JPH11131203A - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11131203A JPH11131203A JP31463497A JP31463497A JPH11131203A JP H11131203 A JPH11131203 A JP H11131203A JP 31463497 A JP31463497 A JP 31463497A JP 31463497 A JP31463497 A JP 31463497A JP H11131203 A JPH11131203 A JP H11131203A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 表面外観が良好で、線状マークが生じず、高
強度でかつめっき皮膜の均一性に優れ、さらに密着性に
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、およびさらに合金化
ムラが生じず、耐パウダリング性に優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を提供すること。また、これらを安
定して製造することができる製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量%で、Siの含有量が0.2%以上
および/またはPの含有量が0.02%以上である高強
度鋼板に溶融亜鉛めっきを行うに際し、Mn系化合物を
Mn量として0.2〜2000mg/m2、硫黄または
硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m2付
着させた後、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以上
の温度で焼鈍し、その後、少なくとも0.05〜0.3
0%のAlを含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきを行う。
強度でかつめっき皮膜の均一性に優れ、さらに密着性に
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、およびさらに合金化
ムラが生じず、耐パウダリング性に優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を提供すること。また、これらを安
定して製造することができる製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量%で、Siの含有量が0.2%以上
および/またはPの含有量が0.02%以上である高強
度鋼板に溶融亜鉛めっきを行うに際し、Mn系化合物を
Mn量として0.2〜2000mg/m2、硫黄または
硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m2付
着させた後、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以上
の温度で焼鈍し、その後、少なくとも0.05〜0.3
0%のAlを含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきを行う。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】この発明は高Si含有鋼およ
び/または高P含有鋼からなる高強度鋼板を下地鋼板と
する高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関し、特
に、自動車内外板として用いられる、高強度でかつめっ
き皮膜の均一性と密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板お
よびめっき皮膜の均一性と耐パウダリング性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法に
関する。
び/または高P含有鋼からなる高強度鋼板を下地鋼板と
する高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関し、特
に、自動車内外板として用いられる、高強度でかつめっ
き皮膜の均一性と密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板お
よびめっき皮膜の均一性と耐パウダリング性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法に
関する。
【0002】
【従来の技術】近年、地球温暖化防止の観点から自動車
の燃費向上が叫ばれ、車体軽量化と安全性確保の観点か
ら素材の高強度・薄物化が強く求められている。一方、
車体寿命延長の観点から、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が
車体用素材として使用され始めて久しい。したがって、
これら両特性を満足させるために高強度溶融亜鉛めっき
鋼板の開発が行われている。
の燃費向上が叫ばれ、車体軽量化と安全性確保の観点か
ら素材の高強度・薄物化が強く求められている。一方、
車体寿命延長の観点から、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が
車体用素材として使用され始めて久しい。したがって、
これら両特性を満足させるために高強度溶融亜鉛めっき
鋼板の開発が行われている。
【0003】一般的に鋼板の強度上昇にはSi、Mn、
P等の固溶強化元素の添加が行われている。しかし、S
iまたはPを含有する鋼板をめっき原板として使用する
場合には、熱延以前の表面不均一性が原因の合金化ムラ
や不めっきなどが生じるという問題がある。とりわけ、
Siはめっき前焼鈍時に選択酸化により鋼板表面を覆う
ため、溶融亜鉛との濡れ性が悪くなり不めっきを生じた
り、熱延時に生成する赤スケールが原因となるスジムラ
が発生するため、自動車用外板へのSiの適用は特に避
けられている。また、SiやPは合金化速度を遅くさせ
るという問題も有している。一方、Mnは表面品質や合
金化速度に対する大きな悪影響は見られないが、強化能
力が低いことから大量に添加する必要がある。
P等の固溶強化元素の添加が行われている。しかし、S
iまたはPを含有する鋼板をめっき原板として使用する
場合には、熱延以前の表面不均一性が原因の合金化ムラ
や不めっきなどが生じるという問題がある。とりわけ、
Siはめっき前焼鈍時に選択酸化により鋼板表面を覆う
ため、溶融亜鉛との濡れ性が悪くなり不めっきを生じた
り、熱延時に生成する赤スケールが原因となるスジムラ
が発生するため、自動車用外板へのSiの適用は特に避
けられている。また、SiやPは合金化速度を遅くさせ
るという問題も有している。一方、Mnは表面品質や合
金化速度に対する大きな悪影響は見られないが、強化能
力が低いことから大量に添加する必要がある。
【0004】以下に、Si含有鋼板の問題点を示す。 (1)濡れ性 Si含有鋼をめっき原板として使用する場合には、Si
はめっき前焼鈍時に選択酸化により鋼板表面を覆うた
め、溶融亜鉛との濡れ性が悪くなり不めっきを生じるた
め、めっき製品にならないという問題がある。
はめっき前焼鈍時に選択酸化により鋼板表面を覆うた
め、溶融亜鉛との濡れ性が悪くなり不めっきを生じるた
め、めっき製品にならないという問題がある。
【0005】(2)スケール性スジムラ Si含有鋼の場合には、熱延時に生成する赤スケールが
原因となるスジムラが発生するため、自動車用外板への
Siの適用は特に避けられている。熱延時にデスケーリ
ングを入念に行うなどの配慮をして、熱延後には判別し
にくい程度の軽い赤スケールであったとしても、溶融亜
鉛めっき後の合金化処理時には、Siの濃度差に起因す
る合金化の不均一から、熱延時の赤スケールと同じよう
に鋼板表面に線状のマークを生じるものである。
原因となるスジムラが発生するため、自動車用外板への
Siの適用は特に避けられている。熱延時にデスケーリ
ングを入念に行うなどの配慮をして、熱延後には判別し
にくい程度の軽い赤スケールであったとしても、溶融亜
鉛めっき後の合金化処理時には、Siの濃度差に起因す
る合金化の不均一から、熱延時の赤スケールと同じよう
に鋼板表面に線状のマークを生じるものである。
【0006】(3)合金化速度 Si含有鋼の場合、CGL焼鈍時にSiが鋼板表面に選
択酸化し、これが、溶融亜鉛との濡れ性を阻害する。た
とえ、不めっきに至らなかった場合でも、濡れ性阻害に
基づく合金化の遅れが生じるという問題がある。
択酸化し、これが、溶融亜鉛との濡れ性を阻害する。た
とえ、不めっきに至らなかった場合でも、濡れ性阻害に
基づく合金化の遅れが生じるという問題がある。
【0007】従来、自動車外板用合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の下地鋼板としては、上記の問題点を含むものの、
自動車用外板用途の品質への悪影響が少しでも小さいも
のとして、P含有高強度鋼板が多く用いられている。し
かしながら、以下に示すような品質上あるいは製造上の
問題がある。
鋼板の下地鋼板としては、上記の問題点を含むものの、
自動車用外板用途の品質への悪影響が少しでも小さいも
のとして、P含有高強度鋼板が多く用いられている。し
かしながら、以下に示すような品質上あるいは製造上の
問題がある。
【0008】(1)合金化速度 P含有高強度鋼板は、Pにより合金化速度が著しく低下
するという問題を有する。これは、焼鈍時に鋼板表面に
Pが濃化し、鋼板がめっき浴に浸漬されたときに、めっ
き浴中に添加されているAlと反応し、Fe−Zn合金
化反応を抑制するFe−Al合金を厚く生成させ、Fe
−Zn反応を強固に抑制するためである。したがって、
ラインスピードを遅くすることにより合金化時の均熱時
間を確保して、合金化を完了させる方法が採られていた
が、この場合には、生産性が大きく低下する問題があ
る。
するという問題を有する。これは、焼鈍時に鋼板表面に
Pが濃化し、鋼板がめっき浴に浸漬されたときに、めっ
き浴中に添加されているAlと反応し、Fe−Zn合金
化反応を抑制するFe−Al合金を厚く生成させ、Fe
−Zn反応を強固に抑制するためである。したがって、
ラインスピードを遅くすることにより合金化時の均熱時
間を確保して、合金化を完了させる方法が採られていた
が、この場合には、生産性が大きく低下する問題があ
る。
【0009】(2)耐パウダリング性 上記の生産性低下を防ぐため、合金化処理温度を高くす
ると、ラインスピードをそれほど下げることなく、合金
化を完了させることができるようになる。しかしなが
ら、合金化温度が上昇したことにより、耐パウダリング
性の劣化が顕著になった。これは、合金化温度を上昇さ
せると合金化制御が難しくなり、過合金化し易くなるこ
と、および、高温で生成する合金相は低温で生成する合
金相に比べて脆弱であること等の理由による。
ると、ラインスピードをそれほど下げることなく、合金
化を完了させることができるようになる。しかしなが
ら、合金化温度が上昇したことにより、耐パウダリング
性の劣化が顕著になった。これは、合金化温度を上昇さ
せると合金化制御が難しくなり、過合金化し易くなるこ
と、および、高温で生成する合金相は低温で生成する合
金相に比べて脆弱であること等の理由による。
【0010】(3)コイル先端・尾端における合金化ム
ラ P含有鋼では熱延時の条件変動に起因する合金化ムラが
生じやすい。すなわち、冷延コイルの先端・尾端の合金
化速度が特に遅くなり、如何なる手段を講じても合金化
できない場合がある。この現象は、熱延コイルの先端・
尾端の熱履歴が特殊であるために生じるものと推定され
る。このため、コイル先端・尾端の数十メートルが合金
化していないため、この部分を切り落として廃棄するこ
とになり、歩留まりの低下を招く。
ラ P含有鋼では熱延時の条件変動に起因する合金化ムラが
生じやすい。すなわち、冷延コイルの先端・尾端の合金
化速度が特に遅くなり、如何なる手段を講じても合金化
できない場合がある。この現象は、熱延コイルの先端・
尾端の熱履歴が特殊であるために生じるものと推定され
る。このため、コイル先端・尾端の数十メートルが合金
化していないため、この部分を切り落として廃棄するこ
とになり、歩留まりの低下を招く。
【0011】また、先端・尾端部を合金化させるため、
合金化処理条件を調整することも操業中オペレーターに
より行われるが、合金化が特に遅い部分に照準を合わせ
て合金化処理するため、コイル中央部に対しては過剰の
合金化処理になり、耐パウダリング性の低下を招く場合
がある。
合金化処理条件を調整することも操業中オペレーターに
より行われるが、合金化が特に遅い部分に照準を合わせ
て合金化処理するため、コイル中央部に対しては過剰の
合金化処理になり、耐パウダリング性の低下を招く場合
がある。
【0012】(4)スジ状合金化ムラ 一般にP含有鋼においては鋼中のPが鋼の粒界に濃化し
易く、Pが粒界に濃化すると、めっき後の合金化処理の
際に粒界の合金化反応速度が著しく遅くなる。このた
め、合金化処理後の表面には細かいスジムラが生じ表面
外観が損なわれ、また、このスジムラは化成処理性・塗
装性などにも悪影響を及ぼす。
易く、Pが粒界に濃化すると、めっき後の合金化処理の
際に粒界の合金化反応速度が著しく遅くなる。このた
め、合金化処理後の表面には細かいスジムラが生じ表面
外観が損なわれ、また、このスジムラは化成処理性・塗
装性などにも悪影響を及ぼす。
【0013】(5)線状マーク P含有鋼では、焼鈍時に鋼板表面にPが濃化し、鋼板が
めっき浴に浸漬されたときに、めっき浴中に添加されて
いるAlと反応し、Fe−Zn合金化反応を抑制するF
e−Al合金を厚く生成させる。この反応は、浴組成に
敏感であり、浴中Al濃度の僅かの変動により、Fe−
Al合金の生成量が大きく変動する。したがって、めっ
き浴中のAl分布が局部的に高いあるいは低い部分が存
在すると、P含有鋼の場合には部分的な合金化ムラを生
じ、線状マークを発生させることがある。
めっき浴に浸漬されたときに、めっき浴中に添加されて
いるAlと反応し、Fe−Zn合金化反応を抑制するF
e−Al合金を厚く生成させる。この反応は、浴組成に
敏感であり、浴中Al濃度の僅かの変動により、Fe−
Al合金の生成量が大きく変動する。したがって、めっ
き浴中のAl分布が局部的に高いあるいは低い部分が存
在すると、P含有鋼の場合には部分的な合金化ムラを生
じ、線状マークを発生させることがある。
【0014】(6)製造条件の安定性 溶融亜鉛めっきラインに挿入される鋼板は多岐にわたっ
ているため、それぞれの鋼板によって合金化条件が異な
る。操業中はオペレーターにより鋼種毎の合金化条件設
定を行っているが、大きく条件が異なる鋼種の接続部で
は、条件設定変更のために時間を要するため、過合金や
合金化不足を生じ、歩留まりの低下を招くとともに、安
定した製造を行うことができない。例えば、比較的合金
化の早いIF鋼の後にP含有鋼が接続されていた場合に
は、P含有鋼の先端部では合金化しない部分が数十メー
トル発生し、逆に、P含有鋼の後にIF鋼が接続されて
いた場合には、IF鋼の先端部では過合金化によりパウ
ダリング不良を生じる部分が数十メートル発生するた
め、切除廃棄する部分が生じるというものである。
ているため、それぞれの鋼板によって合金化条件が異な
る。操業中はオペレーターにより鋼種毎の合金化条件設
定を行っているが、大きく条件が異なる鋼種の接続部で
は、条件設定変更のために時間を要するため、過合金や
合金化不足を生じ、歩留まりの低下を招くとともに、安
定した製造を行うことができない。例えば、比較的合金
化の早いIF鋼の後にP含有鋼が接続されていた場合に
は、P含有鋼の先端部では合金化しない部分が数十メー
トル発生し、逆に、P含有鋼の後にIF鋼が接続されて
いた場合には、IF鋼の先端部では過合金化によりパウ
ダリング不良を生じる部分が数十メートル発生するた
め、切除廃棄する部分が生じるというものである。
【0015】従来、濡れ性を改善する方法あるいは合金
化反応を促進させる方法としては、溶融めっきに先立っ
て鋼板表面にNi、Fe等の金属あるいは合金をプレめ
っきする方法(例えば、特開昭60−110859号公
報等。以下、従来技術1という。)が提案されている。
また、溶融めっきに先立って鋼板表面に硫黄化合物水溶
液を湿布した後、非酸化性雰囲気で焼鈍する方法(特開
平5−163558号公報。以下、従来技術2とい
う。)が提案されている。
化反応を促進させる方法としては、溶融めっきに先立っ
て鋼板表面にNi、Fe等の金属あるいは合金をプレめ
っきする方法(例えば、特開昭60−110859号公
報等。以下、従来技術1という。)が提案されている。
また、溶融めっきに先立って鋼板表面に硫黄化合物水溶
液を湿布した後、非酸化性雰囲気で焼鈍する方法(特開
平5−163558号公報。以下、従来技術2とい
う。)が提案されている。
【0016】
【発明が解決しようとする課題】従来技術1では、前処
理として電解処理によりプレめっきを行うため、プレめ
っきのための設備コストが増大する問題点がある。
理として電解処理によりプレめっきを行うため、プレめ
っきのための設備コストが増大する問題点がある。
【0017】従来技術2においては、プレめっきのよう
な新たな設備は必要としないので、コストの増大を抑え
ることができる。しかしながら、この方法においては、
SがSi、Pの表面濃化を抑制するため、Si含有鋼、
P含有鋼、またはこれら両方を含有する鋼の合金化速度
をある程度促進させることはできるものの、その作用
は、S量によって一定であるため、Si、Pの濃化量が
異なる場合、すなわち、粒界で著しいSi、Pの濃化が
あった場合や、コイルの先端・尾端などの、コイル内不
均一性を解消することはできない。また、耐パウダリン
グ性を劣化させるという欠点がある。
な新たな設備は必要としないので、コストの増大を抑え
ることができる。しかしながら、この方法においては、
SがSi、Pの表面濃化を抑制するため、Si含有鋼、
P含有鋼、またはこれら両方を含有する鋼の合金化速度
をある程度促進させることはできるものの、その作用
は、S量によって一定であるため、Si、Pの濃化量が
異なる場合、すなわち、粒界で著しいSi、Pの濃化が
あった場合や、コイルの先端・尾端などの、コイル内不
均一性を解消することはできない。また、耐パウダリン
グ性を劣化させるという欠点がある。
【0018】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
のであって、自動車内外板として用いた場合に、表面外
観が良好で、線状マークが生じず、高強度でかつめっき
皮膜の均一性に優れ、さらに密着性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板、およびさらに合金化ムラが生じず、耐
パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を提供することを目的とする。また、これらを安定し
て製造することができる製造方法を提供することを目的
とする。
のであって、自動車内外板として用いた場合に、表面外
観が良好で、線状マークが生じず、高強度でかつめっき
皮膜の均一性に優れ、さらに密着性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板、およびさらに合金化ムラが生じず、耐
パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を提供することを目的とする。また、これらを安定し
て製造することができる製造方法を提供することを目的
とする。
【0019】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、第1発明は、重量%で、Siの含有量が0.2%以
上および/またはPの含有量が0.02%以上である高
強度鋼板に溶融亜鉛めっきを行うに際し、Mn系化合物
をMn量として0.2〜2000mg/m2、硫黄また
は硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m2
付着させた後、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以
上の温度で焼鈍し、その後、少なくとも0.05〜0.
30%のAlを含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきを行う
ことを特徴とする、皮膜の均一性および密着性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
に、第1発明は、重量%で、Siの含有量が0.2%以
上および/またはPの含有量が0.02%以上である高
強度鋼板に溶融亜鉛めっきを行うに際し、Mn系化合物
をMn量として0.2〜2000mg/m2、硫黄また
は硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m2
付着させた後、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以
上の温度で焼鈍し、その後、少なくとも0.05〜0.
30%のAlを含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきを行う
ことを特徴とする、皮膜の均一性および密着性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
【0020】第2発明は、第1発明の製造方法におい
て、溶融亜鉛めっきする際に、予熱工程を弱酸化性雰囲
気で行うことを特徴とする、皮膜の均一性および密着性
に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供す
る。
て、溶融亜鉛めっきする際に、予熱工程を弱酸化性雰囲
気で行うことを特徴とする、皮膜の均一性および密着性
に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供す
る。
【0021】第3発明は、第1発明または第2発明の製
造方法によって溶融亜鉛めっきした後、さらにめっき層
の合金化熱処理を行うことを特徴とする、皮膜の均一性
および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法を提供する。
造方法によって溶融亜鉛めっきした後、さらにめっき層
の合金化熱処理を行うことを特徴とする、皮膜の均一性
および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法を提供する。
【0022】第4発明は、重量%で、Siの含有量が
0.2%以上および/またはPの含有量が0.02%以
上である高強度鋼板と、この鋼板の少なくとも一方の面
に形成された、S量に換算して0.1〜1000mg/
m2の量の硫化物層と、前記硫化物層の表面上に形成さ
れた亜鉛めっき層とからなることを特徴とする、皮膜の
均一性および密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
を提供する。
0.2%以上および/またはPの含有量が0.02%以
上である高強度鋼板と、この鋼板の少なくとも一方の面
に形成された、S量に換算して0.1〜1000mg/
m2の量の硫化物層と、前記硫化物層の表面上に形成さ
れた亜鉛めっき層とからなることを特徴とする、皮膜の
均一性および密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
を提供する。
【0023】第5発明は、第4発明の高強度溶融亜鉛め
っき鋼板において、前記硫化物層には、Mn−S系化合
物が均一に分散した状態で析出しており、これら析出し
た化合物の直上に微細なζ相が均一に生成していること
を特徴とする、皮膜の均一性および密着性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
っき鋼板において、前記硫化物層には、Mn−S系化合
物が均一に分散した状態で析出しており、これら析出し
た化合物の直上に微細なζ相が均一に生成していること
を特徴とする、皮膜の均一性および密着性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【0024】第6発明は、第1発明または第2発明の高
強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に従って溶融亜鉛め
っきした後、めっき層の合金化熱処理を行うことにより
製造された、皮膜の均一性および耐パウダリング性に優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に従って溶融亜鉛め
っきした後、めっき層の合金化熱処理を行うことにより
製造された、皮膜の均一性および耐パウダリング性に優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【0025】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。本発明において、重量%で、Siの含有量が
0.2%以上および/またはPの含有量が0.02%以
上である高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを行うに際し、M
n系化合物をMn量として0.2〜2000mg/
m2、硫黄または硫黄化合物をS量として0.1〜10
00mg/m2付着させた後、水素を含む非酸化性雰囲
気で680℃以上の温度で焼鈍すると、鋼板表面にはM
n−S系化合物を含んだ硫化物層がS量に換算して0.
1〜1000mg/m2の範囲で形成される。その後、
少なくとも0.05〜0.30%のAlを含む溶融亜鉛
浴に浸漬してめっきを行うと、鋼板表面に析出したMn
−S化合物を核として、Fe−Zn結晶(ζ相)が、微
細かつ均一に生成し、皮膜均一性および密着性に優れた
溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この場合に、硫化物層
にはMn−S系化合物が均一に分散した状態で析出して
おり、これら析出した化合物の直上に微細なζ相が均一
に生成している状態となっている。そして、さらにその
後、めっき層の合金化熱処理を行うと、微細かつ均一に
生成したFe−Zn結晶(ζ相)を起点として合金化反
応が進行し、皮膜の均一性および耐パウダリング性に優
れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板となる。
明する。本発明において、重量%で、Siの含有量が
0.2%以上および/またはPの含有量が0.02%以
上である高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを行うに際し、M
n系化合物をMn量として0.2〜2000mg/
m2、硫黄または硫黄化合物をS量として0.1〜10
00mg/m2付着させた後、水素を含む非酸化性雰囲
気で680℃以上の温度で焼鈍すると、鋼板表面にはM
n−S系化合物を含んだ硫化物層がS量に換算して0.
1〜1000mg/m2の範囲で形成される。その後、
少なくとも0.05〜0.30%のAlを含む溶融亜鉛
浴に浸漬してめっきを行うと、鋼板表面に析出したMn
−S化合物を核として、Fe−Zn結晶(ζ相)が、微
細かつ均一に生成し、皮膜均一性および密着性に優れた
溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この場合に、硫化物層
にはMn−S系化合物が均一に分散した状態で析出して
おり、これら析出した化合物の直上に微細なζ相が均一
に生成している状態となっている。そして、さらにその
後、めっき層の合金化熱処理を行うと、微細かつ均一に
生成したFe−Zn結晶(ζ相)を起点として合金化反
応が進行し、皮膜の均一性および耐パウダリング性に優
れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板となる。
【0026】ここで、Si含有量を0.2%以上および
/またはP含有量を0.02%以上と規定したのは、こ
れらの量が本発明で対象とする高強度レベルの鋼板を得
るために最低限必要な量だからである。
/またはP含有量を0.02%以上と規定したのは、こ
れらの量が本発明で対象とする高強度レベルの鋼板を得
るために最低限必要な量だからである。
【0027】Mn系化合物をMn量として0.2〜20
00mg/m2、硫黄または硫黄化合物をS量として
0.1〜1000mg/m2付着させることとしたの
は、Mn量として0.2mg/m2未満、S量として
0.1mg/m2未満ではMn−S系化合物の析出効果
が少なく、一方、Mn量として2000mg/m2、S
量として1000mg/m2を超えてもその効果が飽和
するからである。
00mg/m2、硫黄または硫黄化合物をS量として
0.1〜1000mg/m2付着させることとしたの
は、Mn量として0.2mg/m2未満、S量として
0.1mg/m2未満ではMn−S系化合物の析出効果
が少なく、一方、Mn量として2000mg/m2、S
量として1000mg/m2を超えてもその効果が飽和
するからである。
【0028】溶融亜鉛浴中に含まれるAl量を0.05
〜0.30%と規定したのは、0.05%未満ではFe
−Al合金の生成量が少ないため、Fe−Zn反応抑制
効果が小さく、耐パウダリング性が劣化し、0.30%
を超えるとFe−Al合金の生成量が多すぎるため、F
e−Zn反応抑制効果が大きすぎ、合金化させることが
できなくなるからである。
〜0.30%と規定したのは、0.05%未満ではFe
−Al合金の生成量が少ないため、Fe−Zn反応抑制
効果が小さく、耐パウダリング性が劣化し、0.30%
を超えるとFe−Al合金の生成量が多すぎるため、F
e−Zn反応抑制効果が大きすぎ、合金化させることが
できなくなるからである。
【0029】次に、本発明におけるMn−S系化合物の
効果について、図1〜図6を参照しながら説明する。図
1はSi含有鋼において通常の方法でめっきした場合、
図2は同じSi含有鋼において、硫黄または硫黄化合物
のみを付着させて亜鉛めっきした場合(従来技術2)、
図3は同じSi含有鋼において、Mn系化合物と硫黄ま
たは硫黄化合物とを付着させて亜鉛めっきした場合(本
発明)、図4はP含有鋼において通常の方法でめっきし
た場合、図5は同じP含有鋼において、硫黄または硫黄
化合物のみを付着させて亜鉛めっきした場合(従来技術
2)、図6は同じP含有鋼において、Mn系化合物と硫
黄または硫黄化合物とを付着させて亜鉛めっきした場合
(本発明)における焼鈍後の表面状態およびめっき後の
初期合金相の状態をそれぞれ示すものである。
効果について、図1〜図6を参照しながら説明する。図
1はSi含有鋼において通常の方法でめっきした場合、
図2は同じSi含有鋼において、硫黄または硫黄化合物
のみを付着させて亜鉛めっきした場合(従来技術2)、
図3は同じSi含有鋼において、Mn系化合物と硫黄ま
たは硫黄化合物とを付着させて亜鉛めっきした場合(本
発明)、図4はP含有鋼において通常の方法でめっきし
た場合、図5は同じP含有鋼において、硫黄または硫黄
化合物のみを付着させて亜鉛めっきした場合(従来技術
2)、図6は同じP含有鋼において、Mn系化合物と硫
黄または硫黄化合物とを付着させて亜鉛めっきした場合
(本発明)における焼鈍後の表面状態およびめっき後の
初期合金相の状態をそれぞれ示すものである。
【0030】図1に示すように、Si含有鋼に通常の方
法で亜鉛めっきした場合には、表面に選択酸化したSi
酸化物により、不めっきが生じる。
法で亜鉛めっきした場合には、表面に選択酸化したSi
酸化物により、不めっきが生じる。
【0031】図2に示すように、Si含有鋼に硫黄また
は硫黄化合物のみを付着させて亜鉛めっきした場合に
は、その効果によりSiの選択酸化が抑制され、合金化
処理を行った場合に若干の合金化速度向上は認められ
る。しかしながら、初期合金相としては細かいζ相が生
成するものの、その分布はまばらであり、合金化処理を
行った際のFe−Zn合金の成長がまばらに起こるた
め、皮膜の均一性や耐パウダリング性が劣る。また、鋼
種が変わり、鋼中Si含有量が変化した場合には、Si
の選択酸化物の生成量を一定に保つことができず、不め
っきを生じたり、めっきすることができた場合でも合金
化速度に変動を生じる。これを防止するためには、鋼成
分や浴成分の変動に応じて硫黄または硫黄化合物の塗布
量を制御する必要が生じ、操業上の問題となる。
は硫黄化合物のみを付着させて亜鉛めっきした場合に
は、その効果によりSiの選択酸化が抑制され、合金化
処理を行った場合に若干の合金化速度向上は認められ
る。しかしながら、初期合金相としては細かいζ相が生
成するものの、その分布はまばらであり、合金化処理を
行った際のFe−Zn合金の成長がまばらに起こるた
め、皮膜の均一性や耐パウダリング性が劣る。また、鋼
種が変わり、鋼中Si含有量が変化した場合には、Si
の選択酸化物の生成量を一定に保つことができず、不め
っきを生じたり、めっきすることができた場合でも合金
化速度に変動を生じる。これを防止するためには、鋼成
分や浴成分の変動に応じて硫黄または硫黄化合物の塗布
量を制御する必要が生じ、操業上の問題となる。
【0032】図3に示すように、本発明に従ってMn系
化合物と硫黄または硫黄化合物とを付着させた場合に
は、焼鈍時に鋼板表面にMn−S系化合物が析出する。
これら析出物を核として、Fe−Zn結晶(ζ相)が、
微細かつ均一に生成する。さらにその後、めっき層の合
金化熱処理を行うと、微細かつ均一に生成したFe−Z
n結晶(ζ相)を起点として合金化反応が進行するた
め、合金化が促進されるとともに、皮膜の均一性が向上
し、さらには良好な耐パウダリング性を有する皮膜を形
成することができる。鋼中Si含有量が多く、Siの選
択酸化物が厚く生成した場合でも、Mn−S系化合物は
これとは無関係に析出し、ζ相核発生の起点となる。し
たがって、鋼種が変わったり、付着するMn量およびS
量が変動した場合でも、これらの変動要因に無関係に一
定のFe−Zn合金化反応が進行するため、操業安定性
にも優れている。また、上記所定の析出物さえ生成させ
ることができれば、少量のMnおよびS成分を付着させ
るだけで十分な効果を得ることができる。
化合物と硫黄または硫黄化合物とを付着させた場合に
は、焼鈍時に鋼板表面にMn−S系化合物が析出する。
これら析出物を核として、Fe−Zn結晶(ζ相)が、
微細かつ均一に生成する。さらにその後、めっき層の合
金化熱処理を行うと、微細かつ均一に生成したFe−Z
n結晶(ζ相)を起点として合金化反応が進行するた
め、合金化が促進されるとともに、皮膜の均一性が向上
し、さらには良好な耐パウダリング性を有する皮膜を形
成することができる。鋼中Si含有量が多く、Siの選
択酸化物が厚く生成した場合でも、Mn−S系化合物は
これとは無関係に析出し、ζ相核発生の起点となる。し
たがって、鋼種が変わったり、付着するMn量およびS
量が変動した場合でも、これらの変動要因に無関係に一
定のFe−Zn合金化反応が進行するため、操業安定性
にも優れている。また、上記所定の析出物さえ生成させ
ることができれば、少量のMnおよびS成分を付着させ
るだけで十分な効果を得ることができる。
【0033】また、図4に示すように、P含有鋼に通常
の方法で亜鉛めっきした場合には、表面に濃化したPに
よりFe−Al合金層が厚く生成し、Fe−Zn反応抑
制効果が大きくなる。したがって、初期合金相は、粗大
なζ相がまばらに生成し、その他の部分は強固なFe−
Al合金の抑制層で覆われているために、Fe−Zn反
応を起こす起点がなく、合金化速度が非常に遅くなる。
の方法で亜鉛めっきした場合には、表面に濃化したPに
よりFe−Al合金層が厚く生成し、Fe−Zn反応抑
制効果が大きくなる。したがって、初期合金相は、粗大
なζ相がまばらに生成し、その他の部分は強固なFe−
Al合金の抑制層で覆われているために、Fe−Zn反
応を起こす起点がなく、合金化速度が非常に遅くなる。
【0034】図5に示すように、P含有鋼に硫黄または
硫黄化合物のみを付着させて亜鉛めっきした場合には、
その効果によりPの表面濃化が抑制され、生成するFe
−Alの量も抑えられ、合金化処理を行った場合に若干
の合金化速度向上は認められる。しかしながら、初期合
金相としては細かいζ相が生成するものの、その分布は
まばらであり、合金化処理を行った際のFe−Zn合金
の成長がまばらに起こるため、皮膜の均一性や耐パウダ
リング性が劣る。また、鋼種が変わり、鋼中P含有量が
変化した場合や、浴中Al濃度が変動した場合には、F
e−Al合金の生成量を一定に保つことができず、合金
化速度に変動が生じる。これを防止するためには、鋼成
分や浴成分の変動に応じて硫黄または硫黄化合物の塗布
量を制御する必要が生じ、操業上の問題となる。
硫黄化合物のみを付着させて亜鉛めっきした場合には、
その効果によりPの表面濃化が抑制され、生成するFe
−Alの量も抑えられ、合金化処理を行った場合に若干
の合金化速度向上は認められる。しかしながら、初期合
金相としては細かいζ相が生成するものの、その分布は
まばらであり、合金化処理を行った際のFe−Zn合金
の成長がまばらに起こるため、皮膜の均一性や耐パウダ
リング性が劣る。また、鋼種が変わり、鋼中P含有量が
変化した場合や、浴中Al濃度が変動した場合には、F
e−Al合金の生成量を一定に保つことができず、合金
化速度に変動が生じる。これを防止するためには、鋼成
分や浴成分の変動に応じて硫黄または硫黄化合物の塗布
量を制御する必要が生じ、操業上の問題となる。
【0035】図6に示すように、P含有鋼の場合にも、
本発明に従ってMn系化合物と硫黄または硫黄化合物と
を付着させた場合には、焼鈍時に鋼板表面にMn−S系
化合物が析出する。これら析出物を核として、Fe−Z
n結晶(ζ相)が、微細かつ均一に生成する。さらにそ
の後、めっき層の合金化熱処理を行うと、微細かつ均一
に生成したFe−Zn結晶(ζ相)を起点として合金化
反応が進行するため、合金化が促進されるとともに、皮
膜の均一性が向上し、さらには良好な耐パウダリング性
を有する皮膜を形成することができる。鋼中P含有量や
浴中Al濃度が高く、Fe−Al合金が厚く生成した場
合でも、Mn−S系化合物はこれとは無関係に析出し、
ζ相核発生の起点となる。したがって、鋼種が変わり、
鋼中P含有量が変化したり、浴中Al濃度が変動した場
合や、付着するMn量およびS量が変動した場合でも、
これらの変動要因に無関係に一定のFe−Zn合金化反
応が進行するため、操業安定性にも優れている。また、
上記所定の析出物さえ生成させることができれば、少量
のMnおよびS成分を付着させるだけで十分な効果を得
ることができる。
本発明に従ってMn系化合物と硫黄または硫黄化合物と
を付着させた場合には、焼鈍時に鋼板表面にMn−S系
化合物が析出する。これら析出物を核として、Fe−Z
n結晶(ζ相)が、微細かつ均一に生成する。さらにそ
の後、めっき層の合金化熱処理を行うと、微細かつ均一
に生成したFe−Zn結晶(ζ相)を起点として合金化
反応が進行するため、合金化が促進されるとともに、皮
膜の均一性が向上し、さらには良好な耐パウダリング性
を有する皮膜を形成することができる。鋼中P含有量や
浴中Al濃度が高く、Fe−Al合金が厚く生成した場
合でも、Mn−S系化合物はこれとは無関係に析出し、
ζ相核発生の起点となる。したがって、鋼種が変わり、
鋼中P含有量が変化したり、浴中Al濃度が変動した場
合や、付着するMn量およびS量が変動した場合でも、
これらの変動要因に無関係に一定のFe−Zn合金化反
応が進行するため、操業安定性にも優れている。また、
上記所定の析出物さえ生成させることができれば、少量
のMnおよびS成分を付着させるだけで十分な効果を得
ることができる。
【0036】次に、本発明によって皮膜の均一性や耐パ
ウダリング性が向上する理由について説明する。鋼板表
面に付着したMn系化合物と硫黄または硫黄化合物は、
鋼板表面で均一に分散しており、焼鈍時に両者の反応に
よって析出するMn−S系化合物も均一に析出するた
め、この化合物を核として成長するFe−Zn合金結晶
は均一に分布することとなる。したがって、形成される
Fe−Zn合金相にもバラツキはなく、耐パウダリング
性が向上するものと推定される。
ウダリング性が向上する理由について説明する。鋼板表
面に付着したMn系化合物と硫黄または硫黄化合物は、
鋼板表面で均一に分散しており、焼鈍時に両者の反応に
よって析出するMn−S系化合物も均一に析出するた
め、この化合物を核として成長するFe−Zn合金結晶
は均一に分布することとなる。したがって、形成される
Fe−Zn合金相にもバラツキはなく、耐パウダリング
性が向上するものと推定される。
【0037】一方、Mn系化合物を付着させなかった場
合には、Si含有鋼の場合、硫黄または硫黄化合物の塗
布により多少Siの選択酸化物の生成は抑えられるもの
の、依然として濡れ性の劣る部分が生じるため、不めっ
きに至らなかったとしても、生成するFe−Zn合金は
ランダムに成長し、皮膜の均一性は得られない。また、
このような濡れ性の差が生じていることにより、合金化
完了した時点での合金化度が部分的に異なっており、過
合金化状態となっている部分も存在するため、耐パウダ
リング性に劣る結果となる。また、P含有鋼の場合、見
かけ上、浴中Al濃度が低い場合と同じになり、Fe−
Al合金の生成量が少ないため、Fe−Zn反応抑制効
果が小さく、合金化速度は速くなるものの、耐パウダリ
ング性が劣化する上、Fe−Zn合金はランダムに成長
し、皮膜の均一性は得られない。
合には、Si含有鋼の場合、硫黄または硫黄化合物の塗
布により多少Siの選択酸化物の生成は抑えられるもの
の、依然として濡れ性の劣る部分が生じるため、不めっ
きに至らなかったとしても、生成するFe−Zn合金は
ランダムに成長し、皮膜の均一性は得られない。また、
このような濡れ性の差が生じていることにより、合金化
完了した時点での合金化度が部分的に異なっており、過
合金化状態となっている部分も存在するため、耐パウダ
リング性に劣る結果となる。また、P含有鋼の場合、見
かけ上、浴中Al濃度が低い場合と同じになり、Fe−
Al合金の生成量が少ないため、Fe−Zn反応抑制効
果が小さく、合金化速度は速くなるものの、耐パウダリ
ング性が劣化する上、Fe−Zn合金はランダムに成長
し、皮膜の均一性は得られない。
【0038】以上のような本発明の溶融亜鉛めっき鋼板
を製造する際には、Mn分および硫黄分付着後の焼鈍
を、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以上の温度で
行わなければならない。これは、水素により鋼板を還元
する目的があり、さらに、水素の存在に伴うH吸着によ
り、Sの鋼板表面への析出が促進されるためである。ま
た、Sは680℃以上の温度域で安定に析出するが、そ
れ以下の温度ではCの析出が優先的であり、焼鈍にあた
り、Mn−S系化合物の析出は起こりにくいためであ
る。逆に、Mnが存在すると、一度析出したSは680
℃以下の温度域になっても安定であるが、Mnが存在し
ない場合には、680℃以下ではSは消失し、Siが選
択酸化し得、かつPが表面濃化する温度域である500
℃付近では、Sは存在し得なくなり、硫黄分付着の効果
が低下する。
を製造する際には、Mn分および硫黄分付着後の焼鈍
を、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以上の温度で
行わなければならない。これは、水素により鋼板を還元
する目的があり、さらに、水素の存在に伴うH吸着によ
り、Sの鋼板表面への析出が促進されるためである。ま
た、Sは680℃以上の温度域で安定に析出するが、そ
れ以下の温度ではCの析出が優先的であり、焼鈍にあた
り、Mn−S系化合物の析出は起こりにくいためであ
る。逆に、Mnが存在すると、一度析出したSは680
℃以下の温度域になっても安定であるが、Mnが存在し
ない場合には、680℃以下ではSは消失し、Siが選
択酸化し得、かつPが表面濃化する温度域である500
℃付近では、Sは存在し得なくなり、硫黄分付着の効果
が低下する。
【0039】また、本発明の方法に従って溶融亜鉛めっ
きする際に、予熱工程を弱酸化性雰囲気で行うとさらに
効果的である。すなわち、Mn系化合物および硫黄また
は硫黄化合物付着後、弱酸化性雰囲気にて予熱すること
により、鋼板酸化と同時に硫黄または硫黄化合物が酸化
され、硫黄または硫黄化合物の分解・飛散を抑えること
ができるため、効果的にMn−S系化合物を析出させる
ことができる。
きする際に、予熱工程を弱酸化性雰囲気で行うとさらに
効果的である。すなわち、Mn系化合物および硫黄また
は硫黄化合物付着後、弱酸化性雰囲気にて予熱すること
により、鋼板酸化と同時に硫黄または硫黄化合物が酸化
され、硫黄または硫黄化合物の分解・飛散を抑えること
ができるため、効果的にMn−S系化合物を析出させる
ことができる。
【0040】なお、本発明が対象とする鋼板は、Siを
0.2%以上および/またはPを0.02%以上含有す
る高強度鋼板であればよく、その他の成分は特に制限さ
れず、Feおよび不可避的不純物の他に、C,S,M
g,Cr,Ni,Cu,Ta,Al等の1種または2種
以上を含有してもよい。また、IF鋼を製造するため、
Nb,Tiを添加してもよい。また、IF鋼をベースの
鋼板では、耐2次加工性脆化を防ぐために、数ppmの
Bを添加してもよい。
0.2%以上および/またはPを0.02%以上含有す
る高強度鋼板であればよく、その他の成分は特に制限さ
れず、Feおよび不可避的不純物の他に、C,S,M
g,Cr,Ni,Cu,Ta,Al等の1種または2種
以上を含有してもよい。また、IF鋼を製造するため、
Nb,Tiを添加してもよい。また、IF鋼をベースの
鋼板では、耐2次加工性脆化を防ぐために、数ppmの
Bを添加してもよい。
【0041】また、本発明に用いられる硫黄または硫黄
化合物は、硫黄単体、硫酸ナトリウム、チオ硫酸ナトリ
ウム、硫酸ソーダ、亜硫酸ソーダ等の無機硫酸塩、チオ
シアン酸アンモニウム、チオシアン酸カリ等のチオシア
ン酸塩類、アルキルメルカプタンやチオ尿素などの脂肪
族系有機物、メルカプトベンゾチアゾールなどの加硫促
進剤、チオカルバミン酸基および/またはチオール基を
有する各種有機物を、水または有機溶剤に溶解し、また
はこれらと混合して使用する。一方、Mn系化合物は、
硝酸マンガン、硫酸マンガン等の無機塩類を、水または
有機溶剤に溶解し、またはこれらと混合して使用する。
また、これらの薬品の溶液の鋼板への付着性を高める目
的で界面活性剤を添加してもよい。さらに、これらの薬
品の溶液の鋼板への付着性を高める目的では、溶液中に
有機樹脂を溶解させ、バインダーとして用いてもよい。
なお、冷間圧延時の潤滑油あるいは圧延後の防錆油にM
n系化合物および硫黄または硫黄化合物を添加した後、
脱脂をすることなく、直下加熱方式の予熱炉を有する焼
鈍炉に鋼板を装入することもできる。ただし、全ラジア
ントチューブ方式の焼鈍炉に対してこの方法を採用した
場合には、油分が汚れとして残存し、めっき性や合金化
処理後の表面外観に影響を与えるので好ましくないが、
本発明によれば、Mn−S系化合物が均一に分散し、前
記析出物の直上に微細なζ相が均一に生成していること
により、悪影響は軽減できる。また、Mn系化合物およ
び硫黄または硫黄化合物を付着させる前に、アルカリ電
解脱脂等を行っても本発明の効果は変わらない。
化合物は、硫黄単体、硫酸ナトリウム、チオ硫酸ナトリ
ウム、硫酸ソーダ、亜硫酸ソーダ等の無機硫酸塩、チオ
シアン酸アンモニウム、チオシアン酸カリ等のチオシア
ン酸塩類、アルキルメルカプタンやチオ尿素などの脂肪
族系有機物、メルカプトベンゾチアゾールなどの加硫促
進剤、チオカルバミン酸基および/またはチオール基を
有する各種有機物を、水または有機溶剤に溶解し、また
はこれらと混合して使用する。一方、Mn系化合物は、
硝酸マンガン、硫酸マンガン等の無機塩類を、水または
有機溶剤に溶解し、またはこれらと混合して使用する。
また、これらの薬品の溶液の鋼板への付着性を高める目
的で界面活性剤を添加してもよい。さらに、これらの薬
品の溶液の鋼板への付着性を高める目的では、溶液中に
有機樹脂を溶解させ、バインダーとして用いてもよい。
なお、冷間圧延時の潤滑油あるいは圧延後の防錆油にM
n系化合物および硫黄または硫黄化合物を添加した後、
脱脂をすることなく、直下加熱方式の予熱炉を有する焼
鈍炉に鋼板を装入することもできる。ただし、全ラジア
ントチューブ方式の焼鈍炉に対してこの方法を採用した
場合には、油分が汚れとして残存し、めっき性や合金化
処理後の表面外観に影響を与えるので好ましくないが、
本発明によれば、Mn−S系化合物が均一に分散し、前
記析出物の直上に微細なζ相が均一に生成していること
により、悪影響は軽減できる。また、Mn系化合物およ
び硫黄または硫黄化合物を付着させる前に、アルカリ電
解脱脂等を行っても本発明の効果は変わらない。
【0042】鋼板表面へのMn分および硫黄分の付着
は、これらの溶液を鋼板上に噴霧あるいは塗布してから
乾燥させるか、予熱された鋼板に噴霧することにより行
うことができる。しかし、焼鈍中に鋼板表面にMn−S
系化合物を析出させることが主目的であるから、焼鈍時
に鋼板表面にMnおよびSが付着していればよく、その
付着方法は上記溶液塗布法に限定されず、電気めっき
法、無電解めっき法、蒸着法等どのような手段で行って
もよい。ただし、設備投資の点を考慮すると、比較的簡
便な溶液塗布法や無電解めっき法が好ましい。焼鈍炉内
での化学反応により、初期付着時のMnおよびS分布不
均一はある程度緩和されるものの、初期付着時に均一に
MnおよびSを分布させておくことがよいことは言うま
でもない。
は、これらの溶液を鋼板上に噴霧あるいは塗布してから
乾燥させるか、予熱された鋼板に噴霧することにより行
うことができる。しかし、焼鈍中に鋼板表面にMn−S
系化合物を析出させることが主目的であるから、焼鈍時
に鋼板表面にMnおよびSが付着していればよく、その
付着方法は上記溶液塗布法に限定されず、電気めっき
法、無電解めっき法、蒸着法等どのような手段で行って
もよい。ただし、設備投資の点を考慮すると、比較的簡
便な溶液塗布法や無電解めっき法が好ましい。焼鈍炉内
での化学反応により、初期付着時のMnおよびS分布不
均一はある程度緩和されるものの、初期付着時に均一に
MnおよびSを分布させておくことがよいことは言うま
でもない。
【0043】鋼板の焼鈍は、通常用いられているラジア
ントチューブ方式の焼鈍炉を用いることができる。ま
た、弱酸化雰囲気で予熱を行う場合には、例えば直火加
熱方式の焼鈍炉を用いればよい。硫黄分付着の効率や溶
融亜鉛めっき装置全体の効率を考えると、これらのうち
昇温速度を速くすることができる直火加熱方式のほうが
好ましい。
ントチューブ方式の焼鈍炉を用いることができる。ま
た、弱酸化雰囲気で予熱を行う場合には、例えば直火加
熱方式の焼鈍炉を用いればよい。硫黄分付着の効率や溶
融亜鉛めっき装置全体の効率を考えると、これらのうち
昇温速度を速くすることができる直火加熱方式のほうが
好ましい。
【0044】本発明のめっき鋼板の溶融亜鉛めっきある
いは合金化溶融亜鉛めっき層中には、耐食性向上などを
目的として、主元素であるZn,Fe,Alの他に、A
s,Bi,Cd,Ce,Co,Cr,In,La,L
i,Mg,Mn,Ni,O,P,Pb,S,Sb,S
n,Ti,Zr等のうち1種または2種以上を含有させ
てもよく、これらを含有していても本発明の効果は損な
われない。
いは合金化溶融亜鉛めっき層中には、耐食性向上などを
目的として、主元素であるZn,Fe,Alの他に、A
s,Bi,Cd,Ce,Co,Cr,In,La,L
i,Mg,Mn,Ni,O,P,Pb,S,Sb,S
n,Ti,Zr等のうち1種または2種以上を含有させ
てもよく、これらを含有していても本発明の効果は損な
われない。
【0045】合金化処理工程においては、ガス加熱方
式、誘導加熱方式、直接通電加熱方式などの方法を採用
することができるが、合金化炉加熱方式の相違によって
本発明の効果に変わりはない。
式、誘導加熱方式、直接通電加熱方式などの方法を採用
することができるが、合金化炉加熱方式の相違によって
本発明の効果に変わりはない。
【0046】本発明は、自動車用外板用途への適用を主
目的としているため、下地鋼板は冷延鋼板が主である
が、自動車の強度部材である骨組み構造部材や足廻り部
品のような熱延鋼板下地の場合にも本発明の効果は得ら
れる。また、本発明は、自動車部品に限らず、建材、電
機、家電などの用途にも適用することができる。
目的としているため、下地鋼板は冷延鋼板が主である
が、自動車の強度部材である骨組み構造部材や足廻り部
品のような熱延鋼板下地の場合にも本発明の効果は得ら
れる。また、本発明は、自動車部品に限らず、建材、電
機、家電などの用途にも適用することができる。
【0047】
【実施例】表1に示す6種類の成分の冷延鋼板を供試材
として用いた。このうち、Aは比較材として使用したT
i−IF鋼であり、B〜Fは本発明で対象とするSiお
よび/またはPを含有する高強度鋼板である。これらの
B〜Fの鋼板に対しては、S源としてチオ尿素(CH4
N2S)を20g/L含有する水溶液を作成し、また、
Mn源として硫酸マンガン(MnSO4)を3g/L、
30g/L、300g/L、あるいは硝酸マンガン(M
n(NO3)2)、塩化マンガン(MnCl2)、臭化マ
ンガン(MnBr2)を30g/L含有する水溶液を作
成して、バーコーターにより一定量塗布後、誘導加熱方
式の乾燥炉により150℃で瞬時に乾燥させた。
として用いた。このうち、Aは比較材として使用したT
i−IF鋼であり、B〜Fは本発明で対象とするSiお
よび/またはPを含有する高強度鋼板である。これらの
B〜Fの鋼板に対しては、S源としてチオ尿素(CH4
N2S)を20g/L含有する水溶液を作成し、また、
Mn源として硫酸マンガン(MnSO4)を3g/L、
30g/L、300g/L、あるいは硝酸マンガン(M
n(NO3)2)、塩化マンガン(MnCl2)、臭化マ
ンガン(MnBr2)を30g/L含有する水溶液を作
成して、バーコーターにより一定量塗布後、誘導加熱方
式の乾燥炉により150℃で瞬時に乾燥させた。
【0048】
【表1】
【0049】これらの鋼板を溶融亜鉛めっきシミュレー
ターを用いて焼鈍しめっきを行った。焼鈍条件は、55
0℃x30秒、700℃x30秒、850℃x30秒の
3水準で、10%H2−N2(露点−40℃)中で行っ
た。焼鈍に際しては、一部について大気中で500℃x
30秒の弱酸化前処理を行う条件を付加した。
ターを用いて焼鈍しめっきを行った。焼鈍条件は、55
0℃x30秒、700℃x30秒、850℃x30秒の
3水準で、10%H2−N2(露点−40℃)中で行っ
た。焼鈍に際しては、一部について大気中で500℃x
30秒の弱酸化前処理を行う条件を付加した。
【0050】溶融亜鉛めっきは、Alを0.12%含む
460℃亜鉛めっき浴を用いて、侵入板温460℃、浸
漬時間3秒にてめっきした。めっき後、N2ガスワイパ
ーにより亜鉛付着量を片面当たり60g/m2に調整し
た。
460℃亜鉛めっき浴を用いて、侵入板温460℃、浸
漬時間3秒にてめっきした。めっき後、N2ガスワイパ
ーにより亜鉛付着量を片面当たり60g/m2に調整し
た。
【0051】めっき後のサンプルは、不めっき発生状
況、初期合金相形態の観察、0T曲げ試験によるめっき
密着性評価を行い、さらに、誘導加熱装置により、45
0,475,500,525,550,575,600
℃で20秒の合金化処理を行って、表層まで合金化でき
る温度により、合金化速度を比較した。また、皮膜中の
鉄含有率が10%±0.5%となるように合金化温度を
調整し、20秒間の合金化処理を行ったサンプルを用い
て、合金化ムラの発生状況を観察するとともに、90度
曲げ試験を行って耐パウダリング性を評価した。
況、初期合金相形態の観察、0T曲げ試験によるめっき
密着性評価を行い、さらに、誘導加熱装置により、45
0,475,500,525,550,575,600
℃で20秒の合金化処理を行って、表層まで合金化でき
る温度により、合金化速度を比較した。また、皮膜中の
鉄含有率が10%±0.5%となるように合金化温度を
調整し、20秒間の合金化処理を行ったサンプルを用い
て、合金化ムラの発生状況を観察するとともに、90度
曲げ試験を行って耐パウダリング性を評価した。
【0052】以上のようにして製造した溶融亜鉛めっき
鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件を表2
に、めっき品質を評価した結果を表3に示す。なお、表
3に示しためっき品質に関する評価事項と評価基準は以
下の通りである。
鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件を表2
に、めっき品質を評価した結果を表3に示す。なお、表
3に示しためっき品質に関する評価事項と評価基準は以
下の通りである。
【0053】*1.不めっき(目視判定) ○:良好 ×:不めっきが認められる
【0054】*2.初期合金相(SEM観察) ○:微細なζ相が均一に生成 ×:ζ相がまばらに生成 B:アウトバースト状組織
【0055】*3.めっき密着性 ○:良好 ×:めっき剥離発生
【0056】*4.合金化速度 ●:速すぎる ○:良好 △:やや遅い ×:非常に遅い
【0057】*5.合金ムラ(目視判定) ○:良好 △:微細なスジムラが認められる ×:明瞭なスジムラが認められる
【0058】*6.耐パウダリング性(90°曲げ) ○:良好 ×:不合格
【0059】
【表2】
【0060】
【表3】
【0061】表3に示すように、本発明例では全てのめ
っき品質評価事項について良好な結果が得られたのに対
し、付着物が存在しないか、付着物が硫黄分のみである
か、または焼鈍条件が本発明の範囲から外れる比較例
は、上記めっき品質評価事項のいずれかが劣っていた。
っき品質評価事項について良好な結果が得られたのに対
し、付着物が存在しないか、付着物が硫黄分のみである
か、または焼鈍条件が本発明の範囲から外れる比較例
は、上記めっき品質評価事項のいずれかが劣っていた。
【0062】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
自動車内外板として用いた場合に、表面外観が良好で、
線状マークが生じず、高強度でかつめっき皮膜の均一性
に優れ、さらに密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼
板、およびさらに合金化ムラが発生せず、耐パウダリン
グ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供さ
れる。また、これらを安定して製造することができる製
造方法が提供される。
自動車内外板として用いた場合に、表面外観が良好で、
線状マークが生じず、高強度でかつめっき皮膜の均一性
に優れ、さらに密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼
板、およびさらに合金化ムラが発生せず、耐パウダリン
グ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供さ
れる。また、これらを安定して製造することができる製
造方法が提供される。
【図1】Si含有鋼において、通常の方法でめっきした
場合における焼鈍後の鋼板表面の状態およびめっき後の
初期合金相の状態を示す図。
場合における焼鈍後の鋼板表面の状態およびめっき後の
初期合金相の状態を示す図。
【図2】Si含有鋼において、硫黄または硫黄化合物の
みを付着させて亜鉛めっきした場合における焼鈍後の鋼
板表面の状態およびめっき後の初期合金相の状態を示す
図。
みを付着させて亜鉛めっきした場合における焼鈍後の鋼
板表面の状態およびめっき後の初期合金相の状態を示す
図。
【図3】Si含有鋼において、本発明に従ってMn系化
合物と硫黄または硫黄化合物とを付着させて亜鉛めっき
した場合における焼鈍後の鋼板表面の状態およびめっき
後の初期合金相の状態を示す図。
合物と硫黄または硫黄化合物とを付着させて亜鉛めっき
した場合における焼鈍後の鋼板表面の状態およびめっき
後の初期合金相の状態を示す図。
【図4】P含有鋼において、通常の方法でめっきした場
合における焼鈍後の鋼板表面の状態およびめっき後の初
期合金相の状態を示す図。
合における焼鈍後の鋼板表面の状態およびめっき後の初
期合金相の状態を示す図。
【図5】P含有鋼において、硫黄または硫黄化合物のみ
を付着させて亜鉛めっきした場合における焼鈍後の鋼板
表面の状態およびめっき後の初期合金相の状態を示す
図。
を付着させて亜鉛めっきした場合における焼鈍後の鋼板
表面の状態およびめっき後の初期合金相の状態を示す
図。
【図6】P含有鋼において、本発明に従ってMn系化合
物と硫黄または硫黄化合物とを付着させて亜鉛めっきし
た場合における焼鈍後の鋼板表面の状態およびめっき後
の初期合金相の状態を示す図。
物と硫黄または硫黄化合物とを付着させて亜鉛めっきし
た場合における焼鈍後の鋼板表面の状態およびめっき後
の初期合金相の状態を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鷺山 勝 東京都千代田区丸の内一丁目1番2号 日 本鋼管株式会社内
Claims (6)
- 【請求項1】 重量%で、Siの含有量が0.2%以上
および/またはPの含有量が0.02%以上である高強
度鋼板に溶融亜鉛めっきを行うに際し、Mn系化合物を
Mn量として0.2〜2000mg/m2、硫黄または
硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m2付
着させた後、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以上
の温度で焼鈍し、その後、少なくとも0.05〜0.3
0%のAlを含む溶融亜鉛浴に浸漬してめっきを行うこ
とを特徴とする、皮膜の均一性および密着性に優れた高
強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 請求項1の製造方法において、溶融亜鉛
めっきする際に、予熱工程を弱酸化性雰囲気で行うこと
を特徴とする、皮膜の均一性および密着性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 請求項1または請求項2の製造方法によ
って溶融亜鉛めっきした後、さらにめっき層の合金化熱
処理を行うことを特徴とする、皮膜の均一性および耐パ
ウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。 - 【請求項4】 重量%で、Siの含有量が0.2%以上
および/またはPの含有量が0.02%以上である高強
度鋼板と、この鋼板の少なくとも一方の面に形成され
た、S量に換算して0.1〜1000mg/m2の量の
硫化物層と、前記硫化物層の表面上に形成された亜鉛め
っき層とからなることを特徴とする、皮膜の均一性およ
び密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項5】 請求項4の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に
おいて、前記硫化物層には、Mn−S系化合物が均一に
分散した状態で析出しており、これら析出した化合物の
直上に微細なζ相が均一に生成していることを特徴とす
る、皮膜の均一性および密着性に優れた高強度溶融亜鉛
めっき鋼板。 - 【請求項6】 請求項1または請求項2の高強度溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法に従って溶融亜鉛めっきした
後、めっき層の合金化熱処理を行うことにより製造され
た、皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31463497A JPH11131203A (ja) | 1997-10-31 | 1997-10-31 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31463497A JPH11131203A (ja) | 1997-10-31 | 1997-10-31 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH11131203A true JPH11131203A (ja) | 1999-05-18 |
Family
ID=18055688
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP31463497A Pending JPH11131203A (ja) | 1997-10-31 | 1997-10-31 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH11131203A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102312183A (zh) * | 2011-08-26 | 2012-01-11 | 无锡舜特金属制品有限公司 | 一种带钢热浸镀锌方法 |
KR101143189B1 (ko) * | 2009-12-29 | 2012-05-08 | 주식회사 포스코 | 도금성이 우수한 프리코팅 용융도금용 강판 및 그 제조방법 |
-
1997
- 1997-10-31 JP JP31463497A patent/JPH11131203A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101143189B1 (ko) * | 2009-12-29 | 2012-05-08 | 주식회사 포스코 | 도금성이 우수한 프리코팅 용융도금용 강판 및 그 제조방법 |
CN102312183A (zh) * | 2011-08-26 | 2012-01-11 | 无锡舜特金属制品有限公司 | 一种带钢热浸镀锌方法 |
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