JP3273747B2 - 加工性に優れた合金化溶融亜鉛系めっき鋼板 - Google Patents
加工性に優れた合金化溶融亜鉛系めっき鋼板Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、圧縮加工や曲げ加
工等を行なう際にもパウダリングやフレーキング等のめ
っき剥離を起こすことのない、加工性に優れた合金化溶
融亜鉛系めっき鋼板に関するものである。
工等を行なう際にもパウダリングやフレーキング等のめ
っき剥離を起こすことのない、加工性に優れた合金化溶
融亜鉛系めっき鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】合金化溶融亜鉛系めっき鋼板は、溶融亜
鉛系めっきに引き続いて加熱処理を行ない、溶融亜鉛系
めっき層中へのＦｅの拡散移行によりＺｎ−Ｆｅ系合金
層を形成したものであり、優れた塗装密着性を有してい
る他、溶接性や耐食性にも優れていることから、自動車
などを始めとする車輛用あるいは家庭用電気製品などの
外板材もしくは建築材料などとして広く実用化されてい
る。
鉛系めっきに引き続いて加熱処理を行ない、溶融亜鉛系
めっき層中へのＦｅの拡散移行によりＺｎ−Ｆｅ系合金
層を形成したものであり、優れた塗装密着性を有してい
る他、溶接性や耐食性にも優れていることから、自動車
などを始めとする車輛用あるいは家庭用電気製品などの
外板材もしくは建築材料などとして広く実用化されてい
る。
【０００３】ところが通常の合金化溶融亜鉛系めっき鋼
板は、圧縮変形や曲げ変形を受けたときに、パウダリン
グやフレーキングと称されるめっき剥離現象を起こし易
いという欠点がある。
板は、圧縮変形や曲げ変形を受けたときに、パウダリン
グやフレーキングと称されるめっき剥離現象を起こし易
いという欠点がある。
【０００４】すなわち合金化溶融亜鉛系めっき鋼板のめ
っき層は、合金化処理が進むにつれて母材とめっき層の
境界部にΓ相が生成・成長することが確認されており、
このΓ相は硬質で脆弱であるため、めっき鋼板を加工す
る際における母材の変形に追従し難く、そのため母材と
めっき層の界面から剥離してパウダリングやフレーキン
グを起こすばかりでなく、場合によってはパウダリング
等によって生じた剥離粉がプレス成形品の表面欠陥を引
き起こす原因になることもある。
っき層は、合金化処理が進むにつれて母材とめっき層の
境界部にΓ相が生成・成長することが確認されており、
このΓ相は硬質で脆弱であるため、めっき鋼板を加工す
る際における母材の変形に追従し難く、そのため母材と
めっき層の界面から剥離してパウダリングやフレーキン
グを起こすばかりでなく、場合によってはパウダリング
等によって生じた剥離粉がプレス成形品の表面欠陥を引
き起こす原因になることもある。
【０００５】そこでこうした問題を改善するため、合金
化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ濃度を低減しΓ相の生成
を抑える方法が採用されているが、この方法を採用する
とめっき鋼板の摺動性が劣悪になって加工割れを起こし
易くなるという新たな問題が生じてくる。そこで、耐め
っき剥離性と摺動性の双方を改善するため、合金化溶融
亜鉛系めっき層の表面にＦｅ濃度の低いフラッシュめっ
きを施す方法、あるいはめっき条件を適正に制御してΓ
相の生成・成長を抑える方法などが実施されている。し
かしながらフラッシュめっきを施す方法では、設備の増
設やフラッシュめっき処理に伴うコストアップが避けら
れず、まためっき条件等の適正化だけでは期待される様
な効果を得ることができない。
化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ濃度を低減しΓ相の生成
を抑える方法が採用されているが、この方法を採用する
とめっき鋼板の摺動性が劣悪になって加工割れを起こし
易くなるという新たな問題が生じてくる。そこで、耐め
っき剥離性と摺動性の双方を改善するため、合金化溶融
亜鉛系めっき層の表面にＦｅ濃度の低いフラッシュめっ
きを施す方法、あるいはめっき条件を適正に制御してΓ
相の生成・成長を抑える方法などが実施されている。し
かしながらフラッシュめっきを施す方法では、設備の増
設やフラッシュめっき処理に伴うコストアップが避けら
れず、まためっき条件等の適正化だけでは期待される様
な効果を得ることができない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、フラ
ッシュめっき設備等の増設を必要とすることなく、耐め
っき剥離性と摺動性のいずれにも優れ、且つ表面性状等
にも優れた合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を提供しようと
するものである。
情に着目してなされたものであって、その目的は、フラ
ッシュめっき設備等の増設を必要とすることなく、耐め
っき剥離性と摺動性のいずれにも優れ、且つ表面性状等
にも優れた合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を提供しようと
するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明にかかる合金化溶融亜鉛系めっき鋼板と
は、合金化処理された溶融亜鉛系めっき鋼板において、
合金化溶融亜鉛系めっき層は Ａｌ：０．０５〜０．５％（以下、特記しない限り重量
％を意味する） Ｍｇ：０．０１〜０．５％ を含有すると共に、残部が実質的にＺｎとＦｅであると
ころに要旨が存在する。
のできた本発明にかかる合金化溶融亜鉛系めっき鋼板と
は、合金化処理された溶融亜鉛系めっき鋼板において、
合金化溶融亜鉛系めっき層は Ａｌ：０．０５〜０．５％（以下、特記しない限り重量
％を意味する） Ｍｇ：０．０１〜０．５％ を含有すると共に、残部が実質的にＺｎとＦｅであると
ころに要旨が存在する。
【０００８】上記本発明においては、更に好ましい要件
として、合金化めっき層におけるＨΓ／Ｈδ1 の値を
０．０８以下（但し、ＨΓは、めっき層の任意の断面に
おけるΓ相の平均厚さ（μｍ）、Ｈδ1 は、めっき層の
任意の断面におけるＨδ1 相の平均厚さ（μｍ）を表わ
す）に制限することにより、上記めっき層の成分組成を
規定することによってもたらされる特に耐めっき剥離性
改善効果を一層効果的に発揮させることができ、また更
に他の要件として、該合金化めっき層中のＦｅ含有量を
１１〜１６％の範囲とすれば、その特徴である優れた耐
めっき剥離性と摺動性を一層優れたものとすることがで
きるので好ましい。
として、合金化めっき層におけるＨΓ／Ｈδ1 の値を
０．０８以下（但し、ＨΓは、めっき層の任意の断面に
おけるΓ相の平均厚さ（μｍ）、Ｈδ1 は、めっき層の
任意の断面におけるＨδ1 相の平均厚さ（μｍ）を表わ
す）に制限することにより、上記めっき層の成分組成を
規定することによってもたらされる特に耐めっき剥離性
改善効果を一層効果的に発揮させることができ、また更
に他の要件として、該合金化めっき層中のＦｅ含有量を
１１〜１６％の範囲とすれば、その特徴である優れた耐
めっき剥離性と摺動性を一層優れたものとすることがで
きるので好ましい。
【０００９】
【発明の実施の形態】まず本発明にかかる合金化溶融亜
鉛系めっき鋼板における合金成分を規定した理由につい
て説明する。本発明で特徴付けられる溶融亜鉛系めっき
層は、合金化処理後の状態で、Ａｌ含有量が０．０５〜
０．５％、Ｍｇ含有量が０．０１〜０．５％の範囲であ
り、残部は実質的に、溶融亜鉛系めっきの主成分である
Ｚｎと、合金化処理によって母材鋼板から拡散移行して
くるＦｅによって構成される。
鉛系めっき鋼板における合金成分を規定した理由につい
て説明する。本発明で特徴付けられる溶融亜鉛系めっき
層は、合金化処理後の状態で、Ａｌ含有量が０．０５〜
０．５％、Ｍｇ含有量が０．０１〜０．５％の範囲であ
り、残部は実質的に、溶融亜鉛系めっきの主成分である
Ｚｎと、合金化処理によって母材鋼板から拡散移行して
くるＦｅによって構成される。
【００１０】上記においてＡｌは、溶融亜鉛系めっき後
の合金化処理工程で、めっき層と母材の界面にＺｎ−Ｆ
ｅ−Ａｌよりなる３元系合金層を生成し、めっき密着性
を高めると共に、後述する如く合金化処理の初期段階で
脆弱なＦｅ−Ｚｎ系合金が生成するのを抑制し、耐めっ
き剥離性の向上に寄与する。
の合金化処理工程で、めっき層と母材の界面にＺｎ−Ｆ
ｅ−Ａｌよりなる３元系合金層を生成し、めっき密着性
を高めると共に、後述する如く合金化処理の初期段階で
脆弱なＦｅ−Ｚｎ系合金が生成するのを抑制し、耐めっ
き剥離性の向上に寄与する。
【００１１】こうした効果を有効に発揮させるには、Ａ
ｌ含有量を０．０５％以上にしなければならない。しか
し該Ａｌ含有量が０．５％を超えると、合金化抑制効果
が顕著に現われ過ぎて合金化自体が進み難くなり、適切
な合金化を行なうのに合金化処理温度を過度に高めなけ
ればならなくなったり、合金化時間を長くする（通板速
度を遅くする）等の処置が必要となり、コストアップや
生産性の低下を招く。しかも、合金化溶融亜鉛系めっき
層中のＡｌ含有量を高めるには、めっき浴中のＡｌ濃度
を相対的に高くしなければならず、その結果としてめっ
き浴表面にＦｅＡｌ5 等の浮遊ドロスが生成し易くな
り、これがめっき鋼板表面に付着して押し疵等の表面欠
陥を生じる原因になる。従って、合金化溶融亜鉛系めっ
き層中のＡｌ含有量は、こうした障害を避けるうえでも
０．５％以下に抑えるべきである。上記の様な障害を招
くことなくＡｌの効果を有効に発揮させるうえで特に好
ましいＡｌ含有量は、０．１％以上、０．３％以下であ
る。
ｌ含有量を０．０５％以上にしなければならない。しか
し該Ａｌ含有量が０．５％を超えると、合金化抑制効果
が顕著に現われ過ぎて合金化自体が進み難くなり、適切
な合金化を行なうのに合金化処理温度を過度に高めなけ
ればならなくなったり、合金化時間を長くする（通板速
度を遅くする）等の処置が必要となり、コストアップや
生産性の低下を招く。しかも、合金化溶融亜鉛系めっき
層中のＡｌ含有量を高めるには、めっき浴中のＡｌ濃度
を相対的に高くしなければならず、その結果としてめっ
き浴表面にＦｅＡｌ5 等の浮遊ドロスが生成し易くな
り、これがめっき鋼板表面に付着して押し疵等の表面欠
陥を生じる原因になる。従って、合金化溶融亜鉛系めっ
き層中のＡｌ含有量は、こうした障害を避けるうえでも
０．５％以下に抑えるべきである。上記の様な障害を招
くことなくＡｌの効果を有効に発揮させるうえで特に好
ましいＡｌ含有量は、０．１％以上、０．３％以下であ
る。
【００１２】次にＭｇは、特に高Ｆｅ含有率側での耐め
っき剥離性を高めるうえで極めて有用となる。ちなみに
図１は、Ｍｇ含有量が０％および０．１８％であるとき
の、合金化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ濃度と耐めっき
剥離性の関係を示したものであり、Ｍｇ無添加ではＦｅ
濃度が約９％を超えると耐めっき剥離性が急激に劣化し
ているのに対し、Ｍｇを０．１８％含有させたもので
は、より高いＦｅ濃度まで良好な耐めっき剥離性を示し
ており、また同一Ｆｅ濃度のものを比較すると、Ｍｇ無
添加のものよりも優れた耐めっき剥離性を有しているこ
とが分かる。
っき剥離性を高めるうえで極めて有用となる。ちなみに
図１は、Ｍｇ含有量が０％および０．１８％であるとき
の、合金化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ濃度と耐めっき
剥離性の関係を示したものであり、Ｍｇ無添加ではＦｅ
濃度が約９％を超えると耐めっき剥離性が急激に劣化し
ているのに対し、Ｍｇを０．１８％含有させたもので
は、より高いＦｅ濃度まで良好な耐めっき剥離性を示し
ており、また同一Ｆｅ濃度のものを比較すると、Ｍｇ無
添加のものよりも優れた耐めっき剥離性を有しているこ
とが分かる。
【００１３】この理由は次の様に考えられる。すなわち
後で詳述する如く、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板の耐め
っき剥離性に顕著な影響を及ぼす因子として、合金化め
っき層中に生成するΓ相があり、このΓ相は非常に硬く
て脆弱であるため、合金化溶融亜鉛系めっき層中のΓ相
の占める比率が高くなると、めっき鋼板を加工する際の
様々の変形に該めっき層が追従できなくなって母材界面
でめっき剥離を起こし易くなるが、亜鉛系めっき中に適
量のＭｇを含有させると、高Ｆｅ濃度域までΓ相の生成
が抑えられ、Ｍｇ無添加のものに比べて耐めっき剥離性
が高められるものと思われる。またＦｅ濃度を高めると
めっき層の摺動性も向上するので、Ｍｇ添加により高Ｆ
ｅ濃度化を進めることは、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板
の摺動性を高めて加工性を高める上でも好結果をもたら
す。
後で詳述する如く、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板の耐め
っき剥離性に顕著な影響を及ぼす因子として、合金化め
っき層中に生成するΓ相があり、このΓ相は非常に硬く
て脆弱であるため、合金化溶融亜鉛系めっき層中のΓ相
の占める比率が高くなると、めっき鋼板を加工する際の
様々の変形に該めっき層が追従できなくなって母材界面
でめっき剥離を起こし易くなるが、亜鉛系めっき中に適
量のＭｇを含有させると、高Ｆｅ濃度域までΓ相の生成
が抑えられ、Ｍｇ無添加のものに比べて耐めっき剥離性
が高められるものと思われる。またＦｅ濃度を高めると
めっき層の摺動性も向上するので、Ｍｇ添加により高Ｆ
ｅ濃度化を進めることは、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板
の摺動性を高めて加工性を高める上でも好結果をもたら
す。
【００１４】こうしたＭｇの効果を有効に発揮させるに
は、Ｍｇを少なくとも０．０１％以上、より好ましくは
０．１％以上含有させるべきであるが、含有量が多くな
り過ぎると、上記Ａｌの場合と同様に浮遊ドロスが生成
し易くなってめっき鋼板の表面性状を劣化させる原因に
なるので、０．５％以下、より好ましくは０．３％以下
に抑えるべきである。
は、Ｍｇを少なくとも０．０１％以上、より好ましくは
０．１％以上含有させるべきであるが、含有量が多くな
り過ぎると、上記Ａｌの場合と同様に浮遊ドロスが生成
し易くなってめっき鋼板の表面性状を劣化させる原因に
なるので、０．５％以下、より好ましくは０．３％以下
に抑えるべきである。
【００１５】本発明における合金化溶融亜鉛系めっき層
は、上記ＡｌとＭｇを含み、残部はめっき層の主成分と
なるＺｎ並びに、合金化処理工程で母材鋼板から拡散移
行してくるＦｅ、その他はＰｂやＳｂの如く不可避的に
混入してくる元素であるが、該合金化溶融亜鉛系めっき
鋼板において、めっき層中に含まれるＦｅは、めっき層
の摩擦係数を小さくして摺動性の向上に好影響をもたら
す反面、脆弱なＺｎ−Ｆｅ合金の生成によって耐めっき
剥離性に悪影響をもたらす。
は、上記ＡｌとＭｇを含み、残部はめっき層の主成分と
なるＺｎ並びに、合金化処理工程で母材鋼板から拡散移
行してくるＦｅ、その他はＰｂやＳｂの如く不可避的に
混入してくる元素であるが、該合金化溶融亜鉛系めっき
鋼板において、めっき層中に含まれるＦｅは、めっき層
の摩擦係数を小さくして摺動性の向上に好影響をもたら
す反面、脆弱なＺｎ−Ｆｅ合金の生成によって耐めっき
剥離性に悪影響をもたらす。
【００１６】ちなみに図２は、０．１８％Ａｌ−０．２
１％Ｍｇ−Ｚｎ系の合金化溶融亜鉛系めっき層におい
て、合金化めっき層中のＦｅ濃度とめっき層表面の摩擦
係数との関係を調べた結果を示したグラフである。尚こ
の図における摩擦係数は、２０ｍｍ角の平面工具により
試験片を両側から面圧約３０Ｎ／ｍｍ2 で押し付け、約
１５０ｍｍ／ｍｉｎの速度で引き抜きを行なったときの
引き抜き荷重から求めた値である。
１％Ｍｇ−Ｚｎ系の合金化溶融亜鉛系めっき層におい
て、合金化めっき層中のＦｅ濃度とめっき層表面の摩擦
係数との関係を調べた結果を示したグラフである。尚こ
の図における摩擦係数は、２０ｍｍ角の平面工具により
試験片を両側から面圧約３０Ｎ／ｍｍ2 で押し付け、約
１５０ｍｍ／ｍｉｎの速度で引き抜きを行なったときの
引き抜き荷重から求めた値である。
【００１７】この図からも明らかである様に、合金化が
ある程度進んでめっき層の表面までδ1 相が生成した後
（図中、Ｆｅ濃度が約６％に達した後）は、めっき層中
のＦｅ濃度が高くなるほど摩擦抵抗は低くなり、摺動性
は向上してくる。但し、耐めっき剥離性は、Ｆｅ濃度が
高くなるほど低下傾向を示すことが確認されている。
ある程度進んでめっき層の表面までδ1 相が生成した後
（図中、Ｆｅ濃度が約６％に達した後）は、めっき層中
のＦｅ濃度が高くなるほど摩擦抵抗は低くなり、摺動性
は向上してくる。但し、耐めっき剥離性は、Ｆｅ濃度が
高くなるほど低下傾向を示すことが確認されている。
【００１８】そこで従来は、摺動性と耐めっき剥離性を
バランスさせるため、めっき層中のＦｅ濃度を８〜１０
％程度に制御するのが一般的となっている。本発明にお
いても、通常の用途に適用する場合はこの程度のＦｅ濃
度で十分であるが、深絞り成形を始めとする所謂難加工
用途に適用する場合は、優れた剥離性を保持しつつ高度
の摺動性を確保するため、Ｆｅ濃度をやや高めの１１〜
１６％の範囲にすることが望ましい。なおＦｅ濃度が１
６％を超えると、耐めっき剥離性の劣化が著しくなって
実用にそぐわなくなる。次に、合金化溶融亜鉛系めっき
層の結晶構造について説明する。
バランスさせるため、めっき層中のＦｅ濃度を８〜１０
％程度に制御するのが一般的となっている。本発明にお
いても、通常の用途に適用する場合はこの程度のＦｅ濃
度で十分であるが、深絞り成形を始めとする所謂難加工
用途に適用する場合は、優れた剥離性を保持しつつ高度
の摺動性を確保するため、Ｆｅ濃度をやや高めの１１〜
１６％の範囲にすることが望ましい。なおＦｅ濃度が１
６％を超えると、耐めっき剥離性の劣化が著しくなって
実用にそぐわなくなる。次に、合金化溶融亜鉛系めっき
層の結晶構造について説明する。
【００１９】合金化溶融亜鉛系めっき鋼板のめっき層内
では、合金化の進行と共に母材中のＦｅがめっき層方向
へ拡散移行してめっき層中のＦｅ濃度が高まり、母材鋼
板の界面側からΓ相、δ1 相、ζ相が順次生成する。こ
れら各相の成長度合いは、溶融亜鉛系めっき浴の成分の
ほか、合金化処理のための温度や時間、合金化後の冷却
速度などにより変わってくるが、通常の合金化溶融亜鉛
系めっき鋼板におけるめっき層の結晶構造はδ1 相とΓ
相が主体であり、このうちΓ相は極めて硬く脆弱である
ので、優れた耐めっき剥離性を確保するには該Γ相の生
成・成長を極力抑えることが有効となる。
では、合金化の進行と共に母材中のＦｅがめっき層方向
へ拡散移行してめっき層中のＦｅ濃度が高まり、母材鋼
板の界面側からΓ相、δ1 相、ζ相が順次生成する。こ
れら各相の成長度合いは、溶融亜鉛系めっき浴の成分の
ほか、合金化処理のための温度や時間、合金化後の冷却
速度などにより変わってくるが、通常の合金化溶融亜鉛
系めっき鋼板におけるめっき層の結晶構造はδ1 相とΓ
相が主体であり、このうちΓ相は極めて硬く脆弱である
ので、優れた耐めっき剥離性を確保するには該Γ相の生
成・成長を極力抑えることが有効となる。
【００２０】こうした知見を元に、高レベルの耐めっき
剥離性を確保するためのより確実な基準を明らかにすべ
く研究を重ねた結果、合金化めっき層中のΓ相とδ1 相
の比率（ＨΓ／Ｈδ1 ）が耐めっき剥離性の良否と密接
な関係を有しており、この値（すなわちＨΓ／Ｈδ1 ）
を０．０８以下に抑えてやれば、高レベルの耐めっき剥
離性が確実に保障されることを知った。ちなみに図３
は、０．１８％Ａｌ−０．２１％Ｍｇの溶融亜鉛系合金
化めっき鋼板を対象とし、めっき層中のＨΓ／Ｈδ1 比
と耐めっき剥離性の関係を示したグラフであり、耐めっ
き剥離性はＨΓ／Ｈδ1 比が０．０８を境にしてその前
後で極端に変わり、この比を０．０８以下に抑えてやれ
ば、安定して高レベルの耐めっき剥離性を確保できるこ
とが分かる。
剥離性を確保するためのより確実な基準を明らかにすべ
く研究を重ねた結果、合金化めっき層中のΓ相とδ1 相
の比率（ＨΓ／Ｈδ1 ）が耐めっき剥離性の良否と密接
な関係を有しており、この値（すなわちＨΓ／Ｈδ1 ）
を０．０８以下に抑えてやれば、高レベルの耐めっき剥
離性が確実に保障されることを知った。ちなみに図３
は、０．１８％Ａｌ−０．２１％Ｍｇの溶融亜鉛系合金
化めっき鋼板を対象とし、めっき層中のＨΓ／Ｈδ1 比
と耐めっき剥離性の関係を示したグラフであり、耐めっ
き剥離性はＨΓ／Ｈδ1 比が０．０８を境にしてその前
後で極端に変わり、この比を０．０８以下に抑えてやれ
ば、安定して高レベルの耐めっき剥離性を確保できるこ
とが分かる。
【００２１】なお合金化溶融亜鉛系めっき層中のδ1 相
やΓ相の量は、前述の如く溶融亜鉛系めっき浴の成分の
ほか、合金化処理のための温度や時間、合金化後の冷却
速度などにより変わってくるので、めっき浴組成に応じ
てこれら合金化処理条件を適正にコントロールすれば、
容易に合金化めっき層内のＨΓ／Ｈδ1 比を０．０８以
下にすることができる。
やΓ相の量は、前述の如く溶融亜鉛系めっき浴の成分の
ほか、合金化処理のための温度や時間、合金化後の冷却
速度などにより変わってくるので、めっき浴組成に応じ
てこれら合金化処理条件を適正にコントロールすれば、
容易に合金化めっき層内のＨΓ／Ｈδ1 比を０．０８以
下にすることができる。
【００２２】ちなみに、本発明で規定する前記ＡｌやＭ
ｇ含有量の溶融亜鉛系めっき層において、上記の好適Ｈ
Γ／Ｈδ1 比を得るための好ましい合金化処理条件を例
示すると、合金化のための加熱温度で５００〜６００℃
程度、加熱時間で１５〜６０秒程度であり、高温側では
短時間、低温側では長時間の組合わせを採用すればよ
い。またその後の冷却速度は５℃／秒程度以上、１００
℃／秒程度以下に設定することが望ましい。
ｇ含有量の溶融亜鉛系めっき層において、上記の好適Ｈ
Γ／Ｈδ1 比を得るための好ましい合金化処理条件を例
示すると、合金化のための加熱温度で５００〜６００℃
程度、加熱時間で１５〜６０秒程度であり、高温側では
短時間、低温側では長時間の組合わせを採用すればよ
い。またその後の冷却速度は５℃／秒程度以上、１００
℃／秒程度以下に設定することが望ましい。
【００２３】
【実施例】以下、実施例を挙げて本発明の構成および作
用効果を具体的に説明するが、本発明はもとより下記実
施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣
旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可
能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含ま
れる。
用効果を具体的に説明するが、本発明はもとより下記実
施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣
旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可
能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含ま
れる。
【００２４】実施例 母材鋼板として一般のＡｌキルド鋼板（厚さ０．８ｍｍ
×幅１００ｍｍ×長さ２１０ｍｍ）を使用し、Ｍｇ濃度
およびＡｌ濃度を種々変化させた亜鉛系めっき浴を用い
て溶融亜鉛系めっきを行なった後、更に合金化処理温度
と時間および冷却速度を種々変えて合金化処理を行な
い、鋼板の片面当たり約１００ｇ／ｍｍ2の合金化溶融
亜鉛系めっき層が形成された合金化溶融亜鉛系めっき鋼
板を得た。
×幅１００ｍｍ×長さ２１０ｍｍ）を使用し、Ｍｇ濃度
およびＡｌ濃度を種々変化させた亜鉛系めっき浴を用い
て溶融亜鉛系めっきを行なった後、更に合金化処理温度
と時間および冷却速度を種々変えて合金化処理を行な
い、鋼板の片面当たり約１００ｇ／ｍｍ2の合金化溶融
亜鉛系めっき層が形成された合金化溶融亜鉛系めっき鋼
板を得た。
【００２５】得られた各合金化溶融亜鉛系めっき鋼板に
ついて、以下に示す方法で結晶構造を確認すると共に、
摺動性、耐めっき剥離性および表面性状を調べ、表１に
示す結果を得た。
ついて、以下に示す方法で結晶構造を確認すると共に、
摺動性、耐めっき剥離性および表面性状を調べ、表１に
示す結果を得た。
【００２６】［結晶構造の確認法］電解液として２００
ｇ／リットルのＺｎＳＯ4 ・７Ｈ2 Ｏと１００ｇ／リッ
トルのＮａＣｌを用い、電流密度２０ｍＡ／ｃｍ2 （室
温）で定電流アノード電解法によって求める。
ｇ／リットルのＺｎＳＯ4 ・７Ｈ2 Ｏと１００ｇ／リッ
トルのＮａＣｌを用い、電流密度２０ｍＡ／ｃｍ2 （室
温）で定電流アノード電解法によって求める。
【００２７】［摺動性試験法］図４に示す如く、２０ｍ
ｍ角の平面工具２を用いて両側から面圧約３０Ｎ／ｍｍ
2 で試験片１を押し付けて、約１５０ｍｍ／ｍｉｎの速
度で引き抜きを行ない、このときの引き抜き荷重Ｆと押
し付け荷重Ｐとから、摩擦係数［μ＝Ｆ／２Ｐ］を求
め、摺動性の評価指標とした。
ｍ角の平面工具２を用いて両側から面圧約３０Ｎ／ｍｍ
2 で試験片１を押し付けて、約１５０ｍｍ／ｍｉｎの速
度で引き抜きを行ない、このときの引き抜き荷重Ｆと押
し付け荷重Ｐとから、摩擦係数［μ＝Ｆ／２Ｐ］を求
め、摺動性の評価指標とした。
【００２８】［耐めっき剥離性試験法］図５に示す如
く、曲げ角６０゜、曲げ半径１ｍｍのＶ型のパンチ３と
ダイス４を用いて曲げ試験を行ない、曲げ内側のめっき
剥離量を測定した。 ［めっき層外観性状］目視により外観性状の良否を評価
した。
く、曲げ角６０゜、曲げ半径１ｍｍのＶ型のパンチ３と
ダイス４を用いて曲げ試験を行ない、曲げ内側のめっき
剥離量を測定した。 ［めっき層外観性状］目視により外観性状の良否を評価
した。
【００２９】
【表１】
【００３０】表１より次の様に考察することができる。
供試材Ｎｏ．２，３，４，５，８，９，１０，１２，１
３は、本発明の規定要件を全て満たす実施例であり、摺
動性、耐めっき剥離性、表面性状のいずれも良好もしく
は優秀である。中でも供試材Ｎｏ．２，４，５，９，１
０，１２，１３は、合金化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ
濃度が１１〜１６％の好適範囲内にあるため、いずれの
摺動性も優秀である。
供試材Ｎｏ．２，３，４，５，８，９，１０，１２，１
３は、本発明の規定要件を全て満たす実施例であり、摺
動性、耐めっき剥離性、表面性状のいずれも良好もしく
は優秀である。中でも供試材Ｎｏ．２，４，５，９，１
０，１２，１３は、合金化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ
濃度が１１〜１６％の好適範囲内にあるため、いずれの
摺動性も優秀である。
【００３１】これらに対し供試材１は、摺動性と耐めっ
き剥離性は良好であるが、Ｍｇ含有量が多過ぎるため表
面性状が不良である。また供試材６は、摺動性が良、表
面性状は優秀であるが、Ｍｇが含まれていないためΓ相
の生成と成長を抑制できず、耐めっき剥離性が悪い。供
試材７は、摺動性と耐めっき剥離性は優秀であるが、Ａ
ｌ量が多過ぎるため表面性状が悪く、供試材１１は、Ａ
ｌ量が不足するためΓ相の生成と成長の抑制が不十分で
あり、耐めっき剥離性に欠ける。供試材１４，１５は、
摺動性と表面性状は良好であるが、ＨΓ／Ｈδ1 比が規
定値を超えているため、耐めっき剥離性が悪い。
き剥離性は良好であるが、Ｍｇ含有量が多過ぎるため表
面性状が不良である。また供試材６は、摺動性が良、表
面性状は優秀であるが、Ｍｇが含まれていないためΓ相
の生成と成長を抑制できず、耐めっき剥離性が悪い。供
試材７は、摺動性と耐めっき剥離性は優秀であるが、Ａ
ｌ量が多過ぎるため表面性状が悪く、供試材１１は、Ａ
ｌ量が不足するためΓ相の生成と成長の抑制が不十分で
あり、耐めっき剥離性に欠ける。供試材１４，１５は、
摺動性と表面性状は良好であるが、ＨΓ／Ｈδ1 比が規
定値を超えているため、耐めっき剥離性が悪い。
【００３２】
【発明の効果】以上述べた如く本発明によれば、合金化
処理後における溶融亜鉛系めっき層のＡｌとＭｇの含有
率を特定すると共に、ＨΓ／Ｈδ1 比を０．０８以下に
抑えることにより、母材鋼板からの拡散によって混入し
てくるＦｅ量増大によるめっき密着性不良を抑制しつつ
優れた摺動性を確保し、且つ溶融めっき工程で生じる浮
遊ドロスによる表面性状の劣化を防止し、耐めっき密着
性、摺動性、表面性状の全て優れた合金化溶融亜鉛系め
っき鋼板を提供し得ることになった。
処理後における溶融亜鉛系めっき層のＡｌとＭｇの含有
率を特定すると共に、ＨΓ／Ｈδ1 比を０．０８以下に
抑えることにより、母材鋼板からの拡散によって混入し
てくるＦｅ量増大によるめっき密着性不良を抑制しつつ
優れた摺動性を確保し、且つ溶融めっき工程で生じる浮
遊ドロスによる表面性状の劣化を防止し、耐めっき密着
性、摺動性、表面性状の全て優れた合金化溶融亜鉛系め
っき鋼板を提供し得ることになった。
【図面の簡単な説明】
【図１】合金化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ濃度が耐め
っき密着性に及ぼす影響を示したグラフである。
っき密着性に及ぼす影響を示したグラフである。
【図２】合金化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ濃度が摩擦
係数（摺動性）に及ぼす影響を示したグラフである。
係数（摺動性）に及ぼす影響を示したグラフである。
【図３】合金化溶融亜鉛系めっき層中のＨΓ／Ｈδ1 比
と耐めっき剥離性の関係を示すグラフである。
と耐めっき剥離性の関係を示すグラフである。
【図４】実施例で採用した摩擦係数測定のための摺動性
試験法を示す概念図である。
試験法を示す概念図である。
【図５】実施例で採用した耐めっき剥離性評価用のＶ字
曲げ試験法を示す概念図である。
曲げ試験法を示す概念図である。
１ 試験片（合金化溶融亜鉛系めっき鋼板） ２ 平面工具 ３ パンチ ４ ダイス
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山本 貴之 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社 神戸製鋼所 加古川製鉄所内 (56)参考文献 特開 平６−17221（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40
Claims (3)
- 【請求項１】 合金化処理された溶融亜鉛系めっき鋼板
において、合金化溶融亜鉛系めっき層は Ａｌ：０．０５〜０．５％（以下、特記しない限り重量
％を意味する） Ｍｇ：０．０１〜０．５％ を含有すると共に、残部が実質的にＺｎとＦｅからなる
ことを特徴とする加工性に優れた合金化溶融亜鉛系めっ
き鋼板。 - 【請求項２】 合金化溶融亜鉛系めっき層におけるＨΓ
／Ｈδ1 の値が０．０８以下である請求項１記載の合金
化溶融亜鉛系めっき鋼板。但し、ＨΓは、めっき層の任
意の断面におけるΓ相の平均厚さ（μｍ）、Ｈδ1 は、
めっき層の任意の断面におけるＨδ1 相の平均厚さ（μ
ｍ）を表わす。 - 【請求項３】 合金化溶融亜鉛系めっき層中のＦｅ含有
量が１１〜１６％である請求項１記載の合金化溶融亜鉛
系めっき鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19863497A JP3273747B2 (ja) | 1997-07-24 | 1997-07-24 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛系めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19863497A JP3273747B2 (ja) | 1997-07-24 | 1997-07-24 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛系めっき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1143757A JPH1143757A (ja) | 1999-02-16 |
| JP3273747B2 true JP3273747B2 (ja) | 2002-04-15 |
Family
ID=16394473
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19863497A Expired - Fee Related JP3273747B2 (ja) | 1997-07-24 | 1997-07-24 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛系めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3273747B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101674771B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-11-10 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
-
1997
- 1997-07-24 JP JP19863497A patent/JP3273747B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1143757A (ja) | 1999-02-16 |
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