JP3166568B2 - 溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法Info
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Description
造方法、特に、高P含有鋼板に連続溶融亜鉛めっきライ
ンで合金化溶融亜鉛めっきをする場合に好適な方法に関
するものである。
耐久消費材の高付加価値化の一環として、高耐食性鋼板
とりわけ亜鉛めっき鋼板への需要が高まっている。なか
でも、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は溶接性や塗装後耐食
性などすぐれた機能を有すると同時に、比較的低コスト
で製造できることから前記産業分野を中心に大量に採用
されている。
間圧延あるいは冷間圧延された鋼板を連続溶融亜鉛めっ
きライン内で焼鈍した後、密着性を改善するためのA
l、鋼材からのFeなどを少量含有する溶融亜鉛浴内へ
短時間浸漬してめっきを施し、気体絞りなどの方法によ
り付着量を制御した後、合金化処理炉と呼ばれる加熱炉
内でFe−Zn合金化反応をさせることにより製造され
る。
までに多くの検討がなされており、鋼板中の成分、焼鈍
条件、めっき条件、合金化処理条件など様々な要因の影
響を受けることが明らかとなっている。特に鋼板中にP
を添加するとFe−Zn合金化反応速度( 以下、合金化
速度) が著しく低下することが判明している。
比較例として、特別の処理を行わずに合金化処理を行っ
た例が示されているが、めっき性、合金化度ともに満足
のいかないものとなっている。
た場合、表層からの加熱により合金化反応を進行させる
ためには、Pを含まない鋼板と比較して高温あるいは長
時間の合金化処理が必要となり、その結果、合金化溶融
亜鉛めっき皮膜(以下、皮膜)の組成が変化したり、合
金化反応が過度に進行しやすくなり、耐パウダリング性
の劣化に繋がるのみならず、めっき速度(ライン速度)
を低下させる場合には生産効率を落とした操業を行うこ
とに繋がる。
て熱延鋼板および冷延鋼板の強化に利用されており、近
年の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化へのニーズに
対応するために添加せざるを得ない状況にある。よっ
て、Pが添加されていることを前提とした上で、上記問
題点を亜鉛めっきプロセス側で解決すべく、下記に示す
ような多くの検討がなされてきた。
製造条件を調整することにより上記問題点を解決する技
術として、溶融亜鉛浴内(以下、浴中)有効Al濃度を
規定することによりめっき密着性の優れた亜鉛めっき鋼
帯を製造する技術が特開昭57-23054号公報および特開平
5-132748号公報に、鋼板の浸漬温度を規定することによ
りめっき外観、耐パウダリングの優れた亜鉛めっき鋼板
を製造する技術が特開平3-191047号公報に、それぞれ提
案されている。一方、特開平4-154937号公報には、P添
加量に応じて鋼板中にMnを複合添加することにより合
金化速度を向上させる技術が提案されている。さらに、
特開平4-333552号公報、特開平4-304389号公報、特開平
5-140714号公報、特開平5-148603号公報には、予め鋼板
表面にめっきあるいは水溶液塗布処理を行って鋼板表面
を改質してから焼鈍、めっきを行うことによりめっき密
着性の優れた亜鉛めっき鋼板を製造する技術が提案され
ている。
57-23054号公報、特開平5-132748号公報および特開平3-
191047号公報に提案されている技術は、操業制約ひいて
は製造コスト上昇に繋がり、さらに前2者においては通
常の操業の中で浴中有効Al濃度を精度良く調整するこ
とは困難である。一方、特開平4-154937号公報に提案さ
れている技術は、鋼板の成分制約に繋がるため好ましく
ない。
304389号公報、特開平5-140714号公報、特開平5-148603
号公報に提案されている技術は、溶融亜鉛めっきライン
入側にめっき設備などを設置する必要があり、設備コス
トの上昇ひいては製造コストの上昇に繋がり抜本的な対
策とは言えない。
とする場合においても、これら従来技術の有する問題点
を生ずることなく、優れた皮膜品質の溶融亜鉛めっき鋼
材を、低コストで生産性よく製造する方法を提供するこ
とを目的とするものである。
15重量%(以下、Wt%)含有する鋼材を浴中Al濃度が
0.2Wt%以下の溶融亜鉛浴で溶融亜鉛めっき後、誘導加
熱で、その周波数を5KHz以上且つ鋼材表面の溶融亜鉛
相が消滅するまでの平均加熱速度を10℃/秒以上とし
て、加熱合金化処理を行うことを特徴とする溶融亜鉛め
っき鋼材の製造方法である。
て、鋼材中のPの合金化反応へ及ぼす影響を詳細に調査
した結果、以下の事実が判明した。
インの前工程としての焼鈍などの加熱過程において鋼材
のフェライト結晶粒界および表面に偏析する。フェライ
ト結晶粒界に偏析したPはアウトバースト反応と呼ばれ
る局所的なFe−Zn合金化反応を遅らせる。さらに、
鋼材表面に偏析したPは鋼材が亜鉛浴に浸漬された直後
に起こるFe−Al−Zn金属間化合物(Fe−Zn合
金化反応に対する抑制相として働く) の成長を促進し、
鋼材表面におけるζ相(FeZn18)形成反応を疎外す
る。高P含有鋼材の合金化反応遅延は特に後者に負うと
ころが大きい。
限にとどめる方法について、素材の成分調整、プレめっ
きなど特殊な操業をせずに、溶融亜鉛めっきラインの操
業条件も変更をせずに済む方法について各種検討した。
その結果、合金化処理の誘導加熱条件を規定することに
より、高P含有鋼材でも非P含有鋼材とほぼ同等の合金
化処理性を示すことを知見し本発明に至った。
03Wt%以上と規定する理由は、通常の誘導加熱条件の中
で合金化反応遅延が顕在化する下限であるためであり、
0.15Wt%超えでは本発明による改善効果が少なくなるば
かりか、2次加工脆性と呼ばれる粒界強度の低下や、ス
ラブ凝固時のP偏析に起因する表面欠陥が顕著になるた
め、0.15Wt%を上限とする。
て加熱合金化処理をすることについては以下の理由によ
る。
応遅延は、鋼材表面に偏析したPが、鋼材が亜鉛浴に浸
漬された直後に起こるFe−Al−Zn金属間化合物の
成長を促し、鋼材表面におけるζ相形成反応を抑制する
ために起こる。
如何に破壊するかが課題となる。本発明者らの検討結果
によれば、鋼材表面に形成されたFe−Al−Zn金属
間化合物は、(1)鋼材表面のFe原子がその中を溶融亜
鉛の方向へ向かって拡散する過程、(2) Fe−Al−Z
n金属間化合物と溶融亜鉛との界面においてζ相が核発
生する過程、(3)核発生したζ相がFe−Al−Zn金
属間化合物を通ってのFeの拡散により溶融亜鉛中へ成
長する過程、(4)ζ相の直下でFe−Al−Zn金属間
化合物が消失し、δ1相(FeZn7)、Γ1相(Fe
5 Zn21)、Γ相(Fe3 Zn10)が順次形成する過
程、によってFe−Zn合金相へと変化してゆく。
−Zn金属間化合物内への拡散を促進することができれ
ば、合金化反応を促進することができる。
鋼材を直接誘導加熱するので鋼板表面のFe原子のFe
−Al−Zn金属間化合物内への拡散が促進される。
鋼材表層が選択的に加熱されるために、Fe原子の拡散
効果が大きくなる。
た、誘導加熱合金化炉の周波数と、合金化速度の指標で
ある皮膜中平均Fe含有率の関係を示す。周波数の下限
を5KHzとする理由は、図1に示されるように、これ以
上の範囲で効果が顕著に現われるからである。なお、上
限については特に規定しないが、100KHz以上では効果が
飽和するばかりか、電源の設備コストが大幅に増加する
ため、100KHz以下が好ましい。
603 号公報には、比較例として、無処理の鋼板を誘導加
熱により加熱合金化処理を行った例(誘導加熱の周波数
は示されていない)が示されているが、この場合の合金
化度は満足すべきものではない。この理由は、特開平 5
-148603 号公報に記載される技術においては、周波数が
5KHz未満であったためと推定される。
濃度0.10Wt%、皮膜付着量56〜60g/m2 、連続溶融亜
鉛めっきライン(以下、CGL)のめっき速度(以下、
ライン速度)を95m/分、誘導加熱電力を1200KW一定と
して、合金化処理後の平均Fe含有量を測定し合金化速
度の指標とした。
度、特に皮膜の加工性が要求される用途には8〜12Wt
%の範囲に管理している。
はC0.003Wt %、Si0.02Wt%、Mn1.8Wt %、Ti0.
04Wt%、B0.0005Wt%、とFeおよび不可避不純物であ
る。
熱が挙げられ、この急速加熱もFe−Al−Zn金属間
化合物の破壊に関与している。すなわち、鋼板表面の急
熱により、Fe−Al−Zn金属間化合物にクラックが
生じやすくなり、Fe原子の拡散に寄与するものと推定
する。
っきに適用出来、連続溶融亜鉛めっきに限定せず(例え
ば、前焼鈍、前熱処理をする鋼材など)に適用できる。
配慮すべき事項について述べる。誘導加熱をするにあた
り、鋼板表面の溶融亜鉛相が消滅するまでの平均加熱速
度を10°C/秒以上として加熱合金化処理をすること
が好ましい。
炉の加熱速度と、合金化速度の指標である皮膜中平均F
e含有率との関係を示す。加熱速度を10℃/ 秒以上のほ
うが好ましい理由は、図2に示すように加熱速度が10℃
/ 秒以上の時に効果が顕著になるためである。
かりか、電源出力が増加し、設備コストが増加するた
め、通常100℃/秒以下が好ましい。
濃度0.12Wt%、皮膜付着量54〜57g/m2 、ライン速度
は80〜120 m/分とした。さらに、多段式誘導加熱合金
化炉において、全誘導加熱電力を1150KW(10KHz)一定と
し、誘導コイル各段のON-OFFを行うことにより加熱速度
を変化させた。合金化処理後の平均Fe含有量を測定し
合金化速度の指標とした。
はC0.003Wt %、Si0.02Wt%、Mn1.8Wt %、Ti0.
04Wt%、B0.0005Wt%、とFeおよび不可避不純物であ
る。
は電気炉、ガス炉、ガス冷却、ミスト冷却などいかなる
手段を用いても本発明の効果は発揮される。
固に形成されるFe−Al−Zn金属間化合物を合金化
処理時に効果的に破壊させることを目的にしているた
め、鋼板中のP含有量や浴中Al量が極めて多い場合に
はその効果が少なくなる。したがって、鋼板中のP含有
量は、前述のようにその上限を0.15Wt%とし、浴中Al
濃度も0.2Wt%以下、さらには0.16Wt%以下が望まし
い。しかし、他の製造条件すなわち、P以外の鋼板中の
成分、熱延条件、冷延条件、浴中Al濃度以外のCGL製
造条件の変化に対して本発明は有効に働く。
反応制御を目的に溶融亜鉛めっき浴中にCo、Cr、C
u、Ni、Pb、Li、Mg、Mn、Sn、Ti、Zr
などの元素を添加しても本発明の効果は達成される。
熱延鋼板および冷延鋼板を直火加熱炉方式のCGLに通
板し合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
Wt%、Si0.01〜0.45Wt%、Mn0.12〜1.65Wt%、S0.
001 〜0.05Wt%、SolAl0.01〜0.08Wt%、N0.0015
〜0.008Wt %、Ti0 〜0.15Wt%、B0 〜0.004Wt %、
を主体に添加した。
度Ar3〜Ar3+100℃、巻取り温度520〜700℃の範囲で実
施した。一部は酸洗後、1.2 mmまで冷間圧延し、冷延
鋼板とした。なお、一部は熱延ままの板厚1.2 mmの熱
延鋼板とした。
浴浸漬時の鋼板温度は440〜520℃、めっき浴温は458〜4
82℃、めっき付着量は片面あたり60±3 g/m2 とし、
ライン速度はすべて120 m/分とした。鋼板表面の溶融
亜鉛相が消滅するために必要な最低加熱板温を確保する
ために、誘導加熱出力で調整した。
有量、浴中Al濃度を除いては合金化速度に影響はなか
った。すなわち、P以外の鋼板中の成分、熱延条件、冷
延条件、CGL内の焼鈍条件およびめっき条件は合金化
速度に有意な差はなかった。
理条件および実際の到達板温Tmなどの関係を表1に示
す。
ド引抜試験後の皮膜剥離量を測定することにより、皮膜
付着量に対し8%超の剥離を不良、5〜8%をやや良
好、5%未満を良好と判定した。
学分析値( 全Al濃度) から、Fe濃度(重量%)を差
引いた値である。
向での合金化度のムラであり、鋼板表面でのPの偏析等
により、合金化速度が局部的に遅延されるために顕著に
なる。したがって、本発明の方法により、合金化遅延が
軽減化されると合金化ムラも軽減される。
で合金化処理を行ったため、鋼板中のPの合金化抑制効
果が顕著である。このため、板幅方向を均一に合金化す
なわち表面の亜鉛相を完全に消去して表面全体を合金相
とするために必要な最低加熱温度を高くする必要があ
る。しかし、表層からの加熱のため、皮膜の組成が変化
し、合金化反応が過度に進行しやすくなり、耐パウダリ
ング性が劣る。また、表面外観(合金化ムラ)の観点から
も劣っている。
となり、同一ライン速度では、板温を上げる必要がある
が、まだ解消せず、耐パウダリング性が劣る。
速度が遅れ、同一ライン速度では、高温まで板温を上げ
る必要があるが、解消できず、耐パウダリング性が劣
り、また、表面外観(合金化ムラ)の観点からも劣ってい
る。
て誘導加熱の出力調整で、加熱合金化温度を変化させた
が、加熱条件を一定とした場合には、合金化速度の早い
場合程、速いライン速度(めっき速度)で均一に合金化
が可能であり操業性に優れている。
冷延鋼板を直火加熱炉方式のCGLに通板し合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を製造した。
78Wt%、Si0.01〜0.5 Wt%、Mn0.1 〜2.3 Wt%、S
0.0056〜0.02Wt%、SolAl0.02〜0.06Wt%、N0.00
1 〜0.0066 Wt %、Nb0 〜0.045Wt %、Ti0 〜0.12
Wt%、B0 〜0.0035Wt%、を主体に添加した。
度Ar3〜Ar3+100℃、巻取り温度520〜700℃の範囲で実
施した。酸洗後、0.8 mmまで冷間圧延し、冷延鋼板と
した。
浴浸漬時の鋼板温度は440〜510℃、めっき浴温は458〜4
82℃、めっき付着量は片面あたり55±3 g/m2 とし、
ライン速度はすべて150 m/分とした。鋼板表面の溶融
亜鉛相が消滅するために必要な最低加熱板温を確保する
ために、誘導加熱出力で調整した。
中Al濃度を除いては合金化速度に影響はなかった。す
なわち、P以外の鋼板中の成分、熱延条件、冷延条件、
CGL内の焼鈍条件およびめっき条件は合金化速度に有
意な差はなかった。
理条件および実際の到達板温Tmなどの関係を表2に示
す。
P含有鋼板を使用したCGLでも操業性、生産性を落と
す繁雑な条件設定なしに、合金化速度を非P含有鋼板に
ほぼ匹敵するまで上昇でき、生産性の改善、製造コスト
低減が達成出来ている。
合金化溶融亜鉛めっきを行うに際し、鋼材自体が直接誘
導加熱されるために、鋼材表面のFe原子のFe−Al
−Zn金属間化合物内への拡散が促進され、合金化反応
を促進出来、低コストで、生産性を高め、かつ優れた皮
膜品質の溶融亜鉛めっき鋼材を製造出来る。
と合金化速度との関係を示す図1である。
度と合金化速度との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項1】 Pを0.03〜0.15重量%含有する鋼材を浴
中Al濃度が0.2重量%以下の溶融亜鉛浴で溶融亜鉛め
っき後、誘導加熱で、その周波数を5KHz以上且つ鋼材
表面の溶融亜鉛相が消滅するまでの平均加熱速度を10℃
/秒以上として、加熱合金化処理を行うことを特徴とす
る溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16578495A JP3166568B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | 溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16578495A JP3166568B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | 溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0920973A JPH0920973A (ja) | 1997-01-21 |
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Family
ID=15818951
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP16578495A Expired - Fee Related JP3166568B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | 溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3166568B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US10526690B2 (en) * | 2011-09-30 | 2020-01-07 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet |
-
1995
- 1995-06-30 JP JP16578495A patent/JP3166568B2/ja not_active Expired - Fee Related
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