価
した。Ｂランク以上を合格とした。また、加工部のめっ
き密着性（耐パウダリング性）は、同鋼板を２５ｍｍの
カップ絞り成形後、テープテストを行い、その黒化度に
より５点法で評価した。また、比較のために、プレＮｉ
めっきなしの場合も示した。各評価基準は次の通りであ
る。
説明する。図１は、合金化の昇温速度と合金化度の関係
を示した図、図２は、合金化昇温速度と加工部のめっき
密着性の関係を示した図である。原板として、Ｐを０．
０７％含有する高張力鋼板（板厚０．８ｍｍ）を用い
た。プレＮｉめっきを０．５ｇ／ｍ2施した後、Ｏ2６０
ｐｐｍのＨ2 ３％＋Ｎ2雰囲気中で板温４５０℃まで７
０℃／ｓｅｃの昇温速度で加熱を行った後、Ａｌ０．１
５％含有する４５０℃のＺｎめっき浴中で３秒間溶融め
っきし、ワイピング直上で昇温速度を変化させて５００
℃まで加熱し同温度で１５秒合金化加熱処理を行って合
金化溶融Ｚｎめっき鋼板を作成した。合金化度は、外観
およびめっき層中のＦｅ含有率でそれぞれ３ランク評価
した。Ｂランク以上を合格とした。また、加工部のめっ
き密着性（耐パウダリング性）は、同鋼板を２５ｍｍの
カップ絞り成形後、テープテストを行い、その黒化度に
より５点法で評価した。また、比較のために、プレＮｉ
めっきなしの場合も示した。各評価基準は次の通りであ
る。
【０００６】図１より、プレＮｉめっきと急速低温加熱
法で溶融めっきを施したのち合金化処理した場合には、
プレＮｉめっき無しの比較法よりもめっき性、合金化度
共に良好であるが、そのうちでも合金化の昇温速度が２
０℃／ｓ以上の場合に溶融めっき性がさらに良好とな
り、合金化も均一になることは明白である。また、図２
より、昇温速度が２０℃／ｓ以上の場合において加工部
のめっき密着性が優れることも明らかである。さらに、
合金化の昇温速度がたとえ同程度であってもプレＮｉめ
っき無しの場合にはめっき密着性が極めて劣ることもわ
かる。この結果は、Ｐが０．０３〜０．２％の範囲で変
化しても、また、Ｓｉ Ｏ．２〜０．５％の場合も同様
であった。また、図３に溶融めっき前のプレＮｉめっき
の加熱速度と合金化処理後の加工部のめっき密着性の関
係を示す。図３は、Ｓｉ Ｏ.３％（板厚２ｍｍ）の高張
力鋼板にＮｉめっき層を０．５ｇ／ｍ2めっき後、Ｏ2６
０ｐｐｍのＨ2 ３％＋Ｎ2の雰囲気中で板温４５０℃ま
で昇温速度を変化させて加熱したのち、Ａｌ０．１５％
含有する４５０℃のＺｎめっき浴中で３秒間溶融めっき
し、ワイピング直上で３０℃／ｓの昇温速度で５００℃
に昇温し１５秒合金化加熱処理を行って、合金化溶融Ｚ
ｎめっき鋼板を作成し、加工部のめっき密着性を調査し
た結果を示した。本発明のＮｉめっき後の昇温速度範囲
３０℃／ｓｅｃ以上で急速加熱を行った場合に、めっき
密着性が良好であることは図３から明白である。昇温速
度が３０℃／ｓｅｃ未満の場合には、密着性が劣化す
る。この結果は、Ｓｉ ０．２〜０．５％の範囲で変化
しても同様であった。さらに、Ｐ ０．０３〜０．２％
の範囲でも同様の結果であった。さらに、Ｓｉ、Ｐを複
合で含有する高張力鋼板についても同様に合金化の昇温
速度およびプレＮｉめっき後の加熱速度の影響を調べた
ところ、同様な結果が得られた。以上の結果は、Ｚｎめ
っき浴のみの場合について説明したが、さらにめっき浴
中に合金元素としてＮｉ、Ｓｂ、Ｐｂを単独あるいは複
合で０．２％以下微量に含有した溶融Ｚｎめっき浴の場
合も結果は同様であった。これらの結果より、本発明に
おいては、合金化温度への昇温速度が急速であること、
および溶融Ｚｎめっき前の前処理としてのプレＮｉめっ
き後の加熱温度が低温で昇温速度が速いことが、外観、
加工部のめっき密着性の優れた合金化溶融Ｚｎめっき鋼
板を製造する上での大きなポイントである。なお、Ｎｉ
めっき後の前処理加熱時および合金化時の急速加熱の方
法については特に限定しないが、鋼板を直接通電加熱す
る方法、誘導加熱方式など種々の方法が適用できる。
法で溶融めっきを施したのち合金化処理した場合には、
プレＮｉめっき無しの比較法よりもめっき性、合金化度
共に良好であるが、そのうちでも合金化の昇温速度が２
０℃／ｓ以上の場合に溶融めっき性がさらに良好とな
り、合金化も均一になることは明白である。また、図２
より、昇温速度が２０℃／ｓ以上の場合において加工部
のめっき密着性が優れることも明らかである。さらに、
合金化の昇温速度がたとえ同程度であってもプレＮｉめ
っき無しの場合にはめっき密着性が極めて劣ることもわ
かる。この結果は、Ｐが０．０３〜０．２％の範囲で変
化しても、また、Ｓｉ Ｏ．２〜０．５％の場合も同様
であった。また、図３に溶融めっき前のプレＮｉめっき
の加熱速度と合金化処理後の加工部のめっき密着性の関
係を示す。図３は、Ｓｉ Ｏ.３％（板厚２ｍｍ）の高張
力鋼板にＮｉめっき層を０．５ｇ／ｍ2めっき後、Ｏ2６
０ｐｐｍのＨ2 ３％＋Ｎ2の雰囲気中で板温４５０℃ま
で昇温速度を変化させて加熱したのち、Ａｌ０．１５％
含有する４５０℃のＺｎめっき浴中で３秒間溶融めっき
し、ワイピング直上で３０℃／ｓの昇温速度で５００℃
に昇温し１５秒合金化加熱処理を行って、合金化溶融Ｚ
ｎめっき鋼板を作成し、加工部のめっき密着性を調査し
た結果を示した。本発明のＮｉめっき後の昇温速度範囲
３０℃／ｓｅｃ以上で急速加熱を行った場合に、めっき
密着性が良好であることは図３から明白である。昇温速
度が３０℃／ｓｅｃ未満の場合には、密着性が劣化す
る。この結果は、Ｓｉ ０．２〜０．５％の範囲で変化
しても同様であった。さらに、Ｐ ０．０３〜０．２％
の範囲でも同様の結果であった。さらに、Ｓｉ、Ｐを複
合で含有する高張力鋼板についても同様に合金化の昇温
速度およびプレＮｉめっき後の加熱速度の影響を調べた
ところ、同様な結果が得られた。以上の結果は、Ｚｎめ
っき浴のみの場合について説明したが、さらにめっき浴
中に合金元素としてＮｉ、Ｓｂ、Ｐｂを単独あるいは複
合で０．２％以下微量に含有した溶融Ｚｎめっき浴の場
合も結果は同様であった。これらの結果より、本発明に
おいては、合金化温度への昇温速度が急速であること、
および溶融Ｚｎめっき前の前処理としてのプレＮｉめっ
き後の加熱温度が低温で昇温速度が速いことが、外観、
加工部のめっき密着性の優れた合金化溶融Ｚｎめっき鋼
板を製造する上での大きなポイントである。なお、Ｎｉ
めっき後の前処理加熱時および合金化時の急速加熱の方
法については特に限定しないが、鋼板を直接通電加熱す
る方法、誘導加熱方式など種々の方法が適用できる。
【０００７】プレＮｉめっき層を施す場合において、プ
レＮｉめっき付着量を０．２ｇ／ｍ2以上としたのは、
これ以上でＮｉによる溶融Ｚｎめっき性、合金化反応の
向上効果が認められたためである。また、０．２ｇ／ｍ
2未満では、Ｎｉ無しの場合とほぼ同等である。上限を
２ｇ／ｍ2としたのは、これを超えると地鉄の合金化が
進みにくくめっき層中にＮｉ含有率が高くなりすぎるた
めである。また、浴中Ａｌ量の下限を０．０５％とした
のは、これ未満だと合金化処理時において、合金化が進
み過ぎ、地鉄界面にΓ相が生成しすぎ、合金層のめっき
密着性、加工部の耐赤錆性が向上しないためである。ま
た、浴中Ａｌの上限を０．２５％としたのはＡｌが０．
２５％を超えると、めっき時においてＮｉ−Ａｌ−Ｚｎ
以外にＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ系バリヤー層が形成され易く、
合金化処理時において合金化が進まないためである。合
金化処理温度は４７０〜５５０℃が最適である。４７０
℃未満では合金化が進みにくく、５５０℃を超えると合
金化が進みすぎ、地鉄界面にΓ相が発達しやすくなり、
めっき密着性が劣化する。合金化時間については、合金
化温度とのバランスで決まるが、１０〜４０秒の範囲が
適当である。１０秒未満では合金化が進みにくく４０秒
を超えると合金化が進みすぎ、Γ相が発達しやすくな
り、めっき密着性が劣化する。めっき付着量については
特に制約は設けないが、耐食性の観点から、１０ｇ／ｍ
2以上、加工性の観点からすると１５０ｇ／ｍ2以下であ
ることが望ましい。なお、浴温については、Ｚｎ浴であ
っても、Ｚｎに微量に合金元素を含有した場合であって
も、通常の４３０〜５００℃の条件が使用できる。下地
の高張力鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板ともに使用
できる。
レＮｉめっき付着量を０．２ｇ／ｍ2以上としたのは、
これ以上でＮｉによる溶融Ｚｎめっき性、合金化反応の
向上効果が認められたためである。また、０．２ｇ／ｍ
2未満では、Ｎｉ無しの場合とほぼ同等である。上限を
２ｇ／ｍ2としたのは、これを超えると地鉄の合金化が
進みにくくめっき層中にＮｉ含有率が高くなりすぎるた
めである。また、浴中Ａｌ量の下限を０．０５％とした
のは、これ未満だと合金化処理時において、合金化が進
み過ぎ、地鉄界面にΓ相が生成しすぎ、合金層のめっき
密着性、加工部の耐赤錆性が向上しないためである。ま
た、浴中Ａｌの上限を０．２５％としたのはＡｌが０．
２５％を超えると、めっき時においてＮｉ−Ａｌ−Ｚｎ
以外にＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ系バリヤー層が形成され易く、
合金化処理時において合金化が進まないためである。合
金化処理温度は４７０〜５５０℃が最適である。４７０
℃未満では合金化が進みにくく、５５０℃を超えると合
金化が進みすぎ、地鉄界面にΓ相が発達しやすくなり、
めっき密着性が劣化する。合金化時間については、合金
化温度とのバランスで決まるが、１０〜４０秒の範囲が
適当である。１０秒未満では合金化が進みにくく４０秒
を超えると合金化が進みすぎ、Γ相が発達しやすくな
り、めっき密着性が劣化する。めっき付着量については
特に制約は設けないが、耐食性の観点から、１０ｇ／ｍ
2以上、加工性の観点からすると１５０ｇ／ｍ2以下であ
ることが望ましい。なお、浴温については、Ｚｎ浴であ
っても、Ｚｎに微量に合金元素を含有した場合であって
も、通常の４３０〜５００℃の条件が使用できる。下地
の高張力鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板ともに使用
できる。
【０００８】
【作用】このように０．２〜０．５％のＳｉ、０．０３
〜０．２％のＰの１種または２種を含有する高張力鋼板
の合金化過程において、合金化の昇温速度の影響が大で
ある理由については、未だ明白ではないが、合金化昇温
速度が速いとＳｉ及びＰの地鉄表面（めっき層−地鉄界
面）への表面拡散が小であること、表面酸化も小であ
り、めっき層の合金化が進みやすいことが原因と考えら
れる。また、合金層の成長挙動にも合金化時の昇温速度
が大きく影響し、昇温速度が速いと昇温過程の低温で発
生しやすいζ相が成長しにくく、また、地鉄界面の脆い
相であるΓ相の成長が抑制され、合金化溶融Ｚｎめっき
相として最適な性能を示すδ1相主体の相が成長しやす
いことも加工後の密着性の向上に寄与しているものと思
われる。 また、前処理段階でのＮｉプレめっき及び急
速低温加熱の効果については、本発明者らが、先に出願
した特願平０２−２７１９５６号でも説明したが、Ｎｉ
めっきにより、めっき反応の活性点が均一に分布するよ
うになり、均一に合金化反応が進みやすくなるものと思
われる。
〜０．２％のＰの１種または２種を含有する高張力鋼板
の合金化過程において、合金化の昇温速度の影響が大で
ある理由については、未だ明白ではないが、合金化昇温
速度が速いとＳｉ及びＰの地鉄表面（めっき層−地鉄界
面）への表面拡散が小であること、表面酸化も小であ
り、めっき層の合金化が進みやすいことが原因と考えら
れる。また、合金層の成長挙動にも合金化時の昇温速度
が大きく影響し、昇温速度が速いと昇温過程の低温で発
生しやすいζ相が成長しにくく、また、地鉄界面の脆い
相であるΓ相の成長が抑制され、合金化溶融Ｚｎめっき
相として最適な性能を示すδ1相主体の相が成長しやす
いことも加工後の密着性の向上に寄与しているものと思
われる。 また、前処理段階でのＮｉプレめっき及び急
速低温加熱の効果については、本発明者らが、先に出願
した特願平０２−２７１９５６号でも説明したが、Ｎｉ
めっきにより、めっき反応の活性点が均一に分布するよ
うになり、均一に合金化反応が進みやすくなるものと思
われる。
【０００９】プレＮｉめっき後の急速低温加熱の意義に
ついては、本発明の製造方法で得られためっき層の構造
を解析した結果から推定すると次のように考えられる。
本発明範囲のＮｉプレめっき後の前処理加熱板温および
昇温速度の場合には、加熱時において、プレＮｉ層の地
鉄中への拡散は殆ど見られないのに対して、従来のゼン
ジマータイブの加熱温度７００〜８００℃、昇温速度２
０℃／ｓ以下の場合においては加熱時においてＮｉがほ
とんど地鉄中に拡散しＦｅ−Ｎｉの固溶体層に変化す
る。また、本発明の加熱条件下では、Ｎｉ表面は極めて
酸化されにくい状態に保たれている。すなわち、Ｎｉが
非常に活性な状態で保持されているために溶融Ｚｎめっ
き反応および合金化反応が進行しやすい。この加熱時に
おけるＮｉの状態の相違が、その後の溶融めっきおよび
合金化処理時において、めっき層構成の差異を引き起こ
しているらしいことが判明した。もう一方の原因は、前
述の合金化昇温時と同様にＮｉめっき後の急速低温加熱
のために、地鉄中のＳｉ、Ｐの表面拡散、および酸化が
起こりにくいことが考えられる。即ち、本発明法は、Ｎ
ｉプレめっきと急速低温加熱処理、および合金化時の急
速加熱が、それぞれ作用しあって、優れた密着性が得ら
れる。
ついては、本発明の製造方法で得られためっき層の構造
を解析した結果から推定すると次のように考えられる。
本発明範囲のＮｉプレめっき後の前処理加熱板温および
昇温速度の場合には、加熱時において、プレＮｉ層の地
鉄中への拡散は殆ど見られないのに対して、従来のゼン
ジマータイブの加熱温度７００〜８００℃、昇温速度２
０℃／ｓ以下の場合においては加熱時においてＮｉがほ
とんど地鉄中に拡散しＦｅ−Ｎｉの固溶体層に変化す
る。また、本発明の加熱条件下では、Ｎｉ表面は極めて
酸化されにくい状態に保たれている。すなわち、Ｎｉが
非常に活性な状態で保持されているために溶融Ｚｎめっ
き反応および合金化反応が進行しやすい。この加熱時に
おけるＮｉの状態の相違が、その後の溶融めっきおよび
合金化処理時において、めっき層構成の差異を引き起こ
しているらしいことが判明した。もう一方の原因は、前
述の合金化昇温時と同様にＮｉめっき後の急速低温加熱
のために、地鉄中のＳｉ、Ｐの表面拡散、および酸化が
起こりにくいことが考えられる。即ち、本発明法は、Ｎ
ｉプレめっきと急速低温加熱処理、および合金化時の急
速加熱が、それぞれ作用しあって、優れた密着性が得ら
れる。
【００１０】本発明法で製造した合金化溶融Ｚｎめっき
鋼板のめっき層中にはＺｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ａｌが比較的
均一に分布しており、Ｚｎ−Ｎｉ−Ａｌ−Ｆｅ系４元系
合金層よりなる構造を呈していた。また、地鉄界面のΓ
相も０．８μｍ以内に薄く抑制されていた。詳細は未だ
明らかではないが、Γ相の成長が抑制され、加工部のめ
っき密着性が向上したのは、加熱時にそのまま残在して
いるプレＮｉ層が溶融めっき時において、Ｎｉ−Ａｌ−
Ｚｎ系のバリヤー層を形成していることが認められたこ
とから、それが、合金化処理の段階においてΓ相成長の
バリヤーとなることが考えれる。また、前述した通り、
合金化時の昇温速度が２０℃／ｓ以上と速いことが、鋼
中のＳｉ、Ｐのめっき層−鋼板界面への拡散および表面
酸化を抑制し、発生する合金層もδ1相主体の相である
ことが、Ｎｉの効果と共に作用したものと思われる。一
方、本発明における前処理段階での急速低温加熱は、原
板の材質面からも従来のゼンジマータイプの低速高温加
熱に比較して有利である。例えば、Ｐ添加Ａｌキルド高
張力鋼板等においては、急速低温加熱によって、固溶Ｃ
量を低くできるため、時効硬化等の材質面の劣化を抑制
可能である。
鋼板のめっき層中にはＺｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ａｌが比較的
均一に分布しており、Ｚｎ−Ｎｉ−Ａｌ−Ｆｅ系４元系
合金層よりなる構造を呈していた。また、地鉄界面のΓ
相も０．８μｍ以内に薄く抑制されていた。詳細は未だ
明らかではないが、Γ相の成長が抑制され、加工部のめ
っき密着性が向上したのは、加熱時にそのまま残在して
いるプレＮｉ層が溶融めっき時において、Ｎｉ−Ａｌ−
Ｚｎ系のバリヤー層を形成していることが認められたこ
とから、それが、合金化処理の段階においてΓ相成長の
バリヤーとなることが考えれる。また、前述した通り、
合金化時の昇温速度が２０℃／ｓ以上と速いことが、鋼
中のＳｉ、Ｐのめっき層−鋼板界面への拡散および表面
酸化を抑制し、発生する合金層もδ1相主体の相である
ことが、Ｎｉの効果と共に作用したものと思われる。一
方、本発明における前処理段階での急速低温加熱は、原
板の材質面からも従来のゼンジマータイプの低速高温加
熱に比較して有利である。例えば、Ｐ添加Ａｌキルド高
張力鋼板等においては、急速低温加熱によって、固溶Ｃ
量を低くできるため、時効硬化等の材質面の劣化を抑制
可能である。
【００１１】
【実施例】表１に本発明に用いた高張力鋼板の組成を示
す。表２が本発明の製造方法および得られた試料の実施
例である。＊印が本発明以外の製造法で作成された比較
材である。プレＮｉめっきは、硫酸酸性浴中で電気めっ
きで行い、昇温速度を変化させて前処理加熱（雰囲気Ｏ
2６０ｐｐｍ、Ｈ2３％＋Ｎ2一定）をおこなった。いず
れも、浴温４５０℃、３ｓｅｃで溶融めっきを行い、ワ
イピングした後、直ちに昇温速度を変化させて加熱し、
合金化処理を行い、種々のめっき層組成よりなる試料を
作製した。めっき付着量は６０ｇ／ｍ2とした。溶融Ｚ
ｎめっき性、合金化溶融Ｚｎめっき外観、加工部のめっ
き密着性の評価は前述の試験法、評価基準に従って評価
した。Ｎｏ．１〜２５に示す通り、Ｎｉプレめっきを
０．２〜２ｇ／ｍ2施し、加熱板温４３０〜５００℃に
昇温速度３０℃／ｓｅｃ以上で加熱後、浴中Ａｌ ０．
０５〜０．２５％のめっき浴で溶融めっきし、ワイピン
グ直上で２０℃／ｓ以上の昇温速度で合金化温度まで加
熱し、合金化温度４７０〜５５０℃で１０〜４０秒で合
金化処理した本発明の製造めっき鋼板は、溶融Ｚｎめっ
き性、合金化度および加工部のめっき密着性に優れる。
これに比較して、Ｎｉプレめっきなしの場合（Ｎｏ．３
８）を含めて、プレＮｉめっき層の付着量、加熱板温、
昇温速度、浴中Ａｌ、合金化の昇温速度、合金化温度、
時間条件が本発明範囲を逸脱する場合（Ｎｏ．２６〜３
８）、溶融めっき性、合金化度、加工部のめっき密着性
が劣る。さらに、Ｎｏ．３９〜４１は、めっき浴中に他
の合金元素を微量に含有する場合であり、この場合にも
優れた性能を示した。
す。表２が本発明の製造方法および得られた試料の実施
例である。＊印が本発明以外の製造法で作成された比較
材である。プレＮｉめっきは、硫酸酸性浴中で電気めっ
きで行い、昇温速度を変化させて前処理加熱（雰囲気Ｏ
2６０ｐｐｍ、Ｈ2３％＋Ｎ2一定）をおこなった。いず
れも、浴温４５０℃、３ｓｅｃで溶融めっきを行い、ワ
イピングした後、直ちに昇温速度を変化させて加熱し、
合金化処理を行い、種々のめっき層組成よりなる試料を
作製した。めっき付着量は６０ｇ／ｍ2とした。溶融Ｚ
ｎめっき性、合金化溶融Ｚｎめっき外観、加工部のめっ
き密着性の評価は前述の試験法、評価基準に従って評価
した。Ｎｏ．１〜２５に示す通り、Ｎｉプレめっきを
０．２〜２ｇ／ｍ2施し、加熱板温４３０〜５００℃に
昇温速度３０℃／ｓｅｃ以上で加熱後、浴中Ａｌ ０．
０５〜０．２５％のめっき浴で溶融めっきし、ワイピン
グ直上で２０℃／ｓ以上の昇温速度で合金化温度まで加
熱し、合金化温度４７０〜５５０℃で１０〜４０秒で合
金化処理した本発明の製造めっき鋼板は、溶融Ｚｎめっ
き性、合金化度および加工部のめっき密着性に優れる。
これに比較して、Ｎｉプレめっきなしの場合（Ｎｏ．３
８）を含めて、プレＮｉめっき層の付着量、加熱板温、
昇温速度、浴中Ａｌ、合金化の昇温速度、合金化温度、
時間条件が本発明範囲を逸脱する場合（Ｎｏ．２６〜３
８）、溶融めっき性、合金化度、加工部のめっき密着性
が劣る。さらに、Ｎｏ．３９〜４１は、めっき浴中に他
の合金元素を微量に含有する場合であり、この場合にも
優れた性能を示した。
【００１２】
【表１】
【００１３】
【表２Ａ】
【００１４】
【表２Ｂ】
【００１５】
【発明の効果】以上のように、本発明の製造方法によれ
ば高張力鋼板を用いた合金化溶融Ｚｎめっき鋼板として
は従来にない溶融めっき性、合金化度、加工部のめっき
密着性等の性能が得られることから、その工業的意義は
極めて大きい。
ば高張力鋼板を用いた合金化溶融Ｚｎめっき鋼板として
は従来にない溶融めっき性、合金化度、加工部のめっき
密着性等の性能が得られることから、その工業的意義は
極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】合金化の昇温速度と合金化度の関係を示した
図、
図、
【図２】合金化昇温速度と加工部のめっき密着性の関係
を示した図、
を示した図、
【図３】溶融めっき前のプレＮｉめっき鋼板の加熱速度
と合金化処理後のめっき密着性の関係を示した図であ
る。
と合金化処理後のめっき密着性の関係を示した図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山田 輝昭 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日 本製鐵株式会社 広畑製鐵所内 (56)参考文献 特開 平４−147953（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−9965（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−314848（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−226550（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−304389（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】 ０．２〜０．５％のＳｉ、０．０３〜
０．２％のＰの１種又は２種を含有する高張力鋼板にＮ
ｉプレめっき層を０．２〜２ｇ／ｍ2めっきし、直ちに
非酸化性雰囲気中で板温４３０〜５００℃に３０℃／ｓ
以上の昇温速度で急速加熱を行ったのちＡｌ ０．０５
〜０．２５％含有するＺｎめっき浴中で溶融めっきし、
ワイピング後、直ちに２０℃／ｓ以上の昇温速度で４７
０〜５５０℃に急速昇温し、同温度範囲で１０〜４０秒
合金化加熱処理を行うことを特徴とする加工部のめっき
密着性に優れた高張力合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3130226A JP2526320B2 (ja) | 1991-05-07 | 1991-05-07 | 高張力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 |
|---|---|---|---|
| JP3130226A JP2526320B2 (ja) | 1991-05-07 | 1991-05-07 | 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04333552A JPH04333552A (ja) | 1992-11-20 |
| JP2526320B2 true JP2526320B2 (ja) | 1996-08-21 |
Family
ID=15029113
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3130226A Expired - Lifetime JP2526320B2 (ja) | 1991-05-07 | 1991-05-07 | 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2526320B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006283071A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Nippon Steel Corp | 加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法 |
| JP2006322028A (ja) * | 2005-05-18 | 2006-11-30 | Nippon Steel Corp | Ｐ添加鋼板の合金化溶融亜鉛メッキ方法 |
| US20090162691A1 (en) * | 2005-04-20 | 2009-06-25 | Nippon Steel Corporation | Hot dip galvannealed steel sheet and method for producing the same |
| CN101160416B (zh) * | 2005-04-20 | 2011-11-16 | 新日本制铁株式会社 | 热浸镀锌方法 |
| WO2013047830A1 (ja) | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06299314A (ja) * | 1993-04-14 | 1994-10-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 界面密着性に優れた合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法 |
| BE1007793A6 (fr) * | 1993-12-24 | 1995-10-24 | Centre Rech Metallurgique | Procede et installation de traitement continu d'une bande d'acier galvanisee. |
| EP1160346B1 (en) | 1999-02-22 | 2006-03-08 | Nippon Steel Corporation | High strength galvanized steel plate excellent in adhesion of plated metal and formability in press working and high strength alloy galvanized steel plate and method for production thereof |
| JP3542946B2 (ja) | 2000-06-29 | 2004-07-14 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性及びめっき密着性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| US7294412B2 (en) | 2003-01-15 | 2007-11-13 | Nippon Steel Corporation | High-strength hop-dip galvanized steel sheet |
| JP4528191B2 (ja) * | 2005-04-15 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | スポット溶接性、塗装性、加工性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
| WO2006112520A1 (ja) | 2005-04-20 | 2006-10-26 | Nippon Steel Corporation | 高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
| EP1734144A3 (de) * | 2005-06-15 | 2007-01-03 | Heinz Lutta | Feuerverzinkung von Eisen- bzw. Stahlteilen |
| JP4804996B2 (ja) | 2006-04-07 | 2011-11-02 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| JP5058769B2 (ja) * | 2007-01-09 | 2012-10-24 | 新日本製鐵株式会社 | 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法および製造設備 |
| WO2020203943A1 (ja) * | 2019-04-04 | 2020-10-08 | 日本製鉄株式会社 | 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-05-07 JP JP3130226A patent/JP2526320B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006283071A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Nippon Steel Corp | 加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法 |
| JP4528184B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法 |
| US20090162691A1 (en) * | 2005-04-20 | 2009-06-25 | Nippon Steel Corporation | Hot dip galvannealed steel sheet and method for producing the same |
| CN101160416B (zh) * | 2005-04-20 | 2011-11-16 | 新日本制铁株式会社 | 热浸镀锌方法 |
| US9334555B2 (en) | 2005-04-20 | 2016-05-10 | Nipon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot dip galvannealed steel sheet and method for producing the same |
| JP2006322028A (ja) * | 2005-05-18 | 2006-11-30 | Nippon Steel Corp | Ｐ添加鋼板の合金化溶融亜鉛メッキ方法 |
| JP4510697B2 (ja) * | 2005-05-18 | 2010-07-28 | 新日本製鐵株式会社 | Ｐ添加鋼板の合金化溶融亜鉛メッキ方法 |
| WO2013047830A1 (ja) | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| US9783878B2 (en) | 2011-09-30 | 2017-10-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating adhesion, formability, and hole expandability with tensile strength of 980 MPa or more and manufacturing method therefor |
| US10465272B2 (en) | 2011-09-30 | 2019-11-05 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating adhesion, formability, and hole expandability with tensile strength of 980 MPa or more and manufacturing method therefor |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04333552A (ja) | 1992-11-20 |
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