JPH0375347A - 溶融めっき鋼板の製造における操業管理方法 - Google Patents
溶融めっき鋼板の製造における操業管理方法Info
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- JPH0375347A JPH0375347A JP21181789A JP21181789A JPH0375347A JP H0375347 A JPH0375347 A JP H0375347A JP 21181789 A JP21181789 A JP 21181789A JP 21181789 A JP21181789 A JP 21181789A JP H0375347 A JPH0375347 A JP H0375347A
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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】
（産業上の利用分野〉
この発明は、同−設備、同一ポットを用いて非合金化溶
融亜鉛めっき鋼板並びに合金化溶融めっき鋼板を製造す
る際の操業管理方法に関するものである。
融亜鉛めっき鋼板並びに合金化溶融めっき鋼板を製造す
る際の操業管理方法に関するものである。
〈従来技術とその課題〉
従来から、鋼板面に溶融亜鉛層を付着・凝固させた溶融
亜鉛めっき鋼板は経済性に冨んだ安価な防錆鋼板として
広い需要を誇ってきたが、近年、この“溶融亜鉛めっき
鋼板（ＧＩ）“と共にこれを合金化処理（熱拡散処理）
して耐食性の改善を図った“合金化溶融亜鉛めっき鋼板
（Ｇ Ａ）”の生産量も増加の一途をたどっている。な
お、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以降、ＧＡと記す
）は、設備コスト等の関係で溶融亜鉛めっき鋼板（以降
、Ｇｌと記す）の場合と同一の製造設備で同一の亜鉛ポ
ットを用いて製造されるのが普通であり、これによる溶
融亜鉛めっきに続き、加熱炉にて４５０〜６５０℃の加
熱拡散処理が施される。
亜鉛めっき鋼板は経済性に冨んだ安価な防錆鋼板として
広い需要を誇ってきたが、近年、この“溶融亜鉛めっき
鋼板（ＧＩ）“と共にこれを合金化処理（熱拡散処理）
して耐食性の改善を図った“合金化溶融亜鉛めっき鋼板
（Ｇ Ａ）”の生産量も増加の一途をたどっている。な
お、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以降、ＧＡと記す
）は、設備コスト等の関係で溶融亜鉛めっき鋼板（以降
、Ｇｌと記す）の場合と同一の製造設備で同一の亜鉛ポ
ットを用いて製造されるのが普通であり、これによる溶
融亜鉛めっきに続き、加熱炉にて４５０〜６５０℃の加
熱拡散処理が施される。
ところで、上記ＧＩの製造の場合には、一般に溶融めっ
き浴中に０．０８〜０．２％（以降、成分割合を表わす
％は重量％とする）のＡ１添加がなされている。ただ、
この添加したＡｌのうちの何割かは溶融亜鉛浴中に存在
するＦｅと結合し、Ｚｎを含めたＰｅ −Ｚｎ−Ａｆ化
合物を形成して固相状態で溶湯中に分散する（一般に、
これを“ドロス”と呼んでいる）ため、Ｚｎ液相中に溶
解しているＭの濃度は亜鉛浴中の全Ａ１ｆ７％度よりも
低くなるが、そのため通常は溶解しているＡｌ濃度を有
効ＰＪｌｆｌ１度［−Ａｉ’］。、として［ｕ］ −ｔ
＝ ［Ａｊ！］ ｒ ［Ｆｅ］ ｔなる式で算出
し、浴管理の基礎データとしている。
き浴中に０．０８〜０．２％（以降、成分割合を表わす
％は重量％とする）のＡ１添加がなされている。ただ、
この添加したＡｌのうちの何割かは溶融亜鉛浴中に存在
するＦｅと結合し、Ｚｎを含めたＰｅ −Ｚｎ−Ａｆ化
合物を形成して固相状態で溶湯中に分散する（一般に、
これを“ドロス”と呼んでいる）ため、Ｚｎ液相中に溶
解しているＭの濃度は亜鉛浴中の全Ａ１ｆ７％度よりも
低くなるが、そのため通常は溶解しているＡｌ濃度を有
効ＰＪｌｆｌ１度［−Ａｉ’］。、として［ｕ］ −ｔ
＝ ［Ａｊ！］ ｒ ［Ｆｅ］ ｔなる式で算出
し、浴管理の基礎データとしている。
ここで、亜鉛浴中にＡｌを添加する目的は、溶融めっき
時に鋼板表面に形成されがちなＦｅ −Ｚｎ系の金属間
化合物層の抑制にある。つまり、Ｆｅ −Ｚｎ系の金属
間化合物層が肥大成長すると、それが本質的に脆くて延
性に欠けるものであるため製品の加工性に少なからぬ悪
影響を与える。それ故、溶融亜鉛めっき鋼板の十分な皮
膜加工性確保を狙う場合には、溶融亜鉛浴は０．１４％
以上の［Ａｉ！］−ｒとなるように調整されるのが普通
である。そして、上記Ａｌ添加がなされると鋼板の表面
にはＦｅ −Ｚｎ拡散層の形成を抑制する“薄いＦｅ、
Ａ１．相”が形成され、その結果としてＦｅ−Ｚｎ系金
属間化合物層の肥大化が抑制されるので皮膜の加工性が
確保されることとなる。
時に鋼板表面に形成されがちなＦｅ −Ｚｎ系の金属間
化合物層の抑制にある。つまり、Ｆｅ −Ｚｎ系の金属
間化合物層が肥大成長すると、それが本質的に脆くて延
性に欠けるものであるため製品の加工性に少なからぬ悪
影響を与える。それ故、溶融亜鉛めっき鋼板の十分な皮
膜加工性確保を狙う場合には、溶融亜鉛浴は０．１４％
以上の［Ａｉ！］−ｒとなるように調整されるのが普通
である。そして、上記Ａｌ添加がなされると鋼板の表面
にはＦｅ −Ｚｎ拡散層の形成を抑制する“薄いＦｅ、
Ａ１．相”が形成され、その結果としてＦｅ−Ｚｎ系金
属間化合物層の肥大化が抑制されるので皮膜の加工性が
確保されることとなる。
一方、ＧＡは比較的薄く形成させた亜鉛めっき層を加熱
処理によってＦｅ −Ｚｎ合金層に拡散変態させたもの
であるが、このＧＡを製造する場合に亜鉛浴中の［Ａｌ
１−ｒが高いと合金化の進行が遅れて製造性に多大な支
障が生じるため、前記［Ａｌ１−ｖは可及的に低くする
必要がある。従って、ＧＡを製造する場合の亜鉛浴中の
［Ａｌ１゜、は一般に０．１１％以下に調整される。
処理によってＦｅ −Ｚｎ合金層に拡散変態させたもの
であるが、このＧＡを製造する場合に亜鉛浴中の［Ａｌ
１−ｒが高いと合金化の進行が遅れて製造性に多大な支
障が生じるため、前記［Ａｌ１−ｖは可及的に低くする
必要がある。従って、ＧＡを製造する場合の亜鉛浴中の
［Ａｌ１゜、は一般に０．１１％以下に調整される。
そこで、同一の溶融亜鉛浴ポットを共用するのが一般的
であるＧＩとＧＡの製造に当っては、従来、Ｇｌ製造時
には亜鉛浴を［Ａｌ１ 、ｆ≧０．１４％なる条件に、
そしてＧＡ製造時には［ｕ］ −ｒｆａＯ，１１％なる
条件にそれぞれ切り替え調整することが実施されてきた
。
であるＧＩとＧＡの製造に当っては、従来、Ｇｌ製造時
には亜鉛浴を［Ａｌ１ 、ｆ≧０．１４％なる条件に、
そしてＧＡ製造時には［ｕ］ −ｒｆａＯ，１１％なる
条件にそれぞれ切り替え調整することが実施されてきた
。
しかし、実際作業においては、溶融亜鉛浴における［Ａ
ｌ１ ｏｆを高めることは容易であるものの、逆に［Ａ
ｉ］ａｔを減少させるための適当な方策がなく、従って
Ｇｌ製造からＧＡ型製造の切り替えに際しては［Ａｉ’
］ａｔが徐々に減少するのを待つと言うのが現状であっ
た。そのため、この［Ｕ］ 、ｔの減少過渡期、即ち ０．１１％〈［ＡＪ ］ ＊ ｔ ＜０ 、１４％の間
はＧｌ、ＧＡの何れの製造にも不適な浴条件となるので
、仮にＧＩの製造を継続しても皮膜加工性の点で少なか
らず劣るものしか得られなかった。そして、これはＧＡ
への要求性能がより高度化している状況下にあって非常
に深刻な問題となりつつあった。
ｌ１ ｏｆを高めることは容易であるものの、逆に［Ａ
ｉ］ａｔを減少させるための適当な方策がなく、従って
Ｇｌ製造からＧＡ型製造の切り替えに際しては［Ａｉ’
］ａｔが徐々に減少するのを待つと言うのが現状であっ
た。そのため、この［Ｕ］ 、ｔの減少過渡期、即ち ０．１１％〈［ＡＪ ］ ＊ ｔ ＜０ 、１４％の間
はＧｌ、ＧＡの何れの製造にも不適な浴条件となるので
、仮にＧＩの製造を継続しても皮膜加工性の点で少なか
らず劣るものしか得られなかった。そして、これはＧＡ
への要求性能がより高度化している状況下にあって非常
に深刻な問題となりつつあった。
即ち、近年、自動車車体用として深絞り性の優れたＧＡ
に対する需要が増え、これに対応すべく素材鋼として極
低Ｃ−Ｔｉ添加鋼を使用したＧＡの生産がなされるよう
になっているが、この極低ＣＴｉ添加鋼を適用したＧＡ
は他の鋼種を用いたＧＡに比較してめっき層に凹凸がで
きやすく、電着塗装の仕上がり等に悪影響が出る懸念が
あった。
に対する需要が増え、これに対応すべく素材鋼として極
低Ｃ−Ｔｉ添加鋼を使用したＧＡの生産がなされるよう
になっているが、この極低ＣＴｉ添加鋼を適用したＧＡ
は他の鋼種を用いたＧＡに比較してめっき層に凹凸がで
きやすく、電着塗装の仕上がり等に悪影響が出る懸念が
あった。
ただ、この現象は、めっき鋼板基材が極低Ｃ−Ｔｉ添加
鋼の場合にフェライト粒界の合金化が優先的に進行する
ことに起因して生じるものであって、溶融亜鉛めっき浴
中の［Ａｊ！］−ｒを更に低下させる（例えば［Ａｊ！
］−ｒ≦０．０８％に調整する）ことで抑制が可能であ
ったが、この対策はＧ【製造時における［ｕ］ｍｙとの
ギャップを大きくさせる結果となり、前述の問題を更に
拡大することにつながったのである。
鋼の場合にフェライト粒界の合金化が優先的に進行する
ことに起因して生じるものであって、溶融亜鉛めっき浴
中の［Ａｊ！］−ｒを更に低下させる（例えば［Ａｊ！
］−ｒ≦０．０８％に調整する）ことで抑制が可能であ
ったが、この対策はＧ【製造時における［ｕ］ｍｙとの
ギャップを大きくさせる結果となり、前述の問題を更に
拡大することにつながったのである。
このようなことから、本発明の目的は、亜鉛系溶融めっ
き鋼板の製造ラインにおいて、ＧＩの製造からＧＡの製
造に切り替える際の移行時間が従来の［Ａｌ１−ｒコン
トロール方式に比して十分に短かく、極低Ｃ−Ｔｉ添加
鋼板を素材としたＧＡの製造にも迅速かつ的確に対処で
きて、皮膜凹凸が極力抑制された品質の良好なめっき製
品を高能率・高歩留で提供し得る手段を確立することに
置かれた。
き鋼板の製造ラインにおいて、ＧＩの製造からＧＡの製
造に切り替える際の移行時間が従来の［Ａｌ１−ｒコン
トロール方式に比して十分に短かく、極低Ｃ−Ｔｉ添加
鋼板を素材としたＧＡの製造にも迅速かつ的確に対処で
きて、皮膜凹凸が極力抑制された品質の良好なめっき製
品を高能率・高歩留で提供し得る手段を確立することに
置かれた。
く課題を解決するための手段〉
そこで、本発明者等は上記目的を達成すべく数多くの実
験を繰り返しながら研究を重ねた結果、次に示すような
知見を得るに至った。
験を繰り返しながら研究を重ねた結果、次に示すような
知見を得るに至った。
即ち、従来から「溶融亜鉛めっき浴中へのＭｎ添加が、
Ａｌ添加の場合と同様にめっき皮膜と鋼板との界面にお
けるＦｅ −Ｚｎ化合物相の形成抑制に有効である」こ
とが知られていたが、溶解Ａｌの存在下でこのＭｎ添加
量が特定の値を超えるとＭｎは全く逆の作用を発現して
Ｆｅ −Ｚｎ間の合金化を促進するようになり、そのた
めＣＩ製造時における従来のＡｌ添加手段と組み合わせ
てＯＡ製造切り替え時に特定量を超えるＭｎ添加を実施
すれば、ＧＡ製造＝Ｇ■製造の操業移行時間が大幅に低
減されるとの新たな事実を見出したのである。
Ａｌ添加の場合と同様にめっき皮膜と鋼板との界面にお
けるＦｅ −Ｚｎ化合物相の形成抑制に有効である」こ
とが知られていたが、溶解Ａｌの存在下でこのＭｎ添加
量が特定の値を超えるとＭｎは全く逆の作用を発現して
Ｆｅ −Ｚｎ間の合金化を促進するようになり、そのた
めＣＩ製造時における従来のＡｌ添加手段と組み合わせ
てＯＡ製造切り替え時に特定量を超えるＭｎ添加を実施
すれば、ＧＡ製造＝Ｇ■製造の操業移行時間が大幅に低
減されるとの新たな事実を見出したのである。
この発明は、上記知見等に基づいてなされたものであり
、 「亜鉛系溶融めっき鋼板の製造において、０．０５〜０
．２％の＾ｌを溶解・含有した溶融亜鉛めっき浴、或い
は０．０５〜０．２％のＡ１と式 ％式％］ を満足する濃度でＭｎとを溶解・含有した溶融亜鉛めっ
き浴を用いると共に、ＣＩの製造からＧＡの製造に切り
替えるに際し、めっき浴中にＭｎを添加して式 ％式％］ を満足するＭｎ濃度としてから合金化めっき鋼板の製造
に移ることにより該移行時間を極力短くして、品質の良
好な亜鉛系溶融めっき鋼板を高能率かつ高歩留で製造し
得るようにした点」 に特徴を有するものである。
、 「亜鉛系溶融めっき鋼板の製造において、０．０５〜０
．２％の＾ｌを溶解・含有した溶融亜鉛めっき浴、或い
は０．０５〜０．２％のＡ１と式 ％式％］ を満足する濃度でＭｎとを溶解・含有した溶融亜鉛めっ
き浴を用いると共に、ＣＩの製造からＧＡの製造に切り
替えるに際し、めっき浴中にＭｎを添加して式 ％式％］ を満足するＭｎ濃度としてから合金化めっき鋼板の製造
に移ることにより該移行時間を極力短くして、品質の良
好な亜鉛系溶融めっき鋼板を高能率かつ高歩留で製造し
得るようにした点」 に特徴を有するものである。
ここで、［Ｍｎ（χ）」は溶融亜鉛めっき浴中のＭｎの
分析濃度を、そし７ ［Ａｌ（Ｘ）Ｊ ハ［ＡｌＪ ａ
ｆをそれぞれ重量％で示した値である。
分析濃度を、そし７ ［Ａｌ（Ｘ）Ｊ ハ［ＡｌＪ ａ
ｆをそれぞれ重量％で示した値である。
以下、本発明においてめっき浴の調整条件を前記の如く
に限定した理由を、その作用と共に説明する。
に限定した理由を、その作用と共に説明する。
〈作用〉
Ａｌを含む溶融亜鉛めっき浴中にＭｎを添加すると、第
１図に示されるように、特定濃度に至るまではＭＪＩ度
の増加に伴いＦｅ −Ｚｎ間の合金化抑制効果が増すの
で、浴中の溶解Ａｌ含有量が低くなっても品質の良好な
Ｇｌ製品の製造が可能となる。ところが、めっき浴中の
Ｍｎｔ７４度が前記特定濃度以上になると逆に合金化を
顕著に促進するようになる。従って、ＧＡ型製造切り替
える際、めっき浴中にＭｎ添加を行ってＭｎ濃度を前記
特定濃度以上に調整するだけで速やかに高品質のＧＡ製
品製造態勢が整い、切り替え過渡期の品質悪化を懸念す
ることなく円滑な操業を続行することができる。なお、
前記第１図は、浴中Ｍｎ濃度と得られるめっき鋼板の所
要合金化時間（速度）の１例を示したグラフである。
１図に示されるように、特定濃度に至るまではＭＪＩ度
の増加に伴いＦｅ −Ｚｎ間の合金化抑制効果が増すの
で、浴中の溶解Ａｌ含有量が低くなっても品質の良好な
Ｇｌ製品の製造が可能となる。ところが、めっき浴中の
Ｍｎｔ７４度が前記特定濃度以上になると逆に合金化を
顕著に促進するようになる。従って、ＧＡ型製造切り替
える際、めっき浴中にＭｎ添加を行ってＭｎ濃度を前記
特定濃度以上に調整するだけで速やかに高品質のＧＡ製
品製造態勢が整い、切り替え過渡期の品質悪化を懸念す
ることなく円滑な操業を続行することができる。なお、
前記第１図は、浴中Ｍｎ濃度と得られるめっき鋼板の所
要合金化時間（速度）の１例を示したグラフである。
そして、Ｍｎの添加が合金化の促進に効果を発揮するよ
うに変化する臨界Ｍｎ１１度は、式％式％］ で与えられ、この値よりも［Ｍｎ （Ｘ） ］が低いと
合金化は逆に抑制されることとなる。従って、亜鉛系溶
融めっき鋼板の製造において、Ｇｌ製造時にはめっき浴
中にＭｎの積極添加を行わないか或いはめっき浴中のＭ
ｎ濃度を式 ％式％］ の範囲内に調整し、Ｇｌの製造からＧＡの製造に切り替
える際にめっき浴中へ式 ％式％］ を満足するＭｎｔＭ度が得られる量のＭｎを添加するこ
とと定めた。ここで、ＧＡの製造に切り替える際のめっ
き浴中Ｍｎ濃度の上限は特に定めないが、ＧＡの製造に
際して多量のＭｎを添加すると化合物が生成されて浴中
のドロスが増加することから、実際にはｕ４度を下げる
と共にＭｎｔを上記範囲内で低目とするのが好ましい。
うに変化する臨界Ｍｎ１１度は、式％式％］ で与えられ、この値よりも［Ｍｎ （Ｘ） ］が低いと
合金化は逆に抑制されることとなる。従って、亜鉛系溶
融めっき鋼板の製造において、Ｇｌ製造時にはめっき浴
中にＭｎの積極添加を行わないか或いはめっき浴中のＭ
ｎ濃度を式 ％式％］ の範囲内に調整し、Ｇｌの製造からＧＡの製造に切り替
える際にめっき浴中へ式 ％式％］ を満足するＭｎｔＭ度が得られる量のＭｎを添加するこ
とと定めた。ここで、ＧＡの製造に切り替える際のめっ
き浴中Ｍｎ濃度の上限は特に定めないが、ＧＡの製造に
際して多量のＭｎを添加すると化合物が生成されて浴中
のドロスが増加することから、実際にはｕ４度を下げる
と共にＭｎｔを上記範囲内で低目とするのが好ましい。
また、本発明において、溶融亜鉛めっき浴中の溶解Ａｌ
濃度（＝ ［ｕ］ 、ｒ）が０．０５％より低いとＧｌ
製造時のめっき密着性の劣化が著しくなり、一方、前記
溶解ＡｌｔＭ度が０．２％を超えるとＧＡ化のために必
要な所要Ｍｎｆｉが増加し、浴中にＭｎ−触−Ｚｎの３
元化合物がドロスとして析出し易くなる。このため、溶
融亜鉛めっき浴中の溶解Ａｌ濃度は０．０５〜０．２％
に調整することと定めた。
濃度（＝ ［ｕ］ 、ｒ）が０．０５％より低いとＧｌ
製造時のめっき密着性の劣化が著しくなり、一方、前記
溶解ＡｌｔＭ度が０．２％を超えるとＧＡ化のために必
要な所要Ｍｎｆｉが増加し、浴中にＭｎ−触−Ｚｎの３
元化合物がドロスとして析出し易くなる。このため、溶
融亜鉛めっき浴中の溶解Ａｌ濃度は０．０５〜０．２％
に調整することと定めた。
さて、第２図は、亜鉛系溶融めっき鋼板の製造における
“従来のめっき浴組成のコントロール手法（第２図（ａ
））”と“本発明法に従っためっき浴組成のコントロー
ル手法（第２図（ｂ））”とを比較した概念図である。
“従来のめっき浴組成のコントロール手法（第２図（ａ
））”と“本発明法に従っためっき浴組成のコントロー
ル手法（第２図（ｂ））”とを比較した概念図である。
この第２図からも明らかなように、本発明では、［Ａｉ
］ｓｒ低下時のＣＩ製造対策（ＦｅＺｎ系金属間化合物
層の形成を抑制する対策）として「比較的低い濃度（前
述の臨界濃度を下回る濃度）でのＭｎ添加」を実施する
ことで合金化傾向を抑え、一方、ＧＡ型製造際してはｒ
Ｍｎ添加量を増して［Ｍｎ］ ｔａ度を前記臨界濃度以
上に上昇させる」ことで合金化傾向を高めるようにして
いる。
］ｓｒ低下時のＣＩ製造対策（ＦｅＺｎ系金属間化合物
層の形成を抑制する対策）として「比較的低い濃度（前
述の臨界濃度を下回る濃度）でのＭｎ添加」を実施する
ことで合金化傾向を抑え、一方、ＧＡ型製造際してはｒ
Ｍｎ添加量を増して［Ｍｎ］ ｔａ度を前記臨界濃度以
上に上昇させる」ことで合金化傾向を高めるようにして
いる。
そのため、ＣＩ型製造らＧＡ型製造の操業切り替えが極
めて円滑に行える上、切り替え過渡期に生じがちな製品
性能の悪化が極力防止できて材料歩留も大幅に向上する
。
めて円滑に行える上、切り替え過渡期に生じがちな製品
性能の悪化が極力防止できて材料歩留も大幅に向上する
。
その上、亜鉛めっき浴中にＭｎを添加すると、極低Ｃ−
Ｔｔ添加鋼板を基材としてＧＡを製造する場合であって
も“めっき層の凹凸発生問題”が効果的に解消され、優
れためっき皮膜平滑性を有するＧＡ型製品安定して得ら
れるようになる。
Ｔｔ添加鋼板を基材としてＧＡを製造する場合であって
も“めっき層の凹凸発生問題”が効果的に解消され、優
れためっき皮膜平滑性を有するＧＡ型製品安定して得ら
れるようになる。
続いて、本発明を実施例に基づいてより具体的に説明す
る。
る。
〈実施例〉
実施例 １
まず、Ｃ： ０．０４％、 Ｓｉ ： ０．０１％、Ｍ
ｎ：０．１８％。
ｎ：０．１８％。
Ｐ ： ０．０１０％、 Ｓ ：０．００８％及びｓ
ｏｌ、 Ａｆ ： ０．０２７％を含むと共に、残部が
実質的にＦｅである低炭素アルミキルド鋼のフルハード
鋼板（厚さ：０．７６ｍ）を準備し、溶融めっきシュミ
レータ−〔■レスカ製〕を用いて“２６％Ｈ２＋Ｎ２雰
囲気”中で７２０℃×６０秒の焼鈍を施してから溶融亜
鉛めっきを行った。
ｏｌ、 Ａｆ ： ０．０２７％を含むと共に、残部が
実質的にＦｅである低炭素アルミキルド鋼のフルハード
鋼板（厚さ：０．７６ｍ）を準備し、溶融めっきシュミ
レータ−〔■レスカ製〕を用いて“２６％Ｈ２＋Ｎ２雰
囲気”中で７２０℃×６０秒の焼鈍を施してから溶融亜
鉛めっきを行った。
なお、この時のめっき浴温度は４７０℃±３℃で、めっ
き浴にはＡｆ、Ｍｎを所定量添加した。
き浴にはＡｆ、Ｍｎを所定量添加した。
そして、めっき付着量を６５±１０ｇ／ｒｒｒに調整し
た溶融めっき鋼板を、引き続いて５００℃の溶融塩浴に
て合金化処理し、合金化完了までに要する時間を測定し
た。
た溶融めっき鋼板を、引き続いて５００℃の溶融塩浴に
て合金化処理し、合金化完了までに要する時間を測定し
た。
この結果を第３図に示す。
第３図は浴中の［Ａｌコ、ｆと［Ｍｎ］濃度を座標軸と
したグラフで、各組成における合金化所要時間を○（１
５秒以下）＋ Ｇ（１５秒超３０秒以下）、・（３０秒
超）で表示したものであるが、この第３図からも、めっ
き浴中のＭｎ濃度が式 ％式％）］ を充たす範囲において合金化が促進されることが確認で
きる。
したグラフで、各組成における合金化所要時間を○（１
５秒以下）＋ Ｇ（１５秒超３０秒以下）、・（３０秒
超）で表示したものであるが、この第３図からも、めっ
き浴中のＭｎ濃度が式 ％式％）］ を充たす範囲において合金化が促進されることが確認で
きる。
実施例 ２
化学組成がＣ：０．００３％、 Ｓｉ：０．０１％、
Ｍｎ：０．１６％。
Ｍｎ：０．１６％。
ｐ ：０．００８％、 Ｓ：０．００８％、 ｓｏｌ
、 Ａｌ ：０．０２１％及びＴｉ：０．０６６％を含
有し、残部が実質的にＦｅから成る極低Ｃ−Ｔｉ添加Ｉ
Ｆ鋼のフルハード鋼板（厚さ：０．８Ｏｎ）を、実施例
１におけると同様の装置を用いて“２６％Ｈ２＋ＮＺ雰
囲気”中で８５０℃×６０秒の焼鈍を施してから溶融亜
鉛めっきを行った。
、 Ａｌ ：０．０２１％及びＴｉ：０．０６６％を含
有し、残部が実質的にＦｅから成る極低Ｃ−Ｔｉ添加Ｉ
Ｆ鋼のフルハード鋼板（厚さ：０．８Ｏｎ）を、実施例
１におけると同様の装置を用いて“２６％Ｈ２＋ＮＺ雰
囲気”中で８５０℃×６０秒の焼鈍を施してから溶融亜
鉛めっきを行った。
なお、この時のめっき浴温度は４７０℃±３℃で、めっ
き浴にはＡｌｌ、Ｍｎを所定量添加した。
き浴にはＡｌｌ、Ｍｎを所定量添加した。
そして、めっき付着量を６５±１０ｇ／％に調整した溶
融めっき鋼板を、引き続いて５００℃の溶融塩浴にて合
金化処理し、合金化完了までに要する時間を測定すると
共に、合金化処理を施した試料を樹脂に埋め込んで断面
を観察してめっき層の凹凸発生状態を調べた。
融めっき鋼板を、引き続いて５００℃の溶融塩浴にて合
金化処理し、合金化完了までに要する時間を測定すると
共に、合金化処理を施した試料を樹脂に埋め込んで断面
を観察してめっき層の凹凸発生状態を調べた。
これらの結果を第１表に示す。
なお、第１表において、「めっき層の平滑性」は第４図
（ａ）の状態を“良好”として○印で、第４図（ｂ）の
状態を“不良”としてＸ印でそれぞれ表示した。
（ａ）の状態を“良好”として○印で、第４図（ｂ）の
状態を“不良”としてＸ印でそれぞれ表示した。
上記第１表に示される結果からも、本発明で規定する条
件に従うと品質の優れたＧＡの円滑な製造が行えるのに
対して、めっき浴組成管理が本発明で規定する条件から
外れた比較例では、所要合金化時間が長く、しかも得ら
れるＧＡのめっき層は平滑性に難のあることが確認でき
る。
件に従うと品質の優れたＧＡの円滑な製造が行えるのに
対して、めっき浴組成管理が本発明で規定する条件から
外れた比較例では、所要合金化時間が長く、しかも得ら
れるＧＡのめっき層は平滑性に難のあることが確認でき
る。
く効果の総括〉
以上に説明した如く、この発明によれば、亜鉛系溶融め
っき鋼板の製造におけるＧｌの製造からＧＡの製造への
切り替えが迅速に行える上、ＣＩの製造においてもＧＡ
の製造においても良好な品質の製品を安定して得ること
ができるようになるなど、産業上極めて有用な効果がも
たらされる。
っき鋼板の製造におけるＧｌの製造からＧＡの製造への
切り替えが迅速に行える上、ＣＩの製造においてもＧＡ
の製造においても良好な品質の製品を安定して得ること
ができるようになるなど、産業上極めて有用な効果がも
たらされる。
第１図は、溶融亜鉛めっき浴のＭｎ含有量と所要合金化
時間との関係を示すグラフである。 第２図は、溶融亜鉛系めっき鋼板の製造におけるめっき
浴組成のコントロール例を示した概念図であり、第２図
（ａ）は従来例を、そして第２図（ｂ）は本発明例に係
るものである。 第３図は、実施例における「めっき浴中［Ｍｎ］ 。 ［Ａｆ］ｓｒに対する合金化所要時間」の調査結果を示
したグラフである。 第４図は、実施例での「めっき層平滑性の評価基準」を
説明した模式図であり、第４図（ａ）は“良好”と評価
される状態を、そして第４図（ｂｌは“不良”と評価さ
れる状態をそれぞれ示している。 Ｍｎ含有量（重量％） 第３図 聞合有量（重量％） 良好（○） 不良（×）
時間との関係を示すグラフである。 第２図は、溶融亜鉛系めっき鋼板の製造におけるめっき
浴組成のコントロール例を示した概念図であり、第２図
（ａ）は従来例を、そして第２図（ｂ）は本発明例に係
るものである。 第３図は、実施例における「めっき浴中［Ｍｎ］ 。 ［Ａｆ］ｓｒに対する合金化所要時間」の調査結果を示
したグラフである。 第４図は、実施例での「めっき層平滑性の評価基準」を
説明した模式図であり、第４図（ａ）は“良好”と評価
される状態を、そして第４図（ｂｌは“不良”と評価さ
れる状態をそれぞれ示している。 Ｍｎ含有量（重量％） 第３図 聞合有量（重量％） 良好（○） 不良（×）
Claims (2)
- （１）亜鉛系溶融めっき鋼板の製造において、重量割合
で０．０５〜０．２％のＡｌを溶解・含有した溶融亜鉛
めっき浴を用いると共に、非合金化めっき鋼板の製造か
ら合金化めっき鋼板の製造に切り替えるに際し、めっき
浴中にＭｎを添加して式 ［Ｍｎ（％）］≧３．５×Ａｌ（％）＾１＾．＾５を満
足するＭｎ濃度としてから合金化めっき鋼板の製造に移
ることを特徴とする、亜鉛系溶融めっき鋼板を製造する
に当っての操業管理方法。 - （２）合金化めっき鋼板の製造に切り替える前の溶融亜
鉛めっき浴を、Ａｌと共に式 ［Ｍｎ（％）］＜３．５×［Ａｌ（％）］＾１＾．＾５
を満足する濃度でＭｎを溶解・含有するものとしたこと
を特徴とする、請求項１記載の亜鉛系溶融めっき鋼板を
製造するに当っての操業管理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21181789A JPH0375347A (ja) | 1989-08-17 | 1989-08-17 | 溶融めっき鋼板の製造における操業管理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21181789A JPH0375347A (ja) | 1989-08-17 | 1989-08-17 | 溶融めっき鋼板の製造における操業管理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0375347A true JPH0375347A (ja) | 1991-03-29 |
Family
ID=16612088
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21181789A Pending JPH0375347A (ja) | 1989-08-17 | 1989-08-17 | 溶融めっき鋼板の製造における操業管理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0375347A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100376474B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-05-17 | 주식회사 포스코 | 용융아연 합금도금강판의 합금화도 제어방법 |
| US7601433B2 (en) * | 2004-12-28 | 2009-10-13 | Sakuratech Co., Ltd. | Highly corrosion-resistant/highly workable plated steel wire, plating bath composition, method for producing the plated steel wire and wire netting product |
-
1989
- 1989-08-17 JP JP21181789A patent/JPH0375347A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100376474B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-05-17 | 주식회사 포스코 | 용융아연 합금도금강판의 합금화도 제어방법 |
| US7601433B2 (en) * | 2004-12-28 | 2009-10-13 | Sakuratech Co., Ltd. | Highly corrosion-resistant/highly workable plated steel wire, plating bath composition, method for producing the plated steel wire and wire netting product |
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