JPH0581662B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
に関するものである。詳しくは、耐パウダリング
性、耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛め
つき鋼板の製造方法である。 （従来の技術） 合金化溶融亜鉛めつき鋼板は、溶融めつき鋼板
をめつき後加熱して素地鋼板の鉄をめつき層中に
拡散させ、鉄〜亜鉛合金相を形成したものであ
る。一般の亜鉛めつき鋼板と比較して塗装耐食性
や溶接に優れていることから、自動車、家電建材
分野で広く使用されている（特開昭62−124266号
公報、62−130268号公報等）。 近年、耐食性の要求がますます高まり、従来の
冷延鋼板や純亜鉛系めつき鋼板に替わり合金化溶
融亜鉛めつき鋼板が要望されている。しかも使用
部位の拡大につれてより厳しい加工を受ける部位
に適用されることになり、プレス性等の加工性の
向上が強く望まれるようになつた。 （発明が解決しようとする課題） しかし、合金化溶融亜鉛めつき鋼板は前述した
ように熱拡散処理で製造するため、鉄素地界面近
傍では鉄濃度の高いFe〜Zn合金相（Γ相やΓ₁相
の金属間化合物であるが、ここではΓ相として総
称する）が生成する。合金化程度の増加につれて
Γ相厚が増加するため、めつき密着性が劣化す
る。例えば、Γ相が厚くなるプレス加工時にめつ
き層がパウダリング状に剥離し易くなり、製品に
押し疵等が発生し、歩留まり低下あるいは型洗浄
の頻度増加等の実害が生ずる。Γ相生成量を極力
抑制する制御技術が望まれている。特に目付量の
増加とともにこの傾向は顕著となる。 一方、Γ相を低減するため合金化程度を小さく
すると、めつき層の表面ではFe濃度の比較的低
いFe〜Zn合金相（ζ相）やFeが固溶したままの
亜鉛相（η相）が残存し易くなる。合金化程度の
減少につれてその厚さも増大する。この傾向は目
付量の増加につれて顕著となる。 このようなη相あるいはζ相がめつき層表面に
多く残存すると、こらの合金層は比較的軟質なた
めプレス加工時に型かじり生じ易く、いわゆるフ
レーキングとなつて金型ビード部付近に堆積しり
り、型ダイスの中に落下したりして、これもまた
プレス工程での歩留まり低下や作業性を低下させ
ることになる。 以上に述べたプレス加工時の問題を考えると、
合金化溶融亜鉛めつき鋼板の理想的なめつき層構
造は、鉄素地界面からめつき層表面までFe濃度
勾配がなく、均一なδ₁相から構成されていること
が望ましいが、熱拡散処理で合金化する限り極め
て困難である。 目付量が小さいほどΓ相やζ相の生成量が減少
するため、上述の問題は比較的軽減される。しか
し、最近のように適用部位の拡大に伴い、より厳
しい加工を受けることから、従来よりも格段に加
工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板が強く要
望されるようになつている。目付量を30ｇ／m²以
下に低減することで加工性をかなり改善できる
が、最近では防錆性の向上も同時に要求されるこ
とから、45ｇ／m²以上、望ましくは50ｇ／m²以上
の目付量が要求されている。実用途では耐食性を
目標水準に確保することがと大前提となるため、
単純に薄目付化で対処することは許されない。 以上述べたように、合金化溶融亜鉛めつき鋼板
は優れた特徴を有することから多用される動向に
あり、また加工条件も一層厳しい部位に適用され
ることから、耐パウダリング性、耐フレーキング
性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板を安定して
製造する方法が強く望まれている。 本発明は、上述した問題点を有利にかつ確実に
解決するために、耐パウダリング性・耐フレーキ
ング性に優れたδ₁主体の合金化溶融亜鉛めつき鋼
板の製造方法を提供するものである。 （課題を解決するための手段） 本発明は、Al：0.04〜0.12wt％、残Zn及び不
可避的不純物からなる亜鉛めつき浴でめつきを施
し、次いで目付量制御を行なつた後、合金化炉で
加熱して合金化処理を行なうに際して、目付制御
完了後合金化炉内の昇温過程で470℃以上の板温
に到達するまでの時間が2.0秒以下の急速加熱を
施し、合金化完了後は冷却過程において板温度が
420℃以下の温度域まで２秒以下で急速冷却する
ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製
造方法である。めつき浴内の浸漬時間を2.5秒以
下とすること、めつき浴内の浸漬時間を2.5秒以
下とし、かつ合金化最高板温度を470〜510℃の範
囲で加熱合金化処理すること、目付量を45〜90
ｇ／m²とすること、合金化亜鉛めつき鋼板の上層
に哲を主体とし、残部亜鉛からなる電気めつきを
施すことは好ましい。 （作用） 亜鉛めつき浴中のAlを0.04〜0.12wt％（浴中の
有効Al濃度で表わし、以下同じ）にする理由は、
この値より低いAl濃度であるとめつき浴中にお
いて合金層の生成反応が増大し、めつき浴内でζ
相を主体とするFe〜Zn合金層が厚く生成し、こ
の合金層は合金化完了直後もめつき層表面に残存
して耐フレーキング性を劣化させる。また、合金
化完了直後も更に加熱を行う場合もしくは合金化
完了後の冷却速度が小さい場合はこのζ相は比較
的容易に固相拡散反応するため、過合金化反応が
進行し易く、結果的により鉄濃度の高いΓ相に変
態するため、耐パウダリング性を劣化させる。 一方、Alが0.12wt％超になると、めつき浴内
においてAl濃度の高い三元合金層が生成し、Fe
〜Zn合金化反応を抑制することになる。このた
め、合金化炉による過熱化処理において合金化が
困難となり、生焼けと称する金属光沢状のめつき
外観となるか、または生焼けを防止するため加熱
合金化温度を上げると過合金化反応が進行し易く
なり、やはり合金化完了後の冷却途中においてΓ
相に変態し耐パウダリング性を劣化させることに
なり不利である。この場合に必要な合金化加熱板
温度は540℃以上となるため、合金化完了後の冷
却度を大きくして過合金化反応を抑制するには、
冷却のための設備が増大し、また合金化炉の加熱
能力も大きくする必要がある。 上記浴AL濃度範囲でめつきを行なうと、浴内
でAlの選択的優先反応によりAl濃度の高いバリ
アー層が生成し、Fe〜Zn合金化反応を抑制する
が、その抑止時間は比較的短い。したがつて、め
つき浴を出てから目付け制御を行い、次いで合金
化炉で過熱を行なうまでの途中の昇温過程におい
てFe〜Zn合金化反応が開始する。めつき浴を出
た直後の目付制御を完了してから合金化炉内の最
高板温度に到達するまでの途中の昇温過程は420
℃以上〜470℃以下き比較的低温度付近にあり、
このため生成する合金層の主体はζ相であり、前
述した浴内で生成するζ相と同様の問題があり、
耐フレーキング性を劣化させる。 このような昇温過程での反応を抑制するには、
浴内のAl濃度を0.12wt％以上に高めることが有
効であるが、前述したようにめつき外観や耐パウ
ダリング性などの品質を損ねるだけでなく、経済
的にも操業コストや設備コストを増大させる。 この時間を有利に解決するため種々検討した結
果、めつき浴を出てから合金化炉による昇温過程
において、470℃に到達するまでの加熱時間を2.0
秒以下に確保することで上述した浴Al濃度範囲
においても昇温過程でのζ相を主体とする合金層
生成反応が実質的に抑制されるため、前述したよ
うにめつき浴内で生成するζ相を抑制する効果と
同様に、耐フレーキング性や耐パウダリング性の
劣化も無く有利に解決でできることが判明した。
470℃までの昇温時間が２秒より大きい場合は、
この温度域においてはζ相を主体とするFe〜Zn
合金化反応が生起し、反応速度も比較的高いた
め、前述したζ相に起因するめつき品質劣化の問
題が生ずる。すなわち、ζ相がめつき表層に残存
すると耐フレーキング性が劣化するし、一方この
ζ層を消滅させるため加熱温度を高くしたり、加
熱時間を長くすると過合金化反応によりζ相の生
成が起こり易く、耐パウダリング性を劣化させる
ことになる。 更に、合金化完了後は極力急速に冷却し過合金
化反応を抑制することが必要である。この冷却条
件について検討した結果、合金化完了後は板温度
が420℃まで冷却するまでの所要時間を２秒以下
に急冷することが肝要であることを見いだした。 前述の浴Al濃度と昇温速度条件でめつきを行
なつた場合は、めつき表面にはζ相はかなり少な
くδ₁相主体の合金層となるため、耐フレーキング
性の問題は生じないが、めつき表面には耐フレー
キング性を劣化させない程度に残存する少量のζ
相は冷却過程の比較的低温度でも早い反応速度で
Γ相に変態するため耐パウダリング性を劣化させ
る問題がある。一方、反応速度は比較的遅いがδ₁
相自体もこの冷却過程でΓ相に変態するため極力
急冷し、これらΓ相の生成反応を抑制することが
重要である。冷却過程でのΓ相の生成反応は、合
金化完了後420℃以下の温度域まで２秒以下で急
冷することで抑制できる。Γ相の生成反応は420
℃以下では実質的に起きないが、これ以上の温度
の場合はかなり早い速度でΓ相が生成するため、
420℃以上の温度域で２秒より長い時間過熱され
るとΓ相厚が増大するため、耐パウダリング性が
劣化する問題がある。 なお、合金化完了時点における板温度は一般に
は合金化炉内において最高板温度に到達する時点
とほぼ同一時点にある。しかし、必ずしもその必
要はなく、例えば最高板温度に加熱されてからそ
の後の比較的緩慢に冷却される途中で、例えば調
整冷却炉や板の保有熱などにより合金化を完了す
る場合は、その合金化完了時点の温度域から420
℃の板温度までの冷却時間を２秒以下とすればよ
い。このように合金化完了時点が冷却途中にある
場合は、全めつき層の中で80％以上を470〜510℃
の比較的高い温度域で合金化反応を進めておくこ
とが望ましい。その理由は、めつき層の20％以上
が合金化されないままで、470℃以下の温度域で
加熱により合金化を完了すると、前述したように
めつき表面にζ相が多く残存し易くなり耐フレー
キング性の劣化が生ずるからである。 次に浸漬時間の作用について言及する。浴内の
合金化反応は前述のAl濃度範囲で充分抑制でき
るが、更に望ましくは浴内の浸漬時間を2.5秒以
下とすることが有利である。ここでいう浸漬時間
とは、ストリツプがめつき浴内に浸漬してからめ
つき浴を出てガスワイピング法などにより目付け
制御が完了するまでの時間を言う。浸漬時間が
2.5秒より長くなると、前述のAl濃度範囲におい
ては鋼種や溶融めつきラインにおける熱処理条件
や雰囲気組成の変動などによつて浴内でのAlの
反応性が異なるため、充分なAlバリアー層が形
成されないことがあり、Fe〜Zn合金化反応が浴
内で進行し、有効にζ相の生成を抑制できなくな
る。したがつて、これらの実操業における変動を
考慮すると、浸漬時間を2.5秒以下とすることが
望ましい。 浸漬時間の設定は、鋼帯がスナウトを経由して
めつき浴内に侵入してから目付制御位置までの長
さを調整したり、鋼帯の通板速度を調整すること
が可能である。 一方、合金化熱処理炉で過熱する場合に、最高
板温度を470℃以上かつ510℃以下の温度範囲で合
金化することが望ましい。470℃より低いと素地
から溶出するFeの反応速度に対して亜鉛中のFe
の拡散速度が比較的大きいためFe濃度の低い合
金層が生成することになり、ζ相の厚さ増大し合
金化完了後も残存するため、耐フレーキング性を
劣化させることになるため望ましくない。一方、
合金化板温度が510℃より高くなると、素地鉄の
溶出速度が増大するためδ₁相が生成し易くなるた
め前記問題は無いが、合金化完了後の冷却過程で
も温度が高いため、めつき表面に残存する少量の
ζ相はもちろん、δ₁相もΓ相への変態反応が比較
的早い速度で進行するため、耐パウダリング性が
著しく劣化する問題がある。特にこの傾向は目付
量の増加とともに顕著となり、良好な品質を確保
することが困難となる。この問題を解決するには
冷却速度を早くすることが考えられるが、水冷却
法などの簡易な方法では効果がないことから冷却
速度を確保するための特殊な設備が必要となり、
設備コストが増大する難点があり好ましくない。 以上述べたように、合金化熱処理炉としては、
めつき後昇温過程の急速加熱、合金化完了後の急
速冷却、それに板温の最適温度範囲の制御が重要
である。この合金化熱処理炉の熱源としては、ガ
ス燃焼加熱、電気抵抗加熱、赤外線加熱、高周波
加熱などの方法を採用することができる。また、
通板速度が変化する場合は、熱源を通板方向に多
段に配置することでそれらのオン・オフを適切に
行い、通板速度に応じて過熱帯や冷却帯の有効長
さが調整できることが望ましい。 本発明は目付量に因らず適用可能である。目付
量が少なくても（通常45ｇ／m²以下）本発明の適
用によりΓ相やζ相の少ないδ₁相主体のめつき層
構造にできることから、より過酷な成形加工を受
ける用途や部品へ当合金化溶融亜鉛めつき鋼板を
適用しても、耐フレーキング性や耐パウダリング
性を確実に防止できる利点がある。しかし、本発
明を適用することで最も有利性を発揮できるのは
目付量45ｇ／m²以上、とりわけ50ｇ／m²以上の厚
めつきの合金化溶融亜鉛めつき鋼板の場合であ
る。加熱拡散法で合金化する場合は素地からめつ
き表面へFeの濃度分布は次第に低下するため素
地側ではΓ相が、めつき表面側ではζ相が厚く成
長し易くなる。したがつて、本発明の適用により
δ₁相主体の合金相に制御することは耐パウダリン
グ性と耐フレーキング性を確実に防止できる利点
がある。 本発明は合金化溶融亜鉛めつき鋼板に適用する
ものであるが、両面めつきまたは片面のめつきの
いずれにも適用できる。また少なくとも片面に合
金化溶融亜鉛めつき層を有するものであれば特に
限定されるものではない。例えば、表裏差厚めつ
き鋼板（例えば、片面の目付量30ｇ／m²、他面は
60ｇ／m²の合金化溶融亜鉛めつき鋼板）や片面合
金化溶融亜鉛めつき鋼板（片面は目付量30ｇ／m²
の合金化処理めつき層で、他面は100ｇ／m²合金
化処理をしていない通常の溶融亜鉛めつき層）な
どに有利に適用できる。 更に、このような合金化溶融亜鉛めつき鋼板の
上層に、例えばカチオン電着塗装性を向上させる
ため、鉄60％以上で残部が亜鉛、または当該合金
にNi，Co，Cr，Mn：Si，Ｐ，Cu，Ｂ等の１種
または２種以上を含有させた合金層を目付量：２
〜５ｇ／m²の範囲で電気めつき法により付与する
ことで耐パウダリング性・耐フレーキング性を有
するカチオン電着性に優れためつき鋼板を得るこ
とができる。 （実施例） 次に本発明の実施例を比較例とともに表１に示
す。

【表】

【表】 （発明の効果） 本発明を適用することにより、合金化溶融亜鉛
めつき鋼板の耐パウダリング性・耐フレーキング
性が確実に向上し、自動車・家電・建材分野でプ
レス加工など過酷な成形を受ける用に好適なもの
となる。また、本発明の適用により高品質・高性
能な合金化溶融亜鉛めつき鋼板を比較的容易にか
つ安価に製造でき、優れた効果を有利にかつ確実
に発揮できる。このように、本発明により製造さ
れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板の性能向上効果は
顕著であり、今後更に拡大するニーズに的確に応
えられることから、工業的価値は極めて大きいも
のである。

【図面の簡単な説明】

第１図は耐フレーキング性の評価試験方法を示
す図である。 １……ポンチ、２……ダイス、３……試験片。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Al：0.04〜0.12wt％、残Zn及び不可避的不
   純物からなる亜鉛めつき浴でめつきを施し、次い
   で目付量制御を行なつた後、合金化炉で加熱して
   合金化処理を行なうに際して、目付制御完了後合
   金化炉内の昇温過程で470℃以上の板温に到達す
   るまでの時間が2.0秒以下の急速加熱を施し、合
   金化完了後は冷却過程において板温度が420℃以
   下の温度域まで２秒以下で急速冷却することを特
   徴とする合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。 ２ めつき浴内の浸漬時間を2.5秒以下とする請
   求項１記載の方法。 ３ めつき浴内の浸漬時間を2.5秒以下とし、か
   つ合金化最高板温度を470〜510℃の範囲で加熱合
   金化処理する請求項１記載の方法。 ４ 目付量を45〜90ｇ／m²とする請求項１〜３の
   いずれかの項記載の方法。 ５ 合金化亜鉛めつき鋼板の上層に鉄を主体と
   し、残部亜鉛からなる電気めつきを施す請求項１
   〜３のいずれかの項記載の方法。