JPH0713286B2 - 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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- JPH0713286B2 JPH0713286B2 JP2109534A JP10953490A JPH0713286B2 JP H0713286 B2 JPH0713286 B2 JP H0713286B2 JP 2109534 A JP2109534 A JP 2109534A JP 10953490 A JP10953490 A JP 10953490A JP H0713286 B2 JPH0713286 B2 JP H0713286B2
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- phase
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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
る優れた投描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
る優れた投描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。又、普通鋼ではあるが、Co−P,
Fe−P,Ni−P,P単体のプレめっきを施すことによって溶
融亜鉛めっき後の合金化を促進することを特徴とした特
開昭62−139860号或いは特開昭63−31296号などから提
案されている。
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。又、普通鋼ではあるが、Co−P,
Fe−P,Ni−P,P単体のプレめっきを施すことによって溶
融亜鉛めっき後の合金化を促進することを特徴とした特
開昭62−139860号或いは特開昭63−31296号などから提
案されている。
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。
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平行に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平行に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相主体であって、か
つζ層が一定の方向をとらないようにすることが必要と
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相主体であって、か
つζ層が一定の方向をとらないようにすることが必要と
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Fe−Ni,Fe−Moのいずれか１種を0.5〜5g/m2の
プレめっき層を形成し、更に溶融亜鉛めっき後の加熱拡
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。
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Fe−Ni,Fe−Moのいずれか１種を0.5〜5g/m2の
プレめっき層を形成し、更に溶融亜鉛めっき後の加熱拡
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。
２ 溶融めっき浴の成分を重量％でAl:0.01〜0.15％,S
b:0.05〜0.5％,Mg:0.01〜0.2％,Ti:0.01〜0.05％,B:0.0
01〜0.01％を添加して且つPb等の不可避的不純総量が0.
02％未満であるめっき浴を用いてめっきを行うことを特
徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板。
b:0.05〜0.5％,Mg:0.01〜0.2％,Ti:0.01〜0.05％,B:0.0
01〜0.01％を添加して且つPb等の不可避的不純総量が0.
02％未満であるめっき浴を用いてめっきを行うことを特
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
が鋼板界面に不連続生成するようにした高靭性合金層形
成を促進させるためには鋼板の鋼成分として、特にSi
を特定し、かつまた、該鋼板の溶融亜鉛との濡れ性を
上げ、合金化亜板としての外観的一性を更に向上させる
ために、特定するプレめっきを設ける必要がある点にあ
る。
が鋼板界面に不連続生成するようにした高靭性合金層形
成を促進させるためには鋼板の鋼成分として、特にSi
を特定し、かつまた、該鋼板の溶融亜鉛との濡れ性を
上げ、合金化亜板としての外観的一性を更に向上させる
ために、特定するプレめっきを設ける必要がある点にあ
る。
［作用］ 鋼中Siについて 本発明の鋼板としては、低炭素鋼板の範ちゅうであって
冷間圧延又は熱間圧延した鋼板のいずれであってもよ
い。この鋼板の鋼中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0.05〜0.5重
量％がよい。
冷間圧延又は熱間圧延した鋼板のいずれであってもよ
い。この鋼板の鋼中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0.05〜0.5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
１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
１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相まで成長する過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相まで成長する過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。
プレめっきについて 本発明にいうプレめっきの目的は、特に還元性雰囲気で
なくても無酸化雰囲気でも該鋼板が溶融亜鉛めっき浴に
対して十分なる均一濡れ性が安定して得られるようにす
るためにある。尚、プレめっきの方法については電気め
っき、無電解めっき或いは蒸着めっき等従来方法のいず
れであってもよい。
なくても無酸化雰囲気でも該鋼板が溶融亜鉛めっき浴に
対して十分なる均一濡れ性が安定して得られるようにす
るためにある。尚、プレめっきの方法については電気め
っき、無電解めっき或いは蒸着めっき等従来方法のいず
れであってもよい。
又、プレめっき系がFe−Ni,Fe−Moのいずれか１種とす
るのは溶融合金化亜鉛めっき鋼板としての、耐食性向
上、或いはFeリッチの界面合金層（例えばΓ相やΓ
１相）を抑制してめっき密着性を向上させるためにあ
る。
るのは溶融合金化亜鉛めっき鋼板としての、耐食性向
上、或いはFeリッチの界面合金層（例えばΓ相やΓ
１相）を抑制してめっき密着性を向上させるためにあ
る。
該プレめっき系の１種が総付着量として0.5g/m2未満で
は該鋼板の溶融亜鉛との濡れ性が不均一に終り、ブチ状
又は毛穴状の不めっきが生じ易く、又、5g/m2を越えて
は、合金化処理の過程で素地からのFe過剰拡散から固く
て加工に脆いFe−Zn合金層（Γ，Γ１）が階層状に生成
し易くなり本発明の狙いから外れ、商品価値上でも余り
好ましくない。
は該鋼板の溶融亜鉛との濡れ性が不均一に終り、ブチ状
又は毛穴状の不めっきが生じ易く、又、5g/m2を越えて
は、合金化処理の過程で素地からのFe過剰拡散から固く
て加工に脆いFe−Zn合金層（Γ，Γ１）が階層状に生成
し易くなり本発明の狙いから外れ、商品価値上でも余り
好ましくない。
従って該プレめっきの総付着量は0.5〜5g/m2がよいが好
ましくは0.8〜3g/m2がよい。
ましくは0.8〜3g/m2がよい。
尚、Fe−Ni,Fe−Moの各プレめっき系における合金比率
については、特に規定するものではないが敢えて言うな
らばFe−Ni系又はFe−Mo系においては、Mi,Moともに低
含有率の方が好ましい。
については、特に規定するものではないが敢えて言うな
らばFe−Ni系又はFe−Mo系においては、Mi,Moともに低
含有率の方が好ましい。
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。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。
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。
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、電気めっき法を用いてなる表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、電気めっき法を用いてなる表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とζ相との界面δ
１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とζ相との界面δ
１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。
プレめっきの効果 Feめっきについて本発明の実施例のうちFe−Niめっきの
本発明実施例をNo.26〜No.29に比較例No.30〜No.31と共
に示す。又、Fe−Moめっきの本発明実施例をNo.32〜No.
35に比較例No.36〜No.37と共に示す。これらの結果より
各種プレめっきにより、溶融亜鉛に対する鋼板の濡れ性
は更に向上し、これが合金化亜板としての仕上り外観の
向上をもたらしていることが分る。又、プレめっき系に
よっては、合金化亜板としての耐食性をも向上させ得る
ものもあり、複合効果といえる。
本発明実施例をNo.26〜No.29に比較例No.30〜No.31と共
に示す。又、Fe−Moめっきの本発明実施例をNo.32〜No.
35に比較例No.36〜No.37と共に示す。これらの結果より
各種プレめっきにより、溶融亜鉛に対する鋼板の濡れ性
は更に向上し、これが合金化亜板としての仕上り外観の
向上をもたらしていることが分る。又、プレめっき系に
よっては、合金化亜板としての耐食性をも向上させ得る
ものもあり、複合効果といえる。
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.53〜No.58に比較
例No.59〜No.60に示し、又Sbに関する本発明実施例をN
o.61〜No.67に、比較例No.68〜No.69と共に示す。
例No.59〜No.60に示し、又Sbに関する本発明実施例をN
o.61〜No.67に、比較例No.68〜No.69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.70〜No.76に比較例No.77
〜No.78に示し、Tiの本発明実施例はNo.79〜No.81に比
較例No.82〜No.83に示す。又、Ｂについては本発明実施
例をNo.84〜No.87に比較例No.88〜No.89に示す。
いてはMgの本発明実施例をNo.70〜No.76に比較例No.77
〜No.78に示し、Tiの本発明実施例はNo.79〜No.81に比
較例No.82〜No.83に示す。又、Ｂについては本発明実施
例をNo.84〜No.87に比較例No.88〜No.89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.86およびNo.90に比較例N
o.91と共に示す。
ついては、本発明実施例をNo.86およびNo.90に比較例N
o.91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.92〜No.95
に、比較例No.96〜No.97と共に示す。
に、比較例No.96〜No.97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No.1
0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念図である。 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念図で
ある。
0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念図である。 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念図で
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Fe−NiまたはFe−Moでなるいずれか１
種を0.5〜5g/m2のプレめっき層を形成し、更に下記成分
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 |
|---|---|---|---|
| JP2109534A JPH0713286B2 (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 |
|---|---|---|---|
| JP2109534A JPH0713286B2 (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 |
|---|---|
| JPH046259A JPH046259A (ja) | 1992-01-10 |
| JPH0713286B2 true JPH0713286B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=14512689
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2109534A Expired - Lifetime JPH0713286B2 (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) | JPH0713286B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11578378B2 (en) | 2017-10-24 | 2023-02-14 | Arcelormittal | Method for the manufacture of a galvannealed steel sheet |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR970000190B1 (ko) * | 1993-06-02 | 1997-01-06 | 니홍고오깡 가부시키가이샤 | 아연도금강판의 제조방법 |
| CN1041641C (zh) * | 1993-06-29 | 1999-01-13 | 日本钢管株式会社 | 表面处理钢板及其制造方法 |
| KR960013481B1 (ko) * | 1993-06-29 | 1996-10-05 | 니홍고오깡 가부시키가이샤 | 표면처리강판 및 그 제조방법 |
| JP4679195B2 (ja) * | 2005-03-23 | 2011-04-27 | 日新製鋼株式会社 | 低降伏比高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4791992B2 (ja) * | 2007-03-20 | 2011-10-12 | 日新製鋼株式会社 | スポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| 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 |
-
1990
- 1990-04-25 JP JP2109534A patent/JPH0713286B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11578378B2 (en) | 2017-10-24 | 2023-02-14 | Arcelormittal | Method for the manufacture of a galvannealed steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH046259A (ja) | 1992-01-10 |
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