JPH04187751A - 溶融Zn―Alめっき鋼板の製造方法 - Google Patents
溶融Zn―Alめっき鋼板の製造方法Info
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- JPH04187751A JPH04187751A JP31630290A JP31630290A JPH04187751A JP H04187751 A JPH04187751 A JP H04187751A JP 31630290 A JP31630290 A JP 31630290A JP 31630290 A JP31630290 A JP 31630290A JP H04187751 A JPH04187751 A JP H04187751A
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- 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、プレNi法を利用した溶融Zn−A4めっき
鋼板の製造方法に関するものである。
鋼板の製造方法に関するものである。
[従来の技術]
従来、プレNiめっき法を利用した溶融Zn−8文めっ
き鋼板の製造法については、例えば特開昭63−213
650号が、表面性状の優れためフき鋼板を得る方法と
してすでに知られ、同公報には、亀甲状表面模様を抑え
る方法としてプレめっき後、720℃で30秒加熱後、
溶融Zn−A2めっきする方法が開示されている。
き鋼板の製造法については、例えば特開昭63−213
650号が、表面性状の優れためフき鋼板を得る方法と
してすでに知られ、同公報には、亀甲状表面模様を抑え
る方法としてプレめっき後、720℃で30秒加熱後、
溶融Zn−A2めっきする方法が開示されている。
[発明が解決しようとする課!!!]
最近、自動車あるいは建築用として溶融めっき鋼板が利
用される場合、種々の複雑な形状を出すために厳しい加
工を受けたのちに腐食環境下で使用される場合が多くな
ってきた。そのために、加工の際にめっき密層性に優れ
ることおよび加工後の耐食性に優れることが、溶融Zn
めっき鋼板にとって具備すべき!!要な性能となってき
た。特開昭63−213650号に示されているプレN
iめっき法による溶融Zn−8文めっき鋼板の製造方法
は、通常のAL;l含有量の少ない溶融Znめっき鋼板
より高耐食性を有し、地鉄界面の合金層が薄いことから
優れためっき密着性を有している元来の溶融Zn−AN
めフき鋼板の性質とプレめっきによるめっき層表面の亀
甲模様防止作用とを兼ね備えた優れためっき鋼板を得る
方法であるが、本方法といえども現在要求されている厳
しい加工を受けた際のめっき密着性、および加工部の耐
蝕性の点では来た改善の余地が残されている。
用される場合、種々の複雑な形状を出すために厳しい加
工を受けたのちに腐食環境下で使用される場合が多くな
ってきた。そのために、加工の際にめっき密層性に優れ
ることおよび加工後の耐食性に優れることが、溶融Zn
めっき鋼板にとって具備すべき!!要な性能となってき
た。特開昭63−213650号に示されているプレN
iめっき法による溶融Zn−8文めっき鋼板の製造方法
は、通常のAL;l含有量の少ない溶融Znめっき鋼板
より高耐食性を有し、地鉄界面の合金層が薄いことから
優れためっき密着性を有している元来の溶融Zn−AN
めフき鋼板の性質とプレめっきによるめっき層表面の亀
甲模様防止作用とを兼ね備えた優れためっき鋼板を得る
方法であるが、本方法といえども現在要求されている厳
しい加工を受けた際のめっき密着性、および加工部の耐
蝕性の点では来た改善の余地が残されている。
そこで、本発明者らはプレNiめっき法を利用した溶融
Zn−A9.めっき鋼板製造法で得られるめっき鋼板の
めっき密着性、加工部の耐蝕性をざらに飛躍的に向上さ
せる目的で、製造方法を検討したところ、プレNiめフ
き後に特定の雰囲気、加熱条件のもとて溶融めっきを行
うことにより従来法にないめっき層の構成を有する溶融
Znめっき鋼板を得ることに成功し、表面外観に優れ加
工部のめっき密着性および耐蝕性が従来法よりも著しく
向上することを見出した。さらに、それに加えてめっき
浴からの引き上げ時にN2ワイピングを行うことにより
、表面外観が一段と良好となることも見出した。本発明
は上記のように加工部の密着性、耐蝕性及び表面外観に
優れた溶融Zn−AMめっき鋼板の製造方法を提供する
ものである。
Zn−A9.めっき鋼板製造法で得られるめっき鋼板の
めっき密着性、加工部の耐蝕性をざらに飛躍的に向上さ
せる目的で、製造方法を検討したところ、プレNiめフ
き後に特定の雰囲気、加熱条件のもとて溶融めっきを行
うことにより従来法にないめっき層の構成を有する溶融
Znめっき鋼板を得ることに成功し、表面外観に優れ加
工部のめっき密着性および耐蝕性が従来法よりも著しく
向上することを見出した。さらに、それに加えてめっき
浴からの引き上げ時にN2ワイピングを行うことにより
、表面外観が一段と良好となることも見出した。本発明
は上記のように加工部の密着性、耐蝕性及び表面外観に
優れた溶融Zn−AMめっき鋼板の製造方法を提供する
ものである。
[課題を解決するための手段]
本発明者らは、まず特開昭63−213650号に記載
された従来のNiブレめっき法によるZn−Aρめっき
鋼板の製造方法に従ってめっき層を作成しその構造を調
べた。即ち、Niプレめっき後、還元焼鈍炉内で15%
H2−N2ガス中にて720℃で30秒加熱を行った後
、Zn−AR(5%)めっきを行った。その結果、加熱
時においてプレめっき層の残存量が極めて少なく、その
ため溶融Zn−Anめっき時においてめっき層−地鉄界
面にプレNiめっきとZn、 A9.よりなる反応層は
殆ど存在せず、薄いFe−Zn合金層のみが存在してお
り、このため、めっき密着性および加工部の耐蝕性は通
常のプレめっきなしの場合のZn−Alめっき鋼板とほ
とんど変わらないことが判明した。加熱時にプレめっき
層が残存しにくい原因としては、プレめっき後の加熱が
炉内加熱で鋼板の加熱温度が720℃と高温であること
、および加熱速度が小(20℃/s以下)のため、加熱
中にプレNiめっき層が地鉄中に拡散してしまい、その
ため、溶融Zn−Anめっき時にNiブレめっきとの反
応層が出来にくいことが判明した。そこで本発明者らは
、Niブレめっき層を電気めっきした後の加熱温度およ
び昇温速度に製造上のポイントがあると考え、加熱条件
を変化させ種々検討した結果、Niを0.2〜2g/m
2めりぎ後、30℃/s以上の昇温速度で430〜50
0℃の範囲内で急速加熱を行った場合に、Aiを4〜7
%含有するZn−Alめっき浴で溶融めっきすると、得
られたZn−Anめっき層の地鉄界面にNi −Al−
Zn系3元合金層よりなる反応層が得られ、その上層に
Zn−^λめっき層が存在するめっき層構成になってお
り、かっZn−Fe合金層は極めて薄く抑制されている
ことを見出した。これらの鋼板の厳しい加工を受けた場
合の加工性、耐蝕性を調べるために、カップ絞り成形し
た加工部の密着性試験および耐蝕性試験を腐食サイクル
テストで実施したところ、本発明方法で製造した地鉄界
面にN1−An−Zn系3元合金層を有するZnめつき
層はめつき密着性および加工部の耐蝕性が従来のプレめ
っき法によるZn−11めっき鋼板に比較して大幅に向
上することを見出した。また、本発明者らは、加熱雰囲
気をN20.1〜15%含有したN2とすることにより
表面外観が向上することも見出した。さらに、本発明者
らは、上記の加熱条件に加えて、めっき後のワイピング
ガスをN2にすることによりさらに優れた表面外観を有
するZn−A4めフき鋼板が得られることも見出し下記
の本発明を完成したものである。
された従来のNiブレめっき法によるZn−Aρめっき
鋼板の製造方法に従ってめっき層を作成しその構造を調
べた。即ち、Niプレめっき後、還元焼鈍炉内で15%
H2−N2ガス中にて720℃で30秒加熱を行った後
、Zn−AR(5%)めっきを行った。その結果、加熱
時においてプレめっき層の残存量が極めて少なく、その
ため溶融Zn−Anめっき時においてめっき層−地鉄界
面にプレNiめっきとZn、 A9.よりなる反応層は
殆ど存在せず、薄いFe−Zn合金層のみが存在してお
り、このため、めっき密着性および加工部の耐蝕性は通
常のプレめっきなしの場合のZn−Alめっき鋼板とほ
とんど変わらないことが判明した。加熱時にプレめっき
層が残存しにくい原因としては、プレめっき後の加熱が
炉内加熱で鋼板の加熱温度が720℃と高温であること
、および加熱速度が小(20℃/s以下)のため、加熱
中にプレNiめっき層が地鉄中に拡散してしまい、その
ため、溶融Zn−Anめっき時にNiブレめっきとの反
応層が出来にくいことが判明した。そこで本発明者らは
、Niブレめっき層を電気めっきした後の加熱温度およ
び昇温速度に製造上のポイントがあると考え、加熱条件
を変化させ種々検討した結果、Niを0.2〜2g/m
2めりぎ後、30℃/s以上の昇温速度で430〜50
0℃の範囲内で急速加熱を行った場合に、Aiを4〜7
%含有するZn−Alめっき浴で溶融めっきすると、得
られたZn−Anめっき層の地鉄界面にNi −Al−
Zn系3元合金層よりなる反応層が得られ、その上層に
Zn−^λめっき層が存在するめっき層構成になってお
り、かっZn−Fe合金層は極めて薄く抑制されている
ことを見出した。これらの鋼板の厳しい加工を受けた場
合の加工性、耐蝕性を調べるために、カップ絞り成形し
た加工部の密着性試験および耐蝕性試験を腐食サイクル
テストで実施したところ、本発明方法で製造した地鉄界
面にN1−An−Zn系3元合金層を有するZnめつき
層はめつき密着性および加工部の耐蝕性が従来のプレめ
っき法によるZn−11めっき鋼板に比較して大幅に向
上することを見出した。また、本発明者らは、加熱雰囲
気をN20.1〜15%含有したN2とすることにより
表面外観が向上することも見出した。さらに、本発明者
らは、上記の加熱条件に加えて、めっき後のワイピング
ガスをN2にすることによりさらに優れた表面外観を有
するZn−A4めフき鋼板が得られることも見出し下記
の本発明を完成したものである。
鋼板の表面にNiを0.2〜2g/m2めっき後、N2
0.1〜15%含有したN2雰囲気中で430〜500
℃まで30 ℃/ s以上の昇温速度で急速加熱を行な
フたのち、大気に触れることなく板温430〜500℃
でAi4〜7%含有する溶融Zn浴に浸漬して亜鉛めっ
きすることを特徴とする溶融Zn−^交めっき鋼板の製
造方法および同方法においてさらに溶融Zn−A2めっ
き浴より引き上げの際にN、ガスワイピングでめっき付
着量を制御することを特徴とする溶融Zn−Apめっき
鋼板の製造方法。
0.1〜15%含有したN2雰囲気中で430〜500
℃まで30 ℃/ s以上の昇温速度で急速加熱を行な
フたのち、大気に触れることなく板温430〜500℃
でAi4〜7%含有する溶融Zn浴に浸漬して亜鉛めっ
きすることを特徴とする溶融Zn−^交めっき鋼板の製
造方法および同方法においてさらに溶融Zn−A2めっ
き浴より引き上げの際にN、ガスワイピングでめっき付
着量を制御することを特徴とする溶融Zn−Apめっき
鋼板の製造方法。
以下、図面を用いて、本発明について詳細に説明する。
第1図及び第2図は、加熱板温と加工部のめフき密着性
および耐食性の関係を示した図である。
および耐食性の関係を示した図である。
熱延^文キルド鋼板(板厚1.2mm)に0.5g/m
2プレNiめっき層を電気めっきし、0260ppm。
2プレNiめっき層を電気めっきし、0260ppm。
N23%含有したN2雰囲気中で400〜720℃まで
70℃/sで加熱し、大気に触れることなく直ちに浴温
450℃のAP5%の溶融Znめっき洛中で3秒間めっ
きを行った。めっき付着量はエアーワイピングで135
g/m2とした。めっき密着性は試験片を40mm張出
しのカップ絞り成形を行ったのち、テープ剥離テストを
実施し、テープの黒化度で評価した。加工後の耐蝕性は
カップ絞り成形後の試験片に、腐食サイクルテスト(C
CT)を3週間実施し加工部の赤錆発生率を調査した。
70℃/sで加熱し、大気に触れることなく直ちに浴温
450℃のAP5%の溶融Znめっき洛中で3秒間めっ
きを行った。めっき付着量はエアーワイピングで135
g/m2とした。めっき密着性は試験片を40mm張出
しのカップ絞り成形を行ったのち、テープ剥離テストを
実施し、テープの黒化度で評価した。加工後の耐蝕性は
カップ絞り成形後の試験片に、腐食サイクルテスト(C
CT)を3週間実施し加工部の赤錆発生率を調査した。
めっき密着性、加工部の耐蝕性それぞれ5点法で評価し
た。3点以上を合格とした。評価基準は次の通りである
。
た。3点以上を合格とした。評価基準は次の通りである
。
評点 めっき密着性 加工部の耐蝕性テープ黒化率
赤錆発生率 5・・・ 1%未満 5%未満4・・・ 1%
以上3%未満 5%以上lO%未満3・・・ 3%以上
5%未満 10%以上20%未満2・・・ 5%以上1
0%未満 20%以上30%未満1・・・ 10%超
30%以上この図より、溶融めっき前の加熱
板温が本発明範囲である430〜500℃の範囲で、加
工部の密着性、耐食性は極めて優れる。430℃未満で
は密着性、耐食性が劣化する。また、不めっきも生じ易
い。また、加熱板温が500℃を超えると密着性、耐食
性が劣化し、特開昭63−213550号の実施例にあ
る720℃では、良好な加工部の密着性、耐食性は得ら
れない、特に450〜480℃で加工部の密着性、耐蝕
性が最も優れる。
赤錆発生率 5・・・ 1%未満 5%未満4・・・ 1%
以上3%未満 5%以上lO%未満3・・・ 3%以上
5%未満 10%以上20%未満2・・・ 5%以上1
0%未満 20%以上30%未満1・・・ 10%超
30%以上この図より、溶融めっき前の加熱
板温が本発明範囲である430〜500℃の範囲で、加
工部の密着性、耐食性は極めて優れる。430℃未満で
は密着性、耐食性が劣化する。また、不めっきも生じ易
い。また、加熱板温が500℃を超えると密着性、耐食
性が劣化し、特開昭63−213550号の実施例にあ
る720℃では、良好な加工部の密着性、耐食性は得ら
れない、特に450〜480℃で加工部の密着性、耐蝕
性が最も優れる。
また、第3図、第4図に加工速度と加工部のめっき密着
性、耐食性の関係を示す、熱延A2キルド鋼板(板厚1
.2mm )に0.5g/m2ブレNiめっき層を電気
めっきし、02601)+1111 、 N23%含有
したN2雰囲気中で昇温速度10〜100℃/sで45
0℃まで加熱し、大気に触れることなく直ちに浴温45
0℃のA15%の溶融Zn−Affiめワき浴中で3秒
間めっきを行った。
性、耐食性の関係を示す、熱延A2キルド鋼板(板厚1
.2mm )に0.5g/m2ブレNiめっき層を電気
めっきし、02601)+1111 、 N23%含有
したN2雰囲気中で昇温速度10〜100℃/sで45
0℃まで加熱し、大気に触れることなく直ちに浴温45
0℃のA15%の溶融Zn−Affiめワき浴中で3秒
間めっきを行った。
めっき付着量はエアーワイピングで135g/m”とし
た。本発明の昇温速度範囲30 t / s以上で急速
加熱を行った場合に、加工部のめっき密着性、耐食性が
良好であることは明白である。
た。本発明の昇温速度範囲30 t / s以上で急速
加熱を行った場合に、加工部のめっき密着性、耐食性が
良好であることは明白である。
昇温温度が30℃/s未満の場合にはめっき密着性、耐
食性が劣化し、従来技術範囲に相当する昇温速度では良
好なめっき密着性、耐食性は得られない。また、特に5
0℃/s以上で加工部の密着性、耐蝕性が最も優れる。
食性が劣化し、従来技術範囲に相当する昇温速度では良
好なめっき密着性、耐食性は得られない。また、特に5
0℃/s以上で加工部の密着性、耐蝕性が最も優れる。
このように、本発明においては、ブレNiめフき後の加
熱温度が特定の範囲であること、昇温速度が速いことが
加工部のめっき密着性および耐蝕性に優れた溶融7.n
めっき鋼板の製造上の大咎なポイントである。急速加熱
の方法については、特に限定はしないが、鋼板を直接通
電加熱する方法、誘導加熱方式など種々の方法が通用で
きる。
熱温度が特定の範囲であること、昇温速度が速いことが
加工部のめっき密着性および耐蝕性に優れた溶融7.n
めっき鋼板の製造上の大咎なポイントである。急速加熱
の方法については、特に限定はしないが、鋼板を直接通
電加熱する方法、誘導加熱方式など種々の方法が通用で
きる。
第5図に加熱雰囲気中のN2含有率とめっき面の表面外
観との関係を示す。熱延Alキルド鋼板(板厚1.2m
m )に0.5g/m”ブレNiめっき層を電気めっ艶
し、N2を含有したN2雰囲気中で450℃まで70℃
/secで加熱し、大気に触れることなく直ちに450
℃の、肩5%の溶融Znめっき浴中で3秒間めっきを行
った。めフき付着量はエアーワイピングで135g/m
2とした。
観との関係を示す。熱延Alキルド鋼板(板厚1.2m
m )に0.5g/m”ブレNiめっき層を電気めっ艶
し、N2を含有したN2雰囲気中で450℃まで70℃
/secで加熱し、大気に触れることなく直ちに450
℃の、肩5%の溶融Znめっき浴中で3秒間めっきを行
った。めフき付着量はエアーワイピングで135g/m
2とした。
表面外観は、めっ籾浴面に浮遊するドロスに起因するめ
フき層表面のブッの発生状況に応じて5点法で評価した
。5点をプッが皆無、1点を前面発生とし、3点以上を
合格とした。本発明範囲であるN20.1%以上では、
外観が向上し、1%以上になると最良となりその効果は
飽和する。また、15%を超えると加熱中に鋼板がN2
を吸収しやすくなり、めっき後、ブリスターを発生しや
すくなることを考慮し、N2含有率の上限は15%とし
た。なお、第1図〜第5図の結果はめっき付着量調整を
N2ガスで行っても変わらなかった。
フき層表面のブッの発生状況に応じて5点法で評価した
。5点をプッが皆無、1点を前面発生とし、3点以上を
合格とした。本発明範囲であるN20.1%以上では、
外観が向上し、1%以上になると最良となりその効果は
飽和する。また、15%を超えると加熱中に鋼板がN2
を吸収しやすくなり、めっき後、ブリスターを発生しや
すくなることを考慮し、N2含有率の上限は15%とし
た。なお、第1図〜第5図の結果はめっき付着量調整を
N2ガスで行っても変わらなかった。
さらに第6図にワイピングエアー中のN2含有率とめり
き面の表面外観との関係を示す。熱延絨キルド鋼板(板
厚1.2mm )に0.5g/m2ブレNiめっき層を
電気めっきし、823%を含有したN2雰囲気中で45
0℃まで70℃/secで加熱し、大気に触れることな
く直ちに450 ’Cの、Au5%の溶融Znめっき洛
中で3秒間めっきを行った。めっき付着量は135g/
m2とした。
き面の表面外観との関係を示す。熱延絨キルド鋼板(板
厚1.2mm )に0.5g/m2ブレNiめっき層を
電気めっきし、823%を含有したN2雰囲気中で45
0℃まで70℃/secで加熱し、大気に触れることな
く直ちに450 ’Cの、Au5%の溶融Znめっき洛
中で3秒間めっきを行った。めっき付着量は135g/
m2とした。
表面外観は、めっき面の表面光沢を金属光沢の度合いで
評価した。金属光沢が最も大であるものをAランク、中
くらいのものをBランク、小のものをCランクとした。
評価した。金属光沢が最も大であるものをAランク、中
くらいのものをBランク、小のものをCランクとした。
第6図よりワイピングガスとして、通常の空気を使用し
ても、金属光沢はまずまずであるが、N2ワイピングに
より金属光沢が増加し、外観が向上することは明白であ
る。
ても、金属光沢はまずまずであるが、N2ワイピングに
より金属光沢が増加し、外観が向上することは明白であ
る。
本発明で得られたZn−Anめりき層および従来のプレ
Ni法で得られたZn−Aflめっき層の構造を解析し
た結果を第7図に模式的に示した。本発明範囲の加熱温
度、昇温温度の場合には、加熱時においてプレNi層の
地鉄中への拡散は殆ど見られず、はぼそのまま残存して
いる。それに対して、従来法のように720℃、20℃
/sと、加熱温度が高い場合(500℃超)で、昇温速
度が小(30℃/s未満)の場合においては加熱時にお
いてNiがほとんど地鉄中に拡散しFe−Nfの固溶体
層に変化する。また、加熱温度が430℃未満の場合で
昇温速度が30℃/s未満の場合においてはNiが残存
するものの、溶融めフき時において、不めっきが生じや
すく、密着性が悪い。
Ni法で得られたZn−Aflめっき層の構造を解析し
た結果を第7図に模式的に示した。本発明範囲の加熱温
度、昇温温度の場合には、加熱時においてプレNi層の
地鉄中への拡散は殆ど見られず、はぼそのまま残存して
いる。それに対して、従来法のように720℃、20℃
/sと、加熱温度が高い場合(500℃超)で、昇温速
度が小(30℃/s未満)の場合においては加熱時にお
いてNiがほとんど地鉄中に拡散しFe−Nfの固溶体
層に変化する。また、加熱温度が430℃未満の場合で
昇温速度が30℃/s未満の場合においてはNiが残存
するものの、溶融めフき時において、不めっきが生じや
すく、密着性が悪い。
この加熱時におけるNiの状態が異なるために、その後
の溶融めっき時において、めっき層構成の差異が生じる
ものと考えられる。即ち、本発明のNi付着量0.2〜
1.5g/m”においては、地鉄界面に殆ど残存したプ
レNi層が溶融Znめフき時においてA交、 Znと強
固な結合をしており地鉄界面近傍にNi−Al−1n系
の合金層(バリヤー層)が形成されており、Zn−Fe
合金層もほとんど認められないくらい極めて薄く成長が
抑制されていた。その上層としてZn−Anめっ籾層が
形成されていた。さらに、プレNi付着量が1.5〜2
g/m2においては一部金属Ni層の残存も認められた
。これに対して、従来法のように加熱温度が高<(50
0℃超)、昇温速度が小(30℃/s未満)の場合にお
いては、加熱時においてプレNi層が殆ど残存しないた
め、溶融2n−ANめっき時において、本発明のような
地鉄界面のNi−A4−Zn系合金層は形成されず、加
熱時に形成されたFe−Ni層の上層に薄いZn −F
e層が形成され、その上層として、Zn−^又めっき層
が形成された構造となっていた。また、加熱温度が低く
(430℃未満の場合)昇温速度が小(30℃/s未満
)の場合においては、めフきの濡れ性が確保されず一部
不めっきが生じやすくなる。
の溶融めっき時において、めっき層構成の差異が生じる
ものと考えられる。即ち、本発明のNi付着量0.2〜
1.5g/m”においては、地鉄界面に殆ど残存したプ
レNi層が溶融Znめフき時においてA交、 Znと強
固な結合をしており地鉄界面近傍にNi−Al−1n系
の合金層(バリヤー層)が形成されており、Zn−Fe
合金層もほとんど認められないくらい極めて薄く成長が
抑制されていた。その上層としてZn−Anめっ籾層が
形成されていた。さらに、プレNi付着量が1.5〜2
g/m2においては一部金属Ni層の残存も認められた
。これに対して、従来法のように加熱温度が高<(50
0℃超)、昇温速度が小(30℃/s未満)の場合にお
いては、加熱時においてプレNi層が殆ど残存しないた
め、溶融2n−ANめっき時において、本発明のような
地鉄界面のNi−A4−Zn系合金層は形成されず、加
熱時に形成されたFe−Ni層の上層に薄いZn −F
e層が形成され、その上層として、Zn−^又めっき層
が形成された構造となっていた。また、加熱温度が低く
(430℃未満の場合)昇温速度が小(30℃/s未満
)の場合においては、めフきの濡れ性が確保されず一部
不めっきが生じやすくなる。
詳細は明らかではないが、本発明においてめっき密着性
、および加工部の耐蝕性が飛躍的に向上したのは、地鉄
界面の3元系の合金層が一種のバインダーの役割をはた
しており、しかもZn−Fe合金層の成長を抑制させる
バリヤー効果を有しているためではないかと考えられる
。また、加工部の耐蝕性の向上にはNi、 八Rによる
Zn腐食生成物の安定化作用も寄与している可能性もあ
る。
、および加工部の耐蝕性が飛躍的に向上したのは、地鉄
界面の3元系の合金層が一種のバインダーの役割をはた
しており、しかもZn−Fe合金層の成長を抑制させる
バリヤー効果を有しているためではないかと考えられる
。また、加工部の耐蝕性の向上にはNi、 八Rによる
Zn腐食生成物の安定化作用も寄与している可能性もあ
る。
プレNiめっきの付着量を0.2g/m2以上としたの
は、これ以上でAn、 Znとの相互作用が認められ、
3元系合金層が生成されめっき密着性、加工部の耐蝕性
の向上効果が大であるためである。また、Niめっき付
着量が0.2g/m”未満では不めっきが生じやすい。
は、これ以上でAn、 Znとの相互作用が認められ、
3元系合金層が生成されめっき密着性、加工部の耐蝕性
の向上効果が大であるためである。また、Niめっき付
着量が0.2g/m”未満では不めっきが生じやすい。
上限を2g/m2としたのは、2g/m2を超えるとめ
っき密着性が劣化したためである。この場合には地鉄界
面にZn−Niめっき層が新たに生じており、上記の密
着性が良好な3元系の層の生成が少なかった。
っき密着性が劣化したためである。この場合には地鉄界
面にZn−Niめっき層が新たに生じており、上記の密
着性が良好な3元系の層の生成が少なかった。
ブレNiめっきの方法につしては、電気めっき、無電解
めフき等種々の方法が採用できる。
めフき等種々の方法が採用できる。
また、浴中^pは4〜7%の場合に最も加工部の耐食性
が良好であった。Zn−ANめっき層は5%Al近傍で
ZnとAnの共晶点を有するが、本発明の加熱条件下で
は、解析の結果、このへ9%範囲において最もZn固溶
体相(α相)と^又固溶体相(β相)が均一に混在しや
すいことから、耐蝕性が良好となるものと思われる。
が良好であった。Zn−ANめっき層は5%Al近傍で
ZnとAnの共晶点を有するが、本発明の加熱条件下で
は、解析の結果、このへ9%範囲において最もZn固溶
体相(α相)と^又固溶体相(β相)が均一に混在しや
すいことから、耐蝕性が良好となるものと思われる。
浴中A14%未満の場合には加工部の耐食性が不十分で
あった。この場合にはめつき層中にZn濃縮相(α相)
が偏在しやすく、局部電池を構成しやすくなるものと考
えられる。また、浴中Affiが7%を超えるとめっき
層中にAffi濃縮相(β相)が偏析しやすくなり、加
工部の耐蝕性が劣化する。β相が偏在している場合にも
めっき層中で局部電池を構成してしやすくなり、耐蝕性
の劣化を引き起こすため考えられる。
あった。この場合にはめつき層中にZn濃縮相(α相)
が偏在しやすく、局部電池を構成しやすくなるものと考
えられる。また、浴中Affiが7%を超えるとめっき
層中にAffi濃縮相(β相)が偏析しやすくなり、加
工部の耐蝕性が劣化する。β相が偏在している場合にも
めっき層中で局部電池を構成してしやすくなり、耐蝕性
の劣化を引き起こすため考えられる。
めっき付着量については特に制約は設けないが、耐蝕性
の観点から10g/m’以上、加工性の観点からすると
350g/m’以下であることが望ましい。
の観点から10g/m’以上、加工性の観点からすると
350g/m’以下であることが望ましい。
以上の結果は、Zn−ARめっき浴の場合についてのみ
述べたが、Znめっき浴中に肩以外にさらに合金元素と
してNi、 Sb、 Pb、 Mgを単独あるいは複合
で0.2%以下の微量含有した溶融Znめつき鋼板の場
合にも結果は同様であフた。
述べたが、Znめっき浴中に肩以外にさらに合金元素と
してNi、 Sb、 Pb、 Mgを単独あるいは複合
で0.2%以下の微量含有した溶融Znめつき鋼板の場
合にも結果は同様であフた。
なお、浴温についてはZn−AUt谷の場合であっても
Zn浴に微量に合金元素を含む場合であっても430〜
500℃程度の通常の条件が使用できる。
Zn浴に微量に合金元素を含む場合であっても430〜
500℃程度の通常の条件が使用できる。
下地鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板ともに使用でき
、^2キルド鋼板、1−5iキルド鋼板、Ti−5ul
c、 P−TiSulc低炭素鋼板、高張力鋼板など種
々のものが通用できる。
、^2キルド鋼板、1−5iキルド鋼板、Ti−5ul
c、 P−TiSulc低炭素鋼板、高張力鋼板など種
々のものが通用できる。
[実 施 例]
第1表に本発明のZn−AUめっき鋼板の製造法および
得られた鋼板の実施例を示す。
得られた鋼板の実施例を示す。
*印は本発明の製造法以外で作成された比較材である。
下地鋼板に熱延鋼板5G)Ic (1,2m+a )の
酸洗材を用い、ブレNlめっきは硫酸酸性浴中で電気め
っきで行った。前処理加熱は、0260ppm 、 H
,3%含有したN2雰囲気中で行った。浴温450℃の
めっき浴で3 sec溶融めフきを行いsN2ワイピン
グあるいはエアーワイピングして付着量は135g/m
’とした。性能評価は、前述の評価基準に基づいて行っ
た。
酸洗材を用い、ブレNlめっきは硫酸酸性浴中で電気め
っきで行った。前処理加熱は、0260ppm 、 H
,3%含有したN2雰囲気中で行った。浴温450℃の
めっき浴で3 sec溶融めフきを行いsN2ワイピン
グあるいはエアーワイピングして付着量は135g/m
’とした。性能評価は、前述の評価基準に基づいて行っ
た。
N o、1−L7およびN o、26−30に示す通り
、プレNiめっき層0.2〜2g/m”、加熱板温43
0〜500℃、昇温速度30℃/s以上である本発明の
製造条件で得られためっき鋼板はめフき密着性および加
工部の耐蝕性共に優れる。
、プレNiめっき層0.2〜2g/m”、加熱板温43
0〜500℃、昇温速度30℃/s以上である本発明の
製造条件で得られためっき鋼板はめフき密着性および加
工部の耐蝕性共に優れる。
これに比較して、プレNi無しの場合(No、18)ブ
レNiめっき層の付着量、加熱板温、昇温速度、浴中の
Al含有率が本発明範囲を逸脱する場合(N o、19
−25 )加工部のめっき密着性あるいは加工部の耐蝕
性が劣る。
レNiめっき層の付着量、加熱板温、昇温速度、浴中の
Al含有率が本発明範囲を逸脱する場合(N o、19
−25 )加工部のめっき密着性あるいは加工部の耐蝕
性が劣る。
またN o、26のようにワイピングにエアーを使用し
た場合よりもワイピングにN2を使用した場合の方が金
属光沢が増し、表面外観が向上する。
た場合よりもワイピングにN2を使用した場合の方が金
属光沢が増し、表面外観が向上する。
さらに、N o、27−30は、めフき浴中に他の合金
元素を含有する場合でありこの場合にも優れた性能を示
した。
元素を含有する場合でありこの場合にも優れた性能を示
した。
[発明の効果]
以上のように、本発明によれば、表面外観に優れ、従来
にない加工部のめっき密着性と耐食性を兼ね備えた溶融
Zn−Alめっき鋼板が得られ、自動車用あるいは建築
用の構造材として有用であることから、その工業的意義
は極めて大きい。
にない加工部のめっき密着性と耐食性を兼ね備えた溶融
Zn−Alめっき鋼板が得られ、自動車用あるいは建築
用の構造材として有用であることから、その工業的意義
は極めて大きい。
第1図、第2図は、加熱板温と加工部のめっき密着性、
耐食性の関係を示した図、第3図、第4図は加熱速度と
加工部のめっき密着性、耐食性の関係を示した図、第5
図は加熱雰囲気中のN2含有率と表面外観(ブッ)との
関係を示した図、第6図はワイピングガス中のN2含有
率と表面外観(金属光沢)との関係を示した図、第7図
は、本発明の製造方法で得られたzn−AVめっき層の
構成および前処理加熱段階におけるブレNiめっき層の
状態を従来の製造方法の場合と比較しながら、模式的に
示した図であ第1図 n 第2図 加熱板、jA(’C) 第3図 昇温速度(”C/S) 第4図 昇1通度(’C/S) 第6図 エアー 純N2 ワイピングエアー中 N2% 第7図 (本発明法) 430〜500℃ 30℃/sec以上 Ni O,2−1,59/m2Ni L5−2g/m2
(従来法) (比較法) 500’C超 430”C未満
耐食性の関係を示した図、第3図、第4図は加熱速度と
加工部のめっき密着性、耐食性の関係を示した図、第5
図は加熱雰囲気中のN2含有率と表面外観(ブッ)との
関係を示した図、第6図はワイピングガス中のN2含有
率と表面外観(金属光沢)との関係を示した図、第7図
は、本発明の製造方法で得られたzn−AVめっき層の
構成および前処理加熱段階におけるブレNiめっき層の
状態を従来の製造方法の場合と比較しながら、模式的に
示した図であ第1図 n 第2図 加熱板、jA(’C) 第3図 昇温速度(”C/S) 第4図 昇1通度(’C/S) 第6図 エアー 純N2 ワイピングエアー中 N2% 第7図 (本発明法) 430〜500℃ 30℃/sec以上 Ni O,2−1,59/m2Ni L5−2g/m2
(従来法) (比較法) 500’C超 430”C未満
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 鋼板の表面にNiを0.2〜2g/m^2めっき後
、H_20.1〜15%含有したN_2雰囲気中で43
0〜500℃まで30℃/s以上の昇温速度で急速加熱
を行ない、大気に触れることなく板温430〜500℃
でAl4〜7%含有する溶融Zn浴に浸漬してめっきす
ることを特徴とする溶融Zn−Alめっき鋼板の製造方
法。 2 請求項1記載の方法において、溶融Zn−Alめっ
き浴より引き上げの際にN_2ガスワイピングでめっき
付着量を制御することを特徴とする溶融Zn−Alめっ
き鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31630290A JP2783457B2 (ja) | 1990-11-21 | 1990-11-21 | 溶融Zn―Alめっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31630290A JP2783457B2 (ja) | 1990-11-21 | 1990-11-21 | 溶融Zn―Alめっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04187751A true JPH04187751A (ja) | 1992-07-06 |
JP2783457B2 JP2783457B2 (ja) | 1998-08-06 |
Family
ID=18075612
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP31630290A Expired - Lifetime JP2783457B2 (ja) | 1990-11-21 | 1990-11-21 | 溶融Zn―Alめっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2783457B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006299339A (ja) * | 2005-04-20 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 不メッキ欠陥発生のない溶融亜鉛メッキ方法 |
JP2008195987A (ja) * | 2007-02-09 | 2008-08-28 | Nippon Steel Corp | 溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
CN115427602A (zh) * | 2020-04-21 | 2022-12-02 | 日本制铁株式会社 | 热浸镀钢板、及其制造方法 |
-
1990
- 1990-11-21 JP JP31630290A patent/JP2783457B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006299339A (ja) * | 2005-04-20 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 不メッキ欠陥発生のない溶融亜鉛メッキ方法 |
JP4582707B2 (ja) * | 2005-04-20 | 2010-11-17 | 新日本製鐵株式会社 | 不メッキ欠陥発生のない溶融亜鉛メッキ方法 |
JP2008195987A (ja) * | 2007-02-09 | 2008-08-28 | Nippon Steel Corp | 溶融亜鉛メッキ鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
CN115427602A (zh) * | 2020-04-21 | 2022-12-02 | 日本制铁株式会社 | 热浸镀钢板、及其制造方法 |
CN115427602B (zh) * | 2020-04-21 | 2024-05-24 | 日本制铁株式会社 | 热浸镀钢板、及其制造方法 |
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---|---|
JP2783457B2 (ja) | 1998-08-06 |
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