JPH0978214A - 皮膜密着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
皮膜密着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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Abstract
グ性と耐チッピング性を有し、皮膜密着性に優れ、特に
自動車用鋼板として好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板と
その製造方法を提供する。 【解決手段】重量%で、P: 0.010〜0.10%、Si:0.05
〜0.20%を含有し、かつ、Si (%) ≧P (%) を満たす
P添加鋼を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっ
て、合金化処理後において皮膜中のFe濃度が8〜11%
で、皮膜と鋼板との界面(GA界面)のAl量が 20mg/m2
以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Description
母材鋼板とし、優れた耐パウダリング性と耐チッピング
性を有し、皮膜密着性に優れ、特に自動車用鋼板として
好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関す
る。
業分野においては溶融亜鉛めっき鋼板が大量に使用され
ているが、とりわけ、経済性、防錆機能、塗装後の性能
等の点で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。
な脱脂洗浄工程を経た後、もしくは脱脂洗浄を行うこと
なく、鋼板を弱酸化性雰囲気もしくは還元雰囲気で予熱
した後還元性雰囲気で鋼板を焼鈍し、その後鋼板をめっ
き温度付近まで冷却して溶融亜鉛浴に浸漬することによ
って、鋼板の表面に連続的に溶融亜鉛めっきを施し、そ
の後、合金化熱処理炉で 500〜 600℃の温度範囲で3〜
30s加熱保持し、その表面にFe−Zn合金めっき層を形成
させることにより製造される。
物からなり、めっき層の平均Fe濃度は、一般的に8〜12
重量%である。めっきの付着量は、通常、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
あるので一般には供給されていない。
従来から低炭素Alキルド鋼板、極低炭素Ti添加鋼板等が
用いられてきたが、近年の自動車用材料の高強度化の要
求にともない、安価で強化能の高いPを少量添加したP
添加鋼が用いられるようになってきた。一方、自動車用
材料として用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板として
は、プレス加工を行うため耐パウダリング性に優れた鋼
板が要請されるとともに、塗装後の衝撃的な変形や剪断
等のいわゆるチッピング衝撃に対してもめっき層の剥離
を発生しない耐チッピング性が要求される。これらの耐
パウダリング性および耐チッピング性が、自動車用鋼板
の皮膜密着性として評価される。
改善策として、耐パウダリング性については、上述のよ
うにめっき付着量を制限したり、合金化処理の温度やヒ
ートパターンの影響に関する研究に基づき合金化度を所
定の範囲に限定することによって対応できる。しかし、
衝撃的な変形や剪断を伴う耐チッピング性については、
上記のような成形時の密着性の改善だけでは十分ではな
い。そこで、本発明者らは、Pを 0.007%以下含有する
鋼板を対象として、めっき層と鋼板との界面部分の粗さ
がRz で 6.5μm 以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を提案し、耐チッピング性を含む皮膜密着性の向上を図
った(特開平6− 81009号公報参照)。
よる燃費の向上が一層要求され、さらにPを 0.010%以
上含有するP添加鋼の使用が主流となっている。したが
って、Pを意図的に多く添加したP添加鋼においても、
皮膜密着性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の開発が
必要となる。
車用鋼板に対する軽量化、高強度化の要請に応え、Pを
0.010%以上含有するP添加鋼を母材鋼板とする場合で
あっても、皮膜密着性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼
板およびその製造方法を確立することを課題としてなさ
れたものである。
10%以上含有するP添加鋼を母材とする合金化溶融亜鉛
めっき鋼板において、その皮膜密着性を向上させるた
め、母材鋼板の組成、溶融亜鉛めっき浴濃度、さらに溶
融亜鉛めっきを付着させた時および合金化処理した時の
めっき皮膜組成等を詳細に検討して、次のような知見を
得た。以下、「%」は特に断らない限り重量%を示す。
加鋼を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって
も、その皮膜密着性を向上させることができる。通常、
めっき浴の組成は主としてAl−Znで構成されており、浴
中のAl濃度は0.08〜0.12%で管理されているが、溶融亜
鉛めっきを付着させた時にAlはめっき皮膜中で富化する
傾向がある。特に母材に所定量のSiが含有されると、鋼
板の表面に付着するめっき皮膜中のAl濃度が高くなる。
さらに詳しくは、溶融亜鉛めっきを付着させた時にめっ
き皮膜と鋼板の界面(以下、「めっきまま界面」とい
う)に富化するAl量(Fe−Al合金層として富化する) が
増加する。しかも、上記のめっきまま界面に富化するAl
量が50mg/m2 以上になると、合金化処理後のめっき皮膜
と鋼板との界面(以下、「GA界面」という)に残存す
るAl量は 10mg/m2以上になる。
金化溶融亜鉛めっき鋼板においてはGA界面に残存する
Al量と皮膜密着性には相関があり、残存するAl量が 20m
g/m2以上であれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の皮膜密
着性を著しく向上させることができる。
っき浴中のAl濃度が0.08〜0.12%の範囲ではめっきまま
界面のAl量を十分に増加させるのは困難である。めっき
浴中のAl濃度を増加させれば、めっきまま界面に富化す
るAl量を増加させることができるが、合金化処理におけ
る合金化速度が著しく低下する。さらに、合金化速度を
確保するため加熱温度を上昇させれば、めっき皮膜に凹
凸が生じ外観不良となるでけでなく、耐パウダリング性
も著しく劣化する。
した場合には、めっき浴中のAl濃度が0.08〜0.12%であ
っても、還元焼鈍の条件を調整することによって、めっ
きまま界面のAl量を 50mg/m2以上にすることができる。
すなわち、めっき前に、還元焼鈍時に再結晶温度(600℃
〜 900℃) まで加熱した後、再結晶温度で保持(例え
ば、10〜30s )して 600℃までの冷却速度を10℃/s以上
とし、めっき浴へ浸漬する材料温度を管理すれば(例え
ば、 460℃以上)、めっきまま界面に 50mg/m2以上のAl
量を富化することができる。
影響と推定される。通常、再結晶焼鈍後の冷却速度は5
℃/s程度が採用されており、この冷却時に再結晶した鋼
板表面で表面濃化が生じる。このため、表面濃化にとも
なって粒界では反応性が低下し、溶融亜鉛めっきを付着
させた時に初期のFe−Al合金層の生成が少なくなる。
ることにより、冷却時の表面濃化を抑制し、溶融亜鉛め
っきを付着させた時にも初期の反応性を高めることがで
きて、めっきまま界面に多くのAl量を富化させることが
できる。
Al量を残存させる方法を説明する。
界面に微細な凹凸を形成させることによって皮膜密着性
を向上させることができる。すなわち、めっきまま界面
に富化されたAlは、合金化処理における合金化反応(Fe
−Znの拡散反応)を遅延させる働きがあり、かつ界面に
おける分布は不均一である。このため、Fe−Znの拡散反
応はGA界面に残存するAl量の影響をうけることとな
り、Alの不均一な分布に応じてGA界面に凹凸を形成す
る。GA界面に形成される凹凸は、GA界面に残存する
Al量が多くなればなるほど顕著となる。
金化処理が通常採用される範囲内のいかなる処理条件で
あっても、合金化処理後のめっき皮膜中のFe濃度を8〜
11%とし、GA界面にAl量を 10mg/m2以上残存させるこ
とができる。ここで、合金化処理後のめっき皮膜中のFe
濃度が限定されるのは、次の理由による。めっき皮膜中
のFe濃度は合金化処理によってFe−Znの拡散反応が進行
するに伴って高くなるが、合金化処理後のFe濃度が8%
未満の場合には、反応Fe量が不足しめっきの表層に未処
理のZn(η−Zn)が残存して溶接性を劣化させ、一方、
Fe濃度が11%を超える場合にはGA界面にΓ相が多く形
成されて耐パウダリング性を悪化させるからである。
処理の条件を調整すれば、GA界面のAl量を 20mg/m2以
上にできることが明らかになった。すなわち、 420℃か
ら480 ℃までの低温域での平均昇温速度を20℃/s以上に
し、その後合金化処理を 480℃〜550 ℃の温度範囲の高
温域で行う。通常の昇温速度が10〜15℃/s程度であるか
ら、この条件によれば、 420〜480 ℃の低温域での合金
化の進行が抑制され、GA界面に 20mg/m2以上のAl量を
残存させることができる。
反応による界面挙動を示す鋼板表層部の断面拡大図であ
り、(a)は合金化反応前の界面状態を、(b)、
(c)は低温域での合金化反応による界面挙動を、
(d)は高温域での合金化反応による界面挙動をそれぞ
れ示している。
Alは、前述の通り、Fe−Al合金層3として存在する。
(b)に示すように、このFe−Al合金層3が低温域での
合金化反応によって破壊される過程では、母材1および
Znめっき皮膜4の相互拡散であるFe−Znの拡散反応の起
点は反応が活性となる粒界2の近傍となり、このときの
拡散反応はバースト反応(粒界反応)として進展する。
(c)はFe−Znのバースト反応の進展状況を示してお
り、バースト反応は白矢印で指示するように、Fe−Al合
金層3と母材1の界面と平行に広がって行く。このと
き、Fe−Al合金層3の下方の母材側へZnが侵入する形で
合金化が進行するため、低温域での合金化処理の時間が
長いとGA界面にAl量を残存させ難くなる。
では、Fe−Znの拡散反応は粒界での反応より粒内での反
応が速くなり、Fe−Al合金層3はバースト反応で破壊さ
れるのではなく、粒内反応の影響をうけることになる。
Fe−Znの粒内反応はFe−Al合金層3を通して、黒矢印で
示すように、Fe−Al合金層3と母材1の界面に対して垂
直な方向から拡散反応が進行することになるので、GA
界面にAl量を残存させ易くなる。したがって、本発明に
おいては、 420℃〜480 ℃の低温域での合金化処理の時
間を短くする (昇温速度を速くする) ことによって、Fe
−Znのバースト反応によるFe−Al合金層の破壊を抑制
し、GA界面に 20mg/m2以上のAl量を残存させることが
できる。
P添加鋼を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板におい
て、母材に0.05%以上のSiを含有させるとともに、還元
焼鈍の条件を調整することによってめっきまま界面のAl
量を増加させ、さらに、合金化処理の条件を調整するこ
とによってGA界面のAl量を多く残存させることができ
ることが分かった。さらに、本発明者らは、合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の皮膜密着性を、Si含有量とP含有量と
の関連について検討を加えた。
金化溶融亜鉛めっき鋼板の皮膜密着性との関係を示す図
である。供試材は、Siが0.01〜0.4 %、Pが0.01〜0.20
%の冷延鋼板を合金化溶融亜鉛めっき処理したものであ
る。その処理条件は、還元焼鈍での再結晶温度から 600
℃までの冷却速度を10℃/s以上とし、Al濃度が0.08〜0.
12%の浴中に浸漬してめっき皮膜を付着させた後、 420
℃から 480℃までの温度域で昇温速度を20℃/s以上とし
て、 480℃〜 550℃の温度範囲で合金化処理を行った。
塗装後、−20℃以下の温度環境で、石をぶつける衝撃試
験を行った。評価の基準はP含有量が 0.010%のP添加
鋼 (Si添加なし)が有する皮膜密着性とし、これより良
好なものを〇とし、同等またはそれより劣化するものを
×として評価し、その結果を図2に示している。図2か
ら明らかなように、皮膜密着性を向上させるには、Si含
有量が 0.05 %以上で、かつSi (%) ≧P (%) を満た
す必要がある。なお、図2では耐パウダリング性につい
ては触れていないが、合金化処理した後の皮膜中のFe濃
度を8〜11%の範囲で管理すれば、図中の耐チッピング
性が良好な条件は耐パウダリング性においても良好な条
件であることを後述の実施例で確認している。
たものであり、下記の(1)の合金化溶融亜鉛めっき鋼
板および(2)の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
を要旨としている。
i:0.05〜0.20%を含有し、かつ、Si (%) ≧P (%)
を満たすP添加鋼を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼
板であって、合金化処理後において皮膜中のFe濃度が8
〜11%で、皮膜と鋼板との界面(GA界面)のAl量が20
mg/m2以上であることを特徴とする皮膜密着性に優れた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
i:0.05〜0.20%を含有し、かつ、Si (%) ≧P (%)
を満たすP添加鋼を母材として合金化溶融亜鉛めっきを
連続的に施す方法であって、還元焼鈍工程で 600℃〜 9
00℃の温度範囲まで昇温ののち 600℃まで10℃/s以上の
冷却速度で冷却して所定温度になった鋼板を、浴中のAl
含有量が 0.08 〜 0.2%である溶融亜鉛めっき浴に浸漬
して皮膜を付着させて後、420℃から 480℃までの温度
域での平均昇温速度を20℃/s以上として 480℃〜 550℃
の温度範囲に加熱し、この温度範囲で合金化処理するこ
とを特徴とする皮膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法。
板」とは、還元焼鈍時に再結晶温度(600℃〜 900℃) ま
で加熱した後、 600℃までの冷却速度を10℃/s以上と
し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する前の材料温度が例え
ば、 460℃以上になるように管理された鋼板を意味す
る。
図的に添加したP添加鋼であればよく、低炭素鋼または
極低炭素鋼等の鋼種や熱延材または冷延材等の鋼板の種
類は特に限定しない。母材鋼板の組成としては、Pは
0.010〜0.10%とする。Pを0.10%を超えて含有する鋼
であっても皮膜密着性に同様の効果はあるが、合金化処
理の速度が著しく遅延するため、上限を0.10%とした。
Siは0.05〜 0.2%とする。Si含有量が0.05%未満では、
前述のとおり、皮膜密着性の改善が図れず、一方、含有
量が 0.2%を超えると、プレFeめっき、前酸化等の処理
を行わないと不めっきが発生するおそれがあるからであ
る。さらに皮膜密着性を確保するためには、鋼中のSiと
Pの関係がSi (wt%) ≧P (wt%) の条件を満たす必要
がある。
C、S、Mn、Ti、Mg、Cr、Ni、Cu、Nb、Ta、AlおよびB
等が挙げられるが、これらがP、Si以外に一種または二
種以上含有されていても、下記の成分範囲であれば本発
明の効果は十分に達成されることを確認している。
Mn:0.10〜2.0 % Ti: 0.1%以下、 Mg:1.0 %以下、 Cr:2.0 %
以下 Ni:2.0 %以下、 Cu:2.0 %以下、 Nb:0.1 %
以下 Ta:0.1 %以下、 Al:0.1 %以下、 B:0.1 %
以下 本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の母材を用
いてGA界面のAl量を20mg/m2以上に限定することを特
徴としている。前述の通り、Al量が 20mg/m2未満ではめ
っき皮膜と鋼板表面との密着性が乏しくなる。通常、G
A界面に残留するAl量が多いということは界面での反応
速度が局所的に遅延したこと、言い換えれば、局所的に
は反応が促進されたことを意味している。したがって、
GA界面にAlが多く存在することは、GA界面に多くの
凹凸が形成されることになるので、それだけ皮膜密着性
が向上する。このような知見を前提として、GA界面の
Al量の下限は実験的には 20mg/m2となる。上限について
明確な知見はないが、以下に説明する製造条件ではGA
界面のAl量が300mg/m2を越えることは無かった。
板の製造に従来から用いられていた連続溶融亜鉛めっき
ラインを利用して実施することができ、一般に還元焼鈍
工程→溶融亜鉛めっき工程→合金化処理工程が採用され
る。以下、本発明の方法を各工程順に説明する。使用す
る鋼板は冷延または熱延後、必要に応じて脱脂する。
酸化ナトリウム水溶液中で10〜300 秒程度行われる。ま
た、トリクレン、シンナーなどの有機溶剤脱脂、オルソ
珪酸ソーダ水溶液中での電解脱脂などを行ってもよい。
脱脂された鋼板は、十分水洗され、ブローなどで乾燥し
た後、 600℃程度で予備加熱されることがある。
れ、所定時間(例えば、10s〜 30s)保持の後、冷却速
度10℃/s以上で 600℃まで冷却され、さらに所定温度ま
で冷却速度の限定はなく冷却された後、次の溶融亜鉛め
っき工程に送られる。
℃未満では還元速度が遅く、鋼板表面に微量の鉄酸化物
が残存し、次工程で不めっきの要因となるためである。
一方、加熱温度の上限を 900℃とするのは、 900℃を超
えて加熱すると鋼板の形状を保持することができず、操
業時に鋼板の局所的な伸びが生じたり、板破断が生じた
りするからである。この還元 (焼鈍) 処理は、鋼板表面
の鉄酸化物を十分還元されるため、水素濃度2%以上25
%以下程度で、露点は−60℃以上0℃以下程度の雰囲気
で行うのが好ましい。また、加熱方式は、誘導加熱、通
電加熱、ラジアントチューブ方式、赤外加熱方式などが
可能である。冷却については10℃/s以上を実現するため
に、炉冷では不十分であり、冷却ゾーンを設置し、還元
性の冷却ガスを吹き付ける方式、また冷却ゾーン内で冷
却ガスを循環させるなどの方式を採用するのが好まし
い。
るのが好ましい。保持時間が 10s未満では、十分な還元
が起こらず鋼板の反応性が劣化する傾向があり、また 3
0sを超えて保持すると、Si酸化物を粒界に偏析しめっき
まま界面に所定量のAl量を付加できない場合もある。ま
た、再結晶温度での保持ののち、冷却速度10℃/s以下で
600℃まで冷却するのは、前述のとおり、めっきまま界
面に所定量のAl量を富化するためである。なお、再結晶
温度が 600℃のものは表面にSi酸化物が生成されないた
め保持時間の上限および冷却速度を特に限定する必要が
ない。
濃度は0.08〜 0.2%の範囲で管理する。ここで言うAl濃
度は、浴中全Al濃度からFe−Al合金層中のAl濃度を差し
引いた値を有効Al濃度としている。めっき浴中のAl濃度
が0.08%未満では、皮膜密着性を向上することができな
い。一方、Al濃度が 0.2%を超える場合には、合金化処
理の時間が長くなる。
るのが好ましい。 420℃未満では凝固点近傍であるため
操業が不安定になる恐れがあり、 520℃を超えるとFeの
溶出量が増加し、ドロス発生が顕著になる。通常、めっ
き直前の鋼板温度も、めっき浴の温度管理にあわせ、 4
20℃〜 520℃とするのが好ましい。溶融亜鉛めっきを付
着させた時の目付量(皮膜の付着量)は25〜70g/m2程度
にするのが好ましい。
のガスワイピング技術では安定して製造できない恐れが
あり、一方、上限の70g/m2を超えると、次工程の合金化
処理をが十分に完了できない恐れがあるからである。
化させる必要がある。前述のように、めっきまま界面に
50mg/m2以上のAlを存在させれば、GA界面でのAl量を
20mg/m2以上残存させることができる。これは、現状の
技術レベルを前提とする条件であるが、めっきまま界面
のAlを拡散させずに全てGA界面に残存させることが可
能であれば、めっきまま界面のAl量はGA界面のそれと
一致させることができる。
おける昇温速度を20℃/s以上とし、 480℃〜 550℃の温
度範囲で合金化処理することとしている。この処理によ
って、GA界面のAl量を 20mg/m2以上残存させることが
できる。昇温速度が20℃/sに達しない場合には、GA界
面に所定のAl量を残存させることができず、鋼板の皮膜
密着性を改善することができない。一方、昇温速度の上
限は特に定めないが、制御できる範囲として 200℃/sと
なる。合金化温度が 480℃未満では合金化処理の速度が
低下するだけでなく、GA界面のAl量を低下させる恐れ
がある。また、合金化温度が 550℃を超えると反応Fe量
を制御することが困難になり、皮膜中のFe濃度が適正範
囲を外れる恐れがある。
度を8〜11%にする。前述の通り、Fe濃度の上限を11%
とするのは、皮膜密着性の一要素である耐パウダリング
性を適正にするためであり、また、Fe濃度の下限を8%
にするのは、溶接性を確保し皮膜密着性を向上させるた
めである。
熱、直接通電、バーナー、赤外線による加熱などがある
が、急速加熱を目的とするため、誘導加熱、直接通電な
どが好ましい。
件、溶融亜鉛めっき条件および合金化処理条件を設定す
ることにより、皮膜密着性の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。
説明する。
鋼からそれぞれ板厚0.8mm 、幅80mm、長さ200mm の冷延
鋼板を作製し、これらを母材として次の条件で合金化溶
融亜鉛めっき処理を行った。
た後、還元焼鈍を10%水素−窒素 (露点−60℃以下) の
雰囲気で 800℃まで昇温速度15℃/sで昇温し保持時間20
s とし、常温の還元ガスを鋼板サンプルに吹き付け15℃
/sの冷却速度で600℃まで冷却し、さらに 480℃まで放
冷した。
460℃のめっき浴に、材料温度が 480℃の鋼板を1s 浸
漬してめっきを施した。
低温域における昇温速度を20〜40℃/sとして加熱し、合
金化処理温度を 500±20℃、保持時間を20〜40s として
処理した後、放冷により冷却した。このときの皮膜中の
Fe濃度は、8〜11%である。
のGA界面のAl量を測定するとともに、皮膜密着性を評
価した。その結果を表3および表4に示す。GA界面の
Al量は幅 100mm、長さ100mm の鋼板を発煙硝酸で溶解し
た後、鋼板の表面に残存するAlをイビット含有10%塩酸
中で溶解し、溶液分析にて測定した。
による耐チッピング性の評価とした。幅70mm、長さ150m
m の鋼板を試験片として、市販の浸漬式リン酸塩処理液
で下地処理した後、カチオン型電着塗料による下塗り→
中塗り→上塗りの3コート塗装(合計膜厚:100 μm)を
施した。得られた塗装鋼板を−20℃の冷却条件で保持
し、グラベロ試験機で直径4〜6mmの砂利石10個を空気
圧 2.0Kg/cm2、衝突速度100〜150Km/hrの条件で衝突さ
せ、各衝突点での塗装の剥離径を測定した。この平均剥
離径が 4.0mm未満の場合には良好と評価して表中では○
で示し、 4.0mm以上の場合には不良と評価して表中では
×で示す。なお、表3および表4には、溶融亜鉛めっき
を付着させた時の目付量および合金化処理後の皮膜中の
Fe濃度を併せて示す。
量および皮膜中のFe濃度が本発明の規定範囲であれば、
鋼板の皮膜密着性(耐チッピング性)に優れることが分
かる。
0.8mm 、幅 100mm、長さ250mm の冷延鋼板(未焼鈍材)
を作製し、これを母材として予め10%NaOH溶液で脱脂し
た後、次の条件で合金化溶融亜鉛めっき処理を行った。
を窒素中で 550℃まで昇温し 200℃まで冷却した後、還
元焼鈍を10%水素−窒素(露点−60℃以下) の雰囲気で
700℃〜850 ℃まで昇温速度15℃/sで昇温し保持時間20
s で冷却速度5℃/s〜15℃/sで 600℃まで冷却し、さら
に 460℃まで冷却する条件で行った。
度が 460℃のめっき浴中に、材料温度 460℃の鋼板を1
s 浸漬してめっきを施した。
低温域における昇温速度を10〜40℃/sとして加熱し、合
金化処理の到達温度 460℃〜580 ℃で保持時間を10〜40
s とした後、放冷により冷却した。このときの皮膜中の
Fe濃度は、8〜11%である。
のGA界面のAl量を測定するとともに、皮膜密着性の評
価として低温衝撃試験による耐チッピング性とカップ絞
り試験による耐パウダリング性の評価を行った。その結
果を表6および表7に示す。
の評価を示し、密着性は耐チッピング性の評価を示し
ている。また、GA界面のAl量の測定と耐チッピング性
の評価は実施例1と同じ要領で行った。
た鋼板を直径60mmの円板状に打ち抜きして、ポンチ直径
30mmでダイス肩半径3Rの円筒絞り試験を行った後、鋼
板の外側円筒部のテープ剥離を行い、剥離重量を測定し
て行った。この剥離重量が25mg未満の場合には良好と評
価して表中では○で示し、25mg以上35mg未満の場合には
通常と評価して表中では△で示し、35mg以上の場合には
不良と評価して表中では×で示す。
材鋼板の組成、還元焼鈍の条件、めっき浴の条件および
合金化処理の条件を本発明の規定範囲内に限定すること
により、耐パウダリング性と耐チッピング性で表される
皮膜密着性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造で
きることが分かる。
P添加鋼を母材鋼板としながらも優れた耐パウダリング
性と耐チッピング性を有し、特に自動車用鋼板として十
分な皮膜密着性を発揮することができる。しかも、本発
明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、従来から
用いられていた連続溶融亜鉛めっきラインに適用がで
き、効率的かつ経済的に合金化溶融亜鉛めっき処理を施
すことができる。
応による界面挙動を示す鋼板表層部の断面拡大図であ
る。
めっき鋼板の皮膜密着性との関係を示す図である。
金層 4…亜鉛めっき皮膜
Claims (2)
- 【請求項1】重量%で、P: 0.010〜0.10%、Si:0.05
〜0.20%を含有し、かつ、Si (%)≧P (%) を満たす
P添加鋼を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっ
て、合金化処理後において皮膜中のFe濃度が8〜11%
で、皮膜と鋼板との界面のAl量が 20mg/m2以上であるこ
とを特徴とする皮膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板。 - 【請求項2】重量%で、P: 0.010〜0.10%、Si:0.05
〜0.20%を含有し、かつ、Si (%)≧P (%) を満たす
P添加鋼を母材として合金化溶融亜鉛めっきを連続的に
施す方法であって、還元焼鈍工程で 600℃〜 900℃の温
度範囲まで昇温ののち 600℃まで10℃/s以上の冷却速度
で冷却して所定温度になった鋼板を、浴中のAl含有量が
0.08 〜 0.2%である溶融亜鉛めっき浴に浸漬して皮膜
を付着させて後、 420℃から 480℃までの温度域での平
均昇温速度を20℃/s以上として 480℃〜 550℃の温度範
囲に加熱し、この温度範囲で合金化処理することを特徴
とする皮膜密着性に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 |
---|---|---|---|
JP7231562A JP2993404B2 (ja) | 1995-09-08 | 1995-09-08 | 皮膜密着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 |
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JPH0978214A true JPH0978214A (ja) | 1997-03-25 |
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-
1995
- 1995-09-08 JP JP7231562A patent/JP2993404B2/ja not_active Expired - Lifetime
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