JPH0688192A - 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法Info
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- JPH0688192A JPH0688192A JP24032691A JP24032691A JPH0688192A JP H0688192 A JPH0688192 A JP H0688192A JP 24032691 A JP24032691 A JP 24032691A JP 24032691 A JP24032691 A JP 24032691A JP H0688192 A JPH0688192 A JP H0688192A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐パウダリング性、耐発フレーキング性及び
絞り成形性に優れている加工性に優れた合金化亜鉛めっ
き鋼板を製造する。 【構成】 Fe：８〜１３重量％、Al：０．５重量％未
満、Co：０．１〜０．５重量％を含有し、地鉄界面のΓ
相の厚さが０．５μｍ以下であり、めっき層表面にη
相、ζ相が存在せず且つ付着量が４５〜９０ｇ／ｍ2 の
合金化めっき層を少なくとも片面に有する合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を、Al：０．２重量％未満、Co：０．０５
〜０．３重量％を含有する溶融亜鉛めっき浴を用い、少
なくとも片面の付着量が４５〜９０ｇ／ｍ2 となるよう
にめっきした後、４５０〜５００℃の温度で２〜４０秒
加熱することにより製造する。
絞り成形性に優れている加工性に優れた合金化亜鉛めっ
き鋼板を製造する。 【構成】 Fe：８〜１３重量％、Al：０．５重量％未
満、Co：０．１〜０．５重量％を含有し、地鉄界面のΓ
相の厚さが０．５μｍ以下であり、めっき層表面にη
相、ζ相が存在せず且つ付着量が４５〜９０ｇ／ｍ2 の
合金化めっき層を少なくとも片面に有する合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を、Al：０．２重量％未満、Co：０．０５
〜０．３重量％を含有する溶融亜鉛めっき浴を用い、少
なくとも片面の付着量が４５〜９０ｇ／ｍ2 となるよう
にめっきした後、４５０〜５００℃の温度で２〜４０秒
加熱することにより製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐パウダリング性、耐
フレーキング性及びプレス成形性に優れている加工性に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関す
る。
フレーキング性及びプレス成形性に優れている加工性に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来技術】従来より溶融亜鉛めっき鋼板の耐食性に加
えて、塗装性、塗膜密着性、溶接性及び加工性を付与す
るために、鋼板に溶融亜鉛めっきした後に加熱処理を施
してめっき層を鉄−亜鉛合金化した合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板が製造され、自動車や家電製品や建築など様々な
分野に使用されている。
えて、塗装性、塗膜密着性、溶接性及び加工性を付与す
るために、鋼板に溶融亜鉛めっきした後に加熱処理を施
してめっき層を鉄−亜鉛合金化した合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板が製造され、自動車や家電製品や建築など様々な
分野に使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする問題点】このように鋼板に溶
融亜鉛めっきを施した後に加熱処理を施した場合、合金
化が進むにつれて鉄と亜鉛との相互拡散によりζ相（Fe
Zn13）、δ1 相（FeZn7 ）、Γ相（Fe5 Zn21）が順次生
成する。
融亜鉛めっきを施した後に加熱処理を施した場合、合金
化が進むにつれて鉄と亜鉛との相互拡散によりζ相（Fe
Zn13）、δ1 相（FeZn7 ）、Γ相（Fe5 Zn21）が順次生
成する。
【０００４】このような溶融亜鉛めっき鋼板において、
その加工性と合金化めっき層構造とに関する従来からの
研究の結果から、次のことが判明している。即ち、合金
化めっき層表面にη相又はζ相が存在すると、これらの
相が比較的柔らかいためプレス成形時に金型との摺動抵
抗が大きくなり、鋼板の金型への滑り込みが阻害されて
鋼板の切断や金型へのめっき層の焼付けを招く恐れがあ
る。一方、Γ相が厚く成長すると、Γ相は硬く脆いため
にプレス成形時にめっき層がパウダー状に剥離するいわ
ゆるパウダリング現象を起こすようになり、このパウダ
リング現象が著しい場合には合金化めっき層の耐食性が
低下するばかりでなくプレス作業性にも悪影響を及ぼす
ことになる。更に、Γ相が比較的薄い場合でもめっき層
表面にζ相が存在すると、柔らかいζ相がカジリを生
じ、この剪断応力によって硬くて脆いΓ相がフレーク状
に剥離するいわゆるフレーキング現象となる。したがっ
て理想的には鋼板表面から合金化めっき層表面まで均一
なδ1 相であることが望ましいが熱拡散処理によって合
金化する限り実際上不可能である。
その加工性と合金化めっき層構造とに関する従来からの
研究の結果から、次のことが判明している。即ち、合金
化めっき層表面にη相又はζ相が存在すると、これらの
相が比較的柔らかいためプレス成形時に金型との摺動抵
抗が大きくなり、鋼板の金型への滑り込みが阻害されて
鋼板の切断や金型へのめっき層の焼付けを招く恐れがあ
る。一方、Γ相が厚く成長すると、Γ相は硬く脆いため
にプレス成形時にめっき層がパウダー状に剥離するいわ
ゆるパウダリング現象を起こすようになり、このパウダ
リング現象が著しい場合には合金化めっき層の耐食性が
低下するばかりでなくプレス作業性にも悪影響を及ぼす
ことになる。更に、Γ相が比較的薄い場合でもめっき層
表面にζ相が存在すると、柔らかいζ相がカジリを生
じ、この剪断応力によって硬くて脆いΓ相がフレーク状
に剥離するいわゆるフレーキング現象となる。したがっ
て理想的には鋼板表面から合金化めっき層表面まで均一
なδ1 相であることが望ましいが熱拡散処理によって合
金化する限り実際上不可能である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】従来、このようなδ1
単相に近い合金化めっき層を得るための技術として、例
えば特開昭６４−６８４５６号公報等に開示されてい
る。しかし、この方法でη相、ζが存在しないように合
金化するためには、めっき浴中の有効Al量を０．１０％
以下とし且つ鋼板のめっき浴中への浸漬時間を３秒以下
好ましくは２秒以下という非常に高速な通板速度とする
ことが必要であり、しかも本発明者等の研究によると５
００℃以上の加熱温度が必要である。しかし、５００℃
以上の温度ではΓ相の成長が速く、Γ相の厚さを充分に
制御できず、６０ｇ／ｍ2 以上の付着量では例えばΓ相
が０．５〜３．０μｍとなり耐パウダリング性が充分で
なくなる。
単相に近い合金化めっき層を得るための技術として、例
えば特開昭６４−６８４５６号公報等に開示されてい
る。しかし、この方法でη相、ζが存在しないように合
金化するためには、めっき浴中の有効Al量を０．１０％
以下とし且つ鋼板のめっき浴中への浸漬時間を３秒以下
好ましくは２秒以下という非常に高速な通板速度とする
ことが必要であり、しかも本発明者等の研究によると５
００℃以上の加熱温度が必要である。しかし、５００℃
以上の温度ではΓ相の成長が速く、Γ相の厚さを充分に
制御できず、６０ｇ／ｍ2 以上の付着量では例えばΓ相
が０．５〜３．０μｍとなり耐パウダリング性が充分で
なくなる。
【０００６】一方、Γ相の厚さを制御するためにはより
低い温度で合金化することが望ましく、例えば５００℃
未満で合金化するとΓ相の成長は充分制御されるが、ζ
相が残存し易くプレス成形性及び耐フレーキング性が低
下する。このように、ζ相とΓ相とを抑制できる温度域
が相反するために何れか片方しか制御できず、両方共制
御した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには合
金化度を測定しながら厳しく管理する必要がある。しか
し、現在の方法ではめっき層表面にζ相を存在させず且
つΓ相も耐パウダリング性を十分なレベルまで制御でき
る手段が存在していない。
低い温度で合金化することが望ましく、例えば５００℃
未満で合金化するとΓ相の成長は充分制御されるが、ζ
相が残存し易くプレス成形性及び耐フレーキング性が低
下する。このように、ζ相とΓ相とを抑制できる温度域
が相反するために何れか片方しか制御できず、両方共制
御した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには合
金化度を測定しながら厳しく管理する必要がある。しか
し、現在の方法ではめっき層表面にζ相を存在させず且
つΓ相も耐パウダリング性を十分なレベルまで制御でき
る手段が存在していない。
【０００７】本発明はこのような従来技術の問題点を解
決し、合金化めっき層表面にη相のみならずζ相も存在
させず、且つΓ相も耐パウダリング性が十分なレベルま
で制御できる加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
とその製造方法を提供することを課題とする。
決し、合金化めっき層表面にη相のみならずζ相も存在
させず、且つΓ相も耐パウダリング性が十分なレベルま
で制御できる加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
とその製造方法を提供することを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記課題を
解決すべく鋭意努力した結果、めっき浴中にCrを添加す
ることによりΓ相の厚さを充分制御できる４５０〜５０
０℃という温度でもζ相の生成を抑制できることを究明
し、地鉄界面のΓ相の厚さが０．５μｍ以下であり、合
金化めっき層表面をＸ線回折で測定してもη相、ζ相が
存在せず、且つ付着量が４５〜９０ｇ／ｍ2 の合金化め
っき層を、少なくとも片面に有する加工性に優れた合金
化亜鉛めっき鋼板とその製造方法の開発に成功したもの
である。
解決すべく鋭意努力した結果、めっき浴中にCrを添加す
ることによりΓ相の厚さを充分制御できる４５０〜５０
０℃という温度でもζ相の生成を抑制できることを究明
し、地鉄界面のΓ相の厚さが０．５μｍ以下であり、合
金化めっき層表面をＸ線回折で測定してもη相、ζ相が
存在せず、且つ付着量が４５〜９０ｇ／ｍ2 の合金化め
っき層を、少なくとも片面に有する加工性に優れた合金
化亜鉛めっき鋼板とその製造方法の開発に成功したもの
である。
【０００９】すなわち、本発明にかかる加工性に優れた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Fe：８〜１３重量％、A
l：０．５重量％未満、Co：０．１〜０．５重量％を含
有し残部がZn及び不可避的不純物よりなる組成であって
且つ地鉄界面のΓ相の厚さが０．５μｍ以下であり合金
化めっき層表面にη相、ζ相が存在せず付着量が４５〜
９０ｇ／ｍ2 の合金化めっき層を少なくとも片面に有す
ることを特徴とする。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Fe：８〜１３重量％、A
l：０．５重量％未満、Co：０．１〜０．５重量％を含
有し残部がZn及び不可避的不純物よりなる組成であって
且つ地鉄界面のΓ相の厚さが０．５μｍ以下であり合金
化めっき層表面にη相、ζ相が存在せず付着量が４５〜
９０ｇ／ｍ2 の合金化めっき層を少なくとも片面に有す
ることを特徴とする。
【００１０】また本発明に係る加工性に優れた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、Al: ０．２重量％未
満、Cr：０．０１〜０．３重量％を含有し、残部がZn及
び不可避的不純物よりなる溶融亜鉛めっき浴を用いて少
なくとも片面に４５〜９０ｇ／ｍ2 となる溶融亜鉛めっ
きを行った後、４５０〜５００℃の温度で２〜４０秒加
熱して地鉄界面のΓ相の厚さが０．５μｍ以下であり且
つめっき層表面にη相、ζ相が存在しないように合金化
処理することを特徴とする。
融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、Al: ０．２重量％未
満、Cr：０．０１〜０．３重量％を含有し、残部がZn及
び不可避的不純物よりなる溶融亜鉛めっき浴を用いて少
なくとも片面に４５〜９０ｇ／ｍ2 となる溶融亜鉛めっ
きを行った後、４５０〜５００℃の温度で２〜４０秒加
熱して地鉄界面のΓ相の厚さが０．５μｍ以下であり且
つめっき層表面にη相、ζ相が存在しないように合金化
処理することを特徴とする。
【００１１】
【作用】以下、本発明で用いる亜鉛めっき浴組成、合金
化処理温度及びめっき層の組成の限定理由について説明
する。 Al：Alは鋼板とめっき層との界面にFr−Al金属間化合物
の層を形成してめっき層中のZn−Fe相互拡散を抑制し、
かつ溶融亜鉛めっき浴の粘度を引き下げるのに有効に作
用する。しかし、溶融亜鉛めっき浴中のAl濃度が０．２
重量％以上になると、Zn−Fe相互拡散が極めて抑制され
るために合金化反応が著しく遅滞し、本発明方法におけ
るような低い合金化温度では、実際上インラインの合金
化炉で合金化処理が不可能となる。よって本発明方法で
は、溶融亜鉛めっき浴中へのAl添加量は０．２重量％未
満とした。
化処理温度及びめっき層の組成の限定理由について説明
する。 Al：Alは鋼板とめっき層との界面にFr−Al金属間化合物
の層を形成してめっき層中のZn−Fe相互拡散を抑制し、
かつ溶融亜鉛めっき浴の粘度を引き下げるのに有効に作
用する。しかし、溶融亜鉛めっき浴中のAl濃度が０．２
重量％以上になると、Zn−Fe相互拡散が極めて抑制され
るために合金化反応が著しく遅滞し、本発明方法におけ
るような低い合金化温度では、実際上インラインの合金
化炉で合金化処理が不可能となる。よって本発明方法で
は、溶融亜鉛めっき浴中へのAl添加量は０．２重量％未
満とした。
【００１２】次いで、合金化めっき層中のAlの組成範囲
について述べる。一般に、Alを含む溶融亜鉛めっき浴に
よって鋼板に溶融亜鉛めっきした場合には、鋼板−めっ
き層界面にFe−Al金属間化合物の層が優先析出し、溶融
亜鉛めっき浴のAl濃度と比べてめっき層中のAl濃度が高
くなる傾向があることが知られている。本発明における
溶融亜鉛めっき処理においても全く同じ傾向が認められ
る。前記Al濃度の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛め
っきを行った場合に生成するめっき層のAl濃度は、０．
５重量％未満となる。従って、本発明に係る合金化溶融
亜鉛めっき鋼板における合金化めっき層中のAl濃度は
０．５重量％未満とした。
について述べる。一般に、Alを含む溶融亜鉛めっき浴に
よって鋼板に溶融亜鉛めっきした場合には、鋼板−めっ
き層界面にFe−Al金属間化合物の層が優先析出し、溶融
亜鉛めっき浴のAl濃度と比べてめっき層中のAl濃度が高
くなる傾向があることが知られている。本発明における
溶融亜鉛めっき処理においても全く同じ傾向が認められ
る。前記Al濃度の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛め
っきを行った場合に生成するめっき層のAl濃度は、０．
５重量％未満となる。従って、本発明に係る合金化溶融
亜鉛めっき鋼板における合金化めっき層中のAl濃度は
０．５重量％未満とした。
【００１３】Co：Coはζ相の生成を抑制し、かつ５００
℃以下の低い温度で合金化処理を行うために添加する。
Coの溶融亜鉛めっき浴中への添加量が０．０５重量％未
満では、ζ相の生成抑制効果が充分でなく、５００℃以
下で合金化処理した場合にζ相が残存しやすく、また
０．３重量％を越えて添加するためには、めっき浴温度
を高くしなければならないが、めっき浴温度を高くする
とΓ相が生成し易くなり、地鉄界面のΓ相を０．５μｍ
以下に抑制することが事実上不可能となる。よって、本
発明方法では溶融亜鉛めっき浴中へのCoの添加量は０．
０５〜０．３重量％に限定した。
℃以下の低い温度で合金化処理を行うために添加する。
Coの溶融亜鉛めっき浴中への添加量が０．０５重量％未
満では、ζ相の生成抑制効果が充分でなく、５００℃以
下で合金化処理した場合にζ相が残存しやすく、また
０．３重量％を越えて添加するためには、めっき浴温度
を高くしなければならないが、めっき浴温度を高くする
とΓ相が生成し易くなり、地鉄界面のΓ相を０．５μｍ
以下に抑制することが事実上不可能となる。よって、本
発明方法では溶融亜鉛めっき浴中へのCoの添加量は０．
０５〜０．３重量％に限定した。
【００１４】次いで、合金化めっき層中のCoの組成範囲
について述べる。Coは、めっき層中に優先的に析出して
めっき浴中の濃度よりも高くなる傾向を示す。前記のめ
っき浴組成の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛めっき
を行った場合に生成するめっき層中のCoの濃度は、０．
１〜０．５重量％となる。従って本発明の合金化溶融亜
鉛めっき鋼板における合金化めっき層中のCr濃度は０．
１〜０．５重量％とする。
について述べる。Coは、めっき層中に優先的に析出して
めっき浴中の濃度よりも高くなる傾向を示す。前記のめ
っき浴組成の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛めっき
を行った場合に生成するめっき層中のCoの濃度は、０．
１〜０．５重量％となる。従って本発明の合金化溶融亜
鉛めっき鋼板における合金化めっき層中のCr濃度は０．
１〜０．５重量％とする。
【００１５】Fe：本発明に係る加工性に優れた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板のめっき層構造では、めっき層表面に
η相、ζ相が存在せず且つΓ相の厚さが０．５μｍ以下
であり、このような構成の合金化めっき層中のFe濃度は
８〜１３重量％であるので８〜１３重量％とした。
融亜鉛めっき鋼板のめっき層構造では、めっき層表面に
η相、ζ相が存在せず且つΓ相の厚さが０．５μｍ以下
であり、このような構成の合金化めっき層中のFe濃度は
８〜１３重量％であるので８〜１３重量％とした。
【００１６】合金化処理温度：溶融亜鉛めっき鋼板のめ
っき層を５００℃を越えて加熱して合金化するとΓ相が
生成し易く地鉄界面のΓ相が０．５μｍを越えるので好
ましくない。一方、４５０℃未満で合金化すると、前記
組成のCr濃度ではζ相の生成を抑制する効果が薄くなっ
てめっき層表面にζ相が残存しやすく、本発明合金化溶
融亜鉛めっき層構造の特徴であるめっき層表面にη相、
ζ相が存在せず且つ地鉄界面のΓ相が０．５μｍ以下の
合金層を形成させることができない。従って本発明方法
における合金化温度は４５０〜５００℃とした。
っき層を５００℃を越えて加熱して合金化するとΓ相が
生成し易く地鉄界面のΓ相が０．５μｍを越えるので好
ましくない。一方、４５０℃未満で合金化すると、前記
組成のCr濃度ではζ相の生成を抑制する効果が薄くなっ
てめっき層表面にζ相が残存しやすく、本発明合金化溶
融亜鉛めっき層構造の特徴であるめっき層表面にη相、
ζ相が存在せず且つ地鉄界面のΓ相が０．５μｍ以下の
合金層を形成させることができない。従って本発明方法
における合金化温度は４５０〜５００℃とした。
【００１７】加熱時間：４５０〜５００℃という合金化
処理温度であっても、加熱時間が短いとめっき層表面に
η相やζ相が残存し、また加熱時間が長すぎると地鉄界
面のΓ相が０．５μｍ以上形成されるので本発明者らは
種々検討した結果、２〜４０秒の範囲で加熱すると地鉄
界面のΓ相厚さが０．５μｍ以下でありめっき相表面に
η相、ζ相が存在しない合金化めっき層形成されること
が判明した。従って加熱時間は２〜４０秒とした。
処理温度であっても、加熱時間が短いとめっき層表面に
η相やζ相が残存し、また加熱時間が長すぎると地鉄界
面のΓ相が０．５μｍ以上形成されるので本発明者らは
種々検討した結果、２〜４０秒の範囲で加熱すると地鉄
界面のΓ相厚さが０．５μｍ以下でありめっき相表面に
η相、ζ相が存在しない合金化めっき層形成されること
が判明した。従って加熱時間は２〜４０秒とした。
【００１８】合金化溶融亜鉛めっき層の厚さ：本発明に
係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、付着量とし
て４５〜９０ｇ／ｍ2 が適用できる範囲である。４５ｇ
／ｍ2未満では従来の技術で耐パウダリング性、耐フレ
ーキング性及びプレス成形性を共に満足できる合金化溶
融亜鉛めっき鋼板は製造可能であり、本発明鋼板が特に
有利というわけではない。また９０ｇ／ｍ2 を越えると
耐フレーキング性及びプレス成形性は満足できるが耐パ
ウダリング性が低下するので、本発明合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の適用できる付着量を４５〜９０ｇ／ｍ2 とし
た。但し、耐フレーキング性及びプレス成形性を満足し
ていれば良い場合には４５〜１５０ｇ／ｍ2 まで適用で
きる。めっき付着量が１５０ｇ／ｍ2 を越えると地鉄界
面のΓ相が０．５μｍ以下でめっき層表面にη相、ζ相
が存在しないめっき層は実際上製造できなくなる。
係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、付着量とし
て４５〜９０ｇ／ｍ2 が適用できる範囲である。４５ｇ
／ｍ2未満では従来の技術で耐パウダリング性、耐フレ
ーキング性及びプレス成形性を共に満足できる合金化溶
融亜鉛めっき鋼板は製造可能であり、本発明鋼板が特に
有利というわけではない。また９０ｇ／ｍ2 を越えると
耐フレーキング性及びプレス成形性は満足できるが耐パ
ウダリング性が低下するので、本発明合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の適用できる付着量を４５〜９０ｇ／ｍ2 とし
た。但し、耐フレーキング性及びプレス成形性を満足し
ていれば良い場合には４５〜１５０ｇ／ｍ2 まで適用で
きる。めっき付着量が１５０ｇ／ｍ2 を越えると地鉄界
面のΓ相が０．５μｍ以下でめっき層表面にη相、ζ相
が存在しないめっき層は実際上製造できなくなる。
【００１９】その他の合金化めっき層の組成：合金化め
っき層の組成としてFe、Al、Coのみを規定したが、他の
成分例えばPb、Sbなどを少量添加しても本発明の効果は
変わらない。
っき層の組成としてFe、Al、Coのみを規定したが、他の
成分例えばPb、Sbなどを少量添加しても本発明の効果は
変わらない。
【００２０】
【実施例】次に本発明に係る加工性に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の実施例を比較例と共にさらに具体的に
説明する。ゼンジマー型の無酸化炉方式の連続溶融亜鉛
めっきラインのめっき浴中に投入するAl量、Co量を変化
させて、０．７ｍｍ厚さ×１，０００ｍｍ幅の低炭素冷
延鋼板をめっき原板として、めっき付着量が本発明にお
ける合金化溶融亜鉛めっき層の付着量の範囲４５〜９０
ｇ／ｍ2 内の種々の溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、続い
てこれらの溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理炉により種
々の温度、時間で加熱して、合金層のFe濃度が異なる種
々の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
亜鉛めっき鋼板の実施例を比較例と共にさらに具体的に
説明する。ゼンジマー型の無酸化炉方式の連続溶融亜鉛
めっきラインのめっき浴中に投入するAl量、Co量を変化
させて、０．７ｍｍ厚さ×１，０００ｍｍ幅の低炭素冷
延鋼板をめっき原板として、めっき付着量が本発明にお
ける合金化溶融亜鉛めっき層の付着量の範囲４５〜９０
ｇ／ｍ2 内の種々の溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、続い
てこれらの溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理炉により種
々の温度、時間で加熱して、合金層のFe濃度が異なる種
々の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【００２１】上記の方法で製造したこれらの合金化溶融
亜鉛めっき鋼板について、次に述べる種々の試験を実施
した。
亜鉛めっき鋼板について、次に述べる種々の試験を実施
した。
【００２２】（１）η相、ζ相の有無 Ｘ線回折法で測定して、η相、ζ相の存在を示すピーク
が現れるか否かで判定した。
が現れるか否かで判定した。
【００２３】（２）耐パウダリング試験 図１に示すごとく、試験面を内側にして試験片の板厚ｔ
の６倍の直径の円弧部が試験面に構成されるように１８
０度曲げを行った後に曲げ戻しを行い、その試験面にセ
ロハン粘着テープを点着した後にそのセロハン粘着テー
プを引き剥がしてセロハン粘着テープに付着したパウダ
ー状のめっき金属量を次に示す基準で、目視により評価
した。 ５：付着めっき金属なし ４：付着めっき金属量小 ３：付着めっき金属量中 ２：付着めっき金属量大 １：テープなしで多量のめっき金属剥離 この基準において評価５〜３が実用上問題のない範囲で
ある。
の６倍の直径の円弧部が試験面に構成されるように１８
０度曲げを行った後に曲げ戻しを行い、その試験面にセ
ロハン粘着テープを点着した後にそのセロハン粘着テー
プを引き剥がしてセロハン粘着テープに付着したパウダ
ー状のめっき金属量を次に示す基準で、目視により評価
した。 ５：付着めっき金属なし ４：付着めっき金属量小 ３：付着めっき金属量中 ２：付着めっき金属量大 １：テープなしで多量のめっき金属剥離 この基準において評価５〜３が実用上問題のない範囲で
ある。
【００２４】（３）プレス成形性試験 同一防錆油を使用して図２に示す条件でのカップ絞り試
験による外径比によって評価したものである。 試験片 絞り成形前円盤の直径（Ｄ0 ）：７５ｍｍ 絞り成形に使用する鋼板の板厚：ｔｍｍ 金型 絞り成形に使用するポンチ直径（ｄ）：４０ｍｍ 絞り成形に使用するポンチ先端半径：５ｍｍ 絞り成形に使用するダイス肩部半径：５ｔｍｍ 絞り成形時のしわ押え力：１，０００ｋｇｆ 試験後の状態 絞り成形により絞りこむ深さ：２０ｍｍ 絞り成形後のフランジ部の直径：Ｄ1 ｍｍ 外径比：Ｄ1 ／Ｄ0 この外径比０．７３４〜０．７４３が冷延鋼板レベルで
ある。
験による外径比によって評価したものである。 試験片 絞り成形前円盤の直径（Ｄ0 ）：７５ｍｍ 絞り成形に使用する鋼板の板厚：ｔｍｍ 金型 絞り成形に使用するポンチ直径（ｄ）：４０ｍｍ 絞り成形に使用するポンチ先端半径：５ｍｍ 絞り成形に使用するダイス肩部半径：５ｔｍｍ 絞り成形時のしわ押え力：１，０００ｋｇｆ 試験後の状態 絞り成形により絞りこむ深さ：２０ｍｍ 絞り成形後のフランジ部の直径：Ｄ1 ｍｍ 外径比：Ｄ1 ／Ｄ0 この外径比０．７３４〜０．７４３が冷延鋼板レベルで
ある。
【００２５】（４）耐フレーキング性試験 図３に示すごとく幅３０ｍｍ×２６０ｍｍのサンプルＳ
を内径４２ｍｍの貫通孔を有するダイスと高さ３ｍｍの
ビードしわ押え２とでしわ押さえ力５００ｋｇｆで挟持
し、直径４０ｍｍのポンチ３により成形高さ５０ｍｍの
絞り成形を行ったときの目視によるめっき金属の剥離状
態を次に示す基準により評価した。 ４：剥離せず ３：剥離小 ２：剥離中 １：剥離大 この基準において評価４〜３が実用上問題のない範囲で
ある。
を内径４２ｍｍの貫通孔を有するダイスと高さ３ｍｍの
ビードしわ押え２とでしわ押さえ力５００ｋｇｆで挟持
し、直径４０ｍｍのポンチ３により成形高さ５０ｍｍの
絞り成形を行ったときの目視によるめっき金属の剥離状
態を次に示す基準により評価した。 ４：剥離せず ３：剥離小 ２：剥離中 １：剥離大 この基準において評価４〜３が実用上問題のない範囲で
ある。
【００２６】各試験結果を纏めて表１及び表２に示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の効果】以上詳述した如く、本発明に係る加工性
に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は付着量が４５〜９
０ｇ／ｍ2 という厚めっきでも優れた加工性を有してい
るので合金化溶融亜鉛めっき鋼板の用途拡大が期待で
き、また本発明に係る加工性に優れた合金化亜鉛めっき
鋼板の製造方法はこのように優れた特性を有する合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を工業的に安定して連続的に製造で
きる画期的な方法である。
に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は付着量が４５〜９
０ｇ／ｍ2 という厚めっきでも優れた加工性を有してい
るので合金化溶融亜鉛めっき鋼板の用途拡大が期待で
き、また本発明に係る加工性に優れた合金化亜鉛めっき
鋼板の製造方法はこのように優れた特性を有する合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を工業的に安定して連続的に製造で
きる画期的な方法である。
【図面の簡単な説明】
【図１】耐パウダリング性の試験方法を説明する図あで
る。
る。
【図２】プレス成形性の試験方法を説明する図である。
【図３】耐フレーキング性の試験方法を説明する
１：ダイス ２：しわ押さえ ３：ポンチ Ｓ：サンプル
【手続補正書】
【提出日】平成４年１１月２６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００５
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】従来、このようなδ１
単相に近い合金化めっき層を得るための技術として、例
えば特開昭６４−６８４５６号公報等に開示されてい
る。しかし、この方法でη相、ζ相が存在しないように
合金化するためには、めっき浴中の有効Ａｌ量を０．１
０％以下とし且つ鋼板のめっき浴中への浸漬時間を３秒
以下好ましくは２秒以下という非常に高速な通板速度と
することが必要であり、しかも本発明者等の研究による
と５００℃以上の加熱温度が必要である。しかし、５０
０℃以上の温度ではΓ相の成長が速く、Γ相の厚さを充
分に制御できず、６０ｇ／ｍ２以上の付着量では例えば
Γ相が０．５〜３．０μｍとなり耐パウダリング性が充
分でなくなる。
単相に近い合金化めっき層を得るための技術として、例
えば特開昭６４−６８４５６号公報等に開示されてい
る。しかし、この方法でη相、ζ相が存在しないように
合金化するためには、めっき浴中の有効Ａｌ量を０．１
０％以下とし且つ鋼板のめっき浴中への浸漬時間を３秒
以下好ましくは２秒以下という非常に高速な通板速度と
することが必要であり、しかも本発明者等の研究による
と５００℃以上の加熱温度が必要である。しかし、５０
０℃以上の温度ではΓ相の成長が速く、Γ相の厚さを充
分に制御できず、６０ｇ／ｍ２以上の付着量では例えば
Γ相が０．５〜３．０μｍとなり耐パウダリング性が充
分でなくなる。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１１】
【作用】以下、本発明で用いる亜鉛めっき浴組成、合金
化処理温度及びめっき層の組成の限定理由について説明
する。 Ａｌ：Ａｌは鋼板とめっき層との界面にＦｅ−Ａｌ金属
間化合物の層を形成してめっき層中のＺｎ−Ｆｅ相互拡
散を抑制し、かつ溶融亜鉛めっき浴の粘度を引き下げる
のに有効に作用する。しかし、溶融亜鉛めっき浴中のＡ
ｌ濃度が０．２重量％以上になると、Ｚｎ−Ｆｅ相互拡
散が極めて抑制されるために合金化反応が著しく遅滞
し、本発明方法におけるような低い合金化温度では、実
際上インラインの合金化炉で合金化処理が不可能とな
る。よって本発明方法では、溶融亜鉛めっき浴中へのＡ
ｌ添加量は０．２重量％未満とした。
化処理温度及びめっき層の組成の限定理由について説明
する。 Ａｌ：Ａｌは鋼板とめっき層との界面にＦｅ−Ａｌ金属
間化合物の層を形成してめっき層中のＺｎ−Ｆｅ相互拡
散を抑制し、かつ溶融亜鉛めっき浴の粘度を引き下げる
のに有効に作用する。しかし、溶融亜鉛めっき浴中のＡ
ｌ濃度が０．２重量％以上になると、Ｚｎ−Ｆｅ相互拡
散が極めて抑制されるために合金化反応が著しく遅滞
し、本発明方法におけるような低い合金化温度では、実
際上インラインの合金化炉で合金化処理が不可能とな
る。よって本発明方法では、溶融亜鉛めっき浴中へのＡ
ｌ添加量は０．２重量％未満とした。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１４】次いで、合金化めっき層中のＣｒの組成範
囲について述べる。Ｃｏは、めっき層中に優先的に析出
してめっき浴中の濃度よりも高くなる傾向を示す。前記
のめっき浴組成の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛め
っきを行った場合に生成するめっき層中のＣＯの濃度
は、０．１〜０．５重量％となる。従って本発明の合金
化溶融亜鉛めっき鋼板における合金化めっき層中のＣＯ
濃度は０．１〜０．５重量％とする。
囲について述べる。Ｃｏは、めっき層中に優先的に析出
してめっき浴中の濃度よりも高くなる傾向を示す。前記
のめっき浴組成の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛め
っきを行った場合に生成するめっき層中のＣＯの濃度
は、０．１〜０．５重量％となる。従って本発明の合金
化溶融亜鉛めっき鋼板における合金化めっき層中のＣＯ
濃度は０．１〜０．５重量％とする。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１６】合金化処理温度：溶融亜鉛めっき鋼板のめ
っき層を５００℃を越えて加熱して合金化するとΓ相が
生成し易く地鉄界面のΓ相が０．５μｍを越えるので好
ましくない。一方、４５０℃未満で合金化すると、前記
組成のＣｏ濃度ではζ相の生成を抑制する効果が薄くな
ってめっき層表面にζ相が残存しやすく、本発明合金化
溶融亜鉛めっき層構造の特徴であるめっき層表面にη
相、ζ相が存在せず且つ地鉄界面のΓ相が０．５μｍ以
下の合金層を形成させることができない。従って本発明
方法における合金化温度は４５０〜５００℃とした。
っき層を５００℃を越えて加熱して合金化するとΓ相が
生成し易く地鉄界面のΓ相が０．５μｍを越えるので好
ましくない。一方、４５０℃未満で合金化すると、前記
組成のＣｏ濃度ではζ相の生成を抑制する効果が薄くな
ってめっき層表面にζ相が残存しやすく、本発明合金化
溶融亜鉛めっき層構造の特徴であるめっき層表面にη
相、ζ相が存在せず且つ地鉄界面のΓ相が０．５μｍ以
下の合金層を形成させることができない。従って本発明
方法における合金化温度は４５０〜５００℃とした。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１７】加熱時間：４５０〜５００℃という合金化
処理温度であっても、加熱時間が短いとめっき層表面に
η相やζ相が残存し、また加熱時間が長すぎると地鉄界
面のΓ相が０．５μｍ以上形成されるので本発明者らは
種々検討した結果、２〜４０秒の範囲で加熱すると地鉄
界面のΓ相厚さが０．５μｍ以下でありめっき層表面に
η相、ζ相が存在しない合金化めっき層が形成されるこ
とが判明した。従って加熱時間は２〜４０秒とした。☆
処理温度であっても、加熱時間が短いとめっき層表面に
η相やζ相が残存し、また加熱時間が長すぎると地鉄界
面のΓ相が０．５μｍ以上形成されるので本発明者らは
種々検討した結果、２〜４０秒の範囲で加熱すると地鉄
界面のΓ相厚さが０．５μｍ以下でありめっき層表面に
η相、ζ相が存在しない合金化めっき層が形成されるこ
とが判明した。従って加熱時間は２〜４０秒とした。☆
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 橘 高 敏 晴 大阪府堺市石津西町５番地 日新製鋼株式 会社鉄鋼研究所表面処理研究部内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｆｅ：８〜１３重量％、Ａｌ：０．５重
量％未満、Ｃｏ：０．１〜０．５重量％を含有し、残部
がＺｎ及び不可避的不純物より成る組成であって、地鉄
界面のΓ相厚さが０．５μｍ以下でありめっき層表面に
η相、ζ相が存在せず且つ付着量が４５〜９０ｇ／ｍ２
の合金化めっき層を少なくとも片面に有することを特徴
とする加工性に優れた合金化亜鉛溶融めっき鋼板。 - 【請求項２】 Ａｌ：０．２重量％未満、Ｃｏ：０．０
５〜０．３重量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不
純物よりなる溶融亜鉛めっき浴を用いて少なくとも片面
の付着量が４５〜９０ｇ／ｍ２となる溶融亜鉛めっきを
行った後、４５０〜５００℃で２〜４０秒間加熱して地
鉄界面のΓ相の厚さが０．５μｍ以下であり且つめっき
層表面にη相、ζ相が存在しないように合金化処理する
ことを特徴とする加工性の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 |
|---|---|---|---|
| JP24032691A JPH0688192A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24032691A JPH0688192A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0688192A true JPH0688192A (ja) | 1994-03-29 |
Family
ID=17057814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24032691A Withdrawn JPH0688192A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0688192A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2768157A1 (fr) * | 1997-09-09 | 1999-03-12 | Lorraine Laminage | Tole d'acier galvanise allie, procedes et installation pour la fabrication d'une telle tole |
| WO2004020684A1 (en) * | 2002-08-28 | 2004-03-11 | Umicore | Zinc alloy and process for hot-dip galvannealing of steel |
| US7079363B2 (en) | 2002-04-12 | 2006-07-18 | Lg Industrial Systems Co., Ltd. | Hybrid DC electromagnetic contactor |
| US7941240B2 (en) | 2006-11-10 | 2011-05-10 | Toshiba Kikai Kabushiki Kaisha | Position ensuring system for oblique machining in five-axis machine tool |
| KR101158772B1 (ko) * | 2007-11-02 | 2012-06-22 | 마키노 밀링 머신 주식회사 | 수치제어 공작기계 및 수치제어 장치 |
-
1991
- 1991-08-28 JP JP24032691A patent/JPH0688192A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2768157A1 (fr) * | 1997-09-09 | 1999-03-12 | Lorraine Laminage | Tole d'acier galvanise allie, procedes et installation pour la fabrication d'une telle tole |
| EP0902098A1 (fr) * | 1997-09-09 | 1999-03-17 | Sollac | Procédé pour la fabrication d'une tÔle d'acier galvanisé allié sans phases en surface |
| US7079363B2 (en) | 2002-04-12 | 2006-07-18 | Lg Industrial Systems Co., Ltd. | Hybrid DC electromagnetic contactor |
| WO2004020684A1 (en) * | 2002-08-28 | 2004-03-11 | Umicore | Zinc alloy and process for hot-dip galvannealing of steel |
| US7941240B2 (en) | 2006-11-10 | 2011-05-10 | Toshiba Kikai Kabushiki Kaisha | Position ensuring system for oblique machining in five-axis machine tool |
| US8112173B2 (en) | 2006-11-10 | 2012-02-07 | Toshiba Kikai Kabushiki Kaisha | Position ensuring system for oblique machining in five-axis machine tool |
| KR101158772B1 (ko) * | 2007-11-02 | 2012-06-22 | 마키노 밀링 머신 주식회사 | 수치제어 공작기계 및 수치제어 장치 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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