JPH046258A - 加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板 - 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】 ［産業上の利用分野コ 本発明は亜鉛めっき後加熱拡散処理によって該めっき層
をＦｅ−Ｚｎ系合金層にした溶融合金化亜鉛めっぎ鋼板
およびその製造方法に関するものである。特に鋼板の鋼
中Ｓｉと溶融亜鉛めっき前の加熱条件を特定することに
より、生じる合金層形態の改頁によりパウダリングやフ
レーキングを防止した高靭性の加工性に優れた溶融合金
化亜鉛めっき鋼板として、市場提供できるものである。

［従来の技術］ 溶融合金化亜鉛めっき鋼板（以下、単に合金化豆板とい
う。）は、その適宜な犠牲陽極作用と素地の凹凸からく
る優れた投猫効果から家電や自動車等の塗装下地用防錆
鋼板として現在多用されている表面処理鋼板の一つであ
る。

一方、この合金化豆板の鋼種も、近年、自動車の車体軽
量化を目的として鋼板の高強度化が指向されつつある。

この高強度鋼板を基板とした合金化豆板およびその製造
方法も最近は研究が進み、一部市場対応しているところ
も見受けられる。

特に、合金化豆板に対する表面特性としては、耐食性、
加工性、溶接性、塗装性などがあるが、このうち最も市
場要求の高い特性の一つに加工によるめっき層の剥離（
フレーキングパウダリング）がある。この改善にあたっ
て、鋼種、めっき前処理、溶融めっき条件、合金化加熱
条件等の適正化が、現在盛んに研究開発されようとして
いる。

この中で、高強度鋼板を基板とした溶融亜鉛めっき鋼板
又はその製造方法の現状として、数は少ないが、以下の
ような発明が提案されている。

Ｓｉキルド鋼板のＺｎめっき密層性をゼンジマー式溶融
めっきで製造する方法としては特公昭５２−４４７３９
号、高Ｍｎ鋼のスラブから特定する熱延、焼鈍条件を付
与し、基板の組織をフェライト組織と低温変態相の複合
組織にすることにより加工性に優れた高張力熱延鋼板の
溶融亜鉛めっき製造方法として特開昭５６−１３４５９
号および特開昭８０−３３３１８号が提案されている。

又、高Ｍｎ−５ｉ　９１４スラブより熱延−冷延するこ
とを特徴とした加工性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板の
製造方法として特開昭５６−１３４３７号などが挙げら
れる。

ところが、これらの方法は鋼板に対して溶融亜鉛めっき
を施す迄のプロセスに終止し、その後の合金化処理にま
では言及されていない。ところが、これらの方法では生
成する熱拡散合金層は、Ｆｅ拡散量に応じた総じて階層
状の合金層形態に終止し、このような合金層は、特に圧
縮加工を受けるとＦｅ含有率の比較的高い固くて脆いｒ
相（地鉄に最も近い合金層）に応力集中を伴ないパウダ
リングやフレーキングとなってめっき剥離を起し易い欠
点がある。

［発明が解決しようとするｉｉ！！！！！］以上述べた
従来技術の中では、所詮形成される合金層形態は素地鋼
板に比較的並行にＦｅ拡散率が異なる各相のＦｅ−Ｚｎ
拡散層は多層構造的に重なり合って形成される階層構造
でなり、このため加工応力の集中が起り、脆い合金層に
クラックが発生し、応力に耐え切れなくなった際に鉄素
地よりパウダー状に剥離し実用上問題がある。

本発明では、このような従来技術が抱える合金層の加工
性向上に対し、階層構造でなる合金層の生成形態を応力
分散が可能なζ相が入り混ったδ、相主体の無方向性に
変化させることが必要と考え、種々の検討を行なった結
果、鋼板成分中の特に、Ｓｌを特定し、更には、溶融め
っき前の鋼板加熱板温を組み合せ工夫することによって
目的とする合金層の無方向性化を達成させることができ
る知見を得るに至り、本発明を提案するに至ったもので
ある。

［課題を解決するための手段］ 本発明は上述した技術思想をもとに成り立ったもので、
その構成を以下に示すと １ｔＩ４成分が重量％でＳｉ：０．０５〜１．０％でな
る低炭素鋼板の上層に溶融亜鉛めっき後の加熱拡散によ
って形成されるＦｅ−Ｚｎ合金層が、相構造としてはζ
相と６１相が混在したδｆ主体型であって、その６１相
の生成が鋼板素地に対して不連続状態にある形態をとり
、且つこの合金層が５〜３０Ｐｍ形成してなることを特
徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めつき鋼板。

低炭素鋼板の鋼成分を重量％でＣ：０．０５〜０．１０
％、　Ｓｉ：０．０５〜１．０％、　Ｍｎ：０．４０〜
０．６０％、Ｐ・０．０２０％以下、　Ｓ：０．０３０
％以下、総Ａｉ＋０．０１０％以下としたことを特徴と
する請求項１記載の加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっ
き鋼板。

３　低炭素鋼板に溶融亜鉛めっきを施して、該鋼板を加
熱拡散させて溶融合金化亜鉛めっき鋼板を製造する方法
において、低炭素鋼板のＳｉ含有量を重量％で０．０５
〜１．０％として、溶融亜鉛めフき工程でのガス加熱還
元板温を５００〜９００℃にして、めっき浴の成分を重
量％でＡ又：０．０１〜０．１５％、　Ｓｂ：０．０５
〜０．５％。

必要に応じてＭｇ＋０．０１〜０，２％、　Ｔｉ；０．
０１〜０．０５％、　Ｂ：０．００１〜０．０１％を添
加して且つｐｂ等の不可避的不純総量が０．０２％未満
であるめりき浴を用いてめっきを行うことを特徴とする
加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法。

であり、その骨子はζ混在のδ１主体型であって、δ１
が不連続状に鋼板界面に生成させるようにした高靭性合
金層形成を促進させるためには（１）　ｍ板の鋼成分と
して、特にＳｉを特定し、かつ（２）溶融亜鉛めっき前
の鋼板加熱板温度を特定する必要のあることにある。

［作　　　用］ ■　鋼中Ｓｉについて 鋼中Ｓｉは本発明にあってＦｅ−Ｚｎ合金層の生成或い
は成長過程で少なくとも地鉄界面δ、相及びその表面に
濃化偏析し、この５１偏析帯がバリアーとなって６１上
層のζ相へのＦｅの過剰拡散を抑制すると同時に加工応
力の分散し易いこと６１の入り乱れ現象を助長促進させ
るためにあり、これが少なくとも従来技術に認められる
と固くて脆いｒ１相やｒ相といりたＦｅ過剰拡散合金層
の生成を防ぐと同時にその階層状への成長をも抑制させ
るためにある。該Ｓｉの鋼板含有率として０，０５重量
％未満にあっては、溶融亜鉛めっき洛中でのＦｅ−Ｚｎ
界面反応において、鋼板の結晶粒内に優先して粒界から
のＦｅ過剰拡散が生じ、これがその後の合金化処理にお
いて固くて脆いＦｅ過剰合金層の成長を促し、ひいては
加工応力の集中化を招いてパウダリング性の良くない階
層合金層の生成を促進した第２図の合金層形態と化すた
め好ましくない。一方、該Ｓｉ含有率が１．０重量％を
越えては溶融亜鉛めっき前の鋼板加熱過程において、鋼
板表面に生成するＳｉ酸化物の形成とそ還元不足があっ
てこれが溶融亜鉛との濡れ性を低下し不めっきを生じか
つ、その後の合金化処理過程においても，ＳｉによるＦ
ｅ拡散抑制作用が強く、該めっき層の合金化処理完成す
るのに長時間を要し、余り実用的でない。従って、鋼中
Ｓｉ含有率としては本発明にいう０．０５〜０．１重量
％であって好ましくは０．０５〜０．５重量％がよい。

尚、この適正Ｓｉ含有率にあって生じる合金層の生成形
態について更に詳述するならば、このめっき浴中反応に
おいて生成する初期合金層は素地面に対して少なくとも
成長方向性がやや無方向状態にはあるが総じて綾状に柱
状の６１相が隠間を伴なって生成しその隠間を埋めるよ
うにしてζ相が生成する複雑な合金層となる。ところが
第２図に示すＣＭＡによるＳｉの分布状況においてこの
６１相には鋼中のＳｉが散在し、かつζ相との境界部に
このＳｉ濃化層が認められる。

この合金層におけるＳｉ濃化は、その後の合金化処理に
おいて、更にその傾向を強め、ζが減りδ１が更に支配
的となって肥大化するが、こと６１の入り乱れた形態の
変化も更に複雑化する。特徴的なことは、この際初期合
金層において地鉄に接して少なくとも生成していたδ１
のζによる寸断現象が生じ、その寸断された部分にζが
生成するようになる。

すなわち、鋼中Ｓｉは合金層の生成或いは成長過程で、
少なくともδ１に偏析し、このＳｉ偏析帯がバリアーと
なって上層ζおよびηへのＦｅ過剰拡散を抑制する作用
を有しこれが加工応力の分散し易いζおよびδ１の入り
乱れ現象を誘発又は助長し、これが少なくとも従来技術
に認めるｒ、やｒ相まで成長する通合金層を含む層状合
金層と形態を異にする大きな原因の一つと推定される。

■　溶融めっき前の鋼板加熱板温について本発明にあっ
て該鋼板の加熱雰囲気は鋼板の溶融亜鉛めっき浴との均
−濡れ性とＦｅ４ｎ界面合金化反応の均一拡散性を向上
させるにあたり、鋼板表面の過剰酸化を抑制し、かつ表
面ガス還元による清浄化を図る上で無酸化性若しくは水
素還元性の混合ガス雰囲気が好ましく更には露点も一３
０℃以下にした方がよい。

このような加熱雰囲気において、該鋼板の溶融亜鉛めっ
き前最高加熱板温は鋼板表面に僅かに生成するＦｅの酸
化物やＦｅ−Ｃ炭化物の脱炭還元反応を高生産性の点か
ら短時間で完了し、鋼板の表面清浄化を図るために必要
な条件である。

最高加熱板温が５００℃未満では雰囲気ガスによる鋼板
表面に析出する炭化物や酸化物の脱炭又は還元は十分で
なくその後の溶融亜鉛めっきにおいて不めっきを生じ、
合金化処理を施したとしでもその不めっきは欠陥として
残り、耐食性や塗装外観といった性能低下は避けられな
い。

一方、該板温か９００℃を越えては合金化亜鉛めっき鋼
板としての材買強度の制御が難しくなり余り実用的でな
い。

従って、該鋼板のめっき前最高加熱板温としては　５０
０〜９００℃がよく、好ましくは６５０〜８５０℃がよ
い。

■　溶融亜鉛めっき浴の成分について １）　　ＡＩＬ濃度 Ａｊ２は鋼板の浴中反応において鋼板界面での過剰なＦ
ｅ−Ｚｎ相互拡散反応をＦｅ−Ａｎ　−Ｚｎ　３元合金
層のバリアー効果によって抑制させ、その後の合金化処
理過程で「相の生成を抑え、δ１主体の合金層形態に制
御するために不可欠な成分である。Ａｌｌが０．０１ｗ
ｔ％未満では上記した３元合金層バリアー効果はなく、
加工に脆い過合金が生成し易くなり好ましくない。

一方、Ａｎが０．１５ｗｔ％を越えては逆に３元合金層
のバリアー効果が過剰に発揮され、その後の合金化処理
過程で未合金化し易くなり、商品価値を損なう。

従って浴中Ａｕとしては００１〜０．１５ｗｔ％がよく
、好ましくは０．０８〜０．１３ｗｔ％がよい。

２）　Ｓｂ濃度 ｓｂは浴中Ａｎと共晶し、１−Ｓｂ化合物となって亜鉛
めっき層の地鉄界面や表層に偏析し鋼中Ｓｉ同様に合金
化過程でのＦｅ拡散をランダム化させ、少なくとも階層
状の合金層の生成を抑制するためにある。Ｓｂ　０．０
５ｗｔ％未満ではその作用が十分発揮されず、又Ｓｂ　
０．５ｗｔ％を越えては、めっき浴の粘性が増大し、安
定しためっき付着量制御が難しくなる。

従ってｓｂ濃度は０．０５〜０．５　ｗｔ％がよいが好
ましくは０．１〜０．３　ｗｔ％がよい。

３）　　Ｍｇ濃度 Ｍｇは合金化亜鉛めっき鋼板としての耐食性や塗装下地
処理としてのリン酸塩処理性を向上させるためにある。

Ｍｇ　０．０１ｗｔ％未満ではその効果が十分発揮され
ず、又、Ｍｇ　０．２ｗｔ％を越えては溶融亜鉛めっき
浴面にＭｇ酸化物が頻発し、カス引きドロスとして鋼板
に再付着し、外観上問題が生じ、実用性を損なう。

従って、ｖｇ濃度は０．０１〜０．２　ｗｔ％がよいが
、好ましくは０．０５〜０．１　ｗｔ％がよい。

４）　Ｔｉ濃度 Ｔｉは、合金化亜鉛めっき鋼板の耐食性向上のためにあ
る。Ｔｉ０．０１ｗｔ％未満では高耐食性化は十分でな
く、又、Ｔｉが０．０５ｗｔ％を越えては塗装下地処理
としてのリン酸塩処理性が十分得られない。

従って、Ｔｉ濃度は０．０１〜０．０５ｗｔ％がよいが
、好ましくは０．Ｏ２Ｎ２．０３ｗｔ％がよい。

５）　Ｂ濃度 Ｂは合金化亜鉛めフき鋼板のめフき層の経時による疲労
脆化を防止するためにある。

Ｂが０．００１　ｗｔ％未満ではその効果を十分発揮さ
せるに到らず、又、Ｂ　０．０１ｗｔ％を越えては物理
的に該めっき浴中に十分固溶させることが難しくドロス
となって鋼板に再付着するため実用的でない。従って、
Ｂ濃度としては０．００１〜０．０１ｗｔ％かよいが、
好ましくは０．００３〜０．００８ｗｔ％がよい。

６）不可避的不純物の総量 本発明にいう不可避的不純物とはＰｂをはじめＣｄ、　
Ｓｎといっためっき層の基本成分であるＺｎと局部電池
を形成し、耐食性の低下を招くため、可能な限り、系外
に排除されるべき元素をいう。

従って該不純物の総量は、０．０２ｗｔ％末溝で好まし
くは０．０１ｗｔ％以下が好ましい。

■　溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっき厚について 該めっき厚みは基本的に溶融合金化亜鉛めっき鋼板とし
ての耐食性を支配する因子である。

該めっき厚が５μｍ未満では合金化並板の最大の特性で
ある塗装後の耐食性が極端に低下し、又、３０μｍを越
えては加工性には何ら支障はないものの厚膜すぎて合金
化処理に時間が要り、生産性を損なうため、余り好まし
くなしλ。

従って、適正めっき厚みとしては、５〜３０μｍがよい
が、好ましくは７〜１５μｍが実用的である。

以下実施例をもとに本発明の効果を更に詳述する。

［実　施　例］ 表１に特定する成分系の低炭素鋼板にあって板厚０．６
ｍｍで板巾９１４ｍｍの冷間圧延鋼板又は板厚３．５ｍ
ｍで板巾１２００ｍｍの脱水スケールされた熱間圧延鋼
板を先ず、アルカリ脱脂−水洗−乾燥したのち、表１に
特定するブレめフきを施し直ちにゼンジマー式溶融めっ
きラインにおいて１５％Ｈ２＋Ｎ２混合ガス雰囲気中で
溶融めフき前の最高板温が表１に特定する最高板温にな
るよう加熱通板され、溶融めっき侵入板温として４８０
℃にまで冷却されたのち、浴温４６０　ｔの表１に特定
する溶融亜鉛めっき浴に２秒間浸漬される。その後大気
中でガスワイピングされて所定めっき付着量に制御され
たのち、合金化炉で出側最高板温か５５０℃になるよう
加熱拡散処理され、気水冷却されたのち水冷クエンチし
乾燥される。

このようにして成る本発明の溶融合金化亜鉛めっき鋼板
は、表１に示すように他の性能を阻害することなくすぐ
れた加工性を発揮し、従来に例を見ない画期的な製品お
よびその製造方法である。

■　鋼中Ｓｉの効果 表１の本発明実施例をＮｏ、１〜Ｎｏ、１６に、比較例
Ｎｏ、１７〜Ｎｏ、１８とともに示す。このうち、Ｎｏ
、１０の本発明例について断面の合金層生成状態をＳＥ
Ｍ観察し、又、その際のＥＰＭＡ元素分布について第１
図に示す。又、比較例としてＮｏ、ｆ７を同様に解析し
た結果を＄２図に示す。

これらの結果から明白なように、鋼中のＳｉに応じてＦ
ｅ−Ｚｎ合金層形態は階層状からランダム状に変化し、
且つ相形態も加工に脆いｒ相が抑制され、ζ相と６１相
とが入り乱れた形態に変化していることが分る。この合
金層形態を呈する理由は地鉄界面或いはδ、相とζ相と
の界面δ１相側にＳｉの偏析帯がＥＰＭ八元へ分析から
明白にだめらねることから考えると、このＳ１偏析帯が
地鉄或いはδ１相から供給されるＦｅのζ相へ向っての
拡散が抑制されたためで合金層が入り乱れる原因はＳｉ
の偏析量に由来するためてあろうと考えられる。

このように鋼中Ｓｉによって加工に脆い合金層（「相）
が消失し、かつ、硬さの異なるζ相と６１相が入り乱れ
ることによって加工応力の分散化が可能となり、これが
総体的に合金化並板としての加工性を向上させるに至っ
たものと考えられる。

■　めフき前の最高加熱板温の効果 本発明の実施例をＮｏ、１９〜Ｎｏ、２５に比較例Ｎｏ
、２６〜Ｎｏ、２７と共に示す。これより明らかなよう
に、板温か低いと鋼板表面が未還元状態にあるためかこ
れが合金化の仕上り外観への変色或いは階層合金層のた
めか加工密着性の低下があり余り好ましくない。一方、
板温か高すぎると加工性への影響は小さいものの、Ｆｅ
のめっき層への過剰拡散があるためか総体的な耐食性の
低下がある。

このように、溶融亜鉛めフき前最高加熱板温は、合金化
並板の性能を安定して確保する上で重要であり、本発明
の板温範囲はこれに答えんとするものであることが分る
。

■　溶融亜鉛めっき浴の各成分の効果 １）　　ＡｊＺ及びｓｂは本発明においては基本めっき
浴成分の１つである。

八１の効果について、本発明実施例を Ｎｏ、２８〜Ｎｏ、３３に比較例Ｎｏ、３４〜Ｎｏ、３
５に示し、又ｓｂに関する本発明実施例をＮｏ、３６〜
Ｎｏ、４２に、比較例Ｎｏ、４３〜Ｎｏ、４４と共に示
す。

いずれの成分系も本発明の濃度範囲を外れては、加工性
や仕上り外観を損なうことになる。

２）その他の添加成分であるＭｇ、ＴｉおよびＢの効用
についてはＭｇの本発明実施例をＮｏ、４５〜Ｎｏ、５
１に比較例Ｎｏ、５２〜Ｎｏ、５３に示し、Ｔｉの本発
明実施例はＮｏ、　５４　ヘＮｏ、　５６に比較例Ｎｏ
、５７〜Ｎｏ、５８に示す。又、Ｂについては本発明実
施例をＮｏ、５９〜Ｎｏ、６２に比較例Ｎｏ、　６３〜
Ｎｏ、６４に示す。

これから明らかなように、これらの各成分は主として合
金化並板としての総体的な耐食性向上および腐食と共に
生じる耐疲労破壊性の向上にその主旨があり、本発明の
範囲を外れてはその期待は薄い。

３）又、ｐｂをはじめとする不可避的不純物の適正範囲
については、本発明実施例をＮｏ、６１およびＮｏ、６
５に比較例Ｎｏ、６６と共に示す。

これより明らかなように、該不純物は主として耐食性の
低下を招（ため本発明にあっては、可能な限りめつき浴
系から排除するよう配慮する必要がある。

４）合金化並板の適正付着量範囲 本発明にいう付着量範囲は基本的には、使用環境とコス
トに応じて決められるべきものではあるが、総体的な性
能レベルからもその付着量は、制限が伴なう。

その付着量範囲について、本発明実施例をＮｏ、８７〜
Ｎｏ、７０に、比較例Ｎｏ、７１〜Ｎｏ、７２と共に示
す。

これより明らかなように本発明の適正付着量を外れては
耐食性や加工性等を損なうことになり実用的でない。

［発明の効果］ 以上、実施例をもとに本発明の内容を詳述してきたよう
に、本発明は鋼板成分中、特にＳｉに着目しこれによる
合金層形態の改質が合金化皿板の加工性を大きく改善せ
しめたものとして従来に例を見ない画期的な技術として
、ここに提示するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）は本発明実施例の代表例として、表１のＮ
ｏ、１０に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼板のめっき
断面組織を示す顕微鏡写真、また、（ｂ）は該めっ鰺断
面の元素分布状態をＥＰＭＡ線分析したパターン図であ
る。更に、（ｃｌ　は（ａ）および（ｂ）の結果をもと
に、その断面における合金層生成イメージを示した概略
図である。 同様にして、第２図（ａ）は従来技術の比較代表例とし
て表１のＮｏ、１７に記載する溶融合金化亜鉛めっき鋼
板のめっき断面組織を示す顕微鏡写真で、（ｂ）は該め
っき断面の元素分布状態をＥＰＭＡ線分析したパターン
図である。又、（Ｃ）は（ａ）および（ｂ）の結果をも
とに、その断面における合金層生成イメージを示した概
略図である。 イ也４名 第１図 第２図 、７コ・、。 イ・ イ キ ×１ρＯ０ （ｂ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　鋼成分が重量％でＳｉ：０．０５〜１．０％でなる
   低炭素鋼板の上層に溶融亜鉛めっき後の加熱拡散によっ
   て形成されるＦｅ−Ｚｎ合金層が、相構造としてはζ相
   とδ＿１相が混在したδ＿１主体型であって、そのδ＿
   １相の生成が鋼板素地に対して不連続状態にある形態を
   とり、且つこの合金層が５〜３０μｍ形成してなること
   を特徴とする加工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板
   。 ２　低炭素鋼板の鋼成分を重量％でＣ：０．０５〜０．
   １０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．４０〜
   ０．６０％，Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０３０％
   以下，総Ａｌ：０．０１０％以下としたことを特徴とす
   る請求項１記載の加工性に優れた溶融合金化亜鉛 めっき鋼板。 ３　低炭素鋼板に溶融亜鉛めっきを施して、該鋼板を加
   熱拡散させて溶融合金化亜鉛めっき鋼板を製造する方法
   において、低炭素鋼板のＳｉ含有量を重量％で０．０５
   〜１．０％として、溶融亜鉛めっき工程でのガス加熱還
   元板温を ５００〜９００℃にして、めっき浴の成分を重量％でＡ
   ｌ：０．０１〜０．１５％，Ｓｂ：０．０５〜０．５％
   ，必要に応じてＭｇ：０．０１〜０．２％，Ｔｉ：０．
   ０１〜０．０５％，Ｂ：０．００１〜０．０１％を添加
   して且つＰｂ等の不可避的不純総量が０．０２％未満で
   あるめつき浴を用いてめっきを行うことを特徴とする加
   工性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法。