JPH0713285B2 - 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板Info
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- JPH0713285B2 JPH0713285B2 JP2109533A JP10953390A JPH0713285B2 JP H0713285 B2 JPH0713285 B2 JP H0713285B2 JP 2109533 A JP2109533 A JP 2109533A JP 10953390 A JP10953390 A JP 10953390A JP H0713285 B2 JPH0713285 B2 JP H0713285B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は亜鉛めっき後加熱拡散処理によって該めっき層
をFe−Zn系合金層にした溶融合金化亜鉛めっき鋼板に関
するものである。特に鋼板の鋼中Siと溶融亜鉛めっき前
の加熱条件を特定することにより、生じる合金層形態の
改質によりパウダリングやフレーキングを防止した高靭
性の加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板として、
市場提供できるものである。
をFe−Zn系合金層にした溶融合金化亜鉛めっき鋼板に関
するものである。特に鋼板の鋼中Siと溶融亜鉛めっき前
の加熱条件を特定することにより、生じる合金層形態の
改質によりパウダリングやフレーキングを防止した高靭
性の加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板として、
市場提供できるものである。
［従来の技術］ 溶融合金化亜鉛めっき鋼板〔以下、単に合金化亜板とい
う。）は、その適宜な犠牲陽極作用と素地の凹凸からく
る優れた投猫効果から家電や自動車等の塗装下地用防錆
鋼板として現在多用されている表面処理鋼板の一つであ
る。
う。）は、その適宜な犠牲陽極作用と素地の凹凸からく
る優れた投猫効果から家電や自動車等の塗装下地用防錆
鋼板として現在多用されている表面処理鋼板の一つであ
る。
一方、この合金化亜板の鋼種も、近年、自動車の車体軽
量化を目的として鋼板の高強度化が指向されつつある。
量化を目的として鋼板の高強度化が指向されつつある。
この高強度鋼板を基板とした合金化亜板およびその製造
方法も最近は研究が進み、一部市場対応しているところ
も見受けられる。
方法も最近は研究が進み、一部市場対応しているところ
も見受けられる。
特に、合金化亜板に対する表面特性としては、耐食性、
加工性、溶接性、塗装性などがあるが、このうち最も市
場要求の高い特性の一つに加工によるめっき層の剥離
（フレーキング，パウダリング）がある。この改善にあ
たって、鋼種、めっき前処理、溶融めっき条件、合金化
加熱条件等の適正化が、現在盛んに研究開発されようと
している。
加工性、溶接性、塗装性などがあるが、このうち最も市
場要求の高い特性の一つに加工によるめっき層の剥離
（フレーキング，パウダリング）がある。この改善にあ
たって、鋼種、めっき前処理、溶融めっき条件、合金化
加熱条件等の適正化が、現在盛んに研究開発されようと
している。
この中で、高強度鋼板を基板とした溶融亜鉛めっき鋼板
又は製造方法の現状として、数は少ないが、以下のよう
な発明が提案されている。
又は製造方法の現状として、数は少ないが、以下のよう
な発明が提案されている。
Siキルド鋼板のZnめっき密着性をゼンジマー式溶融めっ
きで製造する方法としては特公昭52−44739号、高Mn鋼
のスラブから特定する熱延、焼鈍条件を付与し、基板の
組織をフェライト組織と低温変態相の複合組織にするこ
とにより加工性に優れた高張力熱延鋼板の溶融亜鉛めっ
き製造方法として特開昭56−13459号および特開昭60−3
3318号が提案されている。又、高Mn−Si鋼スラブより熱
延−冷延することを特徴とした加工性に優れた高張力亜
鉛めっき鋼板の製造方法として特開昭56−13437号など
が挙げられる。
きで製造する方法としては特公昭52−44739号、高Mn鋼
のスラブから特定する熱延、焼鈍条件を付与し、基板の
組織をフェライト組織と低温変態相の複合組織にするこ
とにより加工性に優れた高張力熱延鋼板の溶融亜鉛めっ
き製造方法として特開昭56−13459号および特開昭60−3
3318号が提案されている。又、高Mn−Si鋼スラブより熱
延−冷延することを特徴とした加工性に優れた高張力亜
鉛めっき鋼板の製造方法として特開昭56−13437号など
が挙げられる。
ところが、これらの方法は鋼板に対して溶融亜鉛めっき
を施す迄のプロセスに終止し、その後の合金化処理にま
では言及されていない。ところが、これらの方法では生
成する熱拡散合金層は、Fe拡散量に応じた総じて階層状
の合金層形態に終止し、このような合金層は、特に圧縮
加工を受けるとFe含有率の比較的高い固くて脆いΓ相
（地鉄に最も近い合金層）に応力集中を伴ないパウダリ
ングやフレーキングとなってめっき剥離を起し易い欠点
がある。
を施す迄のプロセスに終止し、その後の合金化処理にま
では言及されていない。ところが、これらの方法では生
成する熱拡散合金層は、Fe拡散量に応じた総じて階層状
の合金層形態に終止し、このような合金層は、特に圧縮
加工を受けるとFe含有率の比較的高い固くて脆いΓ相
（地鉄に最も近い合金層）に応力集中を伴ないパウダリ
ングやフレーキングとなってめっき剥離を起し易い欠点
がある。
［発明が解決しようとする課題］ 以上述べた従来技術の中では、所栓形成される合金層形
態は素地鋼板に比較的並行にFe拡散率が異なる各相のFe
−Zn拡散層は多層構造的に重なり合って形成される階層
構造でなり、このため加工応力の集中が起り、脆い合金
層にクラックが発生し、応力に耐え切れなくなった際に
鉄素地よりパウダー状に剥離し実用上問題がある。
態は素地鋼板に比較的並行にFe拡散率が異なる各相のFe
−Zn拡散層は多層構造的に重なり合って形成される階層
構造でなり、このため加工応力の集中が起り、脆い合金
層にクラックが発生し、応力に耐え切れなくなった際に
鉄素地よりパウダー状に剥離し実用上問題がある。
本発明では、このような従来技術が抱える合金層の加工
性向上に対し、階層構造でなる合金層の生成形態を応力
分散が可能なζ相が入り混ったδ１相主体の無方向性に
変化させることが必要と考え、種々の検討を行なった結
果、鋼板成分中の特に、Siを特定し、更には、溶融めっ
き前の鋼板加熱板温を組み合せ工夫することによって目
的とする合金層の無方向性化を達成させることができる
知見を得るに至り、本発明を提案するに至ったものであ
る。
性向上に対し、階層構造でなる合金層の生成形態を応力
分散が可能なζ相が入り混ったδ１相主体の無方向性に
変化させることが必要と考え、種々の検討を行なった結
果、鋼板成分中の特に、Siを特定し、更には、溶融めっ
き前の鋼板加熱板温を組み合せ工夫することによって目
的とする合金層の無方向性化を達成させることができる
知見を得るに至り、本発明を提案するに至ったものであ
る。
［課題を解決するための手段］ 本発明は上述した技術思想をもとに成り立ったもので、
その構成を以下に示すと １ 鋼成分が重量％でSi:0.05〜1.0％でなる低炭素鋼板
の上層にめっき成分系が重量％でAl:0.01〜0.15％、Sb:
0.1〜0.5％及びPb等の不可避的成分が0.02％未満でなる
溶融亜鉛めっき層の加熱拡散によって形成されるFe−Zn
合金層が、相構造としてはζ相とδ１相が混在したδ１
主体型であって、そのδ１相の生成が鋼板素地に対して
不連続状態にある形態をとり、且つこの合金層が５〜30
μｍ形成してなることを特徴とする加工性に優れた溶融
合金化亜鉛めっき鋼板。
その構成を以下に示すと １ 鋼成分が重量％でSi:0.05〜1.0％でなる低炭素鋼板
の上層にめっき成分系が重量％でAl:0.01〜0.15％、Sb:
0.1〜0.5％及びPb等の不可避的成分が0.02％未満でなる
溶融亜鉛めっき層の加熱拡散によって形成されるFe−Zn
合金層が、相構造としてはζ相とδ１相が混在したδ１
主体型であって、そのδ１相の生成が鋼板素地に対して
不連続状態にある形態をとり、且つこの合金層が５〜30
μｍ形成してなることを特徴とする加工性に優れた溶融
合金化亜鉛めっき鋼板。
２ 低炭素鋼板に溶融亜鉛めっきを施す際のめっき浴添
加合金成分が重量％でMg:0.01〜0.2％,Ti:0.01〜0.05
％,B:0.001〜0.01％であることを特徴とする加工性に優
れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板。
加合金成分が重量％でMg:0.01〜0.2％,Ti:0.01〜0.05
％,B:0.001〜0.01％であることを特徴とする加工性に優
れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板。
であり、その骨子はζ混在のδ１主体型であって、δ１
が不連続状に鋼板界面に生成させるようにした高靭性合
金層の形成にあたり、（１）鋼板の鋼成分として、特に
Siを特定し、かつ（２）耐食性合金を特定して合金化溶
融亜鉛めっき鋼板のより高耐食性化を図らんとする点に
ある。
が不連続状に鋼板界面に生成させるようにした高靭性合
金層の形成にあたり、（１）鋼板の鋼成分として、特に
Siを特定し、かつ（２）耐食性合金を特定して合金化溶
融亜鉛めっき鋼板のより高耐食性化を図らんとする点に
ある。
［作用］ 鋼中Siについて 鋼中Siは本発明にあってFe−Zn合金層の生成或いは成長
過程で少なくとも地鉄界面δ１相及びその表面に濃化偏
析し、このSi偏析帯がバリアーとなってδ１上層のζ相
へのFeの過剰拡散を抑制すると同時に加工応力の分散し
易いζとδ１の入り乱れ現象を助長促進させるためにあ
り、これが少なくとも従来技術に認められると固くて脆
いΓ１相やΓ相といったFe過剰拡散合金層の生成を防ぐ
と同時にその階層状への成長をも抑制させるためにあ
る。該Siの鋼板含有率として0.05重量％未満にあって
は、溶融亜鉛めっき浴中でのFe−Zn界面反応において、
鋼板の結晶粒内に優先して粒界からのFe過剰拡散が生
じ、これがその後の合金化処理において固くて脆いFe過
剰合金層の成長を促し、ひいては加工応力の集中化を招
いてパウダリング性の良くない階層合金層の生成を促進
した第２図の合金層形態と化すため好ましくない。一
方、該Si含有率が1.0重量％を越えては溶融亜鉛めっき
前の鋼板加熱過程において、鋼板表面に生成するSi酸化
物の形成とそ還元不足があってこれが溶融亜鉛との濡れ
性を低下し不めっきを生じかつ、その後の合金化処理過
程においても、SiによるFe拡散抑制作用が強く、該めっ
き層の合金化処理完成するのに長時間を要し、余り実用
的でない。従って、鋼中Si含有率としては本発明にいう
0.05〜1.0重量％であって好ましくは0.20〜0.5重量％が
よい。
過程で少なくとも地鉄界面δ１相及びその表面に濃化偏
析し、このSi偏析帯がバリアーとなってδ１上層のζ相
へのFeの過剰拡散を抑制すると同時に加工応力の分散し
易いζとδ１の入り乱れ現象を助長促進させるためにあ
り、これが少なくとも従来技術に認められると固くて脆
いΓ１相やΓ相といったFe過剰拡散合金層の生成を防ぐ
と同時にその階層状への成長をも抑制させるためにあ
る。該Siの鋼板含有率として0.05重量％未満にあって
は、溶融亜鉛めっき浴中でのFe−Zn界面反応において、
鋼板の結晶粒内に優先して粒界からのFe過剰拡散が生
じ、これがその後の合金化処理において固くて脆いFe過
剰合金層の成長を促し、ひいては加工応力の集中化を招
いてパウダリング性の良くない階層合金層の生成を促進
した第２図の合金層形態と化すため好ましくない。一
方、該Si含有率が1.0重量％を越えては溶融亜鉛めっき
前の鋼板加熱過程において、鋼板表面に生成するSi酸化
物の形成とそ還元不足があってこれが溶融亜鉛との濡れ
性を低下し不めっきを生じかつ、その後の合金化処理過
程においても、SiによるFe拡散抑制作用が強く、該めっ
き層の合金化処理完成するのに長時間を要し、余り実用
的でない。従って、鋼中Si含有率としては本発明にいう
0.05〜1.0重量％であって好ましくは0.20〜0.5重量％が
よい。
尚、この適正Si含有率にあって生じる合金層の生成形態
について更に詳述するならば、このめっき浴中反応にお
いて生成する初期合金層は素地面に対して少なくとも成
長方向性がやや無方向状態にはあるが総じて縦状に柱状
のδ１相が隠間を伴なって生成しその隠間を埋めるよう
にしてζ相が生成する複雑な合金層となる。ところが第
２図に示すCMAによるSiの分布状況においてこのδ１相
には鋼中のSiが散在し、かつζ相との境界部にこのSi濃
化層が認められる。
について更に詳述するならば、このめっき浴中反応にお
いて生成する初期合金層は素地面に対して少なくとも成
長方向性がやや無方向状態にはあるが総じて縦状に柱状
のδ１相が隠間を伴なって生成しその隠間を埋めるよう
にしてζ相が生成する複雑な合金層となる。ところが第
２図に示すCMAによるSiの分布状況においてこのδ１相
には鋼中のSiが散在し、かつζ相との境界部にこのSi濃
化層が認められる。
この合金層におけるSi濃化は、その後の合金化処理にお
いて、更にその傾向を強め、ζが減りδ１が更に支配的
となって肥大化するが、ζとδ１の入り乱れた形態の変
化も更に複雑化する。特徴的なことは、この際初期合金
層において地鉄に接して少なくとも生成していたδ１の
ζによる寸断現象が生じ、その寸断された部分にζが生
成するようになる。
いて、更にその傾向を強め、ζが減りδ１が更に支配的
となって肥大化するが、ζとδ１の入り乱れた形態の変
化も更に複雑化する。特徴的なことは、この際初期合金
層において地鉄に接して少なくとも生成していたδ１の
ζによる寸断現象が生じ、その寸断された部分にζが生
成するようになる。
すなわち、鋼中Siは合金層の生成或いは成長過程で、少
なくともδ１に偏析し、このSi偏析帯がバリアーとなっ
て上層ζおよびηへのFe過剰拡散を抑制する作用を有し
これが加工応力の分散し易いζおよびδ１の入り乱れ現
象を誘発又は助長し、これが少なくとも従来技術に認め
るΓ１やΓ相まで成長する適合金層を含む層状合金層と
形態を異にする大きな原因の一つと推定される。
なくともδ１に偏析し、このSi偏析帯がバリアーとなっ
て上層ζおよびηへのFe過剰拡散を抑制する作用を有し
これが加工応力の分散し易いζおよびδ１の入り乱れ現
象を誘発又は助長し、これが少なくとも従来技術に認め
るΓ１やΓ相まで成長する適合金層を含む層状合金層と
形態を異にする大きな原因の一つと推定される。
溶融亜鉛めっき浴の成分について １）Al濃度 Alは鋼板の浴中反応において鋼板界面での過剰なFe−Zn
相互拡散反応をFe−Al−Zn3元合金層のバリアー効果に
よって抑制させ、その後の合金化処理過程でΓ相の生成
を抑え、δ１主体の合金層形態に制御するために不可欠
な成分である。
相互拡散反応をFe−Al−Zn3元合金層のバリアー効果に
よって抑制させ、その後の合金化処理過程でΓ相の生成
を抑え、δ１主体の合金層形態に制御するために不可欠
な成分である。
Alが0.01wt％未満では上記した３元合金層バリアー効果
はなく、加工に脆い過合金が生成し易くなり好ましくな
い。
はなく、加工に脆い過合金が生成し易くなり好ましくな
い。
一方、Alが0.15wt％を越えては逆に３元合金層のバリア
ー効果に過剰に発揮され、その後の合金化処理過程で未
合金化し易くなり、商品価値を損なう。
ー効果に過剰に発揮され、その後の合金化処理過程で未
合金化し易くなり、商品価値を損なう。
従って浴中Alとしては0.01〜0.15wt％がよく、好ましく
は0.08〜0.13wt％がよい。
は0.08〜0.13wt％がよい。
２）Sb濃度 Sbは浴中Alと共晶し、Al−Sb化合物となって亜鉛めっき
層の地鉄界面や表層に偏析し鋼中Si同様に合金化過程で
のFe拡散をランダム化させ、少なくとも階層状の合金層
の生成を抑制するためにある。Sb0.05wt％未満ではその
作用が十分発揮されず、又Sb0.5wt％を越えては、めっ
き浴の粘性が増大し、安定しためっき付着量制御が難し
くなる。
層の地鉄界面や表層に偏析し鋼中Si同様に合金化過程で
のFe拡散をランダム化させ、少なくとも階層状の合金層
の生成を抑制するためにある。Sb0.05wt％未満ではその
作用が十分発揮されず、又Sb0.5wt％を越えては、めっ
き浴の粘性が増大し、安定しためっき付着量制御が難し
くなる。
従ってSb濃度は0.05〜0.5wt％がよいが好ましくは0.1〜
0.3wt％がよい。
0.3wt％がよい。
３）Mg濃度 Mgは合金化亜鉛めっき鋼板としての耐食性や塗装下地処
理としてのリン酸塩処理性を向上させるためにある。Mg
0.01wt％未満ではその効果が十分発揮されず、又、Mg0.
2wt％を越えては溶融亜鉛めっき浴面にMg酸化物が頻発
し、カス引きドロスとして鋼板に再付着し、外観上問題
が生じ、実用性を損なう。
理としてのリン酸塩処理性を向上させるためにある。Mg
0.01wt％未満ではその効果が十分発揮されず、又、Mg0.
2wt％を越えては溶融亜鉛めっき浴面にMg酸化物が頻発
し、カス引きドロスとして鋼板に再付着し、外観上問題
が生じ、実用性を損なう。
従って、Mg濃度は0.01〜0.2wt％がよいが、好ましくは
0.05〜0.1wt％がよい。
0.05〜0.1wt％がよい。
４）Ti濃度 Tiは、合金化亜鉛めっき鋼板の耐食性向上のためにあ
る。Ti0.01wt％未満では高耐食性化は十分でなく、又、
Tiが0.05wt％を越えては塗装下地処理としてのリン酸塩
処理性が十分得られない。
る。Ti0.01wt％未満では高耐食性化は十分でなく、又、
Tiが0.05wt％を越えては塗装下地処理としてのリン酸塩
処理性が十分得られない。
従って、Ti濃度は0.01〜0.05wt％がよいが、好ましくは
0.01〜0.03wt％がよい。
0.01〜0.03wt％がよい。
５）Ｂ濃度 Ｂは合金化亜鉛めっき鋼板のめっき層の経時による疲労
脆化を防止するためにある。
脆化を防止するためにある。
Ｂが0.001wt％未満ではその効果を十分発揮させるに到
らず、又、B0.01wt％を越えては物理的に該めっき浴中
に十分固溶させることが難しくドロスとなって鋼板に再
付着するため実用的でない。従って、Ｂ濃度としては0.
001〜0.01wt％がよいが、好ましくは0.003〜0.008wt％
がよい。
らず、又、B0.01wt％を越えては物理的に該めっき浴中
に十分固溶させることが難しくドロスとなって鋼板に再
付着するため実用的でない。従って、Ｂ濃度としては0.
001〜0.01wt％がよいが、好ましくは0.003〜0.008wt％
がよい。
６）不可避的不純物の総量 本発明にいう不可避的不純物とはPbをはじめCd,Snとい
っためっき層の基本成分であるZnと局部電池を形成し、
耐食性の低下を招くため、可能な限り、系外に排除され
るべき元素をいう。
っためっき層の基本成分であるZnと局部電池を形成し、
耐食性の低下を招くため、可能な限り、系外に排除され
るべき元素をいう。
従って該不純物の総量は、0.02wt％未満で好ましくは0.
01wt％以下が好ましい。
01wt％以下が好ましい。
溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっき厚について 該めっき厚みは基本的に溶融合金化亜鉛めっき鋼板とし
ての耐食性を支配する因子である。
ての耐食性を支配する因子である。
該めっき厚が５μｍ未満では合金化亜板の最大の特性で
ある塗装後の耐食性が極端に低下し、又、30μｍを越え
ては加工性には何ら支障はないものの厚膜すぎて合金化
処理に時間が要り、生産性を損なうため、余り好ましく
ない。
ある塗装後の耐食性が極端に低下し、又、30μｍを越え
ては加工性には何ら支障はないものの厚膜すぎて合金化
処理に時間が要り、生産性を損なうため、余り好ましく
ない。
従って、適正めっき厚みとしては、５〜30μｍがよい
が、好ましくは７〜15μｍが実用的である。
が、好ましくは７〜15μｍが実用的である。
以下実施例をもとに本発明の効果を更に詳述する。
［実 施 例］ 表１に特定する成分系の低炭素鋼板にあって板厚0.6mm
で板巾914mmの冷間圧延鋼板又は板厚3.5mmで板巾1200mm
の脱スケールされた熱間圧延鋼板を先ず、アルカリ脱脂
−水洗−乾燥したのち、表１に特定するプレめっきを施
し直ちにゼンジマー式溶融めっきラインにおいて15％H2
＋N2混合ガス雰囲気中で溶融めっき前の最高板温が表１
に特定する最高板温になるよう加熱通板され、溶融めっ
き侵入板温として460℃にまで冷却されたのち、浴温460
℃の表１に特定する溶融亜鉛めっき浴に２秒間浸漬され
る。その後大気中でガスワイピングされて所定めっき付
着量に制御されたのち、合金化炉で出側最高板温が550
℃になるよう加熱拡散処理され、気水冷却されたのち水
冷クエンチし乾燥される。
で板巾914mmの冷間圧延鋼板又は板厚3.5mmで板巾1200mm
の脱スケールされた熱間圧延鋼板を先ず、アルカリ脱脂
−水洗−乾燥したのち、表１に特定するプレめっきを施
し直ちにゼンジマー式溶融めっきラインにおいて15％H2
＋N2混合ガス雰囲気中で溶融めっき前の最高板温が表１
に特定する最高板温になるよう加熱通板され、溶融めっ
き侵入板温として460℃にまで冷却されたのち、浴温460
℃の表１に特定する溶融亜鉛めっき浴に２秒間浸漬され
る。その後大気中でガスワイピングされて所定めっき付
着量に制御されたのち、合金化炉で出側最高板温が550
℃になるよう加熱拡散処理され、気水冷却されたのち水
冷クエンチし乾燥される。
このようにして成る本発明の溶融合金化亜鉛めっき鋼板
は、表１に示すように他の性能を阻害することなくすぐ
れた加工性を発揮し、従来に例を見ない画期的な製品で
ある。
は、表１に示すように他の性能を阻害することなくすぐ
れた加工性を発揮し、従来に例を見ない画期的な製品で
ある。
鋼中Siの効果 表１の本発明実施例をNo.1〜No.16に、比較例No.17〜N
o.18とともに示す。このうち、No.10の本発明例につい
て断面の合金層生成状態をSEM観察し、又、その際のEPM
A元素分布について第１図に示す。又、比較例としてNo.
17を同様に解析した結果を第２図に示す。
o.18とともに示す。このうち、No.10の本発明例につい
て断面の合金層生成状態をSEM観察し、又、その際のEPM
A元素分布について第１図に示す。又、比較例としてNo.
17を同様に解析した結果を第２図に示す。
これらの結果から明白なように、鋼中のSiに応じてFe−
Zn合金層形態は階層状からランダム状に変化し、且つ相
形態も加工に脆いΓ相が抑制され、ζ相とδ１相とが入
り乱れた形態に変化していることが分る。この合金層形
態を呈する理由は地鉄界面或いはδ１相とζ相との界面
δ１相側にSiの偏析帯がEPMA元素分析から明白に認めら
れることから考えると、このSi偏析帯が地鉄或いはδ１
相から供給されるFeのζ相へ向っての拡散が抑制された
ためで合金層が入り乱れる原因はSiの偏析量に由来する
ためであろうと考えられる。
Zn合金層形態は階層状からランダム状に変化し、且つ相
形態も加工に脆いΓ相が抑制され、ζ相とδ１相とが入
り乱れた形態に変化していることが分る。この合金層形
態を呈する理由は地鉄界面或いはδ１相とζ相との界面
δ１相側にSiの偏析帯がEPMA元素分析から明白に認めら
れることから考えると、このSi偏析帯が地鉄或いはδ１
相から供給されるFeのζ相へ向っての拡散が抑制された
ためで合金層が入り乱れる原因はSiの偏析量に由来する
ためであろうと考えられる。
このように鋼中Siによって加工に脆い合金層（Γ相）が
消失し、かつ、硬さの異なるζ相とδ１相が入り乱れる
ことによって加工応力の分散化が可能となり、これが総
体的に合金化亜板としての加工性を向上させるに至った
ものと考えられる。
消失し、かつ、硬さの異なるζ相とδ１相が入り乱れる
ことによって加工応力の分散化が可能となり、これが総
体的に合金化亜板としての加工性を向上させるに至った
ものと考えられる。
溶融亜鉛めっき浴の各成分の効果 １）Al及びSbは本発明においては基本めっき浴成分の１
つである。
つである。
Alの効果について、本発明実施例をNo.28〜No.33に比較
例No.34〜No.35に示し、又Sbに関する本発明実施例をN
o.38〜No.42に、比較例No.43〜No.44と共に示す。
例No.34〜No.35に示し、又Sbに関する本発明実施例をN
o.38〜No.42に、比較例No.43〜No.44と共に示す。
いずれの成分系も本発明の濃度範囲を外れては、加工性
や仕上り外観を損なうことになる。
や仕上り外観を損なうことになる。
２）その他の添加成分であるMg,TiおよびＢの効用につ
いてはMgの本発明実施例をNo.45〜No.51に比較例No.52
〜No.53に示し、Tiの本発明実施例はNo.54〜No.56に比
較例No.57〜No.58に示す。又、Ｂについては本発明実施
例をNo.59〜No.62に比較例No.63〜No.64に示す。
いてはMgの本発明実施例をNo.45〜No.51に比較例No.52
〜No.53に示し、Tiの本発明実施例はNo.54〜No.56に比
較例No.57〜No.58に示す。又、Ｂについては本発明実施
例をNo.59〜No.62に比較例No.63〜No.64に示す。
これから明らかなように、これらの各成分は主として合
金化亜板としての総体的な耐食性向上および腐食と共に
生じる耐疲労破壊性の向上にその主旨があり、本発明の
範囲を外れてはその期待は薄い。
金化亜板としての総体的な耐食性向上および腐食と共に
生じる耐疲労破壊性の向上にその主旨があり、本発明の
範囲を外れてはその期待は薄い。
３）又、Pbをはじめとする不可避的不純物の適正範囲に
ついては、本発明実施例をNo.61およびNo.65に比較例N
o.66と共に示す。
ついては、本発明実施例をNo.61およびNo.65に比較例N
o.66と共に示す。
これより明らかなように、該不純物は主として耐食性の
低下を招くため本発明にあっては、可能な限りめっき浴
系から排除するよう配慮する必要がある。
低下を招くため本発明にあっては、可能な限りめっき浴
系から排除するよう配慮する必要がある。
４）合金化亜板の適正付着量範囲 本発明にいう付着量範囲は基本的には、使用環境とコス
トに応じて決められるべきものではあるが、総体的な性
能レベルからもその付着量は、制限が伴なう。
トに応じて決められるべきものではあるが、総体的な性
能レベルからもその付着量は、制限が伴なう。
その付着量範囲について、本発明実施例をNo.67〜No.70
に、比較例No.71〜No.72と共に示す。
に、比較例No.71〜No.72と共に示す。
これより明らかなように本発明の適正付着量を外れては
耐食性や加工性等を損なうことになり実用的でない。
耐食性や加工性等を損なうことになり実用的でない。
［発明の効果］ 以上、実施例をもとに本発明の内容を詳述してきたよう
に、本発明は鋼板成分中、特にSiに着目しこれによる合
金層形態の改質が合金化亜板の加工性を大きく改善せし
めたものとして従来に例を見ない画期的な技術として、
ここに提示するものである。
に、本発明は鋼板成分中、特にSiに着目しこれによる合
金層形態の改質が合金化亜板の加工性を大きく改善せし
めたものとして従来に例を見ない画期的な技術として、
ここに提示するものである。
第１図（ａ）は本発明実施例の代表例として、表１のN
o.10に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっき断面
組織を示す顕微鏡写真、また、（ｂ）は該めっき断面の
元素分布状態をEPMA線分析したパターン図である。更
に、（ｃ）は（ａ）および（ｂ）の結果をもとに、その
断面における合金層生成イメージを示した概略図であ
る。 同様にして、第２図（ａ）は従来技術の比較代表例とし
て表１のNo.17に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼板の
めっき断面組織を示す顕微鏡写真で、（ｂ）は該めっき
断面の元素分布状態をEPMA線分析したパターン図であ
る。又、（ｃ）は（ａ）および（ｂ）の結果をもとに、
その断面における合金層生成イメージを示した概略図で
ある。
o.10に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっき断面
組織を示す顕微鏡写真、また、（ｂ）は該めっき断面の
元素分布状態をEPMA線分析したパターン図である。更
に、（ｃ）は（ａ）および（ｂ）の結果をもとに、その
断面における合金層生成イメージを示した概略図であ
る。 同様にして、第２図（ａ）は従来技術の比較代表例とし
て表１のNo.17に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼板の
めっき断面組織を示す顕微鏡写真で、（ｂ）は該めっき
断面の元素分布状態をEPMA線分析したパターン図であ
る。又、（ｃ）は（ａ）および（ｂ）の結果をもとに、
その断面における合金層生成イメージを示した概略図で
ある。
Claims (2)
- 【請求項１】鋼成分が重量％でSi:0.05〜1.0％でなる低
炭素鋼板の上層に下記成分系でなる溶融亜鉛めっき層の
加熱拡散によって形成されるFe−Zn合金層が、相構造と
してはζ相とδ１相が混在したδ１主体型であって、そ
のδ１相の生成が鋼板素地に対して不連続状態にある形
態をとり、且つこの合金層が５〜30μｍ形成してなるこ
とを特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼
板 〔溶融亜鉛めっき浴の成分系〕重量％ Al:0.01〜0.15％ Sb:0.1〜0.5％ Pb等不可避的不純物:0.02％未満 Zn:残り - 【請求項２】溶融亜鉛めっき浴にMg:0.01〜0.2％,Ti:0.
01〜0.05％,B:0.001〜0.01％を添加してなることを特徴
とする請求項１記載の加工性に優れた溶融合金化亜鉛め
っき鋼板
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2109533A JPH0713285B2 (ja) | 1990-04-25 | 1990-04-25 | 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2109533A JPH0713285B2 (ja) | 1990-04-25 | 1990-04-25 | 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH046258A JPH046258A (ja) | 1992-01-10 |
| JPH0713285B2 true JPH0713285B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=14512665
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2109533A Expired - Lifetime JPH0713285B2 (ja) | 1990-04-25 | 1990-04-25 | 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0713285B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4920215B2 (ja) * | 2005-08-22 | 2012-04-18 | 新日本製鐵株式会社 | 鋼製成形品及び亜鉛系めっき鋼材 |
| CN102753730B (zh) | 2010-07-09 | 2015-04-29 | 新日铁住金株式会社 | 热浸镀锌系钢板 |
| WO2015029404A1 (ja) | 2013-08-26 | 2015-03-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61119663A (ja) * | 1984-11-15 | 1986-06-06 | Nisshin Steel Co Ltd | 溶融亜鉛めつき用汎用浴 |
| JP2504546B2 (ja) * | 1988-11-24 | 1996-06-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 合金化亜鉛めっき鋼板 |
-
1990
- 1990-04-25 JP JP2109533A patent/JPH0713285B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH046258A (ja) | 1992-01-10 |
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