JPH0515780B2 - - Google Patents

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JPH0515780B2
JPH0515780B2 JP13552585A JP13552585A JPH0515780B2 JP H0515780 B2 JPH0515780 B2 JP H0515780B2 JP 13552585 A JP13552585 A JP 13552585A JP 13552585 A JP13552585 A JP 13552585A JP H0515780 B2 JPH0515780 B2 JP H0515780B2
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cooling
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Toshio Nakamori
Atsuyoshi Shibuya
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Nippon Steel Corp
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Sumitomo Metal Industries Ltd
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Description

【発明の詳細な説明】 (産業上の利用分野) 本発明は、溶融亜鉛めつき鋼板の合金化処理
炉、詳述すれば品質特性、特に加工時にめつき層
の剥離の少ない合金化溶融亜鉛めつき鋼板(以
下、「GA鋼板」と略す)を高い生産性で製造す
るための溶融亜鉛めつき鋼板の合金化処理炉に関
する。
(従来の技術) GA鋼板は、一般に溶融亜鉛めつき鋼板をめつ
き直後、連続的に熱処理することによつて製造さ
れる。通常、熱処理時のFe−Znの相互拡散によ
り、めつき層は8.5〜13%のFeを含有し、2、3
種の金属間化合物の層状組織より構成される。こ
のようにして得た素材を塗装性、溶接性が一般の
亜鉛鋼板より優れているため今日広凡な用途に用
いられているが、めつき層に全く塑性変形能がな
いので、プレス加工などの成形加工時にパウダリ
ングと呼ばれるめつき層の粉末状の剥離もしくは
部分的脱離を生じやすい。
かかる欠点を解決する方策として、従来から知
見されていることは、合金化処理時の材料温度を
低下させるか、あるいはZn中に含有されている
Alを増加させることであり、いずれの場合もFe
−Znの相互拡散を抑制する方法である。
かかる観点からのGA鋼板のパウダリング現象
を克服するための様々な試みの1例としては、合
金化時のヒートパターンの面から検討しようとす
るものがある。例えば、特公昭59−14541号では、
合金化加熱処理装置を1次加熱装置と2次加熱装
置とに分割し、この2次加熱をオフラインで行う
ことを提案している。しかし、このオフライン法
は、耐パウダリング性のある程度の改善の効果は
みられるが、ポストアニーリングの効果を除け
ば、その不利益については改めて述べるまでもな
い。
更に、特開昭59−173255号は、耐パウダリング
性の改善のための現象論的な背景を解説するとと
もに、めつき後520℃以下に6秒以上保持して合
金化することを提案しているが、要するに、時間
をかけてゆつくり合金化することがポイントとさ
れ、極言すれば、生産性を低下させれば品質の良
好なものが得られることを記述している。
しかし、最終温度、上限時間の規定がないた
め、そのような処理条件は十分条件とは言えず、
したがつて、耐パウダリング性が不良のものもか
なり発生し、いたずらに炉長の増大を招くにすぎ
ない場合も考えられる。
近年溶融亜鉛めつきラインは高生産性を追求し
て通板速度の高速化が行われており、比較的新し
いものでは150〜200m/minの通板速度が達成さ
れる。したがつて、上述のような解決策はこの点
からも満足するものではなかつた。
このような高い生産性で、GA鋼板を製造しよ
うとする場合、従来の考え方では合金化処理時の
鋼板の温度が制御されるため必然的に長大な合金
化炉が必要となる。しかし、一般的に合金化炉
は、めつきポツト上に垂直に配置され、例えば後
述する第2図に示すようにターンロール23と浴
面の間に配置されるため、合金化炉が長大化する
と、建屋の高さが非常に大きくなるとともに、中
間ロールがない場合、鋼帯11が支持ロール15
とターンロール23の間で大きく振動する。
実際には、GA鋼板用としては中間ロールを設
けることは可能であるが、非GA鋼板の通板時に
大きな障害となる。
この点から、現実的に合金化処理炉の総炉長は
35〜50mに制約されることが多いが、これは最終
冷却帯を含めた炉長であつて、現実に合金化に寄
与するのは高々15〜30mである。これは現実的に
は30m/minで通板したとすると12秒の合金化時
間となる。すなわち、このような短い時間で合金
化を達成するには、合金化めつき鋼板の温度とし
て550℃程度の温度が、例えばZn付着量片面50
g/m2時に要求される。しかしながら、一般に
530℃以上で耐パウダリング性が低下するため、
従来法では経済的生産を行うと、耐パウダリング
特性は劣悪なものにならざるを得ない。
(発明が解決しようとする問題点) かくして、本発明の目的とするとこらは、これ
ら従来法の欠点を解消した合金化処理炉を提供す
ることである。
また、本発明の別の目的は、比較的短い合金化
処理時間で、パウダリングを抑制したGA鋼板の
製造用の合金化処理炉を提供することである。
(問題点を解決するための手段) すでに述べたように、合金化時の被めつき鋼板
の温度(以下に、単に「材温」という)を低くす
ることにより、つまり低い材温、即ちζ相が核形
成できる520℃以下の温度で過処理にならない程
度にゆつくり合金化することが耐パウダリング性
改善には必要であると言われている。しかし、こ
れを達成するためには、いたずらに長い合金化処
理炉が必要となつてくる。これでは、本発明の目
的が達成されない。
そこで、本発明者らは550℃以上での合金化で
は、耐パウダリング性が著しく劣化するが、この
550℃以上の合金化処理条件を、合金化時の1過
程として、合金化プロセスの中に組入れることを
検討した結果、合金化加熱の初期に、550℃以上
の材温に保持しても、パウダリング特性の劣化は
生じず、合金化処理時間の短縮効果を認めた。そ
して、550℃以上の初期加熱で合金化を開始し、
表面迄合金化が完了する以前に鋼板を急冷し、最
終的な合金化処理を450〜530℃で行うことから成
る方法について先きに特願昭60−64162号として
特許出願した。
ここに、本発明は、そのような方法を実施する
ための装置として開発したものであつて、加熱帯
に続いて急冷帯を設けることにより、耐パウダリ
ング性を損なうことなく加熱帯での加熱温度を高
くでき、これにより合金化処理炉の炉長が著しく
短縮できるのである。
すなわち、従来の合金処理炉は、加熱帯、保持
帯、冷却帯を連続して構成しているがこの装置で
は、高速通板して、耐パウダリング性に優れた
GA鋼板を得ることができない。したがつて、本
発明にあつては加熱帯と保持帯の間に、急速冷却
帯を設置しており、これにより加熱帯のより高温
加熱を可能にするとともに、保持帯の温度を下げ
ることができ、このヒートパターンによつて得ら
れるGA鋼板は高速通板しても高品質となるので
ある。
すなわち、従来法は、高温つまり合金化速度が
大きいと耐パウダリング性が低下するとの技術思
想であるが、本発明は、パウダリング性と関連す
るのは合金化末期の合金化速度であつて、合金化
初期の合金化速度は本質的にパウダリング性と関
連性がないという技術思想にもとずくのである。
ここで、合金化末期とは、被膜の平均Fe含有
率が5〜10重量%、特に8〜10%の合金化領域を
指す。
本発明者等の行つた実験での末期合金化速度と
パウダリング性の関係を第1図aおよびbにグラ
フで示した。
第1図aは、亜鉛めつき付着量46g/m2で亜鉛
めつきを行い、成品被膜中の平均Fe含有率10〜
12.5重量%のときの合金化後期即ち平均Fe含有率
5〜10%の領域における被膜中へのFe富化速度
(g/m.s)に対するパウダリング量(g)をグ
ラフにまとめて示すものであり、図示グラフから
も明らかなようにFe富化速度が低いときはパウ
ダリングの発生量は少ないことが分かる。
第1図bは、上記の場合に平均Fe富化速度即
ち合金化開始から終了迄の平均的Fe富化速度を
横軸にとつたときの同様のグラフであるが、これ
によれば、一定の明確な相関はみられない。むし
ろ、平均Fe富化速度がかなり高くしても必ずし
もパウダリングが顕著に起こるということはない
ことが判る。
この考え方に基づく新しい合金化処理の熱処理
方法は、合金化初期にはできるだけ合金化温度を
上昇、少なくとも550℃以上の材温に到るまで加
熱する。500℃未満では、Zn中のAlのFe−Znの
相互拡散抑止効果が大きいため比較的初期合金化
速度が小さいが、550℃以上では、Fe−Zn−Al3
元合金が早期に崩壊して高速の合金化が達成され
る。
しかし、合金化が中ば以上行われた後は、末期
合金化速度を抑制するために可及的速やかに530
℃以下へ鋼帯を冷却する必要がある。しかし420
℃以下まで冷却すると、合金化の終了までに長時
間を要するので、望ましくは、450〜500℃で保持
する必要がある。
以上のように知見に基づき、本発明者らはさら
に検討の結果、以下の本発明の合金化処理炉を発
明した。
よつて、本発明の要旨とするところは、溶融亜
鉛めつき鋼帯を連続的に合金化処理する溶融亜鉛
めつき鋼板の合金化処理炉であつて、加熱帯、急
速冷却帯、保持帯、おおび冷却帯をこの順序に連
続配置してなる、合金化処理炉である。
前記加熱帯にあつては、好ましくは550〜700℃
への急速加熱を行なうものであるが、その際の加
熱手段としては高周波誘導加熱装置を設けてもよ
く、および/またはその長さは前記溶融亜鉛めつ
き浴を通過後、急速加熱後の急冷開始までの時間
を10秒以内とする程度としてもよく、好ましくは
5秒以内である。加熱手段としての高周波誘導加
熱装置は、特に高周波誘導加熱の投入周波数を適
宜選定することにより鋼板表面とめつき層との界
面をのみ急速に強加熱することができるため本発
明の目的にとつては好ましい。
また、前記急速冷却帯は、好ましくは上述のよ
うな530℃以下の温度範囲へ急冷するためのもの
であり、例えばミスト冷却および/またはジエツ
トガス冷却装置を設けていてもよい。次に、前記
保持帯は、冷却した後に溶融亜鉛めつき鋼板をそ
の温度に保持することにより行うためのもので、
そのときの低温合金化処理は3〜120秒行うのが
好ましいため、それにより長さが決定できる。よ
り好ましくはこのとき保持帯にも高周波誘導加熱
装置など適宜加熱装置を設けることができる。
なお、前記加熱帯における加熱程度は「めつき
層表面に液相が残存する」状態とするのが好まし
いが、これはめつき層内部に相互拡散によりFe
−Zn合金層が形成されるが、まだ表面にまでFe
が拡散してきていない状態を言い、一般にそのと
きはめつき層表面はまだ金属光沢を有している。
本発明に係る装置を利用した場合、めつき条件に
もよるが加熱開始より10秒以内、温度で云えば
550〜650℃程度であればそのような状態は十分確
保されている。
(作用) 次に、本発明にかかる合金化処理炉の構造を従
来のそれと比較しながら説明する。
第2図は、従来の合金化溶融亜鉛めつき鋼板製
造装置10であり、鋼帯11はスナウト12を経
て溶融亜鉛浴13に連続的に浸漬されシンクロー
ル14および支持ロール15を経て引き上げられ
る。符号16は目付量調節用のガスワイパーを示
すもので、これにより所要量の溶融亜鉛がめつき
された鋼帯は一連の直火式バーナ17を備えた加
熱帯18、保持帯19、そして同じく直火式バー
ナ20を備えた保持帯21を備えた合金化処理炉
22により各処理帯を順次通過して合金化処理が
行われ、ターンロール23を経て装置外へ送られ
る。
一方、本発明による合金化処理炉を第3図に示
すが、同一部材は同一符号で示す。溶融亜鉛めつ
きをされた鋼帯は前述の通常の方法によつて付着
量の制御を行つた後、可及的速やかに加熱帯28
へ導入される。加熱帯は比較的速やかに、鋼帯を
望ましくは550℃以上に加熱する機能を有するも
のであつて、望ましくは50℃/S以上の昇温速度
を能力として具備する。この目的のためには、加
熱帯28の加熱装置が誘導加熱方式よりなること
が望ましいが、場合によつては対流加熱能の大き
いバーナでもよく、必ずしも特定の加熱方式に限
定されえるものではない。
加熱帯28の直後に位置する急速冷却帯30
は、加熱帯28で少なくとも550℃以上に加熱さ
れた鋼帯11を速やかに530℃以下の温度に急冷
する機能を有するものである。理想的な態様にお
いては、加熱帯28において550℃以上に鋼帯1
1が加熱されるので、急速冷却帯30は、20℃/
S以上の冷却能を有することが望ましく、ガスジ
エツトによる冷却の他、水等を併用したアトマイ
ズミストによる冷却を採用することができる。そ
のような冷却手段そのものは公知のものであつて
よい。保持帯32は加熱帯28および急速冷却帯
30を通して半ば合金化され鋼帯11の最終的な
合金化を行うために、鋼帯を530℃以下の温度に
保持することを目的としており、その温度を保持
するために、小容量の誘導加熱装置(図示せず)
あるいは、前記加熱帯28がバーナ加熱である場
合には、その廃熱が用いられる。
最終段における冷却帯34は合金化を終えため
つき鋼帯11を比較的速やかに冷却して過度の合
金化を抑制する目的で設けるものであつて、この
場合にあつても好ましくはミスト冷却もしくはガ
ス冷却装置を用いる。
本発明における合金化度の調整は、加熱帯28
の通電量もしくは焚量によつて行う他、急速冷却
帯30の冷却用のガス量もしくはミスト量および
保持帯32の温度コントロールによつて行うが、
保持帯温度は望ましくは520℃以下であるため、
加熱帯温度と急速冷却帯の流体流量で調整するこ
とが、高品質の製品を得るためには適当であると
言える。
なお、Znめつき層中のAlの濃度は常法による
ものである。一般には0.05%以上含有される。本
発明では合金化の促進ができるので好ましくは
0.35wn%以下とするのがよい。
以下、本発明を、実施例に基づき更に詳細に説
明する。
なお、以下の各実施例にあつては、ゼンジマー
方式で連続的に製造された、厚さ0.6mmの片面86
g/m2のZn付着量を有する亜鉛めつき鋼板を供
試材とした。このときの鋼板組成はC:0.035%、
Si<0.01%、Mn:0.22%、P:0.01%、S:
0.009%、sol.Al:0.024%であり、Znめつき層中
の有効Al濃度は0.135%であつた。
実施例 300m巾、0.5mm圧の鋼帯を30m/minの通板速
度で、第3図に示す溶融亜鉛めつきのパイロツト
ラントを用いて40g/m2の片面当たり付着量の溶
融めつきを行い、めつきポツト上方に設置された
240KWの誘導加熱炉、最大20m3/minの量のガ
ス吐出が可能なエアージエツト、さらに120KW
の誘導加熱炉による保持帯、最大5m3/minの量
のガス吐出が可能なエアージエツトによる冷却帯
を連続的に配置した合金化処理炉に通板して、エ
アージエツト量および通電量を変化させて各種の
合金化処理を行つた。得られた鋼板は、直径60mm
のブランクの円筒絞り試験を行い、成形後テーピ
ングテストにより強制剥離させ、試験材の重量減
量を評価することにより耐パウダリング性を測定
した。その結果を第4図aおよびbに示す。
すなわち、第4図aは、急速冷却帯のエアジエ
ツト量8〜16m3/minのときの通板速度と誘導加
熱炉の通電量とに対し耐パウダリング性をプロツ
トして示すグラフである。第4図bは比較例とし
て示すもので同じく急速冷却帯のエアジエツト量
をゼロとしたときの同様のグラフである。図中、
記号「○」はパウダリング量が0.03g/個未満の
場合、同「●」は0.03g/個以上の場合、そして
「×」は未処理の場合(めつき層の表層まで合金
化が完結していない状態でZn層が残存)のパウ
ダリング量をそれぞれ示す。このように急速冷却
帯を具備した本発明においては、このパイロツト
プラントの例でも明らかなように高速通板時に高
品質のGA鋼板が得られることが判明した。
(発明の効果) 以上、本発明による炉では高い生産性で高品質
の製品を製造することができ、本発明に係る装置
は、GA鋼板の高速、つまり短時間熱処理装置と
して優れており、特に比較的付着量の大きい素材
や、Zn中のAl濃度の高い場合に優れた効果を示
すもので、今日のように、Al濃度の高い合金化
溶融亜鉛めつきが望まれている状況下において生
産性を高める手段として本発明の意義は大きい。
【図面の簡単な説明】
第1図aおよびbは、合金化後期のFe富化速
度および平均Fe富化速度とパウダリング量との
関係をそれぞれ示すグラフ;第2図は、従来装置
を示す略式説明図;第3図は、本発明に係る装置
を示す略式説明図;および第4図aおよびbは、
本発明の実施例および比較例のデータを示すグラ
フである。 28:加熱帯、30:急速冷却帯、32:保持
帯、34:冷却帯。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 1 溶融亜鉛めつきした鋼帯を連続的に合金化処
    理する溶融亜鉛めつき鋼板の合金化処理炉であつ
    て、加熱帯、急速冷却帯、保持帯、および冷却帯
    をこの順序に連続配置してなる、合金化処理炉。 2 前記加熱帯が誘導加熱装置を有することを特
    徴とする、特許請求の範囲第1項記載の合金化処
    理炉。 3 前記急速冷却帯がミスト冷却および/または
    ジエツトガス冷却装置を備えた特許請求の範囲第
    1項または第2項記載の合金化処理炉。 4 前記保持帯が加熱装置を備えた特許請求の範
    囲第1項ないし第3項のいずれかに記載の合金化
    処理炉。
JP13552585A 1985-06-21 1985-06-21 合金化処理炉 Granted JPS61295362A (ja)

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JPS61295362A (ja) 1986-12-26

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