JPH04147953A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH04147953A JPH04147953A JP27195690A JP27195690A JPH04147953A JP H04147953 A JPH04147953 A JP H04147953A JP 27195690 A JP27195690 A JP 27195690A JP 27195690 A JP27195690 A JP 27195690A JP H04147953 A JPH04147953 A JP H04147953A
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は、プレNi法を用いた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。
板の製造方法に関するものである。
[従来の技術]
従来、合金化溶融Znめフき鋼板は、塗膜密着性、塗装
後の耐食性等に優れた自動車用あるいは建築用の鋼板と
してすでに知られている。また、最近では特公昭61−
9386号にみられる通り、プレNi法による合金化溶
融Znめつき鋼板の製造方法が提案されており、具体的
には、無酸化炉方式の溶融めっきラインで実施すること
が開示されている。
後の耐食性等に優れた自動車用あるいは建築用の鋼板と
してすでに知られている。また、最近では特公昭61−
9386号にみられる通り、プレNi法による合金化溶
融Znめつき鋼板の製造方法が提案されており、具体的
には、無酸化炉方式の溶融めっきラインで実施すること
が開示されている。
[発明が解決しようとする課題]
一般に自動車あるいは建築用表面処理鋼板が塗装して使
用される場合、燐酸塩処理が前処理として施されるが、
合金化溶融Znめっき鋼板のめっき層中にはFeが存在
しているため、化成処理の燐酸塩結晶が変化し緻密にな
ること等から塗膜の密着性が向上し、塗装後のキズ部の
耐ブリスター性に優れるなどの利点を有している。
用される場合、燐酸塩処理が前処理として施されるが、
合金化溶融Znめっき鋼板のめっき層中にはFeが存在
しているため、化成処理の燐酸塩結晶が変化し緻密にな
ること等から塗膜の密着性が向上し、塗装後のキズ部の
耐ブリスター性に優れるなどの利点を有している。
しかしながら、Zn−Feめっき層の場合は腐食生成物
の防食効果は小さいため、たとえば、自動車ドアのヘム
部等の厳しい加工を受け、かつ塗装のまわりこまない裸
使用部の耐赤錆性あるいは塗装材に飛び石などにより傷
がはいった場合などの偏部の耐赤錆性には劣るという欠
点を有していた、また、Niプレめっき法による合金化
溶融Znめつき鋼板の製造方法はプレめっき層により均
一安定な清浄、活性な面が得られるため、合金元素を多
く含んだ高強度鋼板等にも密着性の良いめつ籾層を得る
ことができ、また、Niブレめっき法により耐食性を向
上させることができる優れた製造方法であるが、特に厳
しい加工を受けた部分の耐赤錆性、塗装偏部の耐赤錆性
の点ではなお改善の余地が残されており、その改良が望
まれていた。そこで、本発明者らはこのプレNiめっき
法による合金化溶融Znめっき鋼板の製造法により得ら
れるめっき鋼板の厳しい加工を受けた部分および塗装偏
部の耐赤錆性を改良する方法を種々検討したところ、プ
レN1めっき後、特定の加熱条件のもとで製造した場合
に未塗装加工部、あるいは塗装偏部の耐赤錆性が著しく
向上することを見出した。
の防食効果は小さいため、たとえば、自動車ドアのヘム
部等の厳しい加工を受け、かつ塗装のまわりこまない裸
使用部の耐赤錆性あるいは塗装材に飛び石などにより傷
がはいった場合などの偏部の耐赤錆性には劣るという欠
点を有していた、また、Niプレめっき法による合金化
溶融Znめつき鋼板の製造方法はプレめっき層により均
一安定な清浄、活性な面が得られるため、合金元素を多
く含んだ高強度鋼板等にも密着性の良いめつ籾層を得る
ことができ、また、Niブレめっき法により耐食性を向
上させることができる優れた製造方法であるが、特に厳
しい加工を受けた部分の耐赤錆性、塗装偏部の耐赤錆性
の点ではなお改善の余地が残されており、その改良が望
まれていた。そこで、本発明者らはこのプレNiめっき
法による合金化溶融Znめっき鋼板の製造法により得ら
れるめっき鋼板の厳しい加工を受けた部分および塗装偏
部の耐赤錆性を改良する方法を種々検討したところ、プ
レN1めっき後、特定の加熱条件のもとで製造した場合
に未塗装加工部、あるいは塗装偏部の耐赤錆性が著しく
向上することを見出した。
本発明は上記のように加工部の耐赤錆性に優れた合金化
溶融Znめっき鋼板の製造方法を提供するものである。
溶融Znめっき鋼板の製造方法を提供するものである。
[課題を解決するための手段]
本発明者らは、まず、特公昭61−9386号公報に記
載されたNiブレめっミ法を用いた合金化溶融めっき鋼
板の製造方法に従って、プレめっき後の加熱を780℃
で18秒行って合金化溶融めっき鋼板を作成し、その性
能および構造を調査したところ、塗膜密着性などの点で
優れた性能を示すものの本発明の目的である加工部およ
び塗装偏部の耐赤錆性の向上効果は小であった。めっき
層構造的にもNiがめつき層上部まで均一には分布して
おらず、地鉄界面のr相(FeaZnzz)も発達し易
い傾向が認められた。その原因として、プレめっき後の
加熱温度が高すぎることおよび加熱速度が遅いため、前
処理加熱の段階でプレめっき層が地鉄中に拡散してしま
い、そのため、めっき時および合金化処理時においてプ
レめっき層がZnと反応しに<<NiがZn−Fe合金
層内部まで均一に拡散しにくいこと、およびプレNiが
下地鋼板内に拡散している場合には地鉄界面のバリヤー
効果が小のために合金相「相が成長しやすいことなどが
考えられる。
載されたNiブレめっミ法を用いた合金化溶融めっき鋼
板の製造方法に従って、プレめっき後の加熱を780℃
で18秒行って合金化溶融めっき鋼板を作成し、その性
能および構造を調査したところ、塗膜密着性などの点で
優れた性能を示すものの本発明の目的である加工部およ
び塗装偏部の耐赤錆性の向上効果は小であった。めっき
層構造的にもNiがめつき層上部まで均一には分布して
おらず、地鉄界面のr相(FeaZnzz)も発達し易
い傾向が認められた。その原因として、プレめっき後の
加熱温度が高すぎることおよび加熱速度が遅いため、前
処理加熱の段階でプレめっき層が地鉄中に拡散してしま
い、そのため、めっき時および合金化処理時においてプ
レめっき層がZnと反応しに<<NiがZn−Fe合金
層内部まで均一に拡散しにくいこと、およびプレNiが
下地鋼板内に拡散している場合には地鉄界面のバリヤー
効果が小のために合金相「相が成長しやすいことなどが
考えられる。
そこで、本発明者らは、プレめっき後の加熱温度を低温
にし、また昇温速度を上げることによってプレNi層の
地鉄中への拡散を極力抑制し、Niの有する活性度、バ
リヤー効果を保った状態で溶融めっきおよび合金化処理
を行うことが製造上のポイントと考え、実験を重ねてい
フた。その結果、Niブレめっき後の加熱温度430〜
500℃に30℃/sec以上の昇温速度で急速加熱を
行い、 A10.05〜0.25%含有したZnめっき
浴中で溶融めっきし、ワイピング直上で合金化処理を4
70〜550℃で10〜40秒行った場合にのみ、めっ
き層中のNi分布が均一になり地鉄界面のr相が薄く抑
制されており、従来法に比較して加工部および塗装偏部
の耐赤錆性が大幅に向上することを見出し、下記の本発
明を完成したものである。
にし、また昇温速度を上げることによってプレNi層の
地鉄中への拡散を極力抑制し、Niの有する活性度、バ
リヤー効果を保った状態で溶融めっきおよび合金化処理
を行うことが製造上のポイントと考え、実験を重ねてい
フた。その結果、Niブレめっき後の加熱温度430〜
500℃に30℃/sec以上の昇温速度で急速加熱を
行い、 A10.05〜0.25%含有したZnめっき
浴中で溶融めっきし、ワイピング直上で合金化処理を4
70〜550℃で10〜40秒行った場合にのみ、めっ
き層中のNi分布が均一になり地鉄界面のr相が薄く抑
制されており、従来法に比較して加工部および塗装偏部
の耐赤錆性が大幅に向上することを見出し、下記の本発
明を完成したものである。
即ち、鋼板の表面にNiブレめっき層を0.2〜2g/
lめっき後、無酸化あるいは還元雰囲気中で板温430
〜500℃に30℃/sec以上の昇温速度で急速加熱
を行ったのちAl O,05〜0.25%含有するZn
めつ籾浴中で溶融めっきし、ワイピング直上で470〜
550℃でlθ〜40秒合金化加熱処理を行うことを特
徴−とする合金化溶融Znめつき鋼板の製造方法である
。
lめっき後、無酸化あるいは還元雰囲気中で板温430
〜500℃に30℃/sec以上の昇温速度で急速加熱
を行ったのちAl O,05〜0.25%含有するZn
めつ籾浴中で溶融めっきし、ワイピング直上で470〜
550℃でlθ〜40秒合金化加熱処理を行うことを特
徴−とする合金化溶融Znめつき鋼板の製造方法である
。
以下、図面を用いて本発明について詳細に説明する。
第1図(a) 、 (b) 、 (c)は、前処理加熱
板温と加工部および塗装偏部の耐赤錆性の関係を示した
図である。
板温と加工部および塗装偏部の耐赤錆性の関係を示した
図である。
熱延^2キルド鋼板(1,6mm 5PHC)にプレN
iめつき層を0.5g/m2めっき後、0260ppm
、 823%のN2雰囲気中で板温400〜700℃ま
で70℃/secの昇温速度で加熱を行ったのち、^Q
O,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520℃で15秒金
合金加熱処理を行ってFe含有率11%、付着量60g
/m2の合金化溶融Znめフき鋼板を作成した。加工部
の耐赤錆性は実際の厳しい加工部を想定するために、試
験片を25mm円筒張り出しの深絞り加工した後塩水噴
霧試験(SST)で調べ、加工部表面に赤錆が面積占有
率で50%発生するまでの噴霧時間で評価した。また、
塗装偏部の場合は、電着塗装(膜厚20μm)材にカッ
ターナイフでクロスカットをあらかじめ入れておき、S
ST1週におけるクロスカット部の赤錆の発生率で評価
した。評価は、各々5段階で評価した。評価基準は次の
通りである。
iめつき層を0.5g/m2めっき後、0260ppm
、 823%のN2雰囲気中で板温400〜700℃ま
で70℃/secの昇温速度で加熱を行ったのち、^Q
O,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520℃で15秒金
合金加熱処理を行ってFe含有率11%、付着量60g
/m2の合金化溶融Znめフき鋼板を作成した。加工部
の耐赤錆性は実際の厳しい加工部を想定するために、試
験片を25mm円筒張り出しの深絞り加工した後塩水噴
霧試験(SST)で調べ、加工部表面に赤錆が面積占有
率で50%発生するまでの噴霧時間で評価した。また、
塗装偏部の場合は、電着塗装(膜厚20μm)材にカッ
ターナイフでクロスカットをあらかじめ入れておき、S
ST1週におけるクロスカット部の赤錆の発生率で評価
した。評価は、各々5段階で評価した。評価基準は次の
通りである。
評価 赤錆発生時間()Ir) の赤錆発生時間)
5 ・・・・ 120〜200 10未満
4 ・・・・ 90〜′120未満 lO〜30
3 ・・・・ 70〜90未満 30〜502
・・・・ 50〜70未満 50〜901 ・・
・・ 50未満 90〜100(*評
価3以上が合格) この図より、溶融めフき前の加熱板温が本発明範囲であ
る430〜500℃の範囲で加工部および塗装偏部の耐
赤錆性(以下、両方を併せて耐赤錆性と略す)に優れた
合金化溶融Znめフき鋼板が得られることは明らかであ
る。 500℃を超えると加工部の耐赤錆性が劣化し
、従来技術の前処理加熱の条件780℃近傍では良好な
耐赤錆性は得られない。また、430℃未満では溶融め
っきの際に不めっきを生じやすい。
5 ・・・・ 120〜200 10未満
4 ・・・・ 90〜′120未満 lO〜30
3 ・・・・ 70〜90未満 30〜502
・・・・ 50〜70未満 50〜901 ・・
・・ 50未満 90〜100(*評
価3以上が合格) この図より、溶融めフき前の加熱板温が本発明範囲であ
る430〜500℃の範囲で加工部および塗装偏部の耐
赤錆性(以下、両方を併せて耐赤錆性と略す)に優れた
合金化溶融Znめフき鋼板が得られることは明らかであ
る。 500℃を超えると加工部の耐赤錆性が劣化し
、従来技術の前処理加熱の条件780℃近傍では良好な
耐赤錆性は得られない。また、430℃未満では溶融め
っきの際に不めっきを生じやすい。
また、第2図に加熱速度と耐赤錆性の関係を示す。
熱延A2キルド鋼板(1,6mm 5PHC)にプレN
1めフき層を0.5g/m”めっき後、0260ppm
、 823%のN2雰囲気中で板温450℃まで加熱を
行ったのち、An O,15%含有する 450t ノ
Znめっき浴中で3秒間溶融めっきし、ワイピング直上
で520℃で15秒金合金加熱処理を行フてFe含有率
11%、付着量60g/m2の合金化溶融Znめっき鋼
板を作成した。
1めフき層を0.5g/m”めっき後、0260ppm
、 823%のN2雰囲気中で板温450℃まで加熱を
行ったのち、An O,15%含有する 450t ノ
Znめっき浴中で3秒間溶融めっきし、ワイピング直上
で520℃で15秒金合金加熱処理を行フてFe含有率
11%、付着量60g/m2の合金化溶融Znめっき鋼
板を作成した。
本発明の昇温速度範囲30t/sec以上で急速加熱を
行った場合に、耐赤錆性が良好であることは明白である
。昇温速度が30t/sec未溝の場合には、耐赤錆性
が劣化する。従来技術範囲に相当する昇温速度での耐赤
錆性の劣化は良好なめっき密着性が得られないことに起
因しているものと考えられる。
行った場合に、耐赤錆性が良好であることは明白である
。昇温速度が30t/sec未溝の場合には、耐赤錆性
が劣化する。従来技術範囲に相当する昇温速度での耐赤
錆性の劣化は良好なめっき密着性が得られないことに起
因しているものと考えられる。
これらの結果により、本発明においては、ブレNiめっ
き後の加熱温度が低温であること、昇温速度が速いこと
が、耐赤錆性の優れた合金化溶融Znめっぎ鋼板を製造
する上での大きなポイントである。急速加熱の方法につ
いては、特に限定しないが、鋼板の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。
き後の加熱温度が低温であること、昇温速度が速いこと
が、耐赤錆性の優れた合金化溶融Znめっぎ鋼板を製造
する上での大きなポイントである。急速加熱の方法につ
いては、特に限定しないが、鋼板の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。
[作 用コ
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
結果及び従来技術の結果を第3図に模式的に示した。本
発明範囲のNiブ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、従来技術範囲
の加熱温度、昇温速度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。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
。
結果及び従来技術の結果を第3図に模式的に示した。本
発明範囲のNiブ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、従来技術範囲
の加熱温度、昇温速度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。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
。
即ち、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、Nl、A1が比較的均一に
分布しており、Zn−N1−An−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r相も0
.5μm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、r相の成長が抑制されたのは、本発明の場
合、加熱時にそのまま残存しているプレNi層が溶融め
っき時において、N1−AIL−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r相成長のバリヤーとなるものと
考えられる。耐赤錆性が向上したのは、r相の抑制によ
り、めっき密着性が向上したこと、また、めっき層中に
表層まで均一にNi、Al1が含まれることにより、塩
水噴霧試験中の腐食生成物の安定化作用即ち、腐食反応
のカソード反応である酸素還元反応が起こりにくい非伝
導性の塩基性塩化亜鉛の安定化、および酸素拡散反応の
抑制効果(バリヤー効果)等が相乗的に働いているもの
と思われる。
めっき層中にはZn、Fe、Nl、A1が比較的均一に
分布しており、Zn−N1−An−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r相も0
.5μm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、r相の成長が抑制されたのは、本発明の場
合、加熱時にそのまま残存しているプレNi層が溶融め
っき時において、N1−AIL−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r相成長のバリヤーとなるものと
考えられる。耐赤錆性が向上したのは、r相の抑制によ
り、めっき密着性が向上したこと、また、めっき層中に
表層まで均一にNi、Al1が含まれることにより、塩
水噴霧試験中の腐食生成物の安定化作用即ち、腐食反応
のカソード反応である酸素還元反応が起こりにくい非伝
導性の塩基性塩化亜鉛の安定化、および酸素拡散反応の
抑制効果(バリヤー効果)等が相乗的に働いているもの
と思われる。
ブレN1めっきの付着量を0.2g/ya’以上とした
のは、これ以上でNiによる加工部の耐蝕性の向上効果
が認められたためである。また、0.2g/m”未満だ
とめつぎの際に不めっきが生じやすい。上限を2 g/
m’としたのは、これを超えるとめっき層中にNi含有
率が高くなりすぎ、腐食過程において、電気化学的に責
なNiが局部電池を構成し、耐蝕性がかえって劣化する
ためである。また、浴中A立置の下限を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r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。
のは、これ以上でNiによる加工部の耐蝕性の向上効果
が認められたためである。また、0.2g/m”未満だ
とめつぎの際に不めっきが生じやすい。上限を2 g/
m’としたのは、これを超えるとめっき層中にNi含有
率が高くなりすぎ、腐食過程において、電気化学的に責
なNiが局部電池を構成し、耐蝕性がかえって劣化する
ためである。また、浴中A立置の下限を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r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A文の上限を0゜25%としたのはANが0
.25%を超えると、めっき時においてNj−AU−Z
n以外にFe−An−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ず、良好な塗膜密
着性が得られないためである。
.25%を超えると、めっき時においてNj−AU−Z
n以外にFe−An−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ず、良好な塗膜密
着性が得られないためである。
合金化処理温度は470〜550℃が最適である。47
0℃未満では合金化が進みにくく良好な塗膜密着性が得
られない、550℃を超えると合金化が進みすぎ、地鉄
界面にr相が発達しやすくなり、めっき密着性が劣化す
る0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良好な塗膜密着性が得られな
い。また、40秒を超えると合金化が進みすぎ、r相が
発達しやすくなり、めっき密着性、耐赤錆性が劣化する
。
0℃未満では合金化が進みにくく良好な塗膜密着性が得
られない、550℃を超えると合金化が進みすぎ、地鉄
界面にr相が発達しやすくなり、めっき密着性が劣化す
る0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良好な塗膜密着性が得られな
い。また、40秒を超えると合金化が進みすぎ、r相が
発達しやすくなり、めっき密着性、耐赤錆性が劣化する
。
めっき付着量については特に制約は設けないが、耐蝕性
の観点から、10g/m2以上、加工性の観点からする
と150g/+n2以下であることが望ましい。
の観点から、10g/m2以上、加工性の観点からする
と150g/+n2以下であることが望ましい。
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
合金化溶融Znめっき鋼板の場合にも結果は同様であっ
た。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43
0〜500℃の条件が使用できる。
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
合金化溶融Znめっき鋼板の場合にも結果は同様であっ
た。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43
0〜500℃の条件が使用できる。
下地鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板ともに使用でき
、^2キルド鋼板、Al1−5iキルド鋼板、Ti−5
ulc、 P−TiSulc低炭素鋼板、高St、 M
n系の高張力鋼板など種々のものが適用できる。
、^2キルド鋼板、Al1−5iキルド鋼板、Ti−5
ulc、 P−TiSulc低炭素鋼板、高St、 M
n系の高張力鋼板など種々のものが適用できる。
[実 施 例コ
第1表に本発明の製造方法および得られた鋼板の実施例
を示す、*印が本発明以外の製造法で作成された比較材
である。下地に熱延鋼板5PHC(1,6mm)の酸洗
材を用い、Niめっきは、硫酸酸性浴中で電気めっきで
行った。前処理加熱(0260ppm、H23%、残部
Nz)の後、浴温450℃、3 secで溶融めっきを
行った。ワイピングした後、合金化加熱処理を450〜
550℃、5〜40秒行い、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/m”とした
。耐赤錆性の評価は、前述の評価基準に従って、SST
による円筒絞り材の赤錆発生50%の時間、塗装材クロ
スカット部の赤錆発生率を調査し、それぞれ5点法で評
価し、両方の結果を考慮して総合評価を5点法で行った
。3点以上を合格とした。また、SST 4週後の塗装
材クロスカット部の耐ブリスター性(塗膜密着性)も合
わせて評価した。この場合の評点は、ブリスター幅が3
11II11以下を○、3 mma4 mm以下を△、
4mm超を×とし、6以上を合格とした。
を示す、*印が本発明以外の製造法で作成された比較材
である。下地に熱延鋼板5PHC(1,6mm)の酸洗
材を用い、Niめっきは、硫酸酸性浴中で電気めっきで
行った。前処理加熱(0260ppm、H23%、残部
Nz)の後、浴温450℃、3 secで溶融めっきを
行った。ワイピングした後、合金化加熱処理を450〜
550℃、5〜40秒行い、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/m”とした
。耐赤錆性の評価は、前述の評価基準に従って、SST
による円筒絞り材の赤錆発生50%の時間、塗装材クロ
スカット部の赤錆発生率を調査し、それぞれ5点法で評
価し、両方の結果を考慮して総合評価を5点法で行った
。3点以上を合格とした。また、SST 4週後の塗装
材クロスカット部の耐ブリスター性(塗膜密着性)も合
わせて評価した。この場合の評点は、ブリスター幅が3
11II11以下を○、3 mma4 mm以下を△、
4mm超を×とし、6以上を合格とした。
No、1〜18に示す通り、Niブレめっき層0.2〜
2 g/m2、加熱板温430〜500℃、昇温速度3
0’e/see以上、浴中AI 0.05〜0.15%
、合金化加熱条件が470〜550℃で10〜40秒で
ある本発明の製造条件で得られためっき鋼板は、加工部
および塗装偏部の耐赤錆性、塗装材の耐ブリスター性共
に優れる。これに比較して、ブレNiなしの場合(No
、21)を含めて、ブレNiめつき層の付着量、加熱板
温、昇温速度、浴中An、合金化処理条件が本発明範囲
を逸脱する場合(No、19〜30) 加工部および
塗装偏部の耐赤錆性が劣る。
2 g/m2、加熱板温430〜500℃、昇温速度3
0’e/see以上、浴中AI 0.05〜0.15%
、合金化加熱条件が470〜550℃で10〜40秒で
ある本発明の製造条件で得られためっき鋼板は、加工部
および塗装偏部の耐赤錆性、塗装材の耐ブリスター性共
に優れる。これに比較して、ブレNiなしの場合(No
、21)を含めて、ブレNiめつき層の付着量、加熱板
温、昇温速度、浴中An、合金化処理条件が本発明範囲
を逸脱する場合(No、19〜30) 加工部および
塗装偏部の耐赤錆性が劣る。
さらに、No、31〜33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。
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。
[発明の効果]
以上のように、本発明の製造方法によれば合金化溶融Z
nめっき鋼板としては従来にない加工部および塗膜偏部
の耐赤錆性が得られることから、その工業的意義は極め
て大きい。
nめっき鋼板としては従来にない加工部および塗膜偏部
の耐赤錆性が得られることから、その工業的意義は極め
て大きい。
第1図(a) 、 (b) 、 (c)は前処理加熱板
温と加工部、塗装偏部の耐赤錆性の関係を示した図、第
2図は加熱速度と加工部、塗装偏部の耐赤錆性の関係を
示した図、第3図は本発明の製造方法で得られためつき
層の構造を模式的に示した図である。 他4名 値 り \才 C) へ 順 gH滉C漬船5観式屹; 値 り 寸 C) へ 順 4!賛W4=へOべRへL曇5鯉シ勺:剣B;ヘロベ々
)L后C蒼曇霞枦シ硼:j” Hft G著@l!I馴
4噸 (本発明) 430〜500℃ 図 (従来技術) 780℃
温と加工部、塗装偏部の耐赤錆性の関係を示した図、第
2図は加熱速度と加工部、塗装偏部の耐赤錆性の関係を
示した図、第3図は本発明の製造方法で得られためつき
層の構造を模式的に示した図である。 他4名 値 り \才 C) へ 順 gH滉C漬船5観式屹; 値 り 寸 C) へ 順 4!賛W4=へOべRへL曇5鯉シ勺:剣B;ヘロベ々
)L后C蒼曇霞枦シ硼:j” Hft G著@l!I馴
4噸 (本発明) 430〜500℃ 図 (従来技術) 780℃
Claims (1)
- 1 鋼板の表面にNiプレめっき層を0.2〜2g/m
^2めっき後、無酸化あるいは還元雰囲気中で板温43
0〜500℃に30℃/sec以上の昇温速度で急速加
熱を行つたのちAl0.05〜0.25%含有するZn
めっき浴中で溶融めっきし、ワイピング直上で470〜
550℃で10〜40秒合金化加熱処理を行うことを特
徴とする合金化溶融Znめっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27195690A JP2783452B2 (ja) | 1990-10-09 | 1990-10-09 | 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 |
---|---|---|---|
JP27195690A JP2783452B2 (ja) | 1990-10-09 | 1990-10-09 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04147953A true JPH04147953A (ja) | 1992-05-21 |
JP2783452B2 JP2783452B2 (ja) | 1998-08-06 |
Family
ID=17507155
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27195690A Expired - Lifetime JP2783452B2 (ja) | 1990-10-09 | 1990-10-09 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
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Cited By (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000064012A (ja) * | 1998-08-13 | 2000-02-29 | Nippon Steel Corp | 意匠性に優れた溶融Zn−Mg−Alめっき鋼板 |
KR20020046709A (ko) * | 2000-12-15 | 2002-06-21 | 이구택 | 내플레킹성이 우수한 합금화 용융아연 도금강판의 제조방법 |
WO2006112517A1 (ja) * | 2005-04-20 | 2006-10-26 | Nippon Steel Corporation | 溶融亜鉛メッキ方法 |
JP2006299341A (ja) * | 2005-04-20 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
JP2007084913A (ja) * | 2005-04-06 | 2007-04-05 | Nippon Steel Corp | 耐食性、加工性、塗装性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
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JP2010156030A (ja) * | 2009-01-05 | 2010-07-15 | Nippon Steel Corp | 外観品位に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
KR101253820B1 (ko) * | 2010-01-27 | 2013-04-12 | 주식회사 포스코 | 고망간 용융아연 열연도금강판, 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
JPWO2014178358A1 (ja) * | 2013-05-01 | 2017-02-23 | 新日鐵住金株式会社 | 亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
US10294551B2 (en) | 2013-05-01 | 2019-05-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength low-specific-gravity steel sheet having superior spot weldability |
Families Citing this family (2)
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---|---|---|---|---|
JP4533223B2 (ja) * | 2005-04-18 | 2010-09-01 | 新日本製鐵株式会社 | 同一浴にて溶融亜鉛メッキ鋼板と合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を造り分ける方法 |
WO2006112515A1 (ja) | 2005-04-20 | 2006-10-26 | Nippon Steel Corporation | 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
-
1990
- 1990-10-09 JP JP27195690A patent/JP2783452B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (21)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2000064012A (ja) * | 1998-08-13 | 2000-02-29 | Nippon Steel Corp | 意匠性に優れた溶融Zn−Mg−Alめっき鋼板 |
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US20090200174A1 (en) * | 2005-04-20 | 2009-08-13 | Nippon Steel Corporation | Method for hot-dip galvanizing a steel sheet |
JP2006299341A (ja) * | 2005-04-20 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
JP2006299339A (ja) * | 2005-04-20 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 不メッキ欠陥発生のない溶融亜鉛メッキ方法 |
US9512511B2 (en) | 2005-04-20 | 2016-12-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method for hot-dip galvanizing a steel sheet |
WO2006112517A1 (ja) * | 2005-04-20 | 2006-10-26 | Nippon Steel Corporation | 溶融亜鉛メッキ方法 |
JP4551268B2 (ja) * | 2005-04-20 | 2010-09-22 | 新日本製鐵株式会社 | 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
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KR101040770B1 (ko) * | 2005-04-20 | 2011-06-13 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 용융 아연 도금 방법 |
JP2007277652A (ja) * | 2006-04-07 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 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 |
WO2007119665A1 (ja) * | 2006-04-07 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corporation | 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 |
US10023931B2 (en) | 2006-04-07 | 2018-07-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method of production of hot dip galvannealed steel sheet with excellent workability, powderability, and slidability |
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US10336037B2 (en) | 2013-05-01 | 2019-07-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Galvanized steel sheet and method for producing the same |
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---|---|
JP2783452B2 (ja) | 1998-08-06 |
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