JPS59229493A - ガルバニ−ルド鋼板およびその製造方法 - Google Patents
ガルバニ−ルド鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPS59229493A JPS59229493A JP10384483A JP10384483A JPS59229493A JP S59229493 A JPS59229493 A JP S59229493A JP 10384483 A JP10384483 A JP 10384483A JP 10384483 A JP10384483 A JP 10384483A JP S59229493 A JPS59229493 A JP S59229493A
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- Japan
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- steel sheet
- iron
- plating layer
- phase
- zinc alloy
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- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
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- Electroplating Methods And Accessories (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はめっき層加工性の優れたガルバニールド鋼板お
よびその製造方法に関するものである。
よびその製造方法に関するものである。
ガルバニールド鋼板は、亜鉛めっき鋼板を加熱処理する
ことによって、金属亜鉛からなるめっき層を鉄−亜鉛合
金層からなるめっき層に変化させたものである。その鉄
−亜鉛合金相として一般的にはη、ζ、δ１およびｒの
各相が知られ、これらの鉄濃度は第１表に示す如くｒ相
が高く、つづいてδ１ 、ζ、η相の順となっている０
本発明者等の研究によれば、現在市販のガルバニールド
鋼板のめっき層中鉄濃度は７〜１２ｗｔ、＄である。
ことによって、金属亜鉛からなるめっき層を鉄−亜鉛合
金層からなるめっき層に変化させたものである。その鉄
−亜鉛合金相として一般的にはη、ζ、δ１およびｒの
各相が知られ、これらの鉄濃度は第１表に示す如くｒ相
が高く、つづいてδ１ 、ζ、η相の順となっている０
本発明者等の研究によれば、現在市販のガルバニールド
鋼板のめっき層中鉄濃度は７〜１２ｗｔ、＄である。
他方、従来のガルバニールド鋼板のめっき層特性につい
て、本発明者等の研究によれば、塗膜密着性、塗装後耐
食性および溶接性は優れているが、折り曲げ加工、プレ
ス加工を受けた時、めっき層が粉末状または箔状に剥離
し、この部分の塗装後耐食性は劣化することなど、めっ
き層加工性に係わる問題があることが判った。
て、本発明者等の研究によれば、塗膜密着性、塗装後耐
食性および溶接性は優れているが、折り曲げ加工、プレ
ス加工を受けた時、めっき層が粉末状または箔状に剥離
し、この部分の塗装後耐食性は劣化することなど、めっ
き層加工性に係わる問題があることが判った。
めっき層加工性が劣る点に関し、これまでいくつかの改
良方法が開示されている０例えば特公昭４９−４１３４
号では、従来のめっき表層まで６１相でなるめっき層と
しているが、本発明者等の研究によれば、めっき層加工
性はそれほど改良されず、また溶接性、塗装後耐食性な
どは逆に劣化する傾向がある。
良方法が開示されている０例えば特公昭４９−４１３４
号では、従来のめっき表層まで６１相でなるめっき層と
しているが、本発明者等の研究によれば、めっき層加工
性はそれほど改良されず、また溶接性、塗装後耐食性な
どは逆に劣化する傾向がある。
従来のめっき層加工性改良法がそれほど効果的でない理
由は次のように推察される。すなわち、めっき層加工性
は、鉄濃度１２ｗｔＪ以下ではめっき層中鉄濃度が上昇
するにつれて反比例的に劣化するが、めっき表層部だけ
を６１相から（η＋ζ）混合相に変えても鉄濃度はそれ
ほど低下しない。従ってめっき層加工性もそれほど改良
されないのである。なお、めっき層加工性改良効果の期
待できる鉄濃度、例えば３ｗｔ８％とした場合、一般的
なガルバニールド鋼板の目付量（片面当り２０〜１３０
ｇ／ｍ２）ではめっき表層はη相からなり、塗装後耐
食性、溶接性および塗膜密着性は著しく劣化する。すな
わち、めっき層加工性は改良されるが、その犠牲として
ガルバニールド鋼板が本来具備する他の特性が劣化する
。
由は次のように推察される。すなわち、めっき層加工性
は、鉄濃度１２ｗｔＪ以下ではめっき層中鉄濃度が上昇
するにつれて反比例的に劣化するが、めっき表層部だけ
を６１相から（η＋ζ）混合相に変えても鉄濃度はそれ
ほど低下しない。従ってめっき層加工性もそれほど改良
されないのである。なお、めっき層加工性改良効果の期
待できる鉄濃度、例えば３ｗｔ８％とした場合、一般的
なガルバニールド鋼板の目付量（片面当り２０〜１３０
ｇ／ｍ２）ではめっき表層はη相からなり、塗装後耐
食性、溶接性および塗膜密着性は著しく劣化する。すな
わち、めっき層加工性は改良されるが、その犠牲として
ガルバニールド鋼板が本来具備する他の特性が劣化する
。
本発明は上述した実状に鑑みてなされたものであり、ガ
ルバニールド鋼板が具備する優れた特性を保持し、なお
かつめつき層加二「性の優れたガルバニールド鋼板を提
供することを目的とする。
ルバニールド鋼板が具備する優れた特性を保持し、なお
かつめつき層加二「性の優れたガルバニールド鋼板を提
供することを目的とする。
本発明者等は、亜鉛めっき鋼板を種々の加熱処理条件（
昇温速度、加熱温度、加熱時間、冷却速度）で加熱処理
し、めっき層中に成長する鉄−亜鉛合金相の組織および
めっき層中鉄濃度とめっき層特性との関係を詳細に検討
した結果、めっき層加工性をはじめとする各種特性の優
れるめっき層組成が適当な加熱処理条件の選択によって
得られることを知見し、本発明に至った。
昇温速度、加熱温度、加熱時間、冷却速度）で加熱処理
し、めっき層中に成長する鉄−亜鉛合金相の組織および
めっき層中鉄濃度とめっき層特性との関係を詳細に検討
した結果、めっき層加工性をはじめとする各種特性の優
れるめっき層組成が適当な加熱処理条件の選択によって
得られることを知見し、本発明に至った。
本発明のガルバニールド鋼板において、めっき層中鉄濃
度範囲を１５〜２３ｗｔＪに限定し、かつめっき層の鉄
−亜鉛合金相組成を鋼素地寄りからｒ相、鉄濃度６ ｗ
ｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相の順でなるよう規制する理
由は以下の通りである。
度範囲を１５〜２３ｗｔＪに限定し、かつめっき層の鉄
−亜鉛合金相組成を鋼素地寄りからｒ相、鉄濃度６ ｗ
ｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相の順でなるよう規制する理
由は以下の通りである。
第２表は、めっき層中鉄濃度と後述する試験方法による
めっき層加工性との関係についての本発明者等の研究結
果を示す。この表より、鉄濃度１２ｗｔ、Ｘ以下の範囲
にあっては、めっき加工性は鉄濃度の上昇に伴って反比
例的に劣化する。１２〜１３ｗｔＪの範囲ではめっき層
加工性は最低位一定となり、１３〜１５ｗｔＪの範囲で
は鉄濃度上昇に伴ってほぼ比例的に改良される。１５〜
２７ｗｔＪの範囲では最も優れた状態が持続する。約２
８ｗｔ：ｚ７以上になると再び劣化することなどが判っ
た。
めっき層加工性との関係についての本発明者等の研究結
果を示す。この表より、鉄濃度１２ｗｔ、Ｘ以下の範囲
にあっては、めっき加工性は鉄濃度の上昇に伴って反比
例的に劣化する。１２〜１３ｗｔＪの範囲ではめっき層
加工性は最低位一定となり、１３〜１５ｗｔＪの範囲で
は鉄濃度上昇に伴ってほぼ比例的に改良される。１５〜
２７ｗｔＪの範囲では最も優れた状態が持続する。約２
８ｗｔ：ｚ７以上になると再び劣化することなどが判っ
た。
即ち、従来のガルバニールド鋼板めっき層中鉄濃度（７
〜１２ｗｔＪ）よりも著しく高いところにめっ・き層加
工性の優れる鉄濃度範囲（１５〜２７ｗｔ、Ｘ）が存在
したのである。
〜１２ｗｔＪ）よりも著しく高いところにめっ・き層加
工性の優れる鉄濃度範囲（１５〜２７ｗｔ、Ｘ）が存在
したのである。
また、上記鉄濃度範囲（１５〜２７ｗｔ、Ｄ内のめっき
層の鉄−亜鉛合金相組成を、Ｘ線回折装置、Ｘ線マイク
ロアナライザー、光学顕微鏡および原子吸光光度性分析
装置により詳細に調べたところ、鋼板素地寄りからｒ相
、（ｒ＋６１）混合層、δ１相の順でなるもの、ｒ相、
（ｒ＋６１）混合層の順でなるもの、ｒ相単独からなる
もの、ｒ相、δ１相、（ζ＋η）混合相の順でなるもの
、ｒ相、鉄濃度６ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相の順で
なるものなどが存在することが判った。さらに、これら
の合釡相組成とめっき層加工性との関係を調べたどころ
、ｒ相、鉄濃度６ ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相の順
でなるめっき層の加工性が最も優れていることが判った
。また、ｒ相、鉄濃度６ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相
の順でなるめっき層のめっき層中鉄濃度を調べたところ
、ｒ相が成長して鉄濃度６ ａｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合
金相が認められなくなる直前のめつき層中鉄濃度が最も
高（２３ｗｔ、％にも達した。
層の鉄−亜鉛合金相組成を、Ｘ線回折装置、Ｘ線マイク
ロアナライザー、光学顕微鏡および原子吸光光度性分析
装置により詳細に調べたところ、鋼板素地寄りからｒ相
、（ｒ＋６１）混合層、δ１相の順でなるもの、ｒ相、
（ｒ＋６１）混合層の順でなるもの、ｒ相単独からなる
もの、ｒ相、δ１相、（ζ＋η）混合相の順でなるもの
、ｒ相、鉄濃度６ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相の順で
なるものなどが存在することが判った。さらに、これら
の合釡相組成とめっき層加工性との関係を調べたどころ
、ｒ相、鉄濃度６ ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相の順
でなるめっき層の加工性が最も優れていることが判った
。また、ｒ相、鉄濃度６ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相
の順でなるめっき層のめっき層中鉄濃度を調べたところ
、ｒ相が成長して鉄濃度６ ａｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合
金相が認められなくなる直前のめつき層中鉄濃度が最も
高（２３ｗｔ、％にも達した。
以上の知見から、本発明ではめつき層の鉄−亜鉛合金相
組成を鋼板素地寄りからｒ相、鉄濃度６ｗｔ、Ｘ以下の
鉄−亜鉛合金相の順でなることに規制し、めっき層中鉄
濃度範囲を１５ｗｔ、Ｘ以下２３ｗｔ、％以下に規制す
る。
組成を鋼板素地寄りからｒ相、鉄濃度６ｗｔ、Ｘ以下の
鉄−亜鉛合金相の順でなることに規制し、めっき層中鉄
濃度範囲を１５ｗｔ、Ｘ以下２３ｗｔ、％以下に規制す
る。
なお、鉄濃度６ ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相につい
て、原子吸光光度法による分析では鉄濃度は約１ｗｔ、
Ｘ以下６％＋１．％以下を示し、Ｘ線回折による鉄−亜
鉛合金相の確認ではη相の回折強度が強く現れた。この
ことから、鉄濃度６ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相は従
来その存在が知られていない過飽和η相と推察された。
て、原子吸光光度法による分析では鉄濃度は約１ｗｔ、
Ｘ以下６％＋１．％以下を示し、Ｘ線回折による鉄−亜
鉛合金相の確認ではη相の回折強度が強く現れた。この
ことから、鉄濃度６ｗｔ、Ｘ以下の鉄−亜鉛合金相は従
来その存在が知られていない過飽和η相と推察された。
また、鉄−亜鉛合金化反応を促進する加熱条件について
、Ａ温速度を２５℃／秒以上、加熱温度を６７５６Ｃ以
上７８０℃以下、冷却速度を２０℃／秒以上に規制する
のは、本発明の鉄−亜鉛合金相組成、すなわち鋼板素地
寄りからｒ相、鉄濃度６ｖｔ、％以下の鉄−亜鉛合金相
の順でなるめっき層が上記加熱条件以外では得られない
からである。
、Ａ温速度を２５℃／秒以上、加熱温度を６７５６Ｃ以
上７８０℃以下、冷却速度を２０℃／秒以上に規制する
のは、本発明の鉄−亜鉛合金相組成、すなわち鋼板素地
寄りからｒ相、鉄濃度６ｖｔ、％以下の鉄−亜鉛合金相
の順でなるめっき層が上記加熱条件以外では得られない
からである。
本発明者の鉄−亜鉛合金相組織が上記合金化条件以外で
は得られない理由について、その詳細は明確でない。し
かし、昇温速度２５℃／秒未満では、加熱温度を６７５
℃以上７８０℃以下の範囲としても、ｒ相、（ｒ＋６１
）混合相、δ１相、ζ相、η相などの組合せでなる本発
明以外の合金相組成が生じた。また、２５℃／秒以上の
昇温速度としても加熱温度が６７５℃以下、または７８
０℃以上にあっては本発明の合金相組成とは全く異なる
ものとなった。また、冷却速度が２０”Ｃ！／秒未満で
は、本発明のめっき層をなす合金相以外の６１相、（ｒ
＋６１）混合層などが生じた。このように本発明が規制
する」二記加熱条件以外では、本発明の鉄−亜鉛合金相
組織は得られないのである。
は得られない理由について、その詳細は明確でない。し
かし、昇温速度２５℃／秒未満では、加熱温度を６７５
℃以上７８０℃以下の範囲としても、ｒ相、（ｒ＋６１
）混合相、δ１相、ζ相、η相などの組合せでなる本発
明以外の合金相組成が生じた。また、２５℃／秒以上の
昇温速度としても加熱温度が６７５℃以下、または７８
０℃以上にあっては本発明の合金相組成とは全く異なる
ものとなった。また、冷却速度が２０”Ｃ！／秒未満で
は、本発明のめっき層をなす合金相以外の６１相、（ｒ
＋６１）混合層などが生じた。このように本発明が規制
する」二記加熱条件以外では、本発明の鉄−亜鉛合金相
組織は得られないのである。
なお、めっき層中鉄濃度を本発明の規制範囲である１５
ｗｔ、％以上２３ｗｔ、％以下とする方法について、木
発明者等の研究によれば、鉄濃度は加熱温度と加熱温度
を保持する時間によって制御可能で加熱温度が低い場合
は保持時間をやや長くし、逆に加熱温度が高い場合は保
持時間を短くするなどの方法によって満足いイように制
御できる。
ｗｔ、％以上２３ｗｔ、％以下とする方法について、木
発明者等の研究によれば、鉄濃度は加熱温度と加熱温度
を保持する時間によって制御可能で加熱温度が低い場合
は保持時間をやや長くし、逆に加熱温度が高い場合は保
持時間を短くするなどの方法によって満足いイように制
御できる。
また、本発明のガルバニールド鋼板において鉄−亜鉛合
金化反応を促進する加熱処理前の亜鉛めっき鋼板の種類
は通常の溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板のい
ずれであってもよく、また被めっき鋼板素材の鋼種によ
る影響はほとんど受けないことが判った。
金化反応を促進する加熱処理前の亜鉛めっき鋼板の種類
は通常の溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板のい
ずれであってもよく、また被めっき鋼板素材の鋼種によ
る影響はほとんど受けないことが判った。
次に、本発明を実施例につき具体的に説明する。
低炭アルミニウムギルド鋼板（板厚０．８ｍｍ ）を素
材とした電気亜鉛めっき鋼板（目付量片面４０ｇ／ＩＩ
＋２）および溶融亜鉛めっき鋼板（亜鉛溶中ＡＩ濃度０
．１５ｗｔ％、目付量片面ｆｌｏｇ／＋＊ ２ ）を昇
温速度ｌＯ〜５０℃／秒、加熱温度（板温）５００〜８
５０°Ｃ１保存時間２〜ｌＯＯ秒、冷却速度ｌＯ〜５０
℃／秒の加熱処理条件で各種ガルバニールド鋼板を製造
した。これらについて、めっき層中鉄濃度、鉄−亜鉛合
金相組成を調べ、さらに以下に述べるめっき層加工性試
験を行ってめっき層の剥離状況を観察した。
材とした電気亜鉛めっき鋼板（目付量片面４０ｇ／ＩＩ
＋２）および溶融亜鉛めっき鋼板（亜鉛溶中ＡＩ濃度０
．１５ｗｔ％、目付量片面ｆｌｏｇ／＋＊ ２ ）を昇
温速度ｌＯ〜５０℃／秒、加熱温度（板温）５００〜８
５０°Ｃ１保存時間２〜ｌＯＯ秒、冷却速度ｌＯ〜５０
℃／秒の加熱処理条件で各種ガルバニールド鋼板を製造
した。これらについて、めっき層中鉄濃度、鉄−亜鉛合
金相組成を調べ、さらに以下に述べるめっき層加工性試
験を行ってめっき層の剥離状況を観察した。
（めっき層加工性試験）
ガルバニールド鋼板のめっき層加工性の評価方法として
広；一般的に用いられているところの試験面を圧縮側と
した９０度曲げ加工を実施した後１曲げ加工部圧縮にセ
ロテープをはりつけはがすことによって、剥離しためっ
き部分をセロテープに付着させ、付着した量で評価した
。めっき層加工性の評価方法は以下の通りである。
広；一般的に用いられているところの試験面を圧縮側と
した９０度曲げ加工を実施した後１曲げ加工部圧縮にセ
ロテープをはりつけはがすことによって、剥離しためっ
き部分をセロテープに付着させ、付着した量で評価した
。めっき層加工性の評価方法は以下の通りである。
５・・・全く異常なし
４・・・わずかに剥離あり
３・・・剥＃、量中程度
２・・・剥離量多し
■・・・剥離量特に多し
その結果を第３表に示すが、本発明で規制される加熱処
理条件で製造される本発明のガルバニールド鋼板は、い
ずれも本発明が規制するめっき層中鉄濃度、鉄−亜鉛合
金層組成であり、めっき層加工性は他のガルバニールド
鋼板よりも優れていることが判る。
理条件で製造される本発明のガルバニールド鋼板は、い
ずれも本発明が規制するめっき層中鉄濃度、鉄−亜鉛合
金層組成であり、めっき層加工性は他のガルバニールド
鋼板よりも優れていることが判る。
Claims (2)
- （１）鉄−亜鉛合金相組成が鋼板素地寄りからｒ相、鉄
濃度６ｗｔＪ以下の鉄−亜鉛合金相の順でなる、めっき
相中平均鉄濃度が１５ｗｔ１以上２３ｗｔ、２以下であ
ることを特徴とするガルバニールド鋼板。 - （２）金属亜鉛からなるめっき層を鉄−亜鉛合金相から
なる層にかえる加熱処理、いわゆるガルバニールド処理
において、その加熱処理のヒートサイクルを２５℃／秒
以上の昇温速度で６７５℃以上７８０℃以下の加熱温度
範囲まで急速加熱し、かかる加熱温度範囲で鉄−亜鉛合
金化反応を促進した後に２０℃／秒以上の速度で冷却す
ることを特徴とするガルバニールド鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10384483A JPS59229493A (ja) | 1983-06-10 | 1983-06-10 | ガルバニ−ルド鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10384483A JPS59229493A (ja) | 1983-06-10 | 1983-06-10 | ガルバニ−ルド鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59229493A true JPS59229493A (ja) | 1984-12-22 |
| JPS6153435B2 JPS6153435B2 (ja) | 1986-11-18 |
Family
ID=14364737
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10384483A Granted JPS59229493A (ja) | 1983-06-10 | 1983-06-10 | ガルバニ−ルド鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59229493A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4913746A (en) * | 1988-08-29 | 1990-04-03 | Lehigh University | Method of producing a Zn-Fe galvanneal on a steel substrate |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62163463U (ja) * | 1986-04-08 | 1987-10-17 |
-
1983
- 1983-06-10 JP JP10384483A patent/JPS59229493A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4913746A (en) * | 1988-08-29 | 1990-04-03 | Lehigh University | Method of producing a Zn-Fe galvanneal on a steel substrate |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6153435B2 (ja) | 1986-11-18 |
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