JP2792346B2 - 塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、塗装後鮮映性に優れ
た合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】合金化溶融亜鉛めっき鋼板は優れた塗装
後耐食性、塗装適合性を有するため、自動車用防錆鋼板
としてその需要が近年増加しており、特に最近では、耐
食性を確保するため亜鉛めっき皮膜が厚目付化する傾向
にある。従来、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗
さを調整して塗装後鮮映性を確保するため、合金化処理
後のインラインスキンパスにおいてレーザーダル加工ロ
ールにより圧延する技術が知られている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかし、従来の合金化
溶融亜鉛めっき鋼板は合金化めっき層表面の平滑性が不
十分であるため、レーザーダル加工ロールを使用してス
キンパスを実施しても、レーザーダル特有の規則的な凹
凸を持つめっき表面が得られないという問題があった。
このため、特開平２−１８５９５９号や特開平２−１
７５００７号に示されるように、めっき前の原板を冷間
圧延する際、圧延ロールとしてブライトロールやレーザ
ーダル加工ロールを使用し、原板自体の粗度管理を行う
必要があった。

【０００４】また、合金化めっき皮膜の粗さ調整を目的
として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を２回以上スキンパ
ス圧延し、最後にレーザーダル加工ロールでスキンパス
する方法が特開平２−２７４８６０号や特開平２−２７
４８５７号で提案されているが、このように複数回のス
キンパスを実施すると素材の伸長率が上昇するため、特
に深絞り材の製造には事実上適用できないという欠点が
ある。また、溶融めっきラインがスキンパスミルを１ス
タンドしか持たない場合には、複数回のスキンパスを実
施するために再度調圧ラインに通す必要があり、工程が
増加するという難点がある。

【０００５】本発明はこのような従来の問題に鑑み、め
っき前の原板粗度管理や２回以上のスキンパスを行うこ
となく、１回のスキンパスにより適正なめっき表面粗度
が得られ、これによって優れた塗装後鮮映性を示す合金
化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供しようとするも
のである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、従来法で
レーザーダル加工ロールによるスキンパスを実施しても
レーザーダル特有の規則的な凹凸を持つ皮膜が得られな
い原因とその解決手段について検討を行った。その結
果、従来法では合金化めっき層の表層に粗いζ相が残存
しているため、レーザーダル加工ロールでスキンパスを
実施してもこの粗い状態が残り、このため規則的な凹凸
が形成できないこと、これに対し、合金化めっき層をδ
₁相主体の平滑な塊状晶とすることにより、レーザーダ
ル加工ロールでスキンパスを実施した場合、規則的な凹
凸をもつ皮膜が得られることが判った。

【０００７】また、従来法においてδ₁相主体の平滑な
塊状晶が均一に得られない最大の原因が、従来一般に行
われているガス加熱方式（直火方式）の合金化炉による
合金化処理にあること、これに対して合金化処理を高周
波誘導加熱方式の合金化炉で実施することにより、合金
相の制御を容易に行うことができることが判った。

【０００８】さらに、以上のような合金化処理方法の適
正化とともに、溶融めっき条件を適正化することにより
δ₁相主体の平滑な合金相をより均一に形成させること
ができ、これによって表面粗度をより適正に管理でき、
しかも均一且つ優れた耐パウダリング性とプレス成形性
を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが判
った。本発明はこのような知見に基づきなされたもの
で、その特徴は以下のとおりである。

【０００９】（１） 鋼板を溶融亜鉛めっき後、高周波
誘導加熱方式の合金化炉で合金化処理することにより、
平滑なδ₁相主体の合金化めっき皮膜を形成させ、次い
で、レーザーダル加工ロールでスキンパスを施すことを
特徴とする塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。

【００１０】（２） 上記（１）の製造方法において、
鋼板を浴中Ａｌ量：０．０５％以上、０．１３％未満、
浴温度：４６０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と鋼板のめ
っき浴中への侵入板温とが、 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８＞Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４０８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件でめっきすることにより、浴中でＦｅ−
Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱方
式の合金化炉で炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃と
なるように加熱することにより、平滑なδ₁相主体の合
金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レーザーダル加工
ロールでスキンパスを施すことを特徴とする塗装後鮮映
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１１】（３） 上記（１）の製造方法において、
鋼板を浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃
以下で、且つ、浴中Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入
板温とが、 ５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ
−Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱
方式の合金化炉で炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃
となるように加熱することにより、平滑なδ₁相主体の
合金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レーザーダル加
工ロールでスキンパスを施すことを特徴とする塗装後鮮
映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１２】（４） 鋼板を溶融亜鉛めっき後、高周波
誘導加熱方式の合金化炉で合金化処理することにより、
平滑なδ₁相主体の合金化めっき皮膜を形成させ、次い
で、レーザーダル加工ロールでスキンパスを施し、しか
る後、Ｆｅ系上層めっきを施すことを特徴とする塗装後
鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１３】（５） 上記（４）の製造方法において、
鋼板を浴中Ａｌ量：０．０５％以上、０．１３％未満、
浴温度：４６０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と鋼板のめ
っき浴中への侵入板温とが、 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８＞Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４０８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件でめっきすることにより、浴中でＦｅ−
Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱方
式の合金化炉で炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃と
なるように加熱することにより、平滑なδ₁相主体の合
金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レーザーダル加工
ロールでスキンパスを施し、しかる後、Ｆｅ系上層めっ
きを施すことを特徴とする塗装後鮮映性に優れた合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１４】（６） 上記（４）の製造方法において、
鋼板を浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴温度：４７０℃
以下で、且つ、浴中Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入
板温とが、 ５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ
−Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱
方式の合金化炉で炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃
となるように加熱することにより、平滑なδ₁相主体の
合金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レーザーダル加
工ロールでスキンパスを施し、しかる後、Ｆｅ系上層め
っきを施すことを特徴とする塗装後鮮映性に優れた合金
化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１５】

【作用】図１は本発明法および従来法により得られた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層表面粗度の違いを模
式的に示すもので、図中（ａ）に示す従来法の場合に
は、合金化後のめっき層表面に粗いζ相が残存するた
め、レーザーダル加工ロールでスキンパスを実施した後
もこの粗い状態が残り、規則的な凹凸を形成することは
できない。これに対し図中（ｂ）で示す本発明法の場合
には、合金化めっき層が塊状で平滑なδ₁相主体の合金
相であるため、レーザーダル加工ロールでスキンパスを
実施した後は、レーザーダル特有の規則的な凹凸、具体
的には規則的な凹部と平坦な凸部が形成されることにな
る。

【００１６】一般に合金化溶融亜鉛めっき鋼板に要求さ
れる表面粗さは、略Ｒａ０．４〜０．９μｍの範囲であ
る。すなわち、ブランキング時のスリップ防止、疵つき
防止の観点から表面粗さはＲａ０．４μｍ以上が好まし
く、一方、塗装後鮮映性の観点からＲａ０．９μｍ以下
が好ましい。図２はレーザーダル加工ロールによるスキ
ンパス前後のめっき層表面粗さの関係を示すもので、合
金化処理後（スキンパス前）の粗さがＲａ１．０μｍ以
下であれば、スキンパス後の表面粗さをＲａ０．９μｍ
以下とすることができることが判る。この点、図１
（ｂ）に示すようなδ₁相主体の平滑な合金化めっき層
は表面粗さが略Ｒａ１．０μｍ以下であるため、レーザ
ーダル加工ロールによるスキンパス後の表面粗さをＲａ
０．９μｍ以下とすることができる。

【００１７】本発明では、δ₁相主体の平滑な合金相を
得るために、めっき後の合金化処理を高周波誘導加熱方
式の合金化炉で行うことを必須とする。この高周波誘導
加熱による合金化処理で上記のような合金相が得られる
のは、以下のような理由によるものと考えられる。

【００１８】まず、第１に、合金化処理において高周波
誘導加熱方式を用いることにより、鋼板自体を直接加熱
することができ、しかも、めっき皮膜に接する界面が最
も加熱されるため、ガス加熱方式に較べ界面におけるＦ
ｅ−Ｚｎ反応が短時間でしかも鋼板面上の位置に無関係
に均一に起き、このため、鋼板上での部分的な過合金や
ζ相の残留がなく、均一なδ₁相が形成される。第２
に、ガス加熱方式の場合には、ガス炉内で皮膜の合金化
とともに放射率が変化し続けるため鋼板に与えられる熱
量も変化し、目標とする板温に加熱することが困難であ
る。これに対し、高周波誘導加熱では鋼板自体を短時間
で直接加熱するため、容易に目標とする板温に加熱する
ことができ、ζ相が残留しない合金相が容易に得られ
る。

【００１９】第３に、ガス加熱方式では温度ムラにより
鋼板各部の加熱が不均一化し易く、部分的なζ相の残留
や過合金化を生じやすい。特に、ガス炉では煙突効果で
高温のガスが上昇するため、必要な板温をむりやりに確
保しようとした場合、部分的な過合金化を生じ易い。こ
れに対して、高周波誘導加熱の場合には鋼板自体が直接
加熱されるため、鋼板各部を均一に加熱することがで
き、δ₁相を均一に生じさせることができる。第４に、
ガス炉内およびガス炉直上は雰囲気温度が高いため操業
中の板温測定は事実上不可能であり、板温制御性に乏し
い。これに対して高周波誘導加熱炉は板温の厳密な管理
が可能である。

【００２０】本発明のように合金化めっき皮膜を平滑な
δ₁相を主体とする合金相とすることにより、レーザー
ダル加工ロールを用い適当な圧延荷重でスキンパスを実
施すれば、規則的な凹凸が形成された適切な表面粗度を
確保することができる。

【００２１】本発明ではスキンパス後、塗装適合性を改
善するためにＦｅ系上層めっきを施すことができる。合
金化溶融亜鉛めっき鋼板は電着塗装時にクレ−タリング
と呼ばれる欠陥が発生し易く、最終塗装後の外観に影響
を与える。上層めっきはこのような塗装欠陥の発生を防
止し、めっき鋼板の塗装適合性を高める。塗装適合性を
向上させるには上層めっきをα単相とすることが好まし
く、Ｆｅ系めっきではＦｅ含有量がほぼ５０ｗｔ％以上
でα単相となることから、上層めっきはＦｅめっきのＦ
ｅ含有量が５０ｗｔ％以上のＦｅ系合金めっきとするこ
とが好ましい。

【００２２】この上層めっきは、その被覆率が良好でな
いと外面適性が劣り、所望の塗装適合性が得られない。
この点、図１（ａ）に示すような従来法によるめっき皮
膜では、上層めっき実施時に表面の凹部にめっき電流が
流れにくいためめっきが付着しにくく、付着量を多くし
ないと十分な被覆性が得られない。しかし、上層めっき
の付着量を多くすると、皮膜中の水素がユーザー（自動
車メーカー等）での電着塗装時に口を開く、所謂ＥＤブ
ツと呼ばれる欠陥の原因となり易く、好ましくない。こ
れに対し図１（ｂ）に示す本発明法では、スキンパス後
のめっき皮膜の表面粗度をＲａ０．９μｍ以下という極
めて平滑なものとすることができるため、上層めっきの
付着量が少なくても良好な被覆性が得られる。

【００２３】また、本発明のように溶融めっき後の加熱
を高周波誘導加熱で行うと、めっき表面が酸化されない
ため、合金化めっき層上に上層めっきを適切に付着させ
ることができ、この面からもガス加熱で合金化処理した
場合に較べ少ない付着量で良好な被覆性の上層めっきを
施すことができる。本発明では上層めっきの被覆性が向
上するため、４．０ｇ／ｍ²以下の上層めっき付着量で
も均一なめっきが可能となる。しかし、付着量２．０ｇ
／ｍ²未満では、本発明によっても上層めっきの被覆性
が十分でなくなるおそれがあり、このため付着量２．０
ｇ／ｍ²を下限とすることが好ましい。

【００２４】本発明の狙いとするδ₁相主体の平滑な合
金相をより確実且つ均一に形成させるためには、溶融亜
鉛めっき条件と高周波誘導加熱による合金化処理条件を
より厳密に管理することが好ましい。すなわち、めっき
の際に浴中での合金化反応を極力抑制し、且つこのよう
に合金化が抑制されためっき皮膜に対し、高周波誘導加
熱による合金化処理を特定の条件で実施することによ
り、Γ相が少なく、且つ鋼板各部においてδ₁相を主体
とする平滑な合金相が均一に形成され、しかも皮膜構造
のミクロ的な均一性によって全体として優れた耐パウダ
リング性を有し、さらにプレス成形性にも優れためっき
鋼板が得られる。

【００２５】具体的には、低Ａｌ浴で且つ浴中Ａｌ量と
の関係で規定される低目の侵入板温でめっきを施すこと
により、或いは、高Ａｌ浴で且つ浴中Ａｌ量との関係で
規定される高目の侵入板温でめっきを施し、浴中で合金
化抑制相であるＦｅ₂Ａｌ₅を厚く生成させることによ
り、浴中での合金化反応（ζ相の発生）を適切に抑える
ことが可能であり、さらに、このようなめっき鋼板に対
する高周波誘導加熱方式の加熱炉を用いた合金化処理
を、加熱炉出側での板温を４９５℃超〜５２０℃に管理
して行うことにより、上記したような合金化めっき皮膜
が得られる。

【００２６】以下、そのめっき条件および合金化処理条
件の内容と限定理由について説明する。まず、めっき浴
中での合金化反応を極力抑制するため、めっき浴中のＡ
ｌ量、めっき浴に侵入する際の鋼板の板温及び浴温度が
規定される。めっき浴中での合金化反応を抑制するた
め、次の２通りのめっき条件を採ることができる。 低Ａｌ浴で且つ浴中Ａｌ量との関係で規定される低
目の侵入板温とする。 高Ａｌ浴で且つ浴中Ａｌ量との関係で規定される高
目の侵入板温とする。

【００２７】以下、それぞれのめっき条件について、そ
の限定理由を説明する。上記の条件では、めっき浴中
での合金化反応（ζ相の生成）を抑えるために、低Ａｌ
浴中において低い侵入板温でめっきを行うが、Ａｌ量が
０．０５％未満では、Ｆｅ₂Ａｌ₅による合金化抑制効果
がないため、浴中でアウトバ−スト反応が生じ、耐パウ
ダリング性が劣化する。このため浴中のＡｌ量は０．０
５％以上とする。一方、Ａｌ量が０．１３％以上では、
浴中でＦｅ−Ｚｎ合金化反応が過度に抑制されるため、
後の合金化処理において急激な合金化反応を生じさせる
必要があり、このような急激な合金反応はめっき皮膜の
均一性および平滑性と耐パウダリング性を劣化させる。
このため浴中のＡｌ量は０．１３％未満とする。

【００２８】侵入板温は浴中Ａｌ量との関係で下記関係
式の条件を満足する必要がある。 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８＞Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４０８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） 侵入板温が浴中Ａｌ量との関係で上記上限を超えると、
浴中での合金化反応が生じてζ相が形成され、最終的に
本発明の目的とするδ₁相を主体とした合金化相が得ら
れない。一方、侵入板温が上記下限を下回るとＦｅ₂Ａ
ｌ₅が不均一に生成されるようになり、局部的な合金化
反応を生じるためめっき皮膜の均一性および平滑性と耐
パウダリング性が劣化してしまう。めっき浴温度が高い
と浴中における合金化反応が促進されるため、浴温度を
４６０℃以下とする。また、浴温度が高過ぎると浴中に
浸漬された構造物が侵食され、ドロスが発生するなどの
問題を生じる。

【００２９】次に、上記の条件では、めっき浴中のＡ
ｌは浴侵入直後の鋼板表面にＦｅ₂Ａｌ₅を形成し、Ｆｅ
−Ｚｎ合金の発生を抑制する。Ａｌ量が０．１３％未満
ではこのような抑制効果が小さく、浴中でζ相が形成さ
れ、最終的に本発明の目的とするδ₁相を主体とした合
金化相が得られない。このため浴中Ａｌ量は０．１３％
以上とする。

【００３０】Ａｌ量を０．１３％以上含む浴では侵入板
温を上昇させると鋼板侵入直後の反応温度が高くなり、
Ｆｅ₂Ａｌ₅が厚く形成されるようになる。この結果、浴
中でのＦｅ−Ｚｎ合金反応が抑制される。但し、侵入板
温は浴中Ａｌ量との関係で下記関係式の条件を満足する
必要がある。 ５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃）

【００３１】上述したようにの方法は高Ａｌ浴、高侵
入板温を基本とするものであるが、侵入板温が浴中Ａｌ
量との関係で上記上限を超えると、Ｆｅの拡散速度が増
すため、Ｆｅ₂Ａｌ₅による合金化抑制効果が不十分とな
り、浴中で部分的にアウトバースト組織が生成するた
め、めっき皮膜の平滑性および均一性と耐パウダリング
性が劣化してしまう。一方、侵入板温が上記下限を下回
るとＦｅ₂Ａｌ₅の形成量が十分でなく、浴中でのＦｅ−
Ｚｎ合金反応の抑制作用が適切に得られない。

【００３２】なお、侵入板温が５２０℃を超えると、Ｆ
ｅ₂Ａｌ₅が局部的に過剰に生成され易くなるため焼きム
ラが発生し、めっき皮膜の均一性と耐パウダリング性が
劣化してしまう。また、ポットへの入熱量増加により浴
温冷却手段等の付加的設備が必要になり、さらに、浴中
でのドロス発生量が増加し、表面欠陥が多発する等の問
題を生じる。このため侵入板温は、浴中Ａｌ量に関係な
く５２０℃以下とすることが好ましい。また、上記の
方法と同様、浴温度は４７０℃以下とする。

【００３３】めっきされた鋼板は、高周波誘導加熱炉に
おいて合金化のために加熱処理される。この合金化処理
では、炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃となるよう
に加熱し、所定時間保持後冷却する。上述したようにδ
₁相を形成させるためには４９５℃を超える温度での加
熱が必要であり、浴中での合金化が抑制されためっきを
ここで合金化し、δ₁相を主体とした塊状晶の合金相を
形成させる。しかし、５２０℃を超える加熱温度ではΓ
相が形成され、耐パウダリング性が劣化するため、加熱
温度の上限は５２０℃とする。本発明において高周波誘
導加熱炉出側の板温を管理する理由は、その部分が合金
化熱サイクルでの最高板温となるためである。また、合
金相の成長速度はこの付近で最大となるため、出側板温
を管理することにより、その温度での合金化反応を起す
ことが可能になる。

【００３４】このようなめっき条件と合金化処理条件の
適正化によって、上述のような優れた特性のめっき鋼板
が得られる理由としては、高周波誘導加熱により鋼板自
体が直接且つ均一に加熱され、しかも、めっき皮膜に接
する界面が最も加熱されるため、浴中でのＦｅ−Ｚｎ合
金反応が極力抑制されためっき皮膜の界面におけるＦｅ
−Ｚｎ反応が短時間でしかもストリップ上の位置に無関
係に均一に起き、このため、鋼板上での部分的な過合金
やζ相の残留がなく、均一なδ₁相が形成され、これに
より皮膜の平滑性と均一な耐パウダリング性およびプレ
ス成形性が得られることが第一に挙げられる。

【００３５】また、高周波誘導加熱は上記のように鋼板
側からの加熱であるため、微視的にも均一な合金化反応
が生じることが挙げられる。すなわち、ガス加熱による
合金化処理では、皮膜の外側から熱が加えられるため加
熱が不均一となり易く、このため合金化反応が微視的に
不均一に生じ易い。特に結晶粒界は反応性に富むため、
所謂アウトバ−スト反応が生じ易く、このようにアウト
バ−スト組織が発生すると、この部分からΓ相が成長し
始め、このΓ相の形成により耐パウダリング性が劣化す
る。これに対し、高周波誘導加熱は鋼板側からの加熱で
あるため、上記のような合金化の局部的なバラツキが少
なく、また、鋼板面の酸化物や浴中で生じた合金化抑制
物質（Ｆｅ₂Ａｌ₅）も容易に拡散するため、ミクロ的に
も均一な合金化皮膜が得られるものと思われる。

【００３６】さらに、高周波誘導加熱はめっきを短時間
で合金化できることからΓ相の成長時間が短く、加え
て、本発明では浴中での合金化反応が抑制され、Γ相の
発生も抑えられるため、最終的なΓ相の形成量が少な
く、このことも耐パウダリング性の向上に大きく寄与し
ているものと考えられる。

【００３７】また、合金化抑制相であるＦｅ₂Ａｌ₅を浴
中で形成させることによりＦｅ−Ｚｎ反応を抑制し、続
く加熱処理においてδ₁相を形成させる方法に関して言
えば、上記のように高周波誘導加熱は鋼板側からの加熱
であるため、合金化時にＦｅ₂Ａｌ₅が容易に拡散しδ₁
相を形成する。つまり、Ｆｅ−Ｚｎ反応を適切に抑制す
るためにＦｅ₂Ａｌ₅を厚く形成させても、合金化時にこ
れを確実且つ均一に拡散することができる。この結果、
合金化がミクロ的にも均一化し、厚いＦｅ₂Ａｌ₅の形成
により浴中でのΓ相の発生が抑制されることと相俟っ
て、均一な合金相と優れた耐パウダリング性が得られる
ものと考えられる。

【００３８】なお、合金化めっき皮膜中のＦｅ含有量は
８〜１２％とすることが好ましい。皮膜中のＦｅ含有量
が１２％を超えると、皮膜が硬質になり、耐パウダリン
グ性が劣化する。高周波誘導加熱炉出側以降合金化を進
めると固体内拡散反応により皮膜中のＦｅ含有量が上昇
してしまう。一方、Ｆｅ含有量が８％未満では、η相
（純亜鉛相）が表面に残留するため、プレス成形時に焼
付け（フレ−キング）と呼ばれる現象が起り好ましくな
い。

【００３９】従来では、皮膜中のＦｅ含有量により皮膜
構造が一義的に決まると考えられていたが、本発明のよ
うに浴条件を適当に選択し、しかも合金化処理を高周波
誘導加熱で行うことにより、皮膜中のＦｅ含有量にかか
わらず、本発明が目的とするような特定の皮膜構造が得
られる。

【００４０】このようにして得られる合金化めっき皮膜
は、表層に均一且つ平滑な塊状晶であるδ₁相が存在
し、その下層に極く薄いΓ相が存在するめっき構造とな
る。このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき皮膜
に対し、レーザーダル加工ロールでスキンパスが施され
るが、めっき皮膜がδ₁相主体の平滑な塊状晶であるた
め、そのスキンパスにより適正な表面粗度のめっき皮膜
（表面粗度：０．４〜０．９μｍ）が得られる。以上の
ようなスキンパス後、塗装適合性を改善するために、必
要に応じてＦｅ系上層めっきが施される。

【００４１】

【実施例】

〔実施例１〕冷延鋼板（Ａｌ：キルド鋼０．０３％Ｃ−
０．０２％Ｓｏｌ．Ａｌ）を素材とし、表１に示される
条件で溶融亜鉛めっき（浴中有効Ａｌ濃度：０．１１７
％、浴中浸入板温：４６８℃）、合金化加熱処理、レー
ザーダル加工ロールによるスキンパスを実施した。上記
合金化加熱処理はガス加熱方式または高周波誘導加熱方
式で行った。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板のスキ
ンパス前後の表面粗さを表１に併せて示す。また、図３
に本実施例におけるめっき鋼板の原板表面粗度、合金化
めっき皮膜のスキンパス前の表面粗度、スキンパス後の
表面粗度を比較して示す。

【００４２】

【表１】

【００４３】〔実施例２〕下記鋼種のＡｌキルド鋼、Ｉ
Ｆ鋼から製造された冷延鋼板を素材とし、表２および表
３に示される条件で溶融亜鉛めっき、合金化加熱処理、
レーザーダル加工ロールによるスキンパスを実施し、ス
キンパス後上層めっきを施した。なお、比較例には一般
ダルによるスキンパスを実施し、上層めっきを施したも
のも加えた。また、上記合金化加熱処理はガス加熱方式
または高周波誘導加熱方式で行った。 鋼種Ａ：０．０３％Ｃ−０．０２％Ｓｏｌ．Ａｌ（Ａｌ
キルド鋼） 鋼種Ｂ：０．００２５％Ｃ−０．０４％Ｓｏｌ．Ａｌ−
０．０７％Ｔｉ（Ｔｉ添加ＩＦ鋼） 鋼種Ｃ ：０．００２４％Ｃ−０．０６％Ｓｏｌ．Ａｌ
−０．０６％Ｔｉ−０．００７％Ｎｂ（Ｔｉ、Ｎｂ添加
ＩＦ鋼） 得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の特性とスキンパス
前後の表面粗さを表４および表５に示す。

【００４４】本実施例において、鋼板のめっき浴中への
侵入温度は放射型温度計で測定した浸漬直前の鋼板の表
面温度である。また、加熱炉出側の板温は放射型温度計
で測定した鋼板の表面温度である。また、めっき浴中Ａ
ｌ量は下式に定義される有効Ａｌ濃度である。 〔有効Ａｌ濃度〕＝〔浴中全Ａｌ濃度〕−〔浴中鉄濃
度〕＋０．０３

【００４５】皮膜中Ｆｅ％は浴条件、加熱条件および冷
却条件に依存する。冷却条件は本発明の特徴の一つであ
る皮膜構造のマクロ或いはミクロな均一性にほとんど影
響を及ぼさないが、合金化度（皮膜中Ｆｅ％）を変化さ
せることにより特性に影響を及ぼす。したがって、本実
施例では冷却用のブロアの風量、ミストの量を調整し、
皮膜中のＦｅ％を制御した。また、各特性に関する試
験、評価方法は以下の通りである。

【００４６】○製品皮膜中ζ相の量：得られた皮膜をＸ
線回折し、ζ相についてはｄ＝１．９００のピ−ク強度
Ｉζ（₄₂₁）を、またδ₁相についてはｄ＝１．９９０の
ピ−ク強度Ｉδ₁（₂₄₉）をそれぞれ取り、下式で示すピ
−ク強度比をもって皮膜中のζ相の量を表した。なお、
Ｉｂｇはバックグランドであり、Ｚ／Ｄが２０以下なら
ば実質的にζ相は存在しない。 Ｚ／Ｄ＝（Ｉζ（₄₂₁）−Ｉｂｇ）／（Ｉδ₁（₂₄₉）−Ｉｂｇ）×１００

【００４７】○耐パウダリング性：試験片に防錆油（パ
−カ−興産（株）製ノックスラスト５３０Ｆ）を１ｇ／
ｍ²塗布した後、ビ−ド半径Ｒ：０．５ｍｍ、押し付け
荷重Ｐ：５００ｋｇ、押し込み深さｈ：４ｍｍでビ−ド
引き抜き試験を行い、テ−プ剥離後、成形前後の重量変
化から剥離量を算出した。なお、表中の数値は複数の測
定値（５×５＝２５個）の平均値である。

【００４８】○耐パウダリング性の板幅方向最大偏差：
操業条件が安定した箇所で、コイル長さ方向５点、コイ
ル幅方向５点（両エッジ、１／４の位置およびセンタ−
部）で上記耐パウダリング性をそれぞれ測定し、最大値
と最小値の差をとった。

【００４９】○摩擦係数：試験片に防錆油（パ−カ−興
産（株）製ノックスラスト５３０Ｆ）を１ｇ／ｍ²塗布
した後、工具鋼ＳＫＤ１１製の圧子を荷重４００ｋｇで
押し付け、１ｍ／ｍｉｎの引き抜き速度で引き抜きを行
い、引き抜き荷重と押し付け荷重との比を摩擦係数とし
た。なお、表中の数値は複数の測定値（５×５＝２５
個）の平均値である。

【００５０】○摩擦係数の板幅方向最大偏差：耐パウダ
リング性と同一箇所で摩擦係数をそれぞれ測定し、最大
値と最小値の差をとった。

【００５１】○鮮映性（積算パワースペクトラム値） 塗装後鮮映性評価は、めっき後の鋼板表面の積算パワー
スペクトラム値を用いて行った。試験片表面を小坂研究
所製三次元あらさ計ＳＥ−３０Ｄ型にて測定し、この測
定データをＮＥＣ製パソコンＰＣ−９８ＸＬに取り込み
解析し、波長７３６μｍ〜２０４μｍの領域のパワース
ペクトラム値を使用した。なお、表中の数値は複数の測
定値（５×５＝２５個）の平均値である。

【００５２】

【表２】

【００５３】

【表３】

【００５４】

【表４】

【００５５】

【表５】

【００５６】備考 ♯１ インラインスキンパスでダルロール使用のため鮮
映性が劣る。 ♯２ 合金化炉出側板温が高いためΓ相が生成し、耐パ
ウダリング性劣化。 ♯３ 焼ムラのため部分的にΓ相が多く、耐パウダリン
グ性劣化。 ♯４ 侵入板温が高いためζ相が残留し、表面粗度が高
い。 ♯５ 焼ムラのため部分的にζ相残留。 ♯６ 焼ムラのため部分的にΓ相が多く、耐パウダリン
グ性劣化。 ♯７ 侵入板温が高いためζ相が残留し、表面粗度が高
い。 ♯８ 焼ムラのため部分的にζ相が残留。 ♯９ インラインスキンパスでダルロール使用のため鮮
映性が劣る。 ♯10 合金化炉出側板温高いためΓ相が生成し、耐パウ
ダリング性劣化。 ♯11 ガス炉による合金化不均一により、耐パウダリン
グ性劣化。 ♯12 Ｆｅ₂Ａｌ₅不足により合金化が進み、耐パウダリ
ング性劣化。 ♯13 Ｆｅ₂Ａｌ₅不足により合金化が進み、且つガス炉
による合金化不均一により、耐パウダリング性劣化。 ♯14 ガス炉による合金化不均一により、耐パウダリン
グ性劣化。 ♯15 Ｆｅ₂Ａｌ₅不足により合金化が進み、耐パウダリ
ング性劣化。 ♯16 Ｆｅ₂Ａｌ₅不足により合金化が進み、且つガス炉
による合金化不均一により、耐パウダリング性劣化。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明法および比較法により得られた合金化溶
融亜鉛めっき層表面粗度の違いを模式的に示した説明図

【図２】レーザーダル加工ロールによるスキンパス前後
のめっき層表面粗さの関係を示すグラフ

【図３】実施例１におけるめっき鋼板の原板表面粗度、
合金化めっき皮膜のスキンパス前の表面粗度、スキンパ
ス後の表面粗度を比較して示すグラフ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−103748（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−53052（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−259084（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−175004（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 鋼板を溶融亜鉛めっき後、高周波誘導加
   熱方式の合金化炉で合金化処理することにより、平滑な
   δ₁相主体の合金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レ
   ーザーダル加工ロールでスキンパスを施すことを特徴と
   する塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
   製造方法。
2. 【請求項２】 鋼板を浴中Ａｌ量：０．０５％以上、
   ０．１３％未満、浴温度：４６０℃以下で、且つ、浴中
   Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが、 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８＞Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４０８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件でめっきすることにより、浴中でＦｅ−
   Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱方
   式の合金化炉で炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃と
   なるように加熱することにより、平滑なδ₁相主体の合
   金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レーザーダル加工
   ロールでスキンパスを施すことを特徴とする請求項１に
   記載の塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
   の製造方法。
3. 【請求項３】 鋼板を浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴
   温度：４７０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と鋼板のめっ
   き浴中への侵入板温とが、 ５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ
   −Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱
   方式の合金化炉で炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃
   となるように加熱することにより、平滑なδ₁相主体の
   合金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レーザーダル加
   工ロールでスキンパスを施すことを特徴とする請求項１
   に記載の塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
   板の製造方法。
4. 【請求項４】 鋼板を溶融亜鉛めっき後、高周波誘導加
   熱方式の合金化炉で合金化処理することにより、平滑な
   δ₁相主体の合金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レ
   ーザーダル加工ロールでスキンパスを施し、しかる後、
   Ｆｅ系上層めっきを施すことを特徴とする塗装後鮮映性
   に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 鋼板を浴中Ａｌ量：０．０５％以上、
   ０．１３％未満、浴温度：４６０℃以下で、且つ、浴中
   Ａｌ量と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが、 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８＞Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４０８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件でめっきすることにより、浴中でＦｅ−
   Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱方
   式の合金化炉で炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃と
   なるように加熱することにより、平滑なδ₁相主体の合
   金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レーザーダル加工
   ロールでスキンパスを施し、しかる後、Ｆｅ系上層めっ
   きを施すことを特徴とする請求項４に記載の塗装後鮮映
   性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 鋼板を浴中Ａｌ量：０．１３％以上、浴
   温度：４７０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と鋼板のめっ
   き浴中への侵入板温とが、 ５７１×〔Ａｌ％〕＋４１６≧Ｔ≧５７１×〔Ａｌ％〕＋３９６ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中でＦｅ
   −Ｚｎ合金化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱
   方式の合金化炉で炉出側の板温が４９５℃超〜５２０℃
   となるように加熱することにより、平滑なδ₁相主体の
   合金化めっき皮膜を形成させ、次いで、レーザーダル加
   工ロールでスキンパスを施し、しかる後、Ｆｅ系上層め
   っきを施すことを特徴とする請求項４に記載の塗装後鮮
   映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。