JPH042754A - 加工性に優れた溶融亜鉛合金めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は加工性に優れた溶融亜鉛合金めっき鋼板の製造
方法に関するものである。

（従来の技術） 一般に合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法としては、
めっき後加熱処理して鉄−亜鉛合金化処理することが知
られている。また、亜鉛めっき浴中へＦｅ等を添加し、
亜鉛合金めっき浴とし、これを鋼帯と接触せしめて溶融
亜鉛合金めっき鋼板を製造することが開示（特開昭６４
−２１０４９号公報）されている。

しかして前者の方法によれば、加熱による合金化処理で
あり、合金層の脆化が起こり易く加工性に難点がある。

また、後者の方法においては．鋼帯の熱処理がなく鋼帯
自体の加工性に難点がある等の欠点をともなうものであ
る。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は耐表面錆、耐穴開きに優れた溶融亜鉛合金めっ
き鋼板の製造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、１．鋼帯を焼鈍し、次いで７００〜９５０℃
の鉄１〜１２％含有亜鉛めっき浴に接触せしめてめっき
を施し、次いで６５０℃超から３０℃／ｓ以上の冷却速
度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする加工性
に優れた溶融亜鉛合金めっき鋼板の製造方法であり、２
．めっき鋼帯を６５０〜８００℃まで３〜ｂ Ｌ　４００℃以下まで冷却しためつき鋼帯を２５０〜４
５０℃で１〜５分保持すること及び４．めっき鋼帯を２
００〜３５０℃まで４０℃／ｓの冷速で冷却し、次いで
２５０〜４５０℃で１〜５分保持することを特徴とする
加工性に優れた溶融亜鉛合金めっき鋼板の製造方法に関
するものである。

鉄溶解添加量としては１〜１２％が適当であり、１％未
満であればＦｅ−Ｚｎ合金めつきとしての耐食性、塗料
密着性等が得られ難く、１２％を超えると浴温度を９５
０℃を超えて上昇させねばならず、また、製品用途とし
て現在のところ殆ど無いのてこの範囲に限定する。

また自動車用として現在要求されている耐表面錆発生５
年、耐穴開き１０年の耐食性は、３〜７ｗｔ％Ｆｅで得
られ、さらに耐食性を延長させることは目付量の増加で
容易に達成できる。

亜鉛中の鉄量の制御は例えば、鉄量を増加する場合は鉄
溶解量を増加させ、鉄量を減少させる場合は亜鉛を追加
投入して、鉄量を希釈することにより目的とする鉄量に
制御するものである。

めっきに適する温度は７００〜９５０℃である。上記鉄
量の場合、周知のＦｅ−Ｚｎ２元系平衡状態図から分か
るように、７００℃未満であるとｒ相が安定相となるの
で、めっき金属と地鉄界面に有害なｒ相が生成し易い。

７００℃以上であればｒ相は不安定であるから界面で一
時的に生成しても直ちに溶解消失し、発達しない。

９５０℃を超えると、めっき後の冷却帯が長くなり、設
備が高価なものとなり経済的にも不利である。そこで温
度範囲をこのように限定する。

鋼帯がめつき金属と接触するときの温度は、従来の亜鉛
めっき法においては亜鉛の融点よりわずかに高い４５０
℃前後であり、従来の連続亜鉛めっき法では焼鈍熱処理
後強制冷却を必要としていた。

本誌ではめっき温度が高いので、焼鈍後の鋼帯を冷却す
る必要がなく、設備的にも有利となる。

溶融めっきとはめっき金属と被めっき金属が、界面で相
互にまたは一方的に拡散して合金を生成することである
から、めっき金属と被めっき金属の接触は拡散を起こす
時間が必要であるが、本発明ではめっき温度が高温なの
で拡散は短時間で起こり、被めっき金属を酸化物が多少
覆っていてもめっき可能である。

従って、溶融めっきの方法は．鋼帯とめっき金属を接触
させる方法ならばどのようなものでもよい。鋼帯をめっ
き浴中に浸漬する方法、めっき金属を霧状にして吹き付
ける噴霧法、さらに、ロールコータ−１電磁ポンプ、メ
ニスカスめっき等の片面めっき法等もできる。製品への
要求特性として片面のみの耐食性が要求される場合は、
片面のみのめっきでよい。

めっき後の冷却は２つの理由で重要である。第１の理由
は冷却時に合金中に「相を生成させないことにあり、め
っき後のめっき鋼帯温度が６５０℃より低下すると、ｒ
相か熱力学的に安定となるので冷却に時間がかかると、
めっき層／地鉄界面にｒ相が発達する。ｒ相の厚みを実
用上差し支えない範囲に抑制するには、３０℃／ｓ以上
の冷却速度で４００℃以下まで冷却することが必要であ
る。

第２の理由はめっき層の表面を平滑にすることである。

全率固溶型以外の合金が凝固するときはより安定な相か
ら凝固し、合金成分の移動が起こるので一般的には表面
は凹凸を呈し、徐冷であるほど程度が激しくなる。しか
し冷却速度が３０℃／ｓ以上で冷却されれば表面の平滑
度は保たれる。

従って、１２％Ｆ８合金で液相が存在する８００〜８５
０℃温度域以下を急冷すれば、加工性良好で表面が平滑
なめっき鋼板が得られる。そこで冷却条件をこのように
限定する。

なお、めっき温度から６５０℃までの温度範囲では、め
っき層の品質を左右するような現象は起こらないので、
この間に目付量を制御すると共に、鋼板をめっき部分の
出口から冷却帯まで移動し、８００〜６５０℃から急冷
する。

従来の溶融亜鉛めっきプロセスでは、めっき後及び合金
化処理後の鋼板を室温近傍まで冷却しないと、めっき層
がロール等に付着する欠点があった。このために連続焼
鈍で採用されている過時効処理が行えず、鋼板の成形性
が要求される場合は極低炭素鋼の使用が必須であった。

本発明ではめっき層の融点が始めから高いので、めっき
層のロールへの付着は軽微なものとなり、過時効処理が
採用できる。さらに高温よりの急冷がプロセス中にある
ので、最近提唱されている過冷却再加熱型の過時効処理
を有利に採用でき、ＡＮ　−Ｋ１１１ｅｄ鋼を使用して
も時効特性に優れた加工用めっき鋼板の製造ができる。

過時効処理は鋼板中の固溶Ｃをセメンタイトとして析出
させる処理であり、析出し易いようにＣを濃化させる処
理と、核生成させるための処理と、生成した核を成長さ
せる処理とからなる。

本発明ではめっき後８００〜６５０℃までの冷却は自由
なので、この間にオーステナイト／フェライト変態を進
行させ、オーステナイト部へＣを濃縮させることができ
る。そのためには、この温度域を徐冷することか望まし
く、１４℃／ｓを超えて冷却するとその効果が小さく、
空冷以下の冷速は保熱または加熱設備が必要となるので
３℃／ｓ未満の冷速は実用的でない。そこで、めっき後
６５０℃までの冷却を３〜ｂ 徐冷後４００℃以下まで冷却する過程は、Ｃ析出の観点
からは核生成のための過冷却を起こさせることに利用で
きる。ｒ相生成防止のためには、この温度域の冷速は３
０℃／ｓ以上（上限は１０００℃／ｓ）を必要としたが
、Ｃ析出の核生成のためには４０℃／ｓ以上が望ましい
。

冷却終了温度は、３５０℃を超える温度ではその後のＣ
析出に長時間を要し、また２００℃未満まで冷却すると
、Ｃの析出温度域までの再加熱にエネルギーを余分に要
し不経済であると共に、形状が波打つ等悪化する。そこ
で本発明は３５０〜２００℃まで４０℃／ｓ以上（上限
は１０００℃／ｓ）で冷却する。

冷却後の鋼板は過時効処理温度である２５０〜４５０℃
に再加熱し、この温度に１分以上保定してＣを析出させ
時効特性の良好な鋼板とすることができる。保定か５分
を超えるとそれ以上のＣ析出は困難になることと、製造
ラインが長大となり経済的でない。また、この温度域以
外ではＣ析出に非常に時間がかかる。そこで冷却後の鋼
帯を２５０〜４５０℃に１〜５分保持する。この温度域
の保持は一定温度である必要はなく、Ｃ析出を効率的に
行なうには保持温度を徐々に低下させることも有効であ
る。

次にめっき浴の成分について述べる。

従来の溶融亜鉛めっき浴に添加されているＡｌについて
は使い分けることができる。Ａｌｌは地鉄とめっき層界
面でＡＮ　−Ｆｅ　−Ｚｎ　Ｂ元合金を形成し、Ｆｅ−
Ｚｎ合金の発達を抑制すると言われており、０．３％程
度までの添加により、冷却条件は緩和させることができ
る。

一方、めっき金属中にＦｅを溶解させる本性では、多量
のＡｌ添加はＡｌ−Ｆｅ合金（従来トップドロスと言わ
れている）形成の原因となるので、確実なドロスフリー
を目指す場合はＡｌ添加を省略する。尚、従来ボトムド
ロスと呼ばれるＦｅＺｎ合金は本発明では殆ど溶解して
おり、めっき金属中に晶出することはない。

Ｆｅの１部をＮｉ　、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｉ　。

Ｔｉ、Ｃｕの１種以上で置換すると、耐食性が向上する
のでコストよりも耐食性が重要な場合はこのようにすれ
ばよい。Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｕはめっき金属の粘性を低下さ
せる効果が０．０１ｗｔ％から見られ、めっき作業や目
付量制御が容易となるので下限添加量を０．０１νｔ％
とし、またＳｌ、ＴＩは多量に添加するとＦｅとの合金
が生成し、ドロス対策が必要となるので上限添加量を５
ｗｔ％にする。

Ｃｕは５νｔ％以上添加しても耐食性向上効果は飽和す
るので、上限を５ｖｔ％とする。

さらに耐食性を向上させるにはＣｄ、Ｍｇ。

Ｐｂ、Ｓｂ、Ａｓの１種以上をそれぞれ０．０ｈｔ％以
上添加すればよい。この場合、０．０１ｗｔ％未満では
効果が十分得られず、１ｗｔ％を超えて添加してもその
効果は飽和するので、添加量を０．０１〜１νｔ％とす
る。Ｃｄ、Ｍｇはめっき金属の粘性低下の効果も有する
。また０、００１νｔ％以上のＰ添加も耐食性を向上さ
せ、０．５ｗｔ％で効果が飽和し、また粘性低下の効果
を有する。従って０．００５〜０，５νｔ％のＰ添加も
好ましく、他成分との複合添加も効果がある。

このような本発明方法によるめっき鋼帯（板）と、溶融
亜鉛めっき後加熱により合金化処理した従来のめっき鋼
板とは、めっき層の結晶粒が本発明めっき鋼板において
は等方向かつ微細であるのに対し、従来法による合金め
っき層では、全体的に縦方向（板厚方向）に伸長してい
ると共に、従来法に見られる地鉄／めっき層界面の合金
相が本発明では発達せず、両者は大きく異なる。

結晶粒が等方向であると発錆の主原因となるＣｇ−等の
アニオンか、粒界を浸食しなから地鉄に達することが遅
れるが、伸長粒の場合は早期に地鉄に到達するので、本
発明めっき鋼板は従来鋼板より耐食性に優れると認めら
れる。

また従来の合金化処理材は合金の形成時に隙間を同時に
形成するか、本発明法のめっき層には隙間がないことも
耐食性に優れる原因と考えられる。

又、本発明のめっき鋼板は従来法の合金化熱処理が不要
のため、加工性に最も悪影響を及ぼす「相を殆ど生成さ
せること無く、任意成分の合金層を任意の目付量で有す
ることができる。

次にめっき量としては例えばｌｏｇ／ｒｒ？以上でよく
、上限としては現在のめっき鋼材の用途の上限である約
２００ｇ／ｉで十分であるが、特に制限は無い。

このようなめっき層の上層に例えば電気めっき、蒸着め
っき等の非溶融めっきにより、亜鉛４０％未満、鉄６０
％以上の合金めっき、鉄めっき、亜鉛−ニッケル合金め
っき、亜鉛−クロム合金めっき、鉄−燐合金めっき、等
のめっき層を１層又は２層以上生成させ、より耐食性、
加工性、塗装性等の使用性能を向上させることができる
。

前記亜鉛−鉄合金溶融めっきは用途に応じて鋼板（帯）
の両面又は片面にめっきし、又上記非溶融めっきも両面
又は片面にめっきするものである。

めっき鋼板の最表面に酸化物皮膜があるとスポット溶接
時の連続打点性を向上させ、加工時の摩擦係数を低下さ
せる等の効果を付与できる。このためにめっき後の鋼板
を酸化性溶液中に浸漬したり、溶液を吹き付ける等によ
り品質性能向上をはかることができる。

（実　施　例） 次に本発明の実施例を比較例とともに挙げる。

注１：加工性は０．８ｍｍ板にめっき鋼板をＵ字形に曲
げ密着した後手状に戻し、曲げ部内側にセロハンテープ
を粘付け、これを剥離して曲げ部のめっき金属の剥離幅
を測定。

０　：　１．０ｍｍ以内 △：２．Ｏｍｉ以内１．０ｍ以内１失０Ｘ　：　２．０
龍超 注２：耐食性は７０℃乾燥３時間ー塩水（３％×５０℃
）２時間→室温放置２時間−塩水噴霧試験（ＪＩ８　０
００００に準拠）１．５時間−湿潤（８０％湿度、５０
℃）　１５．４時間、このサイクルでｌＯプサイル処理
した後の赤錆発生面積（％）を測定。

Ｏ：５％以下 △：１０％以下５％超（実用上差支なし）Ｘ：１０％超 注３：装飾性はめっき鋼板のめっき表面をエツチングに
より結晶粒を露出して表面光沢を目視判断。

Ｏ：金属光沢を含む美麗な乱反射 △：部分的な乱反射 ×：暗灰色 注４＝めっき鋼板は、Ｃ　：　０．０３％、Ｍｎ：０．
１５％、Ｐ　：０．００２％、Ｓ　：０．００１％、ｓ
ｏｉ．Ａｊｌ！：　０．０３％、残Ｆｅ及び不純物から
なる０．６ｍｍ厚。

（発明の効果） 本発明は加工性（めっき密着性）、耐食性及び外観性状
に優れためっき鋼板が工業的規模で確実に製造でき、工
業的な大きな効果を奏することができる。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. １．鋼帯を焼鈍し、次いで７００〜９５０℃の鉄１〜１
   ２％含有亜鉛めっき浴に接触せしめてめっきを施し、次
   いで６５０℃超から３０℃／ｓ以上の冷却速度で４００
   ℃以下まで冷却することを特徴とする加工性に優れた溶
   融亜鉛合金めっき鋼板の製造方法。
2. ２．めっき鋼帯を６５０〜８００℃まで３〜１４℃／ｓ
   の冷速で冷却することを特徴とする請求項１に記載の加
   工性に優れた溶融亜鉛合金めっき鋼板の製造方法。
3. ３．４００℃以下まで冷却しためっき鋼帯を２５０〜４
   ５０℃で１〜５分保持することを特徴とする請求項１に
   記載の加工性に優れた溶融亜鉛合金めっき鋼板の製造方
   法。
4. ４．めっき鋼帯を２００〜３５０℃まで４０℃／ｓの冷
   速で冷却し、次いで２５０〜４５０℃で１〜５分保持す
   ることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた溶
   融亜鉛合金めっき鋼板の製造方法。