JP3082438B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さの調整方法 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さの調整方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、異なる材質の鋼板を
素板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板を共通のスキンパ
スロールで圧延する製造ラインにおいて、合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の表面粗さを調整するための方法に関す
る。
素板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板を共通のスキンパ
スロールで圧延する製造ラインにおいて、合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の表面粗さを調整するための方法に関す
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
後耐食性や溶接性を有するため、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
を確保するためめっき皮膜が厚目付化する傾向にある。
この種のめっき鋼板には、優れたプレス成形性とプレス
成形時の耐皮膜剥離性、所謂耐パウダリング性が要求さ
れる。特に最近ではこれらについてより厳しい性能が求
められ、とりわけ上記のような皮膜の厚目付化に伴い、
耐パウダリング性の確保が大きな課題となりつつある。
後耐食性や溶接性を有するため、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
を確保するためめっき皮膜が厚目付化する傾向にある。
この種のめっき鋼板には、優れたプレス成形性とプレス
成形時の耐皮膜剥離性、所謂耐パウダリング性が要求さ
れる。特に最近ではこれらについてより厳しい性能が求
められ、とりわけ上記のような皮膜の厚目付化に伴い、
耐パウダリング性の確保が大きな課題となりつつある。
【０００３】このような耐パウダリング性を改善する方
法として、例えば、特公昭５９−１４５４１号公報等に
示されるように、めっき鋼板を急速加熱で１次加熱して
皮膜の一部を合金化させた後、バッチ焼鈍で２次加熱を
行うという技術が知られているが、この方法は耐パウダ
リング性の改善には有効であるものの、製造コストが高
いという欠点がある。
法として、例えば、特公昭５９−１４５４１号公報等に
示されるように、めっき鋼板を急速加熱で１次加熱して
皮膜の一部を合金化させた後、バッチ焼鈍で２次加熱を
行うという技術が知られているが、この方法は耐パウダ
リング性の改善には有効であるものの、製造コストが高
いという欠点がある。
【０００４】一方、インラインにおいて耐パウダリング
性を改善する技術として、特開昭６４−１７８４３号公
報において、Ａｌ：０．００３〜０．１３％めっき浴で
めっき後、低温（５２０〜４７０℃の範囲で且つＡｌ％
が低いほど低温側）で合金化処理を施すことにより、め
っき表層に耐パウダリング性に有効なζ相を残留させる
という技術が開示されている。
性を改善する技術として、特開昭６４−１７８４３号公
報において、Ａｌ：０．００３〜０．１３％めっき浴で
めっき後、低温（５２０〜４７０℃の範囲で且つＡｌ％
が低いほど低温側）で合金化処理を施すことにより、め
っき表層に耐パウダリング性に有効なζ相を残留させる
という技術が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、この方法は低
温で合金化処理するため、処理時間が長くなり、ライン
速度を遅くするか、設備を大型化することが必要とな
り、いずれにしても生産性の低下や設備コストの増大が
避けられない。
温で合金化処理するため、処理時間が長くなり、ライン
速度を遅くするか、設備を大型化することが必要とな
り、いずれにしても生産性の低下や設備コストの増大が
避けられない。
【０００６】さらに、通常用いられているガス直火加熱
方式の合金炉では、ストリップ幅方向及び長さ方向での
板温の変動が起りやすいため、上述したような皮膜構造
の厳密な制御は困難であり、得られるめっき皮膜は部分
的に過合金或いはη相（純亜鉛相）が残留したものとな
ってしまう。したがって、得られるめっき鋼板は場所に
よってζ相の量が不均一な、すなわち、鋼板の各部で耐
パウダリング性が不均一なものとなってしまう。また、
ζ相の量は摩擦特性と密接に関係しているため、ζ相の
量が不均一な状態ではプレス成形性も不安定なものとな
ってしまう。
方式の合金炉では、ストリップ幅方向及び長さ方向での
板温の変動が起りやすいため、上述したような皮膜構造
の厳密な制御は困難であり、得られるめっき皮膜は部分
的に過合金或いはη相（純亜鉛相）が残留したものとな
ってしまう。したがって、得られるめっき鋼板は場所に
よってζ相の量が不均一な、すなわち、鋼板の各部で耐
パウダリング性が不均一なものとなってしまう。また、
ζ相の量は摩擦特性と密接に関係しているため、ζ相の
量が不均一な状態ではプレス成形性も不安定なものとな
ってしまう。
【０００７】また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、その
表面粗さが大き過ぎると表面外観や鮮映性が劣り、逆
に、表面粗さが小さ過ぎるとブランキング時のスリップ
等の問題を生じ、このため合金化溶融亜鉛めっき鋼板に
は所定の表面粗度が要求される。従来、この表面粗さは
スキンパスのロール粗さと圧延荷重とにより調整するよ
うにしている。
表面粗さが大き過ぎると表面外観や鮮映性が劣り、逆
に、表面粗さが小さ過ぎるとブランキング時のスリップ
等の問題を生じ、このため合金化溶融亜鉛めっき鋼板に
は所定の表面粗度が要求される。従来、この表面粗さは
スキンパスのロール粗さと圧延荷重とにより調整するよ
うにしている。
【０００８】しかし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素板
が軟質材の場合、所定の表面粗さが得られる程度の圧延
荷重でスキンパスを行うと、伸長率が大き過ぎて材質の
劣化を生じるため所定の圧延荷重がかけられず、このた
め表面粗さが上限値を超えてしまう。また逆に、素板が
高張力材の場合には、ストレッチャーストレインの発生
を防止するため高伸長率が必要となり、高圧延荷重とな
って表面粗さが下限値を下回ってしまう。このように従
来の方法では、１つのスキンパスロールで鋼板の材質に
合わせて表面粗度を所定の範囲にコントロールすること
は困難であり、結局、鋼板の材質に応じた粗さのロール
を使用せざるを得ないという欠点があった。
が軟質材の場合、所定の表面粗さが得られる程度の圧延
荷重でスキンパスを行うと、伸長率が大き過ぎて材質の
劣化を生じるため所定の圧延荷重がかけられず、このた
め表面粗さが上限値を超えてしまう。また逆に、素板が
高張力材の場合には、ストレッチャーストレインの発生
を防止するため高伸長率が必要となり、高圧延荷重とな
って表面粗さが下限値を下回ってしまう。このように従
来の方法では、１つのスキンパスロールで鋼板の材質に
合わせて表面粗度を所定の範囲にコントロールすること
は困難であり、結局、鋼板の材質に応じた粗さのロール
を使用せざるを得ないという欠点があった。
【０００９】本発明はこのような従来の問題に鑑みなさ
れたもので、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の優れた耐パウ
ダリング性を確保しつつ、共通のスキンパスロールによ
る圧延により鋼板の材質に拘りなく所定の表面粗度を得
ることができる方法を提供しようとするものである。
れたもので、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の優れた耐パウ
ダリング性を確保しつつ、共通のスキンパスロールによ
る圧延により鋼板の材質に拘りなく所定の表面粗度を得
ることができる方法を提供しようとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】このような目的を達成す
るための本発明法は、異なる材質の鋼板を素板とする合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を共通のスキンパスロールで圧
延する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスにおい
て、鋼板を溶融亜鉛めっきおよびこれに続く合金化処理
する際、浴中Ａｌ量：０．０５％以上、０．１３％未
満、鋼板のめっき浴中への侵入板温：４７５〜４９５
℃、浴温度：４７０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と侵入
板温とが、 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４４８≧Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件で溶融亜鉛めっきすることにより、浴中
でζ相を形成する合金化反応を積極的に起こすととも
に、合金化処理を高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温
が４９５℃以下となるように実施し、且つ、鋼板の材質
に応じ上記浸入板温の範囲において軟質材では浸入板温
を高めに、高張力材では浸入板温を低めに制御してめっ
きを行い、合金化処理後冷却された合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を、その材質に応じた圧延荷重でスキンパス圧延
することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面
粗さの調整方法である。
るための本発明法は、異なる材質の鋼板を素板とする合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を共通のスキンパスロールで圧
延する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスにおい
て、鋼板を溶融亜鉛めっきおよびこれに続く合金化処理
する際、浴中Ａｌ量：０．０５％以上、０．１３％未
満、鋼板のめっき浴中への侵入板温：４７５〜４９５
℃、浴温度：４７０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と侵入
板温とが、 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４４８≧Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件で溶融亜鉛めっきすることにより、浴中
でζ相を形成する合金化反応を積極的に起こすととも
に、合金化処理を高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温
が４９５℃以下となるように実施し、且つ、鋼板の材質
に応じ上記浸入板温の範囲において軟質材では浸入板温
を高めに、高張力材では浸入板温を低めに制御してめっ
きを行い、合金化処理後冷却された合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を、その材質に応じた圧延荷重でスキンパス圧延
することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面
粗さの調整方法である。
【００１１】
【作用】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さ
調整方法では、まず、鋼板を特定の条件で溶融亜鉛めっ
きすることにより浴中でζ相を形成する合金化反応を積
極的に起こし、且つこのようにして形成されためっき皮
膜に対し、高周波誘導加熱による合金化処理を特定の条
件で実施する必要がある。これにより合金化溶融亜鉛め
っき鋼板のめっき表層にはζ相が非常に均一に形成さ
れ、しかも皮膜構造のミクロ的な均一性によって全体と
して耐パウダリング性が改善されためっき鋼板が得られ
る。
調整方法では、まず、鋼板を特定の条件で溶融亜鉛めっ
きすることにより浴中でζ相を形成する合金化反応を積
極的に起こし、且つこのようにして形成されためっき皮
膜に対し、高周波誘導加熱による合金化処理を特定の条
件で実施する必要がある。これにより合金化溶融亜鉛め
っき鋼板のめっき表層にはζ相が非常に均一に形成さ
れ、しかも皮膜構造のミクロ的な均一性によって全体と
して耐パウダリング性が改善されためっき鋼板が得られ
る。
【００１２】このように優れた特性のめっき鋼板が得ら
れるのは次のような理由によるものと推定される。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、雰囲気加熱方式に較べ界面における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、鋼板各部で均一な量のζ相が残留
し、均一な耐パウダリング性が得られるものと推定され
る。
れるのは次のような理由によるものと推定される。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、雰囲気加熱方式に較べ界面における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、鋼板各部で均一な量のζ相が残留
し、均一な耐パウダリング性が得られるものと推定され
る。
【００１３】第２に、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
応が生じることによるものと推定される。すなわち、従
来一般に行われている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（Ｆｅ2
Ａｌ5）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。
板側からの加熱であるため、微視的にも均一な合金化反
応が生じることによるものと推定される。すなわち、従
来一般に行われている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（Ｆｅ2
Ａｌ5）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。
【００１４】第３に、上記方法では浴中での合金化反応
により大部分のζ相が生じているため、続く高周波誘導
加熱による合金化処理において合金化抑制相であるＦｅ
2Ａｌ5の影響を受けにくく、これがミクロ的な均一性と
これによる耐パウダリング性の改善に寄与しているもの
と考えられる。すなわち、浴中で発生するζ相は、浴中
で初期に生成するＦｅ2Ａｌ5中でＦｅが拡散することに
より生じる。つまり、浴中で既にＦｅの拡散が生じてい
るということである。したがって、続く合金化加熱では
合金化抑制物質であるＦｅ2Ａｌ5の量が少なく、特に上
記したように高周波誘導加熱は鋼板側からの加熱である
ため、残った合金化抑制物質を容易に拡散できるもので
ある。これに対し、浴中で積極的にζ相を形成させるこ
とがない従来の方法では、Ｆｅの拡散は炉内での加熱に
よりはじめて且つ急速に生じるものであるため、ガス加
熱はもとより、合金化処理を高周波誘導加熱で行って
も、Ｆｅ2Ａｌ5の厚い部分は合金化が遅れ易く、この結
果ミクロ的に不均一な合金皮膜となり、耐パウダリング
性が劣るものとなる。
により大部分のζ相が生じているため、続く高周波誘導
加熱による合金化処理において合金化抑制相であるＦｅ
2Ａｌ5の影響を受けにくく、これがミクロ的な均一性と
これによる耐パウダリング性の改善に寄与しているもの
と考えられる。すなわち、浴中で発生するζ相は、浴中
で初期に生成するＦｅ2Ａｌ5中でＦｅが拡散することに
より生じる。つまり、浴中で既にＦｅの拡散が生じてい
るということである。したがって、続く合金化加熱では
合金化抑制物質であるＦｅ2Ａｌ5の量が少なく、特に上
記したように高周波誘導加熱は鋼板側からの加熱である
ため、残った合金化抑制物質を容易に拡散できるもので
ある。これに対し、浴中で積極的にζ相を形成させるこ
とがない従来の方法では、Ｆｅの拡散は炉内での加熱に
よりはじめて且つ急速に生じるものであるため、ガス加
熱はもとより、合金化処理を高周波誘導加熱で行って
も、Ｆｅ2Ａｌ5の厚い部分は合金化が遅れ易く、この結
果ミクロ的に不均一な合金皮膜となり、耐パウダリング
性が劣るものとなる。
【００１５】本発明は、このようにζ相が均一に形成さ
れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスにおい
て、侵入板温によってζ相の結晶粒に大小の差を生じる
ことに着目し、この結晶粒の大小を表面粗度の調整に利
用するものである。すなわち、鋼板がスキンパスの圧延
荷重を小さくする必要がある軟質材である場合には結晶
粒を小さくし、また、鋼板がスキンパスの圧延荷重を大
きくする必要がある高張力材の場合には結晶粒を大きく
し、これにより、いずれの場合もスキンパス圧延後に所
定の表面粗度が得られるようにするものである。
れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスにおい
て、侵入板温によってζ相の結晶粒に大小の差を生じる
ことに着目し、この結晶粒の大小を表面粗度の調整に利
用するものである。すなわち、鋼板がスキンパスの圧延
荷重を小さくする必要がある軟質材である場合には結晶
粒を小さくし、また、鋼板がスキンパスの圧延荷重を大
きくする必要がある高張力材の場合には結晶粒を大きく
し、これにより、いずれの場合もスキンパス圧延後に所
定の表面粗度が得られるようにするものである。
【００１６】以下、本発明法が基本とする均一なζ相を
形成させるためのめっき条件と合金化処理条件について
説明する。溶融亜鉛めっきでは、めっき浴中でζ相を形
成する合金化反応を積極的に起こすため、めっき浴中の
Ａｌ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。
形成させるためのめっき条件と合金化処理条件について
説明する。溶融亜鉛めっきでは、めっき浴中でζ相を形
成する合金化反応を積極的に起こすため、めっき浴中の
Ａｌ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。
【００１７】Ａｌは浴中でのＦｅ−Ｚｎ反応を抑制する
ために添加されるが、本発明では浴中で積極的に合金化
反応（ζ相の形成）を起させることが重要であり、した
がって浴中Ａｌは低めの含有量とする。しかし、Ａｌ量
が低すぎると浴中でアウトバ−スト反応と呼ばれる局部
的な合金化反応が発生し、最終的にΓ相が厚く形成さ
れ、耐パウダリング性の劣る皮膜となる。このためＡｌ
量の下限を０．０５％とする。一方、Ａｌ量が０．１３
％以上であると浴中でのζ相形成反応が起りにくくな
る。このためＡｌ量は０．１３％未満とする。
ために添加されるが、本発明では浴中で積極的に合金化
反応（ζ相の形成）を起させることが重要であり、した
がって浴中Ａｌは低めの含有量とする。しかし、Ａｌ量
が低すぎると浴中でアウトバ−スト反応と呼ばれる局部
的な合金化反応が発生し、最終的にΓ相が厚く形成さ
れ、耐パウダリング性の劣る皮膜となる。このためＡｌ
量の下限を０．０５％とする。一方、Ａｌ量が０．１３
％以上であると浴中でのζ相形成反応が起りにくくな
る。このためＡｌ量は０．１３％未満とする。
【００１８】浴中でζ相を形成させるためには浴中への
侵入板温の管理が重要である。この侵入板温は下記する
ように浴中Ａｌ量との関係でもその上限および下限が規
定されるが、いずれにしても４９５℃を超えるとζ相が
形成されず、したがって、その絶対的な上限を４９５℃
とする。また、侵入板温が４７５℃未満であると、合金
化が起りにくくなり、浴中でのζ相の積極的な形成を利
用することによる本発明の作用効果が期待できない。し
たがって、侵入板温の絶対的な下限を４７５℃とする。
侵入板温の管理が重要である。この侵入板温は下記する
ように浴中Ａｌ量との関係でもその上限および下限が規
定されるが、いずれにしても４９５℃を超えるとζ相が
形成されず、したがって、その絶対的な上限を４９５℃
とする。また、侵入板温が４７５℃未満であると、合金
化が起りにくくなり、浴中でのζ相の積極的な形成を利
用することによる本発明の作用効果が期待できない。し
たがって、侵入板温の絶対的な下限を４７５℃とする。
【００１９】また、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％〕＋４４８≧Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） 侵入板温が４９５℃以下でも、浴中Ａｌ量との関係で上
記上限を超えるとζ相の形成が十分でなく、また、アウ
トバ−ストを生じ、Γ相が生じ易くなる。一方、侵入板
温が上記下限を下回ると合金化が起りにくくなり、浴中
でのζ相の積極的な形成を利用することによる本発明の
作用効果が期待できない。上記に規定する範囲において
侵入板温が高いほど、浴中で形成されるζ相の結晶は細
かく密に成長し、また侵入板温が低いほど、結晶は大き
く粗に成長する。
記関係式の条件を満足する必要がある。 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４４８≧Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） 侵入板温が４９５℃以下でも、浴中Ａｌ量との関係で上
記上限を超えるとζ相の形成が十分でなく、また、アウ
トバ−ストを生じ、Γ相が生じ易くなる。一方、侵入板
温が上記下限を下回ると合金化が起りにくくなり、浴中
でのζ相の積極的な形成を利用することによる本発明の
作用効果が期待できない。上記に規定する範囲において
侵入板温が高いほど、浴中で形成されるζ相の結晶は細
かく密に成長し、また侵入板温が低いほど、結晶は大き
く粗に成長する。
【００２０】なお、侵入板温が４９５℃を超えると、上
記のようにζ相が形成されないばかりでなく、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。めっき浴温度が高い
と浴中における合金化反応（ζ相の形成）が促進される
が、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。このた
め、浴温は４７０℃以下とする。
記のようにζ相が形成されないばかりでなく、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。めっき浴温度が高い
と浴中における合金化反応（ζ相の形成）が促進される
が、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。このた
め、浴温は４７０℃以下とする。
【００２１】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。ζ相を均一に形
成させ、均一な耐パウダリング性を得るためには、上記
のような浴条件の規定に加え、この高周波誘導加熱炉に
よる加熱処理が必要であり、上述したように通常行なわ
れているガス加熱では、本発明が目的とするような合金
化めっき皮膜は全く得られない。この合金化処理では、
炉出側の板温が４９５℃以下となるように加熱し、所定
時間保持後冷却する。
おいて合金化のために加熱処理される。ζ相を均一に形
成させ、均一な耐パウダリング性を得るためには、上記
のような浴条件の規定に加え、この高周波誘導加熱炉に
よる加熱処理が必要であり、上述したように通常行なわ
れているガス加熱では、本発明が目的とするような合金
化めっき皮膜は全く得られない。この合金化処理では、
炉出側の板温が４９５℃以下となるように加熱し、所定
時間保持後冷却する。
【００２２】上述したようにζ相を形成させるためには
４９５℃以下での加熱が必要である。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。このようにして得られる合金
化めっき皮膜は、表層側から均一なζ相、δ1相、およ
び極く薄いΓ相が存在する構造となる。
４９５℃以下での加熱が必要である。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。このようにして得られる合金
化めっき皮膜は、表層側から均一なζ相、δ1相、およ
び極く薄いΓ相が存在する構造となる。
【００２３】このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造プロセスにおいて、本発明では鋼板の材質に応じてめ
っき浴中への侵入板温が選択される。図１は侵入板温と
ζ相の結晶粒の大きさとの関係を示すもので、上述した
４７５〜４９５℃の侵入板温の範囲において、侵入板温
の高低により結晶粒に大小の差を生じることが判る。こ
れは、侵入板温が高いと結晶の生成核がそれだけ多く形
成されるため、結晶粒が細粒化するためである。
造プロセスにおいて、本発明では鋼板の材質に応じてめ
っき浴中への侵入板温が選択される。図１は侵入板温と
ζ相の結晶粒の大きさとの関係を示すもので、上述した
４７５〜４９５℃の侵入板温の範囲において、侵入板温
の高低により結晶粒に大小の差を生じることが判る。こ
れは、侵入板温が高いと結晶の生成核がそれだけ多く形
成されるため、結晶粒が細粒化するためである。
【００２４】本発明は、この結晶粒の大小を表面粗度の
調整に利用するもので、鋼板がスキンパスの圧延荷重を
小さくする必要がある軟質材の場合には結晶粒を小さく
するため、侵入板温を上記侵入板温の範囲で高めにし、
一方、鋼板がスキンパスの圧延荷重を大きくする必要が
ある高張力材の場合には結晶粒を大きくするため、侵入
板温を上記侵入板温の範囲で低めとする。具体的には、
軟質材の場合には４８５〜４９５℃程度、高張力材の場
合には４７５〜４８５℃程度の各侵入板温とする。
調整に利用するもので、鋼板がスキンパスの圧延荷重を
小さくする必要がある軟質材の場合には結晶粒を小さく
するため、侵入板温を上記侵入板温の範囲で高めにし、
一方、鋼板がスキンパスの圧延荷重を大きくする必要が
ある高張力材の場合には結晶粒を大きくするため、侵入
板温を上記侵入板温の範囲で低めとする。具体的には、
軟質材の場合には４８５〜４９５℃程度、高張力材の場
合には４７５〜４８５℃程度の各侵入板温とする。
【００２５】このように鋼板の材質に応じて結晶粒の大
きさが調整された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化
後の冷却を経てスキンパス圧延されるが、圧延荷重をあ
まりかけられない軟質材は結晶粒が小さく、一方、大き
い圧延荷重をかける必要がある高強度材は結晶粒が大き
いため、それぞれ所定の圧延荷重、すなわち、軟質材の
場合には低圧延荷重で、高張力材の場合には高圧延荷重
でスキンパスを実施しても、所望の表面粗度が得られ
る。
きさが調整された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化
後の冷却を経てスキンパス圧延されるが、圧延荷重をあ
まりかけられない軟質材は結晶粒が小さく、一方、大き
い圧延荷重をかける必要がある高強度材は結晶粒が大き
いため、それぞれ所定の圧延荷重、すなわち、軟質材の
場合には低圧延荷重で、高張力材の場合には高圧延荷重
でスキンパスを実施しても、所望の表面粗度が得られ
る。
【００２６】
【実施例】本発明の実施例を表１ないし表４に示す。こ
の実施例では、以下のような成分の軟鋼板および高張力
鋼板からなる冷延鋼板を素材とし、表１および表２に示
される条件で溶融亜鉛めっき、合金化処理およびスキン
パス圧延を行った。 軟質材： ＪＩＳ規格 ＳＰＣＤ、ＳＰＣＥ相当以上
の高加工性を有する鋼板 高張力材： 引張強さ ３５ｋｇ／ｍｍ2以上の鋼板 上記加熱処理はガス加熱方式および高周波誘導加熱方式
を用いた。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウ
ダリング性、プレス成形性および表面粗さを表３および
表４に示す。
の実施例では、以下のような成分の軟鋼板および高張力
鋼板からなる冷延鋼板を素材とし、表１および表２に示
される条件で溶融亜鉛めっき、合金化処理およびスキン
パス圧延を行った。 軟質材： ＪＩＳ規格 ＳＰＣＤ、ＳＰＣＥ相当以上
の高加工性を有する鋼板 高張力材： 引張強さ ３５ｋｇ／ｍｍ2以上の鋼板 上記加熱処理はガス加熱方式および高周波誘導加熱方式
を用いた。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウ
ダリング性、プレス成形性および表面粗さを表３および
表４に示す。
【００２７】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
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
【００２８】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、製品のζ相の測定方
法および各特性に関する試験、評価方法は以下の通りで
ある。
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、製品のζ相の測定方
法および各特性に関する試験、評価方法は以下の通りで
ある。
【００２９】○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〔429〕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
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〔429〕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
【００３０】○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。
−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。
【００３１】○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。
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。
【００３２】○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。
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。
【００３３】○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。
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。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【図１】侵入板温とζ相の結晶粒の大きさとの関係を示
すグラフ
すグラフ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 岩渕 正洋 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 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40
Claims (1)
- 【請求項１】 異なる材質の鋼板を素板とする合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を共通のスキンパスロールで圧延する
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスにおいて、鋼
板を溶融亜鉛めっきおよびこれに続く合金化処理する
際、浴中Ａｌ量：０．０５％以上、０．１３％未満、鋼
板のめっき浴中への侵入板温：４７５〜４９５℃、浴温
度：４７０℃以下で、且つ、浴中Ａｌ量と侵入板温と
が、 ４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４４８≧Ｔ≧４３７．５×〔Ａｌ％〕＋４２８ 但し、〔Ａｌ％〕：浴中Ａｌ量（％） Ｔ ：侵入板温（℃） を満足する条件で溶融亜鉛めっきすることにより、浴中
でζ相を形成する合金化反応を積極的に起こすととも
に、合金化処理を高周波誘導加熱炉で加熱炉出側の板温
が４９５℃以下となるように実施し、且つ、鋼板の材質
に応じ上記浸入板温の範囲において軟質材では浸入板温
を高めに、高張力材では浸入板温を低めに制御してめっ
きを行い、合金化処理後冷却された合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を、その材質に応じた圧延荷重でスキンパス圧延
することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面
粗さの調整方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04160192A JP3082438B2 (ja) | 1992-05-27 | 1992-05-27 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さの調整方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04160192A JP3082438B2 (ja) | 1992-05-27 | 1992-05-27 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さの調整方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05331606A JPH05331606A (ja) | 1993-12-14 |
| JP3082438B2 true JP3082438B2 (ja) | 2000-08-28 |
Family
ID=15709808
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04160192A Expired - Fee Related JP3082438B2 (ja) | 1992-05-27 | 1992-05-27 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さの調整方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3082438B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11343550A (ja) * | 1998-06-02 | 1999-12-14 | Kawasaki Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法 |
| CN113950538B (zh) * | 2019-06-13 | 2023-12-15 | 日本制铁株式会社 | 热浸镀锌处理方法、使用其的合金化热浸镀锌钢板的制造方法和热浸镀锌钢板的制造方法 |
-
1992
- 1992-05-27 JP JP04160192A patent/JP3082438B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05331606A (ja) | 1993-12-14 |
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