JPH0681099A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板Info
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- JPH0681099A JPH0681099A JP23105492A JP23105492A JPH0681099A JP H0681099 A JPH0681099 A JP H0681099A JP 23105492 A JP23105492 A JP 23105492A JP 23105492 A JP23105492 A JP 23105492A JP H0681099 A JPH0681099 A JP H0681099A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】めっき層／鋼界面の密着性に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の提供。 【構成】重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.05〜1.00
％、Mn： 0.5〜2.5 ％で、かつ、Mn(%) ≧ 0.5×Si(%)
、Ｓ：0.02％以下、Ｐ： 0.007％以下、Ti：0.01％以
上を含有し、残部が実質的にFeである鋼板（Nb、Ｂおよ
びAlの通常程度の含有は可）の表面に、Fe濃度が８〜18
重量％、Al濃度が 0.2〜0.4 重量％で、残部が実質的に
Znであるめっき層（若干のPb、Cd、Sn、Sb、Ni、Cr、Mg
およびMnの含有は可）が存在し、このめっき層を除去し
た後の鋼板表面、すなわち、めっき層と鋼板との界面部
分の粗さが10点平均粗さＲz で 6.5μm 以上である合金
化溶融亜鉛めっき鋼板。
亜鉛めっき鋼板の提供。 【構成】重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.05〜1.00
％、Mn： 0.5〜2.5 ％で、かつ、Mn(%) ≧ 0.5×Si(%)
、Ｓ：0.02％以下、Ｐ： 0.007％以下、Ti：0.01％以
上を含有し、残部が実質的にFeである鋼板（Nb、Ｂおよ
びAlの通常程度の含有は可）の表面に、Fe濃度が８〜18
重量％、Al濃度が 0.2〜0.4 重量％で、残部が実質的に
Znであるめっき層（若干のPb、Cd、Sn、Sb、Ni、Cr、Mg
およびMnの含有は可）が存在し、このめっき層を除去し
た後の鋼板表面、すなわち、めっき層と鋼板との界面部
分の粗さが10点平均粗さＲz で 6.5μm 以上である合金
化溶融亜鉛めっき鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、めっき層と基材鋼板と
の密着性に優れ、特に家電用塗装鋼板、自動車用鋼板と
して好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
の密着性に優れ、特に家電用塗装鋼板、自動車用鋼板と
して好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、家電、建材、及び自動車の産業分
野においては亜鉛系のめっき鋼板が大量に使用されてい
るが、とりわけ、防錆機能、塗装後の性能、経済性等に
優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられてい
る。
野においては亜鉛系のめっき鋼板が大量に使用されてい
るが、とりわけ、防錆機能、塗装後の性能、経済性等に
優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられてい
る。
【０００３】合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、連続
的に溶融亜鉛めっきを施した鋼板を合金化用熱処理炉で
500〜600 ℃の雰囲気温度で３〜30秒加熱保持し、Fe−
Zn合金めっき層を形成させることにより製造される。め
っき層はFe−Znの金属間化合物からなり、めっき層の平
均Fe濃度は一般に７〜12重量％である。めっき付着量
は、片面当たり25〜70g/m2であり、この範囲より少ない
ものは通常の手段では製造することが難しく、またこの
範囲を上回るものはめっき層の耐パウダリング性を確保
することが困難であるため一般には供給されていない。
的に溶融亜鉛めっきを施した鋼板を合金化用熱処理炉で
500〜600 ℃の雰囲気温度で３〜30秒加熱保持し、Fe−
Zn合金めっき層を形成させることにより製造される。め
っき層はFe−Znの金属間化合物からなり、めっき層の平
均Fe濃度は一般に７〜12重量％である。めっき付着量
は、片面当たり25〜70g/m2であり、この範囲より少ない
ものは通常の手段では製造することが難しく、またこの
範囲を上回るものはめっき層の耐パウダリング性を確保
することが困難であるため一般には供給されていない。
【０００４】めっき層中には通常0.12〜0.2 重量％前後
のAl（アルミニウム）が含有されることが多い。この理
由の一つは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と通常の溶融亜
鉛めっき鋼板の製造設備が同一の場合が多く、通常の溶
融亜鉛めっき鋼板を製造するときに亜鉛浴中に添加した
Alが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときに不可
避的に混入するからである。通常の溶融亜鉛めっき鋼板
の製造において、Alを添加する目的は、めっき層と基材
鋼板との界面に形成される合金相の加工性が悪いので、
この合金相の形成を抑制し、めっき層の加工性を確保す
るためである。
のAl（アルミニウム）が含有されることが多い。この理
由の一つは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と通常の溶融亜
鉛めっき鋼板の製造設備が同一の場合が多く、通常の溶
融亜鉛めっき鋼板を製造するときに亜鉛浴中に添加した
Alが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときに不可
避的に混入するからである。通常の溶融亜鉛めっき鋼板
の製造において、Alを添加する目的は、めっき層と基材
鋼板との界面に形成される合金相の加工性が悪いので、
この合金相の形成を抑制し、めっき層の加工性を確保す
るためである。
【０００５】もう一つの理由は、合金化溶融亜鉛めっき
鋼板のめっき層の耐パウダリング性を確保し、かつ製造
時におけるドロスの発生を抑制するために、合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を製造するときにも0.08〜0.11重量％の
Alを亜鉛浴中に添加して溶融亜鉛めっきを施すからであ
る。Alはめっき層中で富化する傾向があり、Al濃度が0.
08〜0.11重量％の亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきを施せば、
めっき層中のAl濃度は0.12〜0.2 重量％となる。
鋼板のめっき層の耐パウダリング性を確保し、かつ製造
時におけるドロスの発生を抑制するために、合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を製造するときにも0.08〜0.11重量％の
Alを亜鉛浴中に添加して溶融亜鉛めっきを施すからであ
る。Alはめっき層中で富化する傾向があり、Al濃度が0.
08〜0.11重量％の亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきを施せば、
めっき層中のAl濃度は0.12〜0.2 重量％となる。
【０００６】合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素材として
は、従来、低炭素Alキルド鋼が用いられることが多かっ
た。しかし、近年その用途が拡大するにつれて、特に自
動車車体への適用が増すにつれて、深絞り性が要求され
ることが多くなったため、ＩＦ鋼(Interstitial Free
鋼）と呼ばれる極低炭素鋼が使用される場合も増加して
おり、さらに、鋼の強度を向上させるために、その成分
系、あるいは、Tiの添加量を若干少なくして極わずかの
固溶炭素が存在するようにした成分系の鋼にＰを添加し
た高張力鋼板も大量に使用されている。
は、従来、低炭素Alキルド鋼が用いられることが多かっ
た。しかし、近年その用途が拡大するにつれて、特に自
動車車体への適用が増すにつれて、深絞り性が要求され
ることが多くなったため、ＩＦ鋼(Interstitial Free
鋼）と呼ばれる極低炭素鋼が使用される場合も増加して
おり、さらに、鋼の強度を向上させるために、その成分
系、あるいは、Tiの添加量を若干少なくして極わずかの
固溶炭素が存在するようにした成分系の鋼にＰを添加し
た高張力鋼板も大量に使用されている。
【０００７】上記のように広い用途を有する合金化溶融
亜鉛めっき鋼板においては、そのめっき層が金属間化合
物であることに起因して、めっき層と鋼板との界面（以
下、「めっき層／鋼界面」と記す）におけるめっき層の
密着性が悪いという欠点がある。すなわち、変形の仕方
もしくは応力の付与状態により、めっき層／鋼界面で剥
離が生じ易い。特に、塗装した後の衝撃的な変形や、剪
断等の加工でめっき層に剪断力が作用すると、剥離を生
じやすく、例えば、自動車用鋼板においては、寒冷地で
石跳ねによる衝撃を受けた場合、塗膜の剥離にともなっ
てめっき層が剥離したりする。つまり、耐チッピング性
に劣っている。また、めっき鋼板を接着材で接合した場
合には、やはりめっき層／鋼界面で剥離してしまうこと
がある。
亜鉛めっき鋼板においては、そのめっき層が金属間化合
物であることに起因して、めっき層と鋼板との界面（以
下、「めっき層／鋼界面」と記す）におけるめっき層の
密着性が悪いという欠点がある。すなわち、変形の仕方
もしくは応力の付与状態により、めっき層／鋼界面で剥
離が生じ易い。特に、塗装した後の衝撃的な変形や、剪
断等の加工でめっき層に剪断力が作用すると、剥離を生
じやすく、例えば、自動車用鋼板においては、寒冷地で
石跳ねによる衝撃を受けた場合、塗膜の剥離にともなっ
てめっき層が剥離したりする。つまり、耐チッピング性
に劣っている。また、めっき鋼板を接着材で接合した場
合には、やはりめっき層／鋼界面で剥離してしまうこと
がある。
【０００８】Ni−Zn、Fe−Zn等の電気めっき鋼板の場合
にも、そのめっき層は金属間化合物であるから、界面に
おけるめっき層の密着性は低いが、適当な前処理手段
（例えば、合金めっきに先立って、NiやFeの下地めっき
を行うこと）によってこの問題を解決できることが知ら
れている。しかし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において
は、適切な解決手段がないのが実状である。
にも、そのめっき層は金属間化合物であるから、界面に
おけるめっき層の密着性は低いが、適当な前処理手段
（例えば、合金めっきに先立って、NiやFeの下地めっき
を行うこと）によってこの問題を解決できることが知ら
れている。しかし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において
は、適切な解決手段がないのが実状である。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】上記のように、合金化
溶融亜鉛めっき鋼板においては、そのめっき層が金属間
化合物であることから、めっき層／鋼界面におけるめっ
き層の密着性が低く、そのために、過酷な変形や衝撃
（特に塗装後の) に耐えないという欠点がある。特に、
鋼の強度を向上させるためにＰを添加した高張力合金化
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層／鋼界面の密着力は非常
に小さい。
溶融亜鉛めっき鋼板においては、そのめっき層が金属間
化合物であることから、めっき層／鋼界面におけるめっ
き層の密着性が低く、そのために、過酷な変形や衝撃
（特に塗装後の) に耐えないという欠点がある。特に、
鋼の強度を向上させるためにＰを添加した高張力合金化
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層／鋼界面の密着力は非常
に小さい。
【００１０】このような界面でのめっき層の剥離に影響
を与える要因として、界面密着強度の他に、界面の幾何
学的な形状、めっき層および基材鋼板の機械的な性質や
物理常数（例えば弾性率）等が考えられる。従って、界
面での密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る
ためには、めっき層の改質、めっき層と鋼板との界面の
幾何学的形状の適正化、基材鋼板の化学組成の適正化等
の観点からの対策が必要となる。
を与える要因として、界面密着強度の他に、界面の幾何
学的な形状、めっき層および基材鋼板の機械的な性質や
物理常数（例えば弾性率）等が考えられる。従って、界
面での密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る
ためには、めっき層の改質、めっき層と鋼板との界面の
幾何学的形状の適正化、基材鋼板の化学組成の適正化等
の観点からの対策が必要となる。
【００１１】本発明の目的は、めっき層／鋼界面の密着
力を大幅に向上させた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を提供することにある。
力を大幅に向上させた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板のめっき層／鋼界面の密着力について
基礎的な検討を重ねた結果、合金化処理後のめっき層／
鋼界面を、凹凸が激しく、めっき層と鋼とが複雑に入り
組んだ、いわば錯綜化した状態とすることが有効であ
り、この界面の状態は基材鋼板の結晶方位および化学成
分によって大きく変わることを見出した。すなわち、合
金化処理過程でめっき層／鋼界面にΓ相が形成される
際、基材鋼板の表面がZnにより凹状に侵食されるが、こ
のΓ相形成反応の速度が母材の結晶方位によって異な
り、α相の｛111 ｝面では小さくα｛100 ,110｝面では
大きいので、α｛100 ｝面の方位とα｛111, 100｝面の
方位を適当に制御することによって、基材鋼板の表面の
一部のみを優先的に侵食し、めっき層／鋼界面の形状、
つまり、めっき層を除去した後の鋼板の表面形態を、凹
凸の激しい、表面粗さの大きい状態とすることが可能で
ある。
融亜鉛めっき鋼板のめっき層／鋼界面の密着力について
基礎的な検討を重ねた結果、合金化処理後のめっき層／
鋼界面を、凹凸が激しく、めっき層と鋼とが複雑に入り
組んだ、いわば錯綜化した状態とすることが有効であ
り、この界面の状態は基材鋼板の結晶方位および化学成
分によって大きく変わることを見出した。すなわち、合
金化処理過程でめっき層／鋼界面にΓ相が形成される
際、基材鋼板の表面がZnにより凹状に侵食されるが、こ
のΓ相形成反応の速度が母材の結晶方位によって異な
り、α相の｛111 ｝面では小さくα｛100 ,110｝面では
大きいので、α｛100 ｝面の方位とα｛111, 100｝面の
方位を適当に制御することによって、基材鋼板の表面の
一部のみを優先的に侵食し、めっき層／鋼界面の形状、
つまり、めっき層を除去した後の鋼板の表面形態を、凹
凸の激しい、表面粗さの大きい状態とすることが可能で
ある。
【００１３】また、Γ相形成反応の速度は鋼板の化学成
分によっても大きな影響を受け、特にＰ及びＣの含有量
が少なく、Siがある程度含有されていると、結晶方位に
よるΓ相形成反応の速度差が大きくなり、合金化溶融亜
鉛めっき層を除去した後の鋼板の表面形態を粗くするの
に有効である。さらに、亜鉛浴中に適当量のAlが存在す
ることが望ましい。なお、溶融亜鉛めっき処理の前に予
め鋼板表面を凹凸の激しい、粗い状態にしても、合金化
の過程でこの鋼板表面の粗さは失われるので、めっき層
／鋼界面の密着力を向上させる効果は認められない。
分によっても大きな影響を受け、特にＰ及びＣの含有量
が少なく、Siがある程度含有されていると、結晶方位に
よるΓ相形成反応の速度差が大きくなり、合金化溶融亜
鉛めっき層を除去した後の鋼板の表面形態を粗くするの
に有効である。さらに、亜鉛浴中に適当量のAlが存在す
ることが望ましい。なお、溶融亜鉛めっき処理の前に予
め鋼板表面を凹凸の激しい、粗い状態にしても、合金化
の過程でこの鋼板表面の粗さは失われるので、めっき層
／鋼界面の密着力を向上させる効果は認められない。
【００１４】本発明は、上記の知見に基づいてなされた
もので、その要旨は、下記の合金化溶融亜鉛めっき鋼板
にある。
もので、その要旨は、下記の合金化溶融亜鉛めっき鋼板
にある。
【００１５】重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.05〜1.
00％、Mn： 0.5〜2.5 ％で、かつ、Mn(%) ≧ 0.5×Si
(%) 、Ｓ：0.02％以下、Ｐ： 0.007％以下、Ti：0.01％
以上を含有し、残部が実質的にFeである鋼板の表面に、
Fe濃度が８〜18重量％、Al濃度が 0.2〜0.4 重量％で、
残部が実質的にZnであるめっき層が存在し、このめっき
層を除去した後の鋼板表面の粗さが10点平均粗さＲz で
6.5μm 以上であることを特徴とする合金化溶融亜鉛め
っき鋼板。
00％、Mn： 0.5〜2.5 ％で、かつ、Mn(%) ≧ 0.5×Si
(%) 、Ｓ：0.02％以下、Ｐ： 0.007％以下、Ti：0.01％
以上を含有し、残部が実質的にFeである鋼板の表面に、
Fe濃度が８〜18重量％、Al濃度が 0.2〜0.4 重量％で、
残部が実質的にZnであるめっき層が存在し、このめっき
層を除去した後の鋼板表面の粗さが10点平均粗さＲz で
6.5μm 以上であることを特徴とする合金化溶融亜鉛め
っき鋼板。
【００１６】
【作用】以下に、本発明の構成要件とその作用効果につ
いて説明する。なお、鋼およびめっき層中の化学成分の
「％」は「重量％」を意味する。
いて説明する。なお、鋼およびめっき層中の化学成分の
「％」は「重量％」を意味する。
【００１７】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の基板
となる鋼板の化学組成を上記のように定めたのは、以下
の理由に基づく。
となる鋼板の化学組成を上記のように定めたのは、以下
の理由に基づく。
【００１８】Ｃ：ＣはΓ相形成反応の速度の結晶方位に
よる差異をなくし、鋼板表面のZnによる侵食に対する結
晶方位異方性を抑制する作用を有しており、合金化処理
後の鋼板表面が、凹凸の激しい、表面粗さの大きい状態
となるのを妨げる。従って、Ｃ含有量はできるだけ低く
する必要があるが、Ｃが0.01％以下であれば同時に添加
するTiにより大部分のＣが固定されるので、上限を0.01
％とした。
よる差異をなくし、鋼板表面のZnによる侵食に対する結
晶方位異方性を抑制する作用を有しており、合金化処理
後の鋼板表面が、凹凸の激しい、表面粗さの大きい状態
となるのを妨げる。従って、Ｃ含有量はできるだけ低く
する必要があるが、Ｃが0.01％以下であれば同時に添加
するTiにより大部分のＣが固定されるので、上限を0.01
％とした。
【００１９】Si：SiはΓ相成長の結晶方位依存性を助長
し、かつ、Znのα相粒界への浸入を促進してZnをα相に
くい込ませる、いわゆる投錨効果を増し、界面密着性を
向上する。さらに、鋼板の強度を延性を損なうことなく
高める作用もある。しかし、0.05％未満ではこれらの効
果が不十分であり、1.00％を超えると不めっきが生じや
すいため、Si含有量は0.05〜1.00％とした。
し、かつ、Znのα相粒界への浸入を促進してZnをα相に
くい込ませる、いわゆる投錨効果を増し、界面密着性を
向上する。さらに、鋼板の強度を延性を損なうことなく
高める作用もある。しかし、0.05％未満ではこれらの効
果が不十分であり、1.00％を超えると不めっきが生じや
すいため、Si含有量は0.05〜1.00％とした。
【００２０】Mn：Mnは基板鋼板の強度を向上させるため
に不可欠であり、Ｓによる脆化を防止するためにも必要
であるが、更に、Siが含まれることによる前記の不めっ
きの発生を防止する観点からも、Mnの添加が必要であ
る。
に不可欠であり、Ｓによる脆化を防止するためにも必要
であるが、更に、Siが含まれることによる前記の不めっ
きの発生を防止する観点からも、Mnの添加が必要であ
る。
【００２１】Mn含有量は 0.5％未満では鋼板の強度を十
分確保できず、 2.5％を超えるとΓ相成長の結晶方位依
存性を抑制する。一方、Siによる不めっきの発生はMnを
含有させることによりかなり改善されるが、そのために
は、Mn(%) ≧ 0.5×Si(%) の条件を満たすことが必要で
ある。これは、Mn含有量が少なく、前記の条件から外れ
る場合は、めっき前の焼鈍過程で鋼板表面にSi−Oxide
が生じるのに対し、Mn含有量が多い場合は、Mn−Si−Ox
ide となり、Znとの濡れ性が改善されるものと推察され
る。以上の理由から、Mn含有量は 0.5〜2.5 ％で、か
つ、Mn(%) ≧ 0.5×Si(%) とした。
分確保できず、 2.5％を超えるとΓ相成長の結晶方位依
存性を抑制する。一方、Siによる不めっきの発生はMnを
含有させることによりかなり改善されるが、そのために
は、Mn(%) ≧ 0.5×Si(%) の条件を満たすことが必要で
ある。これは、Mn含有量が少なく、前記の条件から外れ
る場合は、めっき前の焼鈍過程で鋼板表面にSi−Oxide
が生じるのに対し、Mn含有量が多い場合は、Mn−Si−Ox
ide となり、Znとの濡れ性が改善されるものと推察され
る。以上の理由から、Mn含有量は 0.5〜2.5 ％で、か
つ、Mn(%) ≧ 0.5×Si(%) とした。
【００２２】Ｓ：ＳはTiＳ等を形成してTiの有効性を低
下させるので、その含有量は低い方が望ましく、その含
有量は0.02％以下とする。好ましくは、0.01％以下であ
る。
下させるので、その含有量は低い方が望ましく、その含
有量は0.02％以下とする。好ましくは、0.01％以下であ
る。
【００２３】Ｐ：Ｐは鋼板の強度の向上に有効である
が、Γ相成長の結晶方位依存性を著しく抑制して合金化
処理後のめっき層／鋼界面を平坦化するので、その含有
量はできるだけ低くするのが望ましい。従って、Ｐ含有
量は 0.007％以下とした。
が、Γ相成長の結晶方位依存性を著しく抑制して合金化
処理後のめっき層／鋼界面を平坦化するので、その含有
量はできるだけ低くするのが望ましい。従って、Ｐ含有
量は 0.007％以下とした。
【００２４】Ti：TiはＣを固定し、Ｃの前記の悪影響を
緩和する作用を有しており、また鋼の深絞り性を向上さ
せる点からも有効である。しかし、0.01％未満ではその
効果は不十分であるため、その含有量を0.01％以上とし
た。なお、２％を超えるとその効果は飽和し、経済性を
損なうので２％を超える添加は避けるべきである。
緩和する作用を有しており、また鋼の深絞り性を向上さ
せる点からも有効である。しかし、0.01％未満ではその
効果は不十分であるため、その含有量を0.01％以上とし
た。なお、２％を超えるとその効果は飽和し、経済性を
損なうので２％を超える添加は避けるべきである。
【００２５】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の基板
となる鋼板は、上記の化学成分の他、残部が実質的にFe
からなる鋼板である。なお、「実質的にFeからなる」と
いう意味は、通常の不純物の外に、めっき層／鋼界面に
おけるめっき層の密着性に対して実質的に影響のない0.
02％以下のNb、0.0020％以下のＢおよび0.07％以下のso
l.Al等を含んでいてもよいという意味である。
となる鋼板は、上記の化学成分の他、残部が実質的にFe
からなる鋼板である。なお、「実質的にFeからなる」と
いう意味は、通常の不純物の外に、めっき層／鋼界面に
おけるめっき層の密着性に対して実質的に影響のない0.
02％以下のNb、0.0020％以下のＢおよび0.07％以下のso
l.Al等を含んでいてもよいという意味である。
【００２６】この鋼板の表面に、Fe濃度が８〜18％、Al
濃度が 0.2〜0.4 ％で、残部が実質的にZnからなるめっ
き層が存在する。
濃度が 0.2〜0.4 ％で、残部が実質的にZnからなるめっ
き層が存在する。
【００２７】めっき層のFe濃度は高い方が界面密着性が
優れるが、18％を超えるとプレス加工の際めっき皮膜の
パウダリングが激しくなり、一方、８％未満では溶接
性、塗装後耐食性に悪影響がある。
優れるが、18％を超えるとプレス加工の際めっき皮膜の
パウダリングが激しくなり、一方、８％未満では溶接
性、塗装後耐食性に悪影響がある。
【００２８】めっき層のAl濃度も高い方が界面の密着性
が優れる。しかし、Al濃度が 0.2％未満ではその効果は
不十分であり、一方、 0.4％を超えると合金化処理後の
めっき表面が粗くなり、塗装後の鮮映性が低下する。
が優れる。しかし、Al濃度が 0.2％未満ではその効果は
不十分であり、一方、 0.4％を超えると合金化処理後の
めっき表面が粗くなり、塗装後の鮮映性が低下する。
【００２９】なお、「実質的にZnからなる」という意味
は、めっき層中に不純物として 0.4％以内のPb、それぞ
れ 0.1％以内のCdおよびSn、 0.2％以内のSb、それぞれ
0.03％以内のNiおよびCrが含まれ、また、めっき層の耐
食性を高める効果を有するそれぞれ 0.5％以下のMgおよ
びMnが含まれていてもよいという意味である。
は、めっき層中に不純物として 0.4％以内のPb、それぞ
れ 0.1％以内のCdおよびSn、 0.2％以内のSb、それぞれ
0.03％以内のNiおよびCrが含まれ、また、めっき層の耐
食性を高める効果を有するそれぞれ 0.5％以下のMgおよ
びMnが含まれていてもよいという意味である。
【００３０】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前
記の基板鋼板の表面に上記のようなめっき層を有するも
のであるが、さらに、このめっき層を除去した後の鋼板
表面の粗さが10点平均粗さＲz で 6.5μm 以上であるこ
とが必要で、 6.5μｍ未満では密着性が不十分である。
なお、基板鋼板の表面状態を損なうことなくめっき層を
除去するには、例えば、市販の塩酸用インヒビターを
0.1〜２体積％添加した１〜５Ｎの塩酸（液温が10〜30
℃）に15分間程度浸漬すればよく、容易に行うことがで
きる。
記の基板鋼板の表面に上記のようなめっき層を有するも
のであるが、さらに、このめっき層を除去した後の鋼板
表面の粗さが10点平均粗さＲz で 6.5μm 以上であるこ
とが必要で、 6.5μｍ未満では密着性が不十分である。
なお、基板鋼板の表面状態を損なうことなくめっき層を
除去するには、例えば、市販の塩酸用インヒビターを
0.1〜２体積％添加した１〜５Ｎの塩酸（液温が10〜30
℃）に15分間程度浸漬すればよく、容易に行うことがで
きる。
【００３１】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、例
えば次に示す方法で製造することができる。すなわち、
上記の化学成分を有する鋼を冷間圧延した後、連続溶融
亜鉛めっき装置（ＣＧＬ）の還元炉内で、露点が−25℃
〜−15℃で、水素を５〜50体積％を含み残部が不活性ガ
スからなる雰囲気中で 800℃以上で加熱する。加熱温度
が 800℃より低い場合、あるいは露点が−25℃より低い
場合はα｛111 ｝面が発達しにくく、露点が−15℃を超
えるとα｛100,110 ｝面の成長が過度に抑制され、いず
れもα｛100 ｝面の方位とα｛111, 100｝面の方位が適
度にバランスした状態にはならないので、めっき層／鋼
界面の形状を凹凸の激しい、粗い状態とすることはでき
ない。
えば次に示す方法で製造することができる。すなわち、
上記の化学成分を有する鋼を冷間圧延した後、連続溶融
亜鉛めっき装置（ＣＧＬ）の還元炉内で、露点が−25℃
〜−15℃で、水素を５〜50体積％を含み残部が不活性ガ
スからなる雰囲気中で 800℃以上で加熱する。加熱温度
が 800℃より低い場合、あるいは露点が−25℃より低い
場合はα｛111 ｝面が発達しにくく、露点が−15℃を超
えるとα｛100,110 ｝面の成長が過度に抑制され、いず
れもα｛100 ｝面の方位とα｛111, 100｝面の方位が適
度にバランスした状態にはならないので、めっき層／鋼
界面の形状を凹凸の激しい、粗い状態とすることはでき
ない。
【００３２】焼鈍処理後の鋼板に対して、0.12〜0.20重
量％のAlを含む溶融亜鉛めっき浴でめっきを施す。Al濃
度が0.12重量％未満ではΓ相成長の結晶方位依存性が抑
制され、また 0.2重量％を超えると合金化反応の進行が
著しく抑制され、円滑な合金化処理が困難となるためで
ある。最後に、めっき後の鋼板に対して、 450〜550℃
の温度で合金化処理を施す。
量％のAlを含む溶融亜鉛めっき浴でめっきを施す。Al濃
度が0.12重量％未満ではΓ相成長の結晶方位依存性が抑
制され、また 0.2重量％を超えると合金化反応の進行が
著しく抑制され、円滑な合金化処理が困難となるためで
ある。最後に、めっき後の鋼板に対して、 450〜550℃
の温度で合金化処理を施す。
【００３３】以上の手段によって、合金化処理した後の
めっき層／鋼界面、すなわち、めっき層を除去した後の
鋼板表面を凹凸の激しい粗い状態とし、密着性に優れ
た、特に塗装後の耐チッピング性に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を製造することができる。
めっき層／鋼界面、すなわち、めっき層を除去した後の
鋼板表面を凹凸の激しい粗い状態とし、密着性に優れ
た、特に塗装後の耐チッピング性に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００３４】
【実施例】表１に示す各種の鋼板（いずれも板厚 0.8m
m）を 250mm×100mm に裁断して供試材とし、これらの
供試材を75℃のNaOH溶液中で脱脂洗浄した後、竪型溶融
めっき装置を用いて、露点が−50〜−10℃の、N2＋H
2（26体積％）の雰囲気中で、 780〜860 ℃で30〜120
秒の焼鈍処理を行い、 460℃に冷却した後、Al濃度が0.
13重量％の溶融亜鉛めっき浴(460℃) 中でめっきを行っ
た。めっき時間は１秒であり、ガスワイパーにより亜鉛
付着量を約55g/m2（片面当たり）に調整した。めっき後
の試験片に対して、 500℃の塩浴中で表面が光沢を失う
まで、すなわち15〜35秒間加熱する合金化処理を行っ
た。
m）を 250mm×100mm に裁断して供試材とし、これらの
供試材を75℃のNaOH溶液中で脱脂洗浄した後、竪型溶融
めっき装置を用いて、露点が−50〜−10℃の、N2＋H
2（26体積％）の雰囲気中で、 780〜860 ℃で30〜120
秒の焼鈍処理を行い、 460℃に冷却した後、Al濃度が0.
13重量％の溶融亜鉛めっき浴(460℃) 中でめっきを行っ
た。めっき時間は１秒であり、ガスワイパーにより亜鉛
付着量を約55g/m2（片面当たり）に調整した。めっき後
の試験片に対して、 500℃の塩浴中で表面が光沢を失う
まで、すなわち15〜35秒間加熱する合金化処理を行っ
た。
【００３５】合金化処理を施した試験片は、 150mm×70
mmに裁断し、市販のりん酸亜鉛処理剤（日本パーカライ
ジング社製Bt3020を使用) で化成処理を行った後、厚さ
30μm の電着塗装（日本ペイント社製PT-U80）を施し、
さらに、中塗りおよび上塗り塗装（関西ペイント社製ル
ガベーク) を合わせて70μm の厚さで行い、低温チッピ
ング試験（石はね衝撃試験) に供した。
mmに裁断し、市販のりん酸亜鉛処理剤（日本パーカライ
ジング社製Bt3020を使用) で化成処理を行った後、厚さ
30μm の電着塗装（日本ペイント社製PT-U80）を施し、
さらに、中塗りおよび上塗り塗装（関西ペイント社製ル
ガベーク) を合わせて70μm の厚さで行い、低温チッピ
ング試験（石はね衝撃試験) に供した。
【００３６】低温チッピング試験は、低温条件下での石
はね衝撃に対するめっき層の密着性を評価する試験で、
−20℃の条件下で７号砕石100gを２kg/cm2の圧力で試験
片に衝突させた後、粘着テープによる剥離試験を行い、
剥離径の最大のものから順に５個選び、それらの剥離径
の平均値を剥離径として表した。
はね衝撃に対するめっき層の密着性を評価する試験で、
−20℃の条件下で７号砕石100gを２kg/cm2の圧力で試験
片に衝突させた後、粘着テープによる剥離試験を行い、
剥離径の最大のものから順に５個選び、それらの剥離径
の平均値を剥離径として表した。
【００３７】試験結果を表２に示す。同表には、焼鈍条
件、雰囲気ガスの露点、めっき層のFe濃度、および、10
点平均粗さＲz も併せ示した。10点平均粗さＲz は、め
っき層をインヒビター（朝日化学社製IBIT-700B ）を
0.5体積％含有する10重量％の塩酸（25℃）に８分間浸
漬溶解して鋼板面を露出させた後、表面粗さ計で測定し
て求めた。測定時の触針先端径は１μm 、 cut-offは
0.8mm、トラバース距離は８mmとした。
件、雰囲気ガスの露点、めっき層のFe濃度、および、10
点平均粗さＲz も併せ示した。10点平均粗さＲz は、め
っき層をインヒビター（朝日化学社製IBIT-700B ）を
0.5体積％含有する10重量％の塩酸（25℃）に８分間浸
漬溶解して鋼板面を露出させた後、表面粗さ計で測定し
て求めた。測定時の触針先端径は１μm 、 cut-offは
0.8mm、トラバース距離は８mmとした。
【００３８】表２の結果から、10点平均粗さＲz が大き
い本発明例では、比較例に比べて剥離径が小さく、めっ
き層／鋼界面の密着力が向上していることがわかる。
い本発明例では、比較例に比べて剥離径が小さく、めっ
き層／鋼界面の密着力が向上していることがわかる。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【発明の効果】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、
合金化処理後の鋼板表面が粗いので、めっき層／鋼界面
でめっき層と鋼とが複雑に入り組んだ状態を呈してお
り、めっき層と基材鋼板との密着性にすぐれている。こ
の鋼板は家電用塗装鋼板、自動車用鋼板として好適であ
る。
合金化処理後の鋼板表面が粗いので、めっき層／鋼界面
でめっき層と鋼とが複雑に入り組んだ状態を呈してお
り、めっき層と基材鋼板との密着性にすぐれている。こ
の鋼板は家電用塗装鋼板、自動車用鋼板として好適であ
る。
【００４２】
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.05〜1.
00％、Mn： 0.5〜2.5 ％で、かつ、Mn(%) ≧ 0.5×Si
(%) 、Ｓ：0.02％以下、Ｐ： 0.007％以下、Ti：0.01％
以上を含有し、残部が実質的にFeである鋼板の表面に、
Fe濃度が８〜18重量％、Al濃度が 0.2〜0.4 重量％で、
残部が実質的にZnであるめっき層が存在し、このめっき
層を除去した後の鋼板表面の粗さが10点平均粗さＲz で
6.5μm 以上であることを特徴とする合金化溶融亜鉛め
っき鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23105492A JP2932850B2 (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23105492A JP2932850B2 (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0681099A true JPH0681099A (ja) | 1994-03-22 |
| JP2932850B2 JP2932850B2 (ja) | 1999-08-09 |
Family
ID=16917570
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23105492A Expired - Lifetime JP2932850B2 (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2932850B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5897967A (en) * | 1996-08-01 | 1999-04-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Galvannealed steel sheet and manufacturing method thereof |
| US6159622A (en) * | 1996-02-22 | 2000-12-12 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Galvannealed steel sheet and manufacturing method thereof |
| JP2011094215A (ja) * | 2009-10-30 | 2011-05-12 | Kobe Steel Ltd | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板、およびその製造方法 |
| WO2012144028A1 (ja) * | 2011-04-20 | 2012-10-26 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板、およびその製造方法 |
| WO2021001928A1 (ja) * | 2019-07-02 | 2021-01-07 | 住友電気工業株式会社 | 銅被覆鋼線、撚線、絶縁電線およびケーブル |
| CN113994439A (zh) * | 2019-06-28 | 2022-01-28 | 住友电气工业株式会社 | 铜覆钢线、弹簧、绞合线、绝缘电线以及电缆 |
-
1992
- 1992-08-31 JP JP23105492A patent/JP2932850B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6159622A (en) * | 1996-02-22 | 2000-12-12 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Galvannealed steel sheet and manufacturing method thereof |
| US5897967A (en) * | 1996-08-01 | 1999-04-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Galvannealed steel sheet and manufacturing method thereof |
| JP2011094215A (ja) * | 2009-10-30 | 2011-05-12 | Kobe Steel Ltd | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板、およびその製造方法 |
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| CN103443322A (zh) * | 2011-04-20 | 2013-12-11 | 株式会社神户制钢所 | 镀敷密接性优异的合金化熔融镀锌高张力钢板及其制造方法 |
| GB2505348A (en) * | 2011-04-20 | 2014-02-26 | Kobe Steel Ltd | High-tension steel sheet with alloyed deposit formed by hot-dip galvanization and having excellent adhesion, and process for producing same |
| US9181613B2 (en) | 2011-04-20 | 2015-11-10 | Kobe Steel, Ltd. | High tensile strength hot-dip galvannealed steel sheet having excellent coated-layer adhesiveness and method for producing same |
| CN113994439A (zh) * | 2019-06-28 | 2022-01-28 | 住友电气工业株式会社 | 铜覆钢线、弹簧、绞合线、绝缘电线以及电缆 |
| WO2021001928A1 (ja) * | 2019-07-02 | 2021-01-07 | 住友電気工業株式会社 | 銅被覆鋼線、撚線、絶縁電線およびケーブル |
| JPWO2021001928A1 (ja) * | 2019-07-02 | 2021-01-07 | ||
| CN113811958A (zh) * | 2019-07-02 | 2021-12-17 | 住友电气工业株式会社 | 铜包钢线、绞合线、绝缘电线及线缆 |
| CN113811958B (zh) * | 2019-07-02 | 2023-05-23 | 住友电气工业株式会社 | 铜包钢线、绞合线、绝缘电线及线缆 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2932850B2 (ja) | 1999-08-09 |
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