JPH04103748A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH04103748A JPH04103748A JP21844390A JP21844390A JPH04103748A JP H04103748 A JPH04103748 A JP H04103748A JP 21844390 A JP21844390 A JP 21844390A JP 21844390 A JP21844390 A JP 21844390A JP H04103748 A JPH04103748 A JP H04103748A
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、耐パウダリング性および耐フレーキング性に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
従来、耐パウダリング性（加工性）に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造に際しては、たとえば特開昭６２
−４０３５３号公報に示されるように、浴中Ａ［濃度を
高めるとともに、低温で合金化させることによって、合
金化の程度の抑制を図り、Ｆｅ −Ｚｎ合金相のうち硬
度が高く脆弱なＦ相が厚く生成するのを防止し、ζ相に
沿っためっき相の破壊を抑制する方法が開示されている
。
亜鉛めっき鋼板の製造に際しては、たとえば特開昭６２
−４０３５３号公報に示されるように、浴中Ａ［濃度を
高めるとともに、低温で合金化させることによって、合
金化の程度の抑制を図り、Ｆｅ −Ｚｎ合金相のうち硬
度が高く脆弱なＦ相が厚く生成するのを防止し、ζ相に
沿っためっき相の破壊を抑制する方法が開示されている
。
しかしながら、前記合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法に
おいては、合金化反応自体の進行を抑制するため、連続
式の亜鉛めっきラインの場合、長尺な加熱炉を要する、
またはライン速度の規制を図るなどの処置を必要とし生
産効率の低下を招く等の問題の他、さらに低温で合金化
を完了させるために、めっき相表面に粗大な形状のζ相
が残存し、めっきの摺動特性（耐フレーキング性）を低
下させる問題点があった。
おいては、合金化反応自体の進行を抑制するため、連続
式の亜鉛めっきラインの場合、長尺な加熱炉を要する、
またはライン速度の規制を図るなどの処置を必要とし生
産効率の低下を招く等の問題の他、さらに低温で合金化
を完了させるために、めっき相表面に粗大な形状のζ相
が残存し、めっきの摺動特性（耐フレーキング性）を低
下させる問題点があった。
そこで、本発明の主たる課題は、高い生産性を確保する
とともに、耐パウダリング性および耐フレーキング性に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることのできる方
法を提供することにある。
とともに、耐パウダリング性および耐フレーキング性に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることのできる方
法を提供することにある。
上記課題は、Ａｎ：０．０２〜０．１１％を含有し残部
が亜鉛よりなる亜鉛めっき浴中に、板温度：４２０〜４
５０°Ｃとした鋼板を浸漬時間３秒以内で浸漬し、引き
続き、鋼板温度５５０〜６００℃にて、加熱炉で合金化
処理を行うことで解決できる。
が亜鉛よりなる亜鉛めっき浴中に、板温度：４２０〜４
５０°Ｃとした鋼板を浸漬時間３秒以内で浸漬し、引き
続き、鋼板温度５５０〜６００℃にて、加熱炉で合金化
処理を行うことで解決できる。
合金化溶融亜鉛めっきの加工性は、合金層の構成に大き
く影響され、ζ相が生成すると「相とその上層のδ、相
との間で剥離が発生し耐パウダリング性が低下する。一
方、めっき表面層に粗大なζ相結晶があると、結晶変形
に伴い、摺動抵抗が大きくなり耐フレーキング性が低下
する。この時前述のように発達したζ相が存在する場合
には、Ｆ層よりの剥離を伴い、さらに耐フレーキング性
が低下することとなる。
く影響され、ζ相が生成すると「相とその上層のδ、相
との間で剥離が発生し耐パウダリング性が低下する。一
方、めっき表面層に粗大なζ相結晶があると、結晶変形
に伴い、摺動抵抗が大きくなり耐フレーキング性が低下
する。この時前述のように発達したζ相が存在する場合
には、Ｆ層よりの剥離を伴い、さらに耐フレーキング性
が低下することとなる。
したがって、耐パウダリング性および耐フレーキング性
が共に良好な合金化亜鉛めっき鋼板を製造するためには
、Ｆ相がなく、表面のζ相結晶が微細な結晶として生成
されればよい。
が共に良好な合金化亜鉛めっき鋼板を製造するためには
、Ｆ相がなく、表面のζ相結晶が微細な結晶として生成
されればよい。
前述のように合金化溶融亜鉛めっきの耐パウダリング性
は合金層の構成に影響されるが、その構成は、亜鉛めっ
き浴浸漬初期のＡｌ−Ｆｅ−Ｚｎ三元合金の生成に大き
く依存する。これは、Ａｆｆｉ −ＦｅＺｏ合金が、Ｚ
ｎ−Ｆｅの合金化反応を抑制する効果があり、その生成
の程度により、Ｚｎ−Ｆｅの合金反応開始までの時間（
潜伏時間）に長短が生まれるからである。
は合金層の構成に影響されるが、その構成は、亜鉛めっ
き浴浸漬初期のＡｌ−Ｆｅ−Ｚｎ三元合金の生成に大き
く依存する。これは、Ａｆｆｉ −ＦｅＺｏ合金が、Ｚ
ｎ−Ｆｅの合金化反応を抑制する効果があり、その生成
の程度により、Ｚｎ−Ｆｅの合金反応開始までの時間（
潜伏時間）に長短が生まれるからである。
つまり、Ａ Ｉ −Ｆｅ−Ｚｎの形成が多いと反応が開
始するまでの潜伏時間が長くなり、合金化反応は合金化
炉の中間で開始される。そのため、比較的高温下で合金
化反応が進行することとなり、このような場合にはζ相
より６１相が形成され易いとともに、またζ相も生成が
少くその結晶も微細化するため、耐パウダリング性・耐
フレーキング性に優れた合金層の構成となる。
始するまでの潜伏時間が長くなり、合金化反応は合金化
炉の中間で開始される。そのため、比較的高温下で合金
化反応が進行することとなり、このような場合にはζ相
より６１相が形成され易いとともに、またζ相も生成が
少くその結晶も微細化するため、耐パウダリング性・耐
フレーキング性に優れた合金層の構成となる。
一方、逆にＡｌ１−Ｆｅ−Ｉｎの形成が不十分な場合に
は、合金化に至る潜伏時間が短くなり、めっき浴中で合
金化が進行する。この場合には、めっき浴の温度は比較
的低いためＺｎよりＦｅの拡散が多くなるため、ζ相や
粗大なζ相が形成され易く、耐パウダリング性および耐
フレーキング性に劣る合金層構成となる。
は、合金化に至る潜伏時間が短くなり、めっき浴中で合
金化が進行する。この場合には、めっき浴の温度は比較
的低いためＺｎよりＦｅの拡散が多くなるため、ζ相や
粗大なζ相が形成され易く、耐パウダリング性および耐
フレーキング性に劣る合金層構成となる。
以上の事実より、本発明法の目的とする耐パウダリング
性および耐フレーキング性に優れた合金化処理溶融亜鉛
めっき鋼板を得るためには、ＡｌＦｅ−Ｚｎの形成を制
御することによって、前記潜伏時間を少なくともめっき
浴浸漬時間以上より長くなるようにして、合金化反応が
合金化炉（ＧＡ炉）内で開始されるように、亜鉛浴中Ａ
ｆ濃度および亜鉛浴中浸漬時間等を調整すればよい。
性および耐フレーキング性に優れた合金化処理溶融亜鉛
めっき鋼板を得るためには、ＡｌＦｅ−Ｚｎの形成を制
御することによって、前記潜伏時間を少なくともめっき
浴浸漬時間以上より長くなるようにして、合金化反応が
合金化炉（ＧＡ炉）内で開始されるように、亜鉛浴中Ａ
ｆ濃度および亜鉛浴中浸漬時間等を調整すればよい。
そこで、本発明においては、先ず銅帯を浸漬する亜鉛浴
に添加されるＡｆを０．０２〜０．１１％に制限する。
に添加されるＡｆを０．０２〜０．１１％に制限する。
ＡＩ！添加量が０．０２％未満の場合には、ＡｌＦｅ−
Ｚｎの三元合金層の形成が不十分となるため、Ｆｅ−Ｚ
ｎ合金化反応を抑制する効果がなく、亜鉛浴中で合金化
反応を開始し、粗大化したζ相および「相が形成され、
耐パウダリング性および耐フレーキング性が低下する。
Ｚｎの三元合金層の形成が不十分となるため、Ｆｅ−Ｚ
ｎ合金化反応を抑制する効果がなく、亜鉛浴中で合金化
反応を開始し、粗大化したζ相および「相が形成され、
耐パウダリング性および耐フレーキング性が低下する。
また、ＡＩｌ添加量が０．１１％を超える場合には、逆
にＡｌ１−Ｆｅ−Ｚｎが多過ぎて合金化反応開始が遅れ
る。そのため、長尺な合金化炉（ＧＡ炉）を必要とする
か、もしくは亜鉛めっきのライン速度を遅くするなどの
措置が必要となり、設備コストの増大、生産効率の低下
を招き好ましくない。
にＡｌ１−Ｆｅ−Ｚｎが多過ぎて合金化反応開始が遅れ
る。そのため、長尺な合金化炉（ＧＡ炉）を必要とする
か、もしくは亜鉛めっきのライン速度を遅くするなどの
措置が必要となり、設備コストの増大、生産効率の低下
を招き好ましくない。
前記亜鉛浴に浸漬される鋼板は、その板温度が４２０〜
４５０℃とされる。４２０℃未満の場合には、合金反応
（Ｆｅ−Ｚｎ）が抑制され過ぎて不メツキが生じる場合
があり、また４５０℃を超えると、亜鉛浴中での合金反
応（Ｆｅ−Ｚｎ）が進みすぎ、合金化時のζ相の生成が
進行し耐パウダリング性が低下する。
４５０℃とされる。４２０℃未満の場合には、合金反応
（Ｆｅ−Ｚｎ）が抑制され過ぎて不メツキが生じる場合
があり、また４５０℃を超えると、亜鉛浴中での合金反
応（Ｆｅ−Ｚｎ）が進みすぎ、合金化時のζ相の生成が
進行し耐パウダリング性が低下する。
前記鋼板の亜鉛浴浸漬時間は３秒以内とされる。
浸漬時間が３秒を超えると、Ａｌ１−Ｆｅ−Ｚｎの形成
が多（なりすぎて合金化反応が進行しにくくなり、合金
化に要する時間が増加し好ましくない。
が多（なりすぎて合金化反応が進行しにくくなり、合金
化に要する時間が増加し好ましくない。
以上の条件に従うことにより、Ａｌ−Ｆｅ−Ｚｎ合金の
生成が程良いレベルに設定され、好適なＦｅＺｎ反応を
生じさせることができる。
生成が程良いレベルに設定され、好適なＦｅＺｎ反応を
生じさせることができる。
さらに、合金化処理温度は、めっき表面の粗大な（Ｚｎ
−Ｆｅ）ζ相結晶の発生を防止し、微細な結晶のζ相を
生成させるために、５５０〜６００’Ｃとされる。合金
化処理温度が、５５０℃未満の場合には粗大なζ相結晶
が生成し、めっきの摺動特性を低下させてしまい、耐フ
レーキング性が低下する。また、６００℃を超えると合
金化反応が進行し過ぎてζ相の生成が多くなり耐パウダ
リング性が低下する。
−Ｆｅ）ζ相結晶の発生を防止し、微細な結晶のζ相を
生成させるために、５５０〜６００’Ｃとされる。合金
化処理温度が、５５０℃未満の場合には粗大なζ相結晶
が生成し、めっきの摺動特性を低下させてしまい、耐フ
レーキング性が低下する。また、６００℃を超えると合
金化反応が進行し過ぎてζ相の生成が多くなり耐パウダ
リング性が低下する。
以上、前述した条件に従い、合金化亜鉛めっき鋼板の製
造を行うことにより、得られるめっき鋼板は、めっき層
中のζ相の発生が少なく、まためっき表面のζ相も微細
なものとなり、耐パウダリング性および耐フレーキング
性に優れたものとなる。また、公知例のように、長尺な
合金化炉の設備を必要とすること無く、従来の亜鉛めっ
きライン速度と同等の速度により製造を行うことができ
、高い生産性を維持することができる。
造を行うことにより、得られるめっき鋼板は、めっき層
中のζ相の発生が少なく、まためっき表面のζ相も微細
なものとなり、耐パウダリング性および耐フレーキング
性に優れたものとなる。また、公知例のように、長尺な
合金化炉の設備を必要とすること無く、従来の亜鉛めっ
きライン速度と同等の速度により製造を行うことができ
、高い生産性を維持することができる。
次に、本発明の効果を実施例に基づき詳説する。
連続式亜鉛めっきラインにおいて、ｔ ＝０．８皿の極
低炭素鋼板とアルミキルド鋼を、無酸化炉〜還元炉焼鈍
炉で焼鈍した後、銅帯温度を４１５〜４６０°Ｃに冷却
した後、Ａｆを０．００５〜０．１４重量％含有する４
６０’Ｃの亜鉛めっき浴に１〜３秒間の浸漬を行った後
、続けて４９０〜６３５℃に保持された合金化炉で合金
化を行い、耐パウダリング性および耐フレーキング性に
ついて試験を行った。
低炭素鋼板とアルミキルド鋼を、無酸化炉〜還元炉焼鈍
炉で焼鈍した後、銅帯温度を４１５〜４６０°Ｃに冷却
した後、Ａｆを０．００５〜０．１４重量％含有する４
６０’Ｃの亜鉛めっき浴に１〜３秒間の浸漬を行った後
、続けて４９０〜６３５℃に保持された合金化炉で合金
化を行い、耐パウダリング性および耐フレーキング性に
ついて試験を行った。
なお、前記耐パウダリング性および耐フレーキング性に
ついては、ビード付ハツト成形試験および変形バウデン
装置による摺動特性試験により評価を行った。
ついては、ビード付ハツト成形試験および変形バウデン
装置による摺動特性試験により評価を行った。
前記ビード付ハツト成形試験は第１図（ａ）に示される
ように、試験片１の両端部を押え板２．２により押え圧
Ｐ、 ＝１．８ｔの圧力で押圧し金型ビード部Ａを形成
させるとともに、成形板３によりハツト型に成形を行い
、得た成形品１°について、第１図（ｂ）に示されるよ
うにその成形品側壁部Ｂにおけるメツキの剥離状況をセ
ロハン粘着テープでチエツクするとともに、第１図（Ｃ
）に示されるように、前記金型ビート部Ａに堆積した金
属粉について同様にテープチエツクを行い、耐パウダリ
ング性および耐フレーキング性を評価するものである。
ように、試験片１の両端部を押え板２．２により押え圧
Ｐ、 ＝１．８ｔの圧力で押圧し金型ビード部Ａを形成
させるとともに、成形板３によりハツト型に成形を行い
、得た成形品１°について、第１図（ｂ）に示されるよ
うにその成形品側壁部Ｂにおけるメツキの剥離状況をセ
ロハン粘着テープでチエツクするとともに、第１図（Ｃ
）に示されるように、前記金型ビート部Ａに堆積した金
属粉について同様にテープチエツクを行い、耐パウダリ
ング性および耐フレーキング性を評価するものである。
前記摺動特性試験は、第２図に示されるように、く字状
試験片４を押圧体６によりＰ、 ＝５００ｋｇの荷重を
載荷するとともに、ロードセルユニット５ａ、５ｂを側
面に介した状態で、下面側のスライドテーブル８上に固
設されたダイアの摺動面に対し、Ｔ＝４０℃、粘度８ｃ
ｓｔの潤滑剤を注ぎながら前記スライドテーブル８を振
幅１０ｍｍで連続スライドさせて、前記ロードセルユニ
ット５ａ、５ｂのロードセル値により、メツキ面の摩擦
係数を求め、摺動特性について評価するものである。
試験片４を押圧体６によりＰ、 ＝５００ｋｇの荷重を
載荷するとともに、ロードセルユニット５ａ、５ｂを側
面に介した状態で、下面側のスライドテーブル８上に固
設されたダイアの摺動面に対し、Ｔ＝４０℃、粘度８ｃ
ｓｔの潤滑剤を注ぎながら前記スライドテーブル８を振
幅１０ｍｍで連続スライドさせて、前記ロードセルユニ
ット５ａ、５ｂのロードセル値により、メツキ面の摩擦
係数を求め、摺動特性について評価するものである。
さらに、合金化後のめっき表面の形状についてＳＥＭ（
電子顕微鏡）にて観察した。
電子顕微鏡）にて観察した。
以上の試験結果について、第１表〜第３表に示す。なお
、テープチエツクについては、◎・・・メツキ剥離片の
付着なし、○・・・メツキ剥離片の付着微小、△・・・
メツキ剥離片の付着小、×・・・メツキ剥離片の付着多
で表示する。
、テープチエツクについては、◎・・・メツキ剥離片の
付着なし、○・・・メツキ剥離片の付着微小、△・・・
メツキ剥離片の付着小、×・・・メツキ剥離片の付着多
で表示する。
第１表〜第２表に示される本発明に係る合金化亜鉛めっ
き鋼板Ｎ０１１〜Ｎｏ、 ６４の合金化亜鉛めっき鋼板
に関しては、ビート付ハツト成形試験のテープチエツク
の結果、金型ビート部および成形品壁部共にメツキ剥離
片の付着も無く、また摺動特性値も０．３０以下でその
表面ζ相形状も微細となり、耐パウダリング性および耐
フレーキング性に優れることが判明される。
き鋼板Ｎ０１１〜Ｎｏ、 ６４の合金化亜鉛めっき鋼板
に関しては、ビート付ハツト成形試験のテープチエツク
の結果、金型ビート部および成形品壁部共にメツキ剥離
片の付着も無く、また摺動特性値も０．３０以下でその
表面ζ相形状も微細となり、耐パウダリング性および耐
フレーキング性に優れることが判明される。
一方、第３表に比較例として示されるＮｏ、 ６５〜Ｎ
ｏ、 ９６の合金化亜鉛めっき鋼板に関しては、ビート
付ハツト成形試験および摺動特性試験を共に満足し得る
ものでは無く耐パウダリング性および耐フレーキング性
に劣る結果となった。
ｏ、 ９６の合金化亜鉛めっき鋼板に関しては、ビート
付ハツト成形試験および摺動特性試験を共に満足し得る
ものでは無く耐パウダリング性および耐フレーキング性
に劣る結果となった。
以上詳説した通り、本発明によれば、耐パウダリング性
および耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を得ることができるとともに、ライン速度等の低下
を招くことなく操業し得るため、高い生産性を維持する
ことができる。
および耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を得ることができるとともに、ライン速度等の低下
を招くことなく操業し得るため、高い生産性を維持する
ことができる。
第１図はビード付ハツト成形試験要領を説明するための
図、第２図は摺動特性試験を示す図である。
図、第２図は摺動特性試験を示す図である。
Claims (1)
- （１）Ａｌ：０．０２〜０．１１％を含有し残部が亜鉛
よりなる亜鉛めっき浴中に、板温度：４２０〜４５０℃
とした鋼板を浸漬時間３秒以内で浸漬し、引き続き鋼板
温度５５０〜６００℃にて、加熱炉で合金化処理を行う
ことを特徴とする耐パウダリング性・耐フレーキング性
に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21844390A JPH04103748A (ja) | 1990-08-20 | 1990-08-20 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21844390A JPH04103748A (ja) | 1990-08-20 | 1990-08-20 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04103748A true JPH04103748A (ja) | 1992-04-06 |
Family
ID=16719996
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21844390A Pending JPH04103748A (ja) | 1990-08-20 | 1990-08-20 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04103748A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001200352A (ja) * | 2000-01-20 | 2001-07-24 | Nkk Corp | 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| US8936760B2 (en) | 2010-02-03 | 2015-01-20 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Exhaust gas purification apparatus for engine |
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1990
- 1990-08-20 JP JP21844390A patent/JPH04103748A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001200352A (ja) * | 2000-01-20 | 2001-07-24 | Nkk Corp | 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| US8936760B2 (en) | 2010-02-03 | 2015-01-20 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Exhaust gas purification apparatus for engine |
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