JPH0660376B2 - 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法Info
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- JPH0660376B2 JPH0660376B2 JP17556490A JP17556490A JPH0660376B2 JP H0660376 B2 JPH0660376 B2 JP H0660376B2 JP 17556490 A JP17556490 A JP 17556490A JP 17556490 A JP17556490 A JP 17556490A JP H0660376 B2 JPH0660376 B2 JP H0660376B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は亜鉛めっき後加熱拡散処理によって該めっき層
をFe-Zn 系合金層にした溶融合金化亜鉛めっき鋼板およ
びその製造方法に関するものである。
をFe-Zn 系合金層にした溶融合金化亜鉛めっき鋼板およ
びその製造方法に関するものである。
特に、鋼板表面に特定のSi層を形成して加熱還元するこ
とにより、該めっき層の合金層形態を階層型から、乱層
型へと変化させる事が該めっき層を高靭性化をもたらし
加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板を市場提供す
るものである。
とにより、該めっき層の合金層形態を階層型から、乱層
型へと変化させる事が該めっき層を高靭性化をもたらし
加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板を市場提供す
るものである。
［従来の技術］ 溶融合金化亜鉛めっき鋼板（以下、単に合金化亜板とい
う。）は、その適宜な犠牲陽極作用と素地の凹凸からく
る優れた投猫効果から家電や自動車等の塗装下地用防錆
鋼板として現在多用されている表面処理鋼板の一つであ
る。
う。）は、その適宜な犠牲陽極作用と素地の凹凸からく
る優れた投猫効果から家電や自動車等の塗装下地用防錆
鋼板として現在多用されている表面処理鋼板の一つであ
る。
又、合金化亜板に対する表面特性としては、耐食性、加
工性、溶接性、塗装性などがあるが、このうち最も市場
要求の高い特性の一つに加工によるめっき層の剥離（フ
レーキング、パウダリング）がある。この改善にあたっ
て、鋼種、めっき前処理、溶融めっき条件、合金化加熱
条件等の適正化が、現在盛んに研究開発されようとして
いる。
工性、溶接性、塗装性などがあるが、このうち最も市場
要求の高い特性の一つに加工によるめっき層の剥離（フ
レーキング、パウダリング）がある。この改善にあたっ
て、鋼種、めっき前処理、溶融めっき条件、合金化加熱
条件等の適正化が、現在盛んに研究開発されようとして
いる。
しかし、従来技術の中で、特に、普通鋼のアルミキルド
鋼（以下、単に Al-K と称す。）を基板とした合金化亜
板にあっては、そのFe-Zn 合金層構造が総じてFeの濃度
勾配をもって階層状に生成する合金層形態しか得られ
ず、その形態を改質して高加工性を達成する発想を具現
化した技術は未だ見い出されていないのが現状である。
鋼（以下、単に Al-K と称す。）を基板とした合金化亜
板にあっては、そのFe-Zn 合金層構造が総じてFeの濃度
勾配をもって階層状に生成する合金層形態しか得られ
ず、その形態を改質して高加工性を達成する発想を具現
化した技術は未だ見い出されていないのが現状である。
例えば、溶融亜鉛めっき浴中 Al を微量に抑えて亜鉛め
っきしたのち合金化処理した特開昭56-13470号、亜鉛め
っき前の鋼板にFeやNi等をプレめっきして亜鉛めっき
し、合金化処理した特開昭58-104163 号、特開昭60-110
859 号などが提示されてはいるものの、これらの技術か
ら得られる合金化亜板は全て過酷なプレス加工に対して
該めっき層はパウダリング状又はフレーキング状に剥離
し易い難点がある。
っきしたのち合金化処理した特開昭56-13470号、亜鉛め
っき前の鋼板にFeやNi等をプレめっきして亜鉛めっき
し、合金化処理した特開昭58-104163 号、特開昭60-110
859 号などが提示されてはいるものの、これらの技術か
ら得られる合金化亜板は全て過酷なプレス加工に対して
該めっき層はパウダリング状又はフレーキング状に剥離
し易い難点がある。
この原因は、上述したように該めっき層の合金層構造に
あり地鉄界面でのFe-Zn 相互拡散によって生じる合金層
の相構造が、Fe拡散率の高い地鉄側からめっき表面に向
ってΓ、δ１、ζとなりこれらが素地面に並行して整然
と階層状に生成する点にある。従って、加工によって一
定の加工応力を受けた際、その応力集中がFe含有率の最
も高く、硬くて脆いΓ相に起り、これが根こそぎめっき
層の剥離を招くことによるものと考えられる。
あり地鉄界面でのFe-Zn 相互拡散によって生じる合金層
の相構造が、Fe拡散率の高い地鉄側からめっき表面に向
ってΓ、δ１、ζとなりこれらが素地面に並行して整然
と階層状に生成する点にある。従って、加工によって一
定の加工応力を受けた際、その応力集中がFe含有率の最
も高く、硬くて脆いΓ相に起り、これが根こそぎめっき
層の剥離を招くことによるものと考えられる。
［発明が解決しようとする課題］ 以上述べた従来技術の中では、所詮形成される合金層形
態は素地鋼板に比較的並行にFe拡散率が異なる各相のFe
-Zn 拡散層は多層構造的に重なり合って形成される階層
構造でなり、このため加工応力の集中が起り、脆い合金
層にクラックが発生し、応力に耐え切れなくなった際に
鉄素地よりパウダー状に剥離し実用上問題がある。
態は素地鋼板に比較的並行にFe拡散率が異なる各相のFe
-Zn 拡散層は多層構造的に重なり合って形成される階層
構造でなり、このため加工応力の集中が起り、脆い合金
層にクラックが発生し、応力に耐え切れなくなった際に
鉄素地よりパウダー状に剥離し実用上問題がある。
本発明では、このような従来技術が抱える合金層の加工
性向上に対し、階層構造でなる合金層の生成形態を応力
分散が可能なζ相が入り混った不連続性のζ１相主体に
変化させることが必要と考え、種々の検討を行なった結
果、溶融Znめっきを施す前の鋼板表面に特定のSi層を設
けたのち、加熱還元板温を特定して加熱することによ
り、上述したδ１相とζ相の入り乱れた合金層形態を得
ることができる知見を得、本発明を提案するに至ったも
のである。
性向上に対し、階層構造でなる合金層の生成形態を応力
分散が可能なζ相が入り混った不連続性のζ１相主体に
変化させることが必要と考え、種々の検討を行なった結
果、溶融Znめっきを施す前の鋼板表面に特定のSi層を設
けたのち、加熱還元板温を特定して加熱することによ
り、上述したδ１相とζ相の入り乱れた合金層形態を得
ることができる知見を得、本発明を提案するに至ったも
のである。
［課題を解決するための手段］ 本発明は上述した技術思想をもとに成り立ったものであ
るが、Siのこのような挙動は鋼中のSiにあっても同様の
作用効果のあることを本願発明の先願として、すでに提
案しているところである。
るが、Siのこのような挙動は鋼中のSiにあっても同様の
作用効果のあることを本願発明の先願として、すでに提
案しているところである。
本発明の構成について以下に示す。
(1) 鋼板界面にZn-Fe-Al-Si からなるAl濃化層を 0.1〜
１μｍ形成し、その上層にδ１相主体型でζ相とδ１相
とが入り乱れたFe-Zn 系合金層を５〜５０μｍ形成した
ことを特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき
鋼板。
１μｍ形成し、その上層にδ１相主体型でζ相とδ１相
とが入り乱れたFe-Zn 系合金層を５〜５０μｍ形成した
ことを特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき
鋼板。
(2) ゼンジマー式溶融亜鉛メッキラインにおいて、予め
被めっき鋼板の表面にSi層を１０〜10000Åプレメッキ
し、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元するのに
最高板温を500 〜900 ℃とした後、溶融亜鉛めっき浴の
成分を重量％でAl：0.01〜0.15％，Sb：0.05〜 0.5％を
添加し、且つPb等の不可避的不純物の総量が0.02％未満
であるめっき浴を用いてめっきをすることを特徴とする
加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板製造方法。
被めっき鋼板の表面にSi層を１０〜10000Åプレメッキ
し、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元するのに
最高板温を500 〜900 ℃とした後、溶融亜鉛めっき浴の
成分を重量％でAl：0.01〜0.15％，Sb：0.05〜 0.5％を
添加し、且つPb等の不可避的不純物の総量が0.02％未満
であるめっき浴を用いてめっきをすることを特徴とする
加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板製造方法。
(3) ゼンジマー式溶融亜鉛メッキラインにおいて、予め
被めっき鋼板の表面にSi層を１０〜10000Åプレメッキ
し、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元するのに
最高板温を500 〜900 ℃にした後、溶融亜鉛めっき浴の
成分を重量％で、Al：0.01〜0.15％，Sb：0.05〜0.5
％，更にMg：0.01 〜0.2 ％，Ti：0.01〜0.05％，B:0.0
01 〜0.01％を添加し、且つPb等の不可避的不純物の総
量が0.02％未満であるめっき浴を用いてめっきをするこ
とを特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼
板製造方法。
被めっき鋼板の表面にSi層を１０〜10000Åプレメッキ
し、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元するのに
最高板温を500 〜900 ℃にした後、溶融亜鉛めっき浴の
成分を重量％で、Al：0.01〜0.15％，Sb：0.05〜0.5
％，更にMg：0.01 〜0.2 ％，Ti：0.01〜0.05％，B:0.0
01 〜0.01％を添加し、且つPb等の不可避的不純物の総
量が0.02％未満であるめっき浴を用いてめっきをするこ
とを特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼
板製造方法。
その骨子は合金層形態としてζ混在のδ１主体型であっ
て、ζによってδ１が不連続状に鋼板界面に生成させる
ことが合金層の高靭性化をもたらし、これがめっき層の
高加工性につながる点にあり、そのためには、焼鈍前
の原板表面に、特定のSiプレめっき層を設け、かつそ
れを、還元雰囲気および板温を特定して加熱する点にあ
る。
て、ζによってδ１が不連続状に鋼板界面に生成させる
ことが合金層の高靭性化をもたらし、これがめっき層の
高加工性につながる点にあり、そのためには、焼鈍前
の原板表面に、特定のSiプレめっき層を設け、かつそ
れを、還元雰囲気および板温を特定して加熱する点にあ
る。
［作 用］ （Ｉ）Siプレめっきの厚みについて、 焼鈍前、予め鋼板表面に形成させるSiプレめっきは、そ
の後の焼鈍過程でのSi拡散によって鋼板表層部をFe-Si
系の拡散層に改質し、溶融亜鉛めっき時に地鉄界面に生
ずるFe-Si-Al-Zn 系Al濃化層の均一薄膜生成化と更には
合金化処理時の該Al濃化層の拡散抑制によって本発明に
いうζ相によるδ１相に入り乱れた合金層形態に改質で
きるようにするための不可欠な制御因子である。なお、
Siのプレめっき手段としては、蒸着法、気相法或いは溶
射法等公知のいずれの手段であってもよい。
の後の焼鈍過程でのSi拡散によって鋼板表層部をFe-Si
系の拡散層に改質し、溶融亜鉛めっき時に地鉄界面に生
ずるFe-Si-Al-Zn 系Al濃化層の均一薄膜生成化と更には
合金化処理時の該Al濃化層の拡散抑制によって本発明に
いうζ相によるδ１相に入り乱れた合金層形態に改質で
きるようにするための不可欠な制御因子である。なお、
Siのプレめっき手段としては、蒸着法、気相法或いは溶
射法等公知のいずれの手段であってもよい。
Siプレめっき厚みとして、１０Å未満では、焼鈍後の鋼
板表層におけるFe-Si 拡散層の形成が十分形成できない
ために合金化前の溶融亜鉛めっき層において地鉄界面に
形成されるFe-Si-Al-Zn 系のAl濃化層が部厚くかつ不連
続状にしか形成されず、これがその後の合金化処理にお
いて生ずる合金層の合金化形態は、従来よくみるFe濃度
勾配をもってΓ、δ１およびζの各相が素地に並行して
整然と階層状生成した合金層構造を呈するようになり、
本発明の主旨から外れるため、余り好ましくない。
板表層におけるFe-Si 拡散層の形成が十分形成できない
ために合金化前の溶融亜鉛めっき層において地鉄界面に
形成されるFe-Si-Al-Zn 系のAl濃化層が部厚くかつ不連
続状にしか形成されず、これがその後の合金化処理にお
いて生ずる合金層の合金化形態は、従来よくみるFe濃度
勾配をもってΓ、δ１およびζの各相が素地に並行して
整然と階層状生成した合金層構造を呈するようになり、
本発明の主旨から外れるため、余り好ましくない。
一方、Siプレめっき厚みが10000 Åを越えては、焼鈍過
程での鋼板表層のFe-Si 拡散反応が、時間的に高速ライ
ン下では十分でなく、合金化処理での溶融Znめっき層の
十分な合金化が得られず、加えて、焼鈍雰囲気中の微量
酸素によって未反応の金属SiがSiOxなる酸化物を形成
し、不めっきを生じ易くなるなど、商品価値を大きく損
なうため、余り好ましくない。
程での鋼板表層のFe-Si 拡散反応が、時間的に高速ライ
ン下では十分でなく、合金化処理での溶融Znめっき層の
十分な合金化が得られず、加えて、焼鈍雰囲気中の微量
酸素によって未反応の金属SiがSiOxなる酸化物を形成
し、不めっきを生じ易くなるなど、商品価値を大きく損
なうため、余り好ましくない。
従って、好ましいSiのプレめっき厚みとしては３０〜10
00Åがよい。
00Åがよい。
（II）Siプレめっき後の鋼板還元条件について Siプレめっき後の鋼板還元板温は、後述する還元雰囲気
と合せて本発明を構成する不可欠制御因子の一つであ
る。
と合せて本発明を構成する不可欠制御因子の一つであ
る。
該板温は、鋼板界面におけるSiプレめっき層のFe-Si 熱
拡散の短時間化とその均一拡散化を促進するための十分
制御する必要がある。
拡散の短時間化とその均一拡散化を促進するための十分
制御する必要がある。
該板温が500 ℃未満では、鋼板界面でのFe-Si 拡散反応
が十分でなく、これが合金化処理前後の界面Al濃化層の
均一薄膜生成並びにその過剰拡散防止効果を低下させ、
ひいては、本発明がいう加工性に強い合金層形態として
のζ相によるδ１相の不連続化が十分達成できないた
め、好ましくない。
が十分でなく、これが合金化処理前後の界面Al濃化層の
均一薄膜生成並びにその過剰拡散防止効果を低下させ、
ひいては、本発明がいう加工性に強い合金層形態として
のζ相によるδ１相の不連続化が十分達成できないた
め、好ましくない。
また、該板温が 900℃を越えては鋼板界面におけるFe-S
i 拡散層が過剰に生成し、これが、合金化処理時の亜鉛
めっき層へのFeの拡散を過剰に抑制して逆に短時間での
合金化処理が不十分となり、生産性の低下を招いたり、
また、商品としての鋼板の材質強度の低下もあって出来
るだけ避けた方がよい。
i 拡散層が過剰に生成し、これが、合金化処理時の亜鉛
めっき層へのFeの拡散を過剰に抑制して逆に短時間での
合金化処理が不十分となり、生産性の低下を招いたり、
また、商品としての鋼板の材質強度の低下もあって出来
るだけ避けた方がよい。
以上より好ましい還元板温としては、最高板温で 600〜
850 ℃がよい。
850 ℃がよい。
なお、以上のような最高還元板温で加熱する際、加熱雰
囲気として不めっき防止、プレめっきしたSi層の酸化物
形成を出来るだけ抑制しつつ鋼板表面が十分還元される
状態を保つ必要があり、特に D.P管理を以下のように行
なった方がよい。
囲気として不めっき防止、プレめっきしたSi層の酸化物
形成を出来るだけ抑制しつつ鋼板表面が十分還元される
状態を保つ必要があり、特に D.P管理を以下のように行
なった方がよい。
該雰囲気中のD.P が -20℃超の酸化領域ではプレめっき
したSi層又は熱拡散により形成されるFe-Si 拡散層の表
面酸化を助長し、溶融亜鉛めっき時不めっきを生じた
り、或いは界面Al濃化層の均一薄膜生成化を阻害し、少
なくとも本発明が目的とした合金化処理後の合金層構造
の形成は難しい。
したSi層又は熱拡散により形成されるFe-Si 拡散層の表
面酸化を助長し、溶融亜鉛めっき時不めっきを生じた
り、或いは界面Al濃化層の均一薄膜生成化を阻害し、少
なくとも本発明が目的とした合金化処理後の合金層構造
の形成は難しい。
この点ではD.P は出来る丈低くして還元領域を保つこと
が必要となるが、鋼板表面に生じるFe又はFe-Si 系酸化
物の還元能力と生産性を考慮するとD.P の下限は -50℃
以下で飽和する。
が必要となるが、鋼板表面に生じるFe又はFe-Si 系酸化
物の還元能力と生産性を考慮するとD.P の下限は -50℃
以下で飽和する。
従って、鋼板の焼鈍還元雰囲気中のD.P としては -30〜
-40 ℃が好ましい。
-40 ℃が好ましい。
なお、本発明においてSiプレめっきした鋼板の上記還元
焼鈍を施す場合にかぎり無酸化加熱を行なっても何等本
発明を阻害するものでないことを併記する。
焼鈍を施す場合にかぎり無酸化加熱を行なっても何等本
発明を阻害するものでないことを併記する。
（III）溶融亜鉛めっき浴の成分について 1) Al 濃度 Alは鋼板の浴中反応において鋼板界面での過剰なFe-Zn
相互拡散反応をFe-Al-Zn３元合金層のバイアー効果によ
って抑制させ、その後の合金化処理過程でΓ相の生成を
抑え、ζ１主体の合金相形態に制御するために不可欠な
成分である。Alが0.01wt％未満では上記した３元合金層
バイアー効果はなく、加工に脆い過合金が生成し易くな
り好ましくない。
相互拡散反応をFe-Al-Zn３元合金層のバイアー効果によ
って抑制させ、その後の合金化処理過程でΓ相の生成を
抑え、ζ１主体の合金相形態に制御するために不可欠な
成分である。Alが0.01wt％未満では上記した３元合金層
バイアー効果はなく、加工に脆い過合金が生成し易くな
り好ましくない。
一方、Alが0.15wt% を越えては逆に３元合金層のバイア
ー効果が過剰に発揮され、その後の合金化処理過程で未
合金化し易くなり、商品価値を損なう。
ー効果が過剰に発揮され、その後の合金化処理過程で未
合金化し易くなり、商品価値を損なう。
従って浴中 Al としては0.01〜0.15wt% がよく、好まし
くは0.08〜0.03wt% がよい。
くは0.08〜0.03wt% がよい。
2) Sb 濃度 Sbは浴中 Al と共晶し、Al-Sb 化合物となって亜鉛めっ
き層の地鉄界面や表層に偏析し鋼中Si同様に合金化過程
でのFe拡散をランダム化させ、少なくとも階層状の合金
層の生成を抑制するためにある。Sb 0.05wt%未満ではそ
の作用が十分発揮されず、又Sb 0.5wt% を越えては、め
っき浴の粘性が増大し、ζによるδ１合金層の不連続化
に対し安定した制御が難しくなる。
き層の地鉄界面や表層に偏析し鋼中Si同様に合金化過程
でのFe拡散をランダム化させ、少なくとも階層状の合金
層の生成を抑制するためにある。Sb 0.05wt%未満ではそ
の作用が十分発揮されず、又Sb 0.5wt% を越えては、め
っき浴の粘性が増大し、ζによるδ１合金層の不連続化
に対し安定した制御が難しくなる。
従ってSb濃度は0.05〜0.5wt%がよりが好ましくは 0.1〜
0.3wt%がよい。
0.3wt%がよい。
3) Mg 濃度 Mgは合金化亜鉛めっき鋼板としての耐食性を向上させる
ためにある。Mg 0.01wt%未満ではその効果が十分に発揮
されず、又、Mg 0.2wt% を越えては溶融亜鉛めっき浴面
にMg酸化物が頻発し、カス引きドロスとして鋼板に再付
着し、外観上問題が生じ、実用性を損なう。
ためにある。Mg 0.01wt%未満ではその効果が十分に発揮
されず、又、Mg 0.2wt% を越えては溶融亜鉛めっき浴面
にMg酸化物が頻発し、カス引きドロスとして鋼板に再付
着し、外観上問題が生じ、実用性を損なう。
従って、Mg濃度は0.01〜0.2wt%がよいが、好ましくは0.
05〜0.1wt%がよい。
05〜0.1wt%がよい。
4) Ti 濃度 Tiは、合金化亜鉛めっき鋼板の耐食性向上のためにあ
る。Ti 0.01wt%未満では高耐食性化は十分でなく、又、
Tiが0.05wt% を越えては界面合金層の生成助長と引いて
は、これが合金化処理後の合金層の階層化を助長するた
め、余り好ましくない。
る。Ti 0.01wt%未満では高耐食性化は十分でなく、又、
Tiが0.05wt% を越えては界面合金層の生成助長と引いて
は、これが合金化処理後の合金層の階層化を助長するた
め、余り好ましくない。
従って、Ti濃度は0.01〜0.05wt% がよいが、好ましくは
0.01〜0.03wt% がよい。
0.01〜0.03wt% がよい。
5) B 濃度 B は合金化亜鉛めっき鋼板のめっき層の経時による疲労
脆化を防止するためにある。
脆化を防止するためにある。
B が0.001wt%未満ではその効果を十分発揮させるに到ら
ず、又、B 0.01wt% を越えては物理的に該めっき浴中に
十分固溶させることが難しくドロスとなって鋼板に再付
着するため実用的でない。従って、B 濃度としては0.00
1 〜0.01wt% がよいが、好ましくは0.003 〜0.008 wt%
がよい。
ず、又、B 0.01wt% を越えては物理的に該めっき浴中に
十分固溶させることが難しくドロスとなって鋼板に再付
着するため実用的でない。従って、B 濃度としては0.00
1 〜0.01wt% がよいが、好ましくは0.003 〜0.008 wt%
がよい。
6) 不可避的不純物の総量 本発明にいう不可避的不純物とはPbをはじめCd,Sn とい
っためっき層の基本成分であるZnと局部電池を形成し、
耐食性の低下を招くため、可能な限り、系外に排除され
るべき元素をいう。
っためっき層の基本成分であるZnと局部電池を形成し、
耐食性の低下を招くため、可能な限り、系外に排除され
るべき元素をいう。
従って該不純物の総量は、0.02wt% 未満で好ましくは0.
01wt% 以下が好ましい。
01wt% 以下が好ましい。
（IV）溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっき厚について 該めっき厚みは基本的に溶融合金化亜鉛めっき鋼板とし
ての耐食性を支配する因子である。
ての耐食性を支配する因子である。
該めっき厚が５μｍ未満では合金化亜板の最大の特性で
ある塗装後の耐食性が極端に低下し、又、５０μｍを越
えては加工性には何ら支障はないものの厚膜すぎて合金
化処理に時間が要り、生産性を損なうため、余り好まし
くない。
ある塗装後の耐食性が極端に低下し、又、５０μｍを越
えては加工性には何ら支障はないものの厚膜すぎて合金
化処理に時間が要り、生産性を損なうため、余り好まし
くない。
従って、適正めっき厚みとしては、５〜５０μｍがよい
が、好ましくは７〜３０μｍが実用的である。
が、好ましくは７〜３０μｍが実用的である。
以下実施例をもとに本発明の効果を更に詳述する。
［実施例］ アルミキルド鋼の低炭素鋼板にあって板厚0.6mm で板巾
914mm の冷間圧延鋼板又は板厚3.5mm で板巾1200mmの脱
水スケールされた熱間圧延鋼板を先ず、アルカリ脱脂−
水洗−乾燥したのち、蒸着法によって表１に特定するSi
プレめっきを施する。そして直ちにゼンジマー式溶融め
っきラインにおいて１５％H2＋N2混合ガス雰囲気中で加
熱還元する際、最高板温が表１に特定する最高板温にな
るように加熱通板され、溶融めっき侵入板温として、 4
70℃にまで冷却されたのち、浴温460 ℃の表１に特定す
る溶融亜鉛めっき浴に２秒間浸漬される。その後大気中
でガスワイピングされて所定めっき付着量に制御された
のち、合金化炉で出側最高板温が550 ℃になるよう加熱
拡散処理され、気水冷却されたのち水冷クエンチし乾燥
される。
914mm の冷間圧延鋼板又は板厚3.5mm で板巾1200mmの脱
水スケールされた熱間圧延鋼板を先ず、アルカリ脱脂−
水洗−乾燥したのち、蒸着法によって表１に特定するSi
プレめっきを施する。そして直ちにゼンジマー式溶融め
っきラインにおいて１５％H2＋N2混合ガス雰囲気中で加
熱還元する際、最高板温が表１に特定する最高板温にな
るように加熱通板され、溶融めっき侵入板温として、 4
70℃にまで冷却されたのち、浴温460 ℃の表１に特定す
る溶融亜鉛めっき浴に２秒間浸漬される。その後大気中
でガスワイピングされて所定めっき付着量に制御された
のち、合金化炉で出側最高板温が550 ℃になるよう加熱
拡散処理され、気水冷却されたのち水冷クエンチし乾燥
される。
このようにしてなる本発明の溶融合金化亜鉛めっき鋼板
は、表１に示すように他の性能を阻害することなくすぐ
れた加工性を発揮し、従来に例を見ない画期的な製品お
よびその製造方法であることが分る。
は、表１に示すように他の性能を阻害することなくすぐ
れた加工性を発揮し、従来に例を見ない画期的な製品お
よびその製造方法であることが分る。
Siプレめっきの効果 表１の本発明実施例を No.１〜 No.１８に、比較例 No.
１９〜 No.２０とともに示す。このうち、 No.３の本発
明例について断面の合金層生成状態をSEM 観察し、又、
その際のEPMA元素分布について概念図を第１図に示す。
又、比較例として No.１９を同様に解析した結果の概念
図を第２図に示す。
１９〜 No.２０とともに示す。このうち、 No.３の本発
明例について断面の合金層生成状態をSEM 観察し、又、
その際のEPMA元素分布について概念図を第１図に示す。
又、比較例として No.１９を同様に解析した結果の概念
図を第２図に示す。
これらの結果から明白なように、プレめっきしたSiの厚
みに応じてFe-Zn 合金層形態は階層状からランダム状に
変化し、且つ相形態も加工に脆いΓ相が抑制され、ζ相
とδ１相とが入り乱れた形態に変化していることが分
る。この合金層形態を呈する理由は第１図および第２図
の元素分布から考えると地鉄界面のSiプレめっき層が、
焼鈍過程で素地からのFe拡散によってFe-Si 化した点と
更には、これが溶融亜鉛めっき浴中反応で浴中AlとSiの
優先反応を招き、結果的に地鉄界面にZn-Fe-Si-Al から
なるAl濃化層の均一かつ薄膜状に生成が促進された点に
あると考えられる。従って、合金化処理過程ではこのタ
イトなAl濃化層を打ち破ってFeの該めっき層への拡散が
起るがそのFe拡散箇所は、通常知られている地鉄の結晶
粒界からのFeの優先拡散とほぼ同様であるが、該Al濃化
層のバリアー作用によって、そのFeの拡散速度はやや遅
滞化し易くなり、これがζ相によるδ１合金層の不連続
形成を助長させたものと考えられる。
みに応じてFe-Zn 合金層形態は階層状からランダム状に
変化し、且つ相形態も加工に脆いΓ相が抑制され、ζ相
とδ１相とが入り乱れた形態に変化していることが分
る。この合金層形態を呈する理由は第１図および第２図
の元素分布から考えると地鉄界面のSiプレめっき層が、
焼鈍過程で素地からのFe拡散によってFe-Si 化した点と
更には、これが溶融亜鉛めっき浴中反応で浴中AlとSiの
優先反応を招き、結果的に地鉄界面にZn-Fe-Si-Al から
なるAl濃化層の均一かつ薄膜状に生成が促進された点に
あると考えられる。従って、合金化処理過程ではこのタ
イトなAl濃化層を打ち破ってFeの該めっき層への拡散が
起るがそのFe拡散箇所は、通常知られている地鉄の結晶
粒界からのFeの優先拡散とほぼ同様であるが、該Al濃化
層のバリアー作用によって、そのFeの拡散速度はやや遅
滞化し易くなり、これがζ相によるδ１合金層の不連続
形成を助長させたものと考えられる。
めっき前の最高加熱板温の効果 本発明の実施例を No.２１〜 No.３４に比較例 No.３５
〜 No.３６と共に示す。これより明らかなように、該板
温が460 ℃と低いと、合金化後の合金層は階層形態をと
り易くなることが分る。
〜 No.３６と共に示す。これより明らかなように、該板
温が460 ℃と低いと、合金化後の合金層は階層形態をと
り易くなることが分る。
この理由は、合金化前の溶融亜鉛めっき過程での地鉄界
面に生じるZn-Fe-Al-Si なるAl濃化層の形成状態にあ
り、該板温460 ℃の低温焼鈍では、該Al濃化層が該板温
500〜900 ℃の高温焼鈍に比して、むしろ厚膜化するも
のの不均一でポーラス状に生成する点にあると考えられ
る。該Al濃化層のポーラス化は、次の合金化過程におい
て、地鉄からのFeの過剰拡散を招き、これが本発明にい
うSiプレめっき形成による合金層形態の改質効果を半減
させるに至った原因と考えられる。
面に生じるZn-Fe-Al-Si なるAl濃化層の形成状態にあ
り、該板温460 ℃の低温焼鈍では、該Al濃化層が該板温
500〜900 ℃の高温焼鈍に比して、むしろ厚膜化するも
のの不均一でポーラス状に生成する点にあると考えられ
る。該Al濃化層のポーラス化は、次の合金化過程におい
て、地鉄からのFeの過剰拡散を招き、これが本発明にい
うSiプレめっき形成による合金層形態の改質効果を半減
させるに至った原因と考えられる。
一方、該板温が900 ℃を越えてはFeリッチのFe-Si 拡散
層が過剰に増大し、これが溶融亜鉛めっき時の界面Al濃
化層の過剰生成とその不連続化を招き引いては、合金化
処理におけるFeの過剰拡散が合金層形態の階層化を助長
するため、余り好ましくない。
層が過剰に増大し、これが溶融亜鉛めっき時の界面Al濃
化層の過剰生成とその不連続化を招き引いては、合金化
処理におけるFeの過剰拡散が合金層形態の階層化を助長
するため、余り好ましくない。
以上より、好ましい最高加熱板温としては600 〜850 ℃
がよい。
がよい。
このように、溶融亜鉛めっき前の最高加熱板温は、合金
化亜板の性能を安定して確保する上で重要であり、本発
明の板温範囲はこれに答えんとするものであることが分
る。
化亜板の性能を安定して確保する上で重要であり、本発
明の板温範囲はこれに答えんとするものであることが分
る。
溶融亜鉛めっき浴の各成分の効果 1) Al 及びSbは本発明においては基本めっき浴成分の
１つである。
１つである。
Alの効果について、本発明実施例を No.３７〜No. ４１
に比較例 No.４２〜 No.４３に示し、又Sbに関する本発
明実施例を No.４４〜 No.５０に、比較例 No.５１〜 N
o.５２と共に示す。
に比較例 No.４２〜 No.４３に示し、又Sbに関する本発
明実施例を No.４４〜 No.５０に、比較例 No.５１〜 N
o.５２と共に示す。
いずれの成分系も本発明の濃度範囲を外れては、加工性
や仕上り外観を損なうことになる。
や仕上り外観を損なうことになる。
2) その他の添加成分であるMg,Ti およびB の効用につ
いてはMgの本発明実施例を No.５３〜 No.５６に比較例
No.５７〜 No.５８に示し、Tiの本発明実施例は No.５
９〜 No.６１に比較例 No.６２〜 No.６３に示す。又、
Bについては本発明実施例を No.６４〜 No.６８および
No.７１〜 No.７２に示し、また比較例 No.６９〜 No.
７０に示す。
いてはMgの本発明実施例を No.５３〜 No.５６に比較例
No.５７〜 No.５８に示し、Tiの本発明実施例は No.５
９〜 No.６１に比較例 No.６２〜 No.６３に示す。又、
Bについては本発明実施例を No.６４〜 No.６８および
No.７１〜 No.７２に示し、また比較例 No.６９〜 No.
７０に示す。
これから明らかなように、これらの各成分は主として合
金化亜板としての総体的な耐食性向上および腐食と共に
生じる耐疲労破壊性の向上にその主旨があり、本発明の
範囲を外れてはその期待は薄い。
金化亜板としての総体的な耐食性向上および腐食と共に
生じる耐疲労破壊性の向上にその主旨があり、本発明の
範囲を外れてはその期待は薄い。
3) 又、Pbをはじめとする不可避的不純物の適正範囲に
ついては、本発明実施例を No.３および No.７３に比較
例 No.７４と共に示す。これにより明らかなように、該
不純物は主として耐食性の低下を招くため本発明にあっ
ては、可能な限りめっき浴系から排除するよう配慮する
必要がある。
ついては、本発明実施例を No.３および No.７３に比較
例 No.７４と共に示す。これにより明らかなように、該
不純物は主として耐食性の低下を招くため本発明にあっ
ては、可能な限りめっき浴系から排除するよう配慮する
必要がある。
4) 合金化亜板の適正付着量範囲 本発明にいう付着量範囲は基本的には、使用環境とコス
トに応じて決められるべきものであるが、総体的な性能
レベルからもその付着量は、制限が伴なう。
トに応じて決められるべきものであるが、総体的な性能
レベルからもその付着量は、制限が伴なう。
その付着量範囲について、本発明実施例を No.７５〜 N
o.７９に、比較例 No.８０〜 No.８１と共に示す。
o.７９に、比較例 No.８０〜 No.８１と共に示す。
これにより明らかなように本発明の適正付着量を外れて
は耐食性や加工性等を損なうことになり実用的でない。
は耐食性や加工性等を損なうことになり実用的でない。
［発明の効果］ 以上、実施例をもとに本発明の内容を詳述してきたよう
に、本発明は鋼板成分中、特にSiに着目しこれによる合
金層形態の改質が合金化亜板の加工性を大きく改善せし
めた先願知見をもとに、事前に特定厚みのSi層を形成さ
せその後、特定板温で加熱することにより先願と同様の
合金層改質を可能にするもので、これによって、鋼板の
鋼種に左右されないで合金化亜板の加工性を飛躍的に向
上せしめることのできる汎用技術として従来に例を見な
い画期的な技術であり、顕著な効果を示す。
に、本発明は鋼板成分中、特にSiに着目しこれによる合
金層形態の改質が合金化亜板の加工性を大きく改善せし
めた先願知見をもとに、事前に特定厚みのSi層を形成さ
せその後、特定板温で加熱することにより先願と同様の
合金層改質を可能にするもので、これによって、鋼板の
鋼種に左右されないで合金化亜板の加工性を飛躍的に向
上せしめることのできる汎用技術として従来に例を見な
い画期的な技術であり、顕著な効果を示す。
第１図は本発明実施例の合金層形態の代表例として、表
１の No.３に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっ
き断面における顕微鏡観察並びにEPMA元素分布状態から
その状況を概念図として例示したもの、第２図は従来技
術の比較代表例として表１の No.１９に記載する溶融合
金化亜鉛めっき鋼板のめっきにおける合金層形態の概念
図を例示したものである。
１の No.３に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっ
き断面における顕微鏡観察並びにEPMA元素分布状態から
その状況を概念図として例示したもの、第２図は従来技
術の比較代表例として表１の No.１９に記載する溶融合
金化亜鉛めっき鋼板のめっきにおける合金層形態の概念
図を例示したものである。
Claims (3)
- 【請求項１】鋼板界面にZn-Fe-Al-Si からなるAl濃化層
を0.1 〜１μｍ形成し、その上層にδ１相主体型でζ相
とδ１相とが入り乱れたFe-Zn 系合金層を５〜５０μｍ
形成したことを特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜
鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】ゼンジマー式溶融亜鉛メッキラインにおい
て、予め被めっき鋼板の表面にSi層を１０〜10000Åプ
レメッキし、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元
するのに最高板温を500 〜900 ℃とした後、溶融亜鉛め
っき浴の成分を重量％でAl：0.01〜0.15％，Sb：0.05〜
0.5 ％を添加し、且つPb等の不可避的不純物の総量が0.
02％未満であるめっき浴を用いてめっきをすることを特
徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板製造
方法。 - 【請求項３】ゼンジマー式溶融亜鉛メッキラインにおい
て、予め被めっき鋼板の表面にSi層を１０〜10000Åプ
レメッキし、該鋼板を水素ガス還元雰囲気中で加熱還元
するのに最高板温を500 〜900 ℃にした後、溶融亜鉛め
っき浴の成分を重量％でAl：0.01〜0.15％，Sb：0.05〜
0.5 ％，更にMg：0.01〜0.2 ％，Ti：0.01〜0.05％，B:
0.001 〜0.01％を添加し、且つPb等の不可避的不純物の
総量が0.02％未満であるめっき浴を用いてめっきをする
ことを特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき
鋼板製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17556490A JPH0660376B2 (ja) | 1990-07-03 | 1990-07-03 | 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17556490A JPH0660376B2 (ja) | 1990-07-03 | 1990-07-03 | 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0463259A JPH0463259A (ja) | 1992-02-28 |
| JPH0660376B2 true JPH0660376B2 (ja) | 1994-08-10 |
Family
ID=15998289
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17556490A Expired - Lifetime JPH0660376B2 (ja) | 1990-07-03 | 1990-07-03 | 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0660376B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011081392A3 (ko) * | 2009-12-29 | 2011-12-01 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 열간 프레스용 아연도금강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형부품 및 그 제조방법 |
| KR101115754B1 (ko) * | 2010-12-28 | 2012-03-06 | 주식회사 포스코 | 강도 및 표면특성이 우수한 열간 프레스용 아연도금강판 및 이를 이용한 열간프레스 성형부품 |
| KR101115801B1 (ko) * | 2010-12-28 | 2012-03-09 | 주식회사 포스코 | 열간프레스 성형용 아연도금강판 및 이를 이용한 내식성 및 전착도장성이 우수한 열간프레스 성형부품의 제조방법 |
| KR101115816B1 (ko) * | 2010-12-29 | 2012-03-09 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 열간 프레스용 고망간 아연도금강판 및 이를 이용한 열간 프레스 성형부품 |
| KR101115848B1 (ko) * | 2010-12-28 | 2012-03-09 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 열간 프레스용 아연도금강판 및 이를 이용한 열간 프레스 성형부품 |
| KR101304621B1 (ko) * | 2011-06-28 | 2013-09-05 | 주식회사 포스코 | 영역별로 상이한 강도를 갖는 프레스 성형품의 제조방법 |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2777571B2 (ja) * | 1991-11-29 | 1998-07-16 | 大同鋼板株式会社 | アルミニウム−亜鉛−シリコン合金めっき被覆物及びその製造方法 |
| KR20040038503A (ko) * | 2002-11-01 | 2004-05-08 | 주식회사 포스코 | 표면품질 특성이 우수한 합금화 용융아연도금욕 및 이를이용한 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법 |
| KR100905653B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2009-06-30 | 주식회사 포스코 | 도금밀착성이 우수한 무산세 용융아연도금 열연강판 제조방법 |
| WO2009073917A1 (en) * | 2007-12-11 | 2009-06-18 | Bluescope Steel Limited | Method of metal coating and coating produced thereby |
| JP5505132B2 (ja) * | 2010-06-30 | 2014-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接性に優れたＡｌ−Ｚｎ系合金めっき鋼材 |
-
1990
- 1990-07-03 JP JP17556490A patent/JPH0660376B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011081392A3 (ko) * | 2009-12-29 | 2011-12-01 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 열간 프레스용 아연도금강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형부품 및 그 제조방법 |
| CN102791901A (zh) * | 2009-12-29 | 2012-11-21 | Posco公司 | 用于热压的具有显著表面特性的镀锌钢板，使用该钢板得到的热压模塑部件，以及其制备方法 |
| US9068255B2 (en) | 2009-12-29 | 2015-06-30 | Posco | Zinc-plated steel sheet for hot pressing having outstanding surface characteristics, hot-pressed moulded parts obtained using the same, and a production method for the same |
| KR101115754B1 (ko) * | 2010-12-28 | 2012-03-06 | 주식회사 포스코 | 강도 및 표면특성이 우수한 열간 프레스용 아연도금강판 및 이를 이용한 열간프레스 성형부품 |
| KR101115801B1 (ko) * | 2010-12-28 | 2012-03-09 | 주식회사 포스코 | 열간프레스 성형용 아연도금강판 및 이를 이용한 내식성 및 전착도장성이 우수한 열간프레스 성형부품의 제조방법 |
| KR101115848B1 (ko) * | 2010-12-28 | 2012-03-09 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 열간 프레스용 아연도금강판 및 이를 이용한 열간 프레스 성형부품 |
| KR101115816B1 (ko) * | 2010-12-29 | 2012-03-09 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 열간 프레스용 고망간 아연도금강판 및 이를 이용한 열간 프레스 성형부품 |
| KR101304621B1 (ko) * | 2011-06-28 | 2013-09-05 | 주식회사 포스코 | 영역별로 상이한 강도를 갖는 프레스 성형품의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0463259A (ja) | 1992-02-28 |
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