JPH11286766A - 耐チッピング性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
耐チッピング性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH11286766A JPH11286766A JP3062599A JP3062599A JPH11286766A JP H11286766 A JPH11286766 A JP H11286766A JP 3062599 A JP3062599 A JP 3062599A JP 3062599 A JP3062599 A JP 3062599A JP H11286766 A JPH11286766 A JP H11286766A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐パウダリング性は勿論のこと、特に耐チッ
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
方法を提供する。 【解決手段】 Ａｌ濃度が０．０７〜０．２重量％の溶
融亜鉛めっき浴に素地鋼板を浸入させて、前記素地鋼板
の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後、該溶融亜鉛め
っき鋼板を１０℃／秒以上の加熱速度で５５０℃以上に
加熱して前記めっき層を合金化し、その後４００℃まで
１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
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
方法を提供する。 【解決手段】 Ａｌ濃度が０．０７〜０．２重量％の溶
融亜鉛めっき浴に素地鋼板を浸入させて、前記素地鋼板
の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後、該溶融亜鉛め
っき鋼板を１０℃／秒以上の加熱速度で５５０℃以上に
加熱して前記めっき層を合金化し、その後４００℃まで
１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、めっき層中に生成
する可能性のある空洞を適切に制御することによって、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層における耐チッピ
ング性および耐パウダリング性を改善する技術に関する
ものである。
する可能性のある空洞を適切に制御することによって、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層における耐チッピ
ング性および耐パウダリング性を改善する技術に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、例えば自動車等の各種車輌或は家
庭用電気製品用外板材等の防錆強化対策として各種表面
処理鋼板の使用量が急増してきており、中でも合金化溶
融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡ鋼板と略称することがあ
る）は、スポット溶接等の溶接性や成形性に優れると共
に、それ自身の耐食性および有機塗料等の塗装後耐食性
にも優れたものであるから、大量に実用化されている。
またＧＡ鋼板の電着塗装特性を向上させるという観点か
ら、鉄を多く含むＦｅ−Ｚｎ合金めっき層をＧＡ鋼板表
面上に施した２層型ＧＡ鋼板も大量に採用されている。
更に、近年における耐久性向上要求に応じる為に、めっ
き層の厚目付化が指向されている。
庭用電気製品用外板材等の防錆強化対策として各種表面
処理鋼板の使用量が急増してきており、中でも合金化溶
融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡ鋼板と略称することがあ
る）は、スポット溶接等の溶接性や成形性に優れると共
に、それ自身の耐食性および有機塗料等の塗装後耐食性
にも優れたものであるから、大量に実用化されている。
またＧＡ鋼板の電着塗装特性を向上させるという観点か
ら、鉄を多く含むＦｅ−Ｚｎ合金めっき層をＧＡ鋼板表
面上に施した２層型ＧＡ鋼板も大量に採用されている。
更に、近年における耐久性向上要求に応じる為に、めっ
き層の厚目付化が指向されている。
【０００３】尚ＧＡ鋼板の素地鋼板としては、低炭素Ａ
ｌキルド鋼を焼鈍した鋼板、或はＴｉやＮｂ等の炭窒化
物形成元素を添加した極低炭素鋼板（いわゆるＩＦ鋼
板）等が使用されている。また加工性の良いＧＡ鋼板を
得る為に、前記ＩＦ鋼板にＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等の強化元素
を添加した鋼板も素地鋼板として用いられている。
ｌキルド鋼を焼鈍した鋼板、或はＴｉやＮｂ等の炭窒化
物形成元素を添加した極低炭素鋼板（いわゆるＩＦ鋼
板）等が使用されている。また加工性の良いＧＡ鋼板を
得る為に、前記ＩＦ鋼板にＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等の強化元素
を添加した鋼板も素地鋼板として用いられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところで自動車走行時
に石跳ね等の原因によって素地鋼板からめっき層が塗膜
とともに剥離するチッピング現象や車体のプレス成形時
にめっき層が粉末状に剥離するパウダリング現象は、め
っき層の厚目付化によって却って発生し易くなる傾向が
ある。従って、めっき層の厚目付化は、耐食性向上とい
う点からすれば有効であるが、上記の様な不都合な現象
の発生を招き易くなっている。
に石跳ね等の原因によって素地鋼板からめっき層が塗膜
とともに剥離するチッピング現象や車体のプレス成形時
にめっき層が粉末状に剥離するパウダリング現象は、め
っき層の厚目付化によって却って発生し易くなる傾向が
ある。従って、めっき層の厚目付化は、耐食性向上とい
う点からすれば有効であるが、上記の様な不都合な現象
の発生を招き易くなっている。
【０００５】チッピング現象やパウダリング現象を防止
する為の対策として、これまでめっき層中のＦｅ濃度を
できるだけ低く抑え、Ｚｎ単独層が残存しない様にする
方法が採用されてきた。即ち合金化溶融亜鉛めっき層の
一般的な相構造は、Ｆｅ−Ｚｎの金属間化合物であるζ
相（ＦｅＺｎ13）およびδ1 相（ＦｅＺｎ7 ）の２相、
或はζ相、δ1 相およびΓ相（Ｆｅ3 Ｚｎ10）の３相か
らなり、硬さはビッカース硬度で夫々ζ相：約２００、
δ1 相：約３００、Γ相：約５００であり、めっき層中
のＦｅ濃度が高くなるにつれてめっき層はδ1 相および
Γ相の構成比が高くなって硬質脆弱化するので、めっき
層中のＦｅ濃度をできるだけ低く抑えることによって脆
弱相の析出を低減している。しかしながら上記の様なＦ
ｅ濃度低減技術では、満足すべき性能を安定して得るこ
とができない場合が多く、より一層の改善が望まれてい
る。
する為の対策として、これまでめっき層中のＦｅ濃度を
できるだけ低く抑え、Ｚｎ単独層が残存しない様にする
方法が採用されてきた。即ち合金化溶融亜鉛めっき層の
一般的な相構造は、Ｆｅ−Ｚｎの金属間化合物であるζ
相（ＦｅＺｎ13）およびδ1 相（ＦｅＺｎ7 ）の２相、
或はζ相、δ1 相およびΓ相（Ｆｅ3 Ｚｎ10）の３相か
らなり、硬さはビッカース硬度で夫々ζ相：約２００、
δ1 相：約３００、Γ相：約５００であり、めっき層中
のＦｅ濃度が高くなるにつれてめっき層はδ1 相および
Γ相の構成比が高くなって硬質脆弱化するので、めっき
層中のＦｅ濃度をできるだけ低く抑えることによって脆
弱相の析出を低減している。しかしながら上記の様なＦ
ｅ濃度低減技術では、満足すべき性能を安定して得るこ
とができない場合が多く、より一層の改善が望まれてい
る。
【０００６】本発明は上記の様な事情に着目してなされ
たものであって、その目的は、耐パウダリング性は勿論
のこと、特に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方法を提供することにある。
たものであって、その目的は、耐パウダリング性は勿論
のこと、特に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方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明方法とは、素地鋼板表面に合金化溶融亜
鉛めっき層が形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製
造するに当たり、Ａｌ濃度が０．０７〜０．２重量％の
溶融亜鉛めっき浴に素地鋼板を浸入させて、前記素地鋼
板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後、該溶融亜鉛
めっき鋼板を１０℃／秒以上の加熱速度で５５０℃以上
に加熱して前記めっき層を合金化し、その後４００℃ま
で１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する点に要旨を有す
るものである。
のできた本発明方法とは、素地鋼板表面に合金化溶融亜
鉛めっき層が形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製
造するに当たり、Ａｌ濃度が０．０７〜０．２重量％の
溶融亜鉛めっき浴に素地鋼板を浸入させて、前記素地鋼
板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後、該溶融亜鉛
めっき鋼板を１０℃／秒以上の加熱速度で５５０℃以上
に加熱して前記めっき層を合金化し、その後４００℃ま
で１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する点に要旨を有す
るものである。
【０００８】本発明方法で用いる素地鋼板としては、
Ｐ：０．１５重量％以下、Ｔｉ：０．１０重量％以下お
よびＮｂ：０．１０重量％以下よりなる群から選択され
る２種以上の元素を含むものであることが好ましい。ま
た、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板表面に、Ｆｅ−Ｚｎ
合金めっき層を電気めっきによって形成することも電着
塗装特性を向上させる為に有効であり（前述した２層型
ＧＡ鋼板）、このとき形成されるＦｅ−Ｚｎ合金めっき
層はＦｅ：６５重量％以上、残部が実質的にＺｎからな
るものとするのがよい。
Ｐ：０．１５重量％以下、Ｔｉ：０．１０重量％以下お
よびＮｂ：０．１０重量％以下よりなる群から選択され
る２種以上の元素を含むものであることが好ましい。ま
た、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板表面に、Ｆｅ−Ｚｎ
合金めっき層を電気めっきによって形成することも電着
塗装特性を向上させる為に有効であり（前述した２層型
ＧＡ鋼板）、このとき形成されるＦｅ−Ｚｎ合金めっき
層はＦｅ：６５重量％以上、残部が実質的にＺｎからな
るものとするのがよい。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明が完成されるに至った研究
経緯に沿って、本発明の作用効果について説明する。ま
ず本発明者らは、ＧＡ鋼板のめっき層構造特に断面性状
について詳細に観察・検討した。その結果、めっき層中
にはＦｅ−Ｚｎ合金層が必ずしも全面に亘って緻密に生
成している訳ではなく、めっき層内に小さな空洞が発生
している箇所があることが観察された。この空洞の形状
は、円形乃至楕円形、或は長方形等様々であり、その大
きさも５μｍ以上の大きなものから１μｍ以下の小さな
ものまで観察された。また空洞の生成位置は、めっき層
／素地鋼板界面、或はめっき層内部であった。尚空洞を
観察するに当たっては、倍率が約１０００〜２０００倍
程度で焦点深度の深い電子顕微鏡が最も適しており、上
記空洞はめっき層中に黒い空間部として明確に識別でき
た。
経緯に沿って、本発明の作用効果について説明する。ま
ず本発明者らは、ＧＡ鋼板のめっき層構造特に断面性状
について詳細に観察・検討した。その結果、めっき層中
にはＦｅ−Ｚｎ合金層が必ずしも全面に亘って緻密に生
成している訳ではなく、めっき層内に小さな空洞が発生
している箇所があることが観察された。この空洞の形状
は、円形乃至楕円形、或は長方形等様々であり、その大
きさも５μｍ以上の大きなものから１μｍ以下の小さな
ものまで観察された。また空洞の生成位置は、めっき層
／素地鋼板界面、或はめっき層内部であった。尚空洞を
観察するに当たっては、倍率が約１０００〜２０００倍
程度で焦点深度の深い電子顕微鏡が最も適しており、上
記空洞はめっき層中に黒い空間部として明確に識別でき
た。
【００１０】上記の様な空洞が生成する原因は明らかで
はないが、合金化過程におけるＦｅ−Ｚｎ合金層の生
成、成長の不均一性によるのではないかと推察された。
即ち合金化処理時にＦｅ−Ｚｎ合金層は、溶融亜鉛と素
地鋼板中のＦｅとの相互拡散によって素地鋼板表面全面
に亘って均一に生成、成長するのではなく、素地鋼板の
Ｆｅ結晶粒界と粒内では素地鋼板成分の偏析状態、Ｆｅ
原子の整合性などが異なっているため合金めっき層の生
成、成長速度は前者の方が大きいものと考えられる。こ
のため合金化過程において結晶粒界上では合金めっき層
は著しく早く成長するのに対し、結晶粒内では生成、成
長が遅れ合金化が最も遅く完了することになる。Ｆｅ−
Ｚｎ合金めっき層は単位重量当たりの体積が溶融亜鉛に
比べて小さいので、結晶粒の上方に位置するめっき層に
は合金化にともなう体積収縮によって空洞が生成すると
考えられる。
はないが、合金化過程におけるＦｅ−Ｚｎ合金層の生
成、成長の不均一性によるのではないかと推察された。
即ち合金化処理時にＦｅ−Ｚｎ合金層は、溶融亜鉛と素
地鋼板中のＦｅとの相互拡散によって素地鋼板表面全面
に亘って均一に生成、成長するのではなく、素地鋼板の
Ｆｅ結晶粒界と粒内では素地鋼板成分の偏析状態、Ｆｅ
原子の整合性などが異なっているため合金めっき層の生
成、成長速度は前者の方が大きいものと考えられる。こ
のため合金化過程において結晶粒界上では合金めっき層
は著しく早く成長するのに対し、結晶粒内では生成、成
長が遅れ合金化が最も遅く完了することになる。Ｆｅ−
Ｚｎ合金めっき層は単位重量当たりの体積が溶融亜鉛に
比べて小さいので、結晶粒の上方に位置するめっき層に
は合金化にともなう体積収縮によって空洞が生成すると
考えられる。
【００１１】本発明者らの研究によれば、上記空洞はめ
っき層の緻密度を低下させ、強度や密着性に悪影響を及
ぼし、耐チッピング性および耐パウダリング性を著しく
劣化させることが明らかになった。図１はめっき層中空
洞発生面積率と層中鉄濃度の影響を、２層型ＧＡ鋼板の
耐チッピング性の観点で、また図２はＧＡ鋼板の耐パウ
ダリング性の観点で夫々示したものである。図３はめっ
き層中空洞発生面積率との影響を、２層型ＧＡ鋼板の耐
チッピング性の観点で、また図４はＧＡ鋼板の耐パウダ
リング性の観点で夫々示したものである。尚、空洞発生
面積率は任意の視野のめっき層断面を観察（倍率は前記
１０００〜２０００倍）し、空洞を含む全めっき層面積
に対する空洞面積の合計の割合で示した。また耐チッピ
ング性（図１および図３）および耐パウダリング性（図
２および図４）の評価基準は下記の通りである。
っき層の緻密度を低下させ、強度や密着性に悪影響を及
ぼし、耐チッピング性および耐パウダリング性を著しく
劣化させることが明らかになった。図１はめっき層中空
洞発生面積率と層中鉄濃度の影響を、２層型ＧＡ鋼板の
耐チッピング性の観点で、また図２はＧＡ鋼板の耐パウ
ダリング性の観点で夫々示したものである。図３はめっ
き層中空洞発生面積率との影響を、２層型ＧＡ鋼板の耐
チッピング性の観点で、また図４はＧＡ鋼板の耐パウダ
リング性の観点で夫々示したものである。尚、空洞発生
面積率は任意の視野のめっき層断面を観察（倍率は前記
１０００〜２０００倍）し、空洞を含む全めっき層面積
に対する空洞面積の合計の割合で示した。また耐チッピ
ング性（図１および図３）および耐パウダリング性（図
２および図４）の評価基準は下記の通りである。
【００１２】＜耐チッピング性＞燐酸塩処理した後、自
動車用３コート塗料（具体的には電着塗料＋中塗り塗料
＋上塗り塗料３層塗り、１５０℃、２０分の焼付け）し
た後、みかげ石を投射してめっき層が剥離した素地鉄部
分の大きさを判定した。 ◎：優秀、 ○：良好、 ×：不良
動車用３コート塗料（具体的には電着塗料＋中塗り塗料
＋上塗り塗料３層塗り、１５０℃、２０分の焼付け）し
た後、みかげ石を投射してめっき層が剥離した素地鉄部
分の大きさを判定した。 ◎：優秀、 ○：良好、 ×：不良
【００１３】＜耐パウダリング性＞角度６０°のＶ字型
曲げ試験を行ない、圧縮側をテープ剥離したときのめっ
き剥離量により３段階評価した。 ◎：優秀、 ○：良好、 ×：不良
曲げ試験を行ない、圧縮側をテープ剥離したときのめっ
き剥離量により３段階評価した。 ◎：優秀、 ○：良好、 ×：不良
【００１４】図１〜４から、次の様に考察できた。耐チ
ッピング性および耐パウダリング性は、いずれもめっき
層中Ｆｅ濃度の増加とともに低下することは知られてい
るが、空洞発生面積率も大きな支配因子であることがわ
かる。即ち同一鉄濃度で比較すると空洞発生面積が高く
なると共に両特性は低下しており、またＦｅ濃度が多少
高くなっても空洞発生面積率が低いと両特性は良好であ
る。逆にＦｅ濃度が低くても空洞発生面積率が高いと両
特性は劣化する。また両特性（特に耐チッピング性）を
満足させるためには、空洞発生面積率を１５％以下とす
る必要がある。
ッピング性および耐パウダリング性は、いずれもめっき
層中Ｆｅ濃度の増加とともに低下することは知られてい
るが、空洞発生面積率も大きな支配因子であることがわ
かる。即ち同一鉄濃度で比較すると空洞発生面積が高く
なると共に両特性は低下しており、またＦｅ濃度が多少
高くなっても空洞発生面積率が低いと両特性は良好であ
る。逆にＦｅ濃度が低くても空洞発生面積率が高いと両
特性は劣化する。また両特性（特に耐チッピング性）を
満足させるためには、空洞発生面積率を１５％以下とす
る必要がある。
【００１５】本発明に係るＧＡ鋼板のめっき層は、Ｆｅ
含有量を７〜２０重量％とする必要がある。即ちＦｅ含
有量が７重量％未満では、めっき層にＺｎが多く残存し
て塗装後の耐食性、溶接性が劣化し、２０重量％を超え
ると空洞発生面積率が０％でも耐チッピング性および耐
パウダリング性は低下する。まためっき層中の空洞発生
面積率は１５％以下に抑制する必要がある。即ち空洞発
生面積率が１５％を超えると、鉄含有量が２０重量％以
下でも両特性（特に耐チッピング性）は劣化する。尚、
ＧＡ鋼板上にＦｅ−Ｚｎ合金めっきを形成して２層型Ｇ
Ａ鋼板とする場合は、該めっき層中のＦｅ含有量は６５
％以上とするのが良く、これより少ないと良好な電着塗
装特性が得られない。
含有量を７〜２０重量％とする必要がある。即ちＦｅ含
有量が７重量％未満では、めっき層にＺｎが多く残存し
て塗装後の耐食性、溶接性が劣化し、２０重量％を超え
ると空洞発生面積率が０％でも耐チッピング性および耐
パウダリング性は低下する。まためっき層中の空洞発生
面積率は１５％以下に抑制する必要がある。即ち空洞発
生面積率が１５％を超えると、鉄含有量が２０重量％以
下でも両特性（特に耐チッピング性）は劣化する。尚、
ＧＡ鋼板上にＦｅ−Ｚｎ合金めっきを形成して２層型Ｇ
Ａ鋼板とする場合は、該めっき層中のＦｅ含有量は６５
％以上とするのが良く、これより少ないと良好な電着塗
装特性が得られない。
【００１６】本発明者らは、空洞発生面積率に及ぼす影
響を鋼板成分の面から検討した。そして本発明者らが検
討したところによると、耐チッピング性および耐パウダ
リング性に悪影響を及ぼす空洞を抑制するには、素地鋼
板の結晶粒界と粒内における合金化反応をできるだけ均
一にすることが望ましいと考えられた。そして従来用い
られているＩＦ鋼板の成分元素と空洞発生率の関係を検
討した結果、Ｐ、ＴｉおよびＮｂの２種あるいは３種を
鋼板中に含有させる際に、これらの含有量を所定量以下
に抑えると、空洞が著しく抑制されることを明らかにし
た。これらの元素の含有量について、Ｐは０．１５重量
％以下、Ｔｉ，Ｎｂはともに０．１０重量％以下で空洞
抑制効果が発揮されるが、Ｐが０．１５重量％を超え、
Ｔｉ、Ｎｂがともに０．１０重量％超えると、空洞発生
抑制効果が低下し、空洞が発生する様になる。従って、
その含有量の最大値はＰは０．１５重量％とし、Ｔｉ，
Ｎｂはともに０．１０重量％とするのが好ましい。尚、
Ｐ、Ｔｉ、Ｎｂ以外の成分元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、
Ｓ、Ａｌ、Ｂ、Ｎ、Ｏ等については特に規定されるもの
ではなく、ＩＦ鋼に通常含有される程度含有されていれ
ばよい。ＩＦ鋼板の成分組成例としては、Ｔｉ，Ｎｂ，
Ｐが上記の範囲の他、Ｃ：０．０１重量％以下、Ｓｉ：
０．５重量％以下、Ｍｎ：２重量％以下、Ｓ：０．０２
重量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％以下、Ｎ：
０．００５重量％以下等である。
響を鋼板成分の面から検討した。そして本発明者らが検
討したところによると、耐チッピング性および耐パウダ
リング性に悪影響を及ぼす空洞を抑制するには、素地鋼
板の結晶粒界と粒内における合金化反応をできるだけ均
一にすることが望ましいと考えられた。そして従来用い
られているＩＦ鋼板の成分元素と空洞発生率の関係を検
討した結果、Ｐ、ＴｉおよびＮｂの２種あるいは３種を
鋼板中に含有させる際に、これらの含有量を所定量以下
に抑えると、空洞が著しく抑制されることを明らかにし
た。これらの元素の含有量について、Ｐは０．１５重量
％以下、Ｔｉ，Ｎｂはともに０．１０重量％以下で空洞
抑制効果が発揮されるが、Ｐが０．１５重量％を超え、
Ｔｉ、Ｎｂがともに０．１０重量％超えると、空洞発生
抑制効果が低下し、空洞が発生する様になる。従って、
その含有量の最大値はＰは０．１５重量％とし、Ｔｉ，
Ｎｂはともに０．１０重量％とするのが好ましい。尚、
Ｐ、Ｔｉ、Ｎｂ以外の成分元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、
Ｓ、Ａｌ、Ｂ、Ｎ、Ｏ等については特に規定されるもの
ではなく、ＩＦ鋼に通常含有される程度含有されていれ
ばよい。ＩＦ鋼板の成分組成例としては、Ｔｉ，Ｎｂ，
Ｐが上記の範囲の他、Ｃ：０．０１重量％以下、Ｓｉ：
０．５重量％以下、Ｍｎ：２重量％以下、Ｓ：０．０２
重量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％以下、Ｎ：
０．００５重量％以下等である。
【００１７】更に本発明者らは、めっき浴中Ａｌ濃度お
よび合金化ヒートパターンと、空洞発生面積率との関係
についても検討した。合金化は一般に次の様に進行する
と考えられる。溶融亜鉛めっき浴中に添加されるＡｌ
は、素地鋼板のＦｅとの反応によって、まずＺｎめっき
界面にＦｅ−Ａｌ合金層を生成し、その後合金化の為の
加熱時にこの合金層を破壊してめっき層のＺｎと素地鋼
板中のＦｅとの反応によってＦｅ−Ｚｎ合金層が生成・
成長する。従って、浴中ＡｌはＦｅ−Ｚｎ合金層の生成
および成長挙動を支配することになる。そこで本発明者
らは、Ｆｅの結晶粒界と粒内におけるＦｅ−Ｚｎ合金層
の生成，成長に及ぼす浴中Ａｌ濃度の影響を検討した。
よび合金化ヒートパターンと、空洞発生面積率との関係
についても検討した。合金化は一般に次の様に進行する
と考えられる。溶融亜鉛めっき浴中に添加されるＡｌ
は、素地鋼板のＦｅとの反応によって、まずＺｎめっき
界面にＦｅ−Ａｌ合金層を生成し、その後合金化の為の
加熱時にこの合金層を破壊してめっき層のＺｎと素地鋼
板中のＦｅとの反応によってＦｅ−Ｚｎ合金層が生成・
成長する。従って、浴中ＡｌはＦｅ−Ｚｎ合金層の生成
および成長挙動を支配することになる。そこで本発明者
らは、Ｆｅの結晶粒界と粒内におけるＦｅ−Ｚｎ合金層
の生成，成長に及ぼす浴中Ａｌ濃度の影響を検討した。
【００１８】本発明者らが検討したところによると、浴
中Ａｌ濃度が低い場合には、Ｆｅ−Ａｌ合金層およびＦ
ｅ−Ｚｎ合金層の合金化速度の違いが大きくなり、空洞
が大型化あるいは多発化する傾向になり、逆にこれが高
いほど合金化が均一に進行して空洞の発生が少なくなる
ことが分かった。そしてどのような鋼板を用いた場合で
あっても、空洞発生面積率を１５％以下に抑制するため
には、浴中Ａｌ濃度を少なくとも０．０７％重量％以上
とすることが必要であることが判明した。尚、浴中Ａｌ
濃度の増加とともに全体の合金加速化度は低下し、０．
２重量％を超えると生産性を著しく悪化させる。従っ
て、本発明のＧＡ鋼板を製造する際の、浴中Ａｌ濃度は
０．０７〜０．２重量％とする必要がある。
中Ａｌ濃度が低い場合には、Ｆｅ−Ａｌ合金層およびＦ
ｅ−Ｚｎ合金層の合金化速度の違いが大きくなり、空洞
が大型化あるいは多発化する傾向になり、逆にこれが高
いほど合金化が均一に進行して空洞の発生が少なくなる
ことが分かった。そしてどのような鋼板を用いた場合で
あっても、空洞発生面積率を１５％以下に抑制するため
には、浴中Ａｌ濃度を少なくとも０．０７％重量％以上
とすることが必要であることが判明した。尚、浴中Ａｌ
濃度の増加とともに全体の合金加速化度は低下し、０．
２重量％を超えると生産性を著しく悪化させる。従っ
て、本発明のＧＡ鋼板を製造する際の、浴中Ａｌ濃度は
０．０７〜０．２重量％とする必要がある。
【００１９】次に、合金化加熱条件について説明する。
合金化加熱速度および合金化加熱温度は、素地Ｆｅの結
晶の粒界と粒内におけるＦｅ−Ｚｎ合金層の生成、成長
速度に大きく影響を及ぼすことが明らかになった。合金
化加熱速度が小さい程あるいは合金化温度が低い程、結
晶粒界と粒内の夫々の上方における合金層の合金化速度
の違いが大きくなり、空洞が大型化あるいは多発化する
傾向にあり、逆に合金化加熱速度が大きい程および合金
化温度が高い程両者における合金化速度の違いが小さく
なり、空洞の発生が抑制される傾向にある。また合金化
後の冷却において合金化が進行しなくなる４００℃まで
の冷却速度が低いと、めっき層表面にＦｅ−Ｚｎ合金層
の皮膜が生成し、めっき層内にＺｎが一部液体状で残留
した場合これが最後に合金化する際体積収縮を起こして
空洞が生まれ易くなることが判明した。加熱速度が１０
℃／秒未満の場合および合金化加熱温度が５５０℃未満
の場合、ならびに冷却速度が１０℃／秒未満の場合、い
ずれも空洞発生面積率は１５％を超え易くなる。従っ
て、製造方法の面から空洞発生面積率を１５％以下に抑
制するためには、合金化処理の際の鋼板加熱速度を１０
℃／秒以上、合金化加熱温度を５５０℃以上、合金化後
の冷却速度（４００℃までの冷却速度）を１０℃／秒以
上とする必要がある。
合金化加熱速度および合金化加熱温度は、素地Ｆｅの結
晶の粒界と粒内におけるＦｅ−Ｚｎ合金層の生成、成長
速度に大きく影響を及ぼすことが明らかになった。合金
化加熱速度が小さい程あるいは合金化温度が低い程、結
晶粒界と粒内の夫々の上方における合金層の合金化速度
の違いが大きくなり、空洞が大型化あるいは多発化する
傾向にあり、逆に合金化加熱速度が大きい程および合金
化温度が高い程両者における合金化速度の違いが小さく
なり、空洞の発生が抑制される傾向にある。また合金化
後の冷却において合金化が進行しなくなる４００℃まで
の冷却速度が低いと、めっき層表面にＦｅ−Ｚｎ合金層
の皮膜が生成し、めっき層内にＺｎが一部液体状で残留
した場合これが最後に合金化する際体積収縮を起こして
空洞が生まれ易くなることが判明した。加熱速度が１０
℃／秒未満の場合および合金化加熱温度が５５０℃未満
の場合、ならびに冷却速度が１０℃／秒未満の場合、い
ずれも空洞発生面積率は１５％を超え易くなる。従っ
て、製造方法の面から空洞発生面積率を１５％以下に抑
制するためには、合金化処理の際の鋼板加熱速度を１０
℃／秒以上、合金化加熱温度を５５０℃以上、合金化後
の冷却速度（４００℃までの冷却速度）を１０℃／秒以
上とする必要がある。
【００２０】尚、本発明のＧＡ鋼板を製造するに当た
り、めっき浴侵入鋼板温度、めっき浴温度、めっき時間
等の条件については特に限定するものではなく、一例と
して鋼板温度３００〜６００℃、浴温：４３０〜５００
℃、めっき時間：０．３〜５秒等を採用することができ
る。
り、めっき浴侵入鋼板温度、めっき浴温度、めっき時間
等の条件については特に限定するものではなく、一例と
して鋼板温度３００〜６００℃、浴温：４３０〜５００
℃、めっき時間：０．３〜５秒等を採用することができ
る。
【００２１】以下本発明を実施例によって更に具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例に限定される
ものではなく、鋼板の種類やめっき処理法、溶融めっき
条件や合金化熱処理条件等を必要に応じて適宜変更して
実施することは、いずれも本発明の技術的範囲に含まれ
るものである。
説明するが、本発明はもとより下記実施例に限定される
ものではなく、鋼板の種類やめっき処理法、溶融めっき
条件や合金化熱処理条件等を必要に応じて適宜変更して
実施することは、いずれも本発明の技術的範囲に含まれ
るものである。
【００２２】
【実施例】実施例１ 表１は、ＧＡ鋼板のめっき層中の空洞発生面積率とＦｅ
含有量を各種変化させた場合の耐チッピング性および耐
パウダリング性を、ＧＡ鋼板および２層型ＧＡ鋼板につ
いて示したものである。尚いずれもＧＡ鋼板のめっき付
着量は６０ｇ／m2，２層型ＧＡ鋼板の上層めっきのＦｅ
濃度は８５％，付着量は２．０ｇ／m2とし、また素地鋼
板は極低炭素鋼を用いた。また評価基準は前述と同じで
ある（後記表２，３についても同じ）。
含有量を各種変化させた場合の耐チッピング性および耐
パウダリング性を、ＧＡ鋼板および２層型ＧＡ鋼板につ
いて示したものである。尚いずれもＧＡ鋼板のめっき付
着量は６０ｇ／m2，２層型ＧＡ鋼板の上層めっきのＦｅ
濃度は８５％，付着量は２．０ｇ／m2とし、また素地鋼
板は極低炭素鋼を用いた。また評価基準は前述と同じで
ある（後記表２，３についても同じ）。
【００２３】
【表１】
【００２４】表１から明らかな様に、ＧＡ鋼板のめっき
層中のＦｅ含有量が７〜２０％および空洞発生面積率が
１５％以下のものは、上記特性がいずれも合格レベルに
達している。これに対し、ＧＡ鋼板のめっき層中のＦｅ
含有量や空洞発生面積率が本発明で規定する範囲外の比
較例ではいずれの特性も不良となる。
層中のＦｅ含有量が７〜２０％および空洞発生面積率が
１５％以下のものは、上記特性がいずれも合格レベルに
達している。これに対し、ＧＡ鋼板のめっき層中のＦｅ
含有量や空洞発生面積率が本発明で規定する範囲外の比
較例ではいずれの特性も不良となる。
【００２５】実施例２ 表２は、素地鋼板中のＰ、ＴｉおよびＮｂ含有量を各種
変化させた場合のＧＡ鋼板のめっき層中の空洞発生面積
率と耐チッピング性および耐パウダリング性を、ＧＡ鋼
板と２層型ＧＡ鋼板について示したものである。尚いず
れも、ＧＡ鋼板めっき付着量は６０ｇ／ｍ2 、めっき層
中Ｆｅ濃度は１２％、２層型ＧＡ鋼板の上層めっきのＦ
ｅ濃度は８５％、付着量は２．０ｇ／ｍ2 である。
変化させた場合のＧＡ鋼板のめっき層中の空洞発生面積
率と耐チッピング性および耐パウダリング性を、ＧＡ鋼
板と２層型ＧＡ鋼板について示したものである。尚いず
れも、ＧＡ鋼板めっき付着量は６０ｇ／ｍ2 、めっき層
中Ｆｅ濃度は１２％、２層型ＧＡ鋼板の上層めっきのＦ
ｅ濃度は８５％、付着量は２．０ｇ／ｍ2 である。
【００２６】
【表２】
【００２７】表２から明らかな様に、本発明で規定する
化学成分組成を満足するものは、ＧＡ鋼板のめっき層中
空洞発生面積率はいずれも１５％以下に制御され、耐チ
ッピング性および耐パウダリング性は合格レベルに達し
ている。これに対して空洞発生面積率が１５％を超える
もの例では、いずれの特性も不良となる。
化学成分組成を満足するものは、ＧＡ鋼板のめっき層中
空洞発生面積率はいずれも１５％以下に制御され、耐チ
ッピング性および耐パウダリング性は合格レベルに達し
ている。これに対して空洞発生面積率が１５％を超える
もの例では、いずれの特性も不良となる。
【００２８】実施例３ 表３は、めっき浴中のＡｌ濃度、合金化処理の際の鋼板
加熱速度、合金化加熱温度および合金化後の冷却速度を
各種変化させた場合のＧＡ鋼板について示したものであ
る。尚、いずれも、ＧＡ鋼板のめっき付着量は６０ｇ／
ｍ2 、めっき層中Ｆｅ濃度は１２％、２層型ＧＡ鋼板の
上層めっきのＦｅ濃度は８５％、付着量は２．０ｇ／ｍ
2 である。また素地鋼板として、極低炭素鋼を用いた。
加熱速度、合金化加熱温度および合金化後の冷却速度を
各種変化させた場合のＧＡ鋼板について示したものであ
る。尚、いずれも、ＧＡ鋼板のめっき付着量は６０ｇ／
ｍ2 、めっき層中Ｆｅ濃度は１２％、２層型ＧＡ鋼板の
上層めっきのＦｅ濃度は８５％、付着量は２．０ｇ／ｍ
2 である。また素地鋼板として、極低炭素鋼を用いた。
【００２９】
【表３】
【００３０】表３から明らかな様に、製造条件を適切に
調整したもの（No. １〜４）ではＧＡ鋼板のめっき層中
の空洞発生面積率はいずれも１５％以下に制御されてお
り、耐チッピング性および耐パウダリング性は合格レベ
ルに達している。これに対しめっき浴中のＡｌ濃度、合
金化処理の際の鋼板加熱速度および合金化加熱温度等が
適切に調整されていないもの（No. ５〜８）では、空洞
発生面積率は１５％を超えており、いずれの特性も不良
となる。
調整したもの（No. １〜４）ではＧＡ鋼板のめっき層中
の空洞発生面積率はいずれも１５％以下に制御されてお
り、耐チッピング性および耐パウダリング性は合格レベ
ルに達している。これに対しめっき浴中のＡｌ濃度、合
金化処理の際の鋼板加熱速度および合金化加熱温度等が
適切に調整されていないもの（No. ５〜８）では、空洞
発生面積率は１５％を超えており、いずれの特性も不良
となる。
【００３１】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、素
地鋼板中の化学成分および合金化処理条件を適切に規定
することによって、耐チッピング性および耐パウダリン
グ性のいずれにも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得
られた。
地鋼板中の化学成分および合金化処理条件を適切に規定
することによって、耐チッピング性および耐パウダリン
グ性のいずれにも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得
られた。
【図１】２層型ＧＡ鋼板の耐チッピング性に及ぼす、め
っき層中の空洞発生面積率とＦｅ濃度の影響を示すグラ
フである。
っき層中の空洞発生面積率とＦｅ濃度の影響を示すグラ
フである。
【図２】ＧＡ鋼板の耐パウダリング性に及ぼす、めっき
層中の空洞発生面積率とＦｅ濃度の影響を示すグラフで
ある。
層中の空洞発生面積率とＦｅ濃度の影響を示すグラフで
ある。
【図３】２層型ＧＡ鋼板の耐チッピング性と空洞発生面
積率の関係を示したグラフである。
積率の関係を示したグラフである。
【図４】ＧＡ鋼板の耐パウダリング性と空洞発生面積率
の関係を示したグラフである。
の関係を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２５Ｄ 3/56 Ｃ２５Ｄ 3/56 Ｄ
Claims (3)
- 【請求項１】 素地鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層
が形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに当
たり、Ａｌ濃度が０．０７〜０．２重量％の溶融亜鉛め
っき浴に素地鋼板を浸入させて、前記素地鋼板の表面に
溶融亜鉛めっき層を形成した後、該溶融亜鉛めっき鋼板
を１０℃／秒以上の加熱速度で５５０℃以上に加熱して
前記めっき層を合金化し、その後４００℃まで１０℃／
秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐チッピ
ング性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｐ：０．１５重量％以下、Ｔｉ：０．１
０重量％以下およびＮｂ：０．１０重量％以下よりなる
群から選択される２種以上の元素を含む素地鋼板を用い
る請求項１に記載の製造方法。 - 【請求項３】 前記合金化溶融亜鉛めっき層の表面に、
Ｆｅ：６５重量％以上、残部が実質的にＺｎからなる電
気めっきを施す請求項１または２に記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11030625A JP3119644B2 (ja) | 1999-02-08 | 1999-02-08 | 耐チッピング性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11030625A JP3119644B2 (ja) | 1999-02-08 | 1999-02-08 | 耐チッピング性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08340192A Division JP3187517B2 (ja) | 1992-03-04 | 1992-03-04 | 耐チッピング性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11286766A true JPH11286766A (ja) | 1999-10-19 |
| JP3119644B2 JP3119644B2 (ja) | 2000-12-25 |
Family
ID=12309045
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11030625A Expired - Lifetime JP3119644B2 (ja) | 1999-02-08 | 1999-02-08 | 耐チッピング性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3119644B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2022513695A (ja) * | 2018-12-03 | 2022-02-09 | ポスコ | 水素脆性に対する抵抗性に優れた熱間プレス成形部材及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-02-08 JP JP11030625A patent/JP3119644B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2022513695A (ja) * | 2018-12-03 | 2022-02-09 | ポスコ | 水素脆性に対する抵抗性に優れた熱間プレス成形部材及びその製造方法 |
| US11993825B2 (en) | 2018-12-03 | 2024-05-28 | Posco Co., Ltd | Hot press forming member having excellent resistance to hydrogen embrittlement, and method for manufacturing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3119644B2 (ja) | 2000-12-25 |
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