JPH05132749A - 皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents
皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法Info
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- JPH05132749A JPH05132749A JP32390091A JP32390091A JPH05132749A JP H05132749 A JPH05132749 A JP H05132749A JP 32390091 A JP32390091 A JP 32390091A JP 32390091 A JP32390091 A JP 32390091A JP H05132749 A JPH05132749 A JP H05132749A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高Ｓｉ添加鋼、高Ｐ添加鋼、高Ｓｉ−Ｐ添加
鋼からなる高強度鋼板を下地鋼板とした、めっき皮膜の
均一性と耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法を提供することにある。 【構成】 Ｓｉ及び／又はＰを適量含有する鋼を熱延し
た後、酸洗し、該酸洗板表面をＳｉ量及び／又はＰ量と
の関係で規定される所定の研削量で研削し、冷間圧延し
た後、ＣＧＬにおいて浴中Ａｌ量が０．１６ｗｔ％以下
の亜鉛浴でめっきを施し、引き続き誘導加熱方式の合金
化炉において炉出側板温が４５０〜５５０℃となるよう
にして合金化処理を施し、合金化完了後３００℃以下の
温度までを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する。
また、必要に応じて合金化めっき皮膜の上層に所定のＦ
ｅ含有量と付着量のＦｅ−Ｚｎ系合金めっき皮膜を施
す。
鋼からなる高強度鋼板を下地鋼板とした、めっき皮膜の
均一性と耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法を提供することにある。 【構成】 Ｓｉ及び／又はＰを適量含有する鋼を熱延し
た後、酸洗し、該酸洗板表面をＳｉ量及び／又はＰ量と
の関係で規定される所定の研削量で研削し、冷間圧延し
た後、ＣＧＬにおいて浴中Ａｌ量が０．１６ｗｔ％以下
の亜鉛浴でめっきを施し、引き続き誘導加熱方式の合金
化炉において炉出側板温が４５０〜５５０℃となるよう
にして合金化処理を施し、合金化完了後３００℃以下の
温度までを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する。
また、必要に応じて合金化めっき皮膜の上層に所定のＦ
ｅ含有量と付着量のＦｅ−Ｚｎ系合金めっき皮膜を施
す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高Ｓｉ添加鋼、高Ｐ
添加鋼、高Ｓｉ−Ｐ添加鋼からなる高強度鋼板を下地鋼
板とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に
係り、特に、自動車内外板用として、高強度で且つめっ
き皮膜の均一性と耐パウダリング性に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
添加鋼、高Ｓｉ−Ｐ添加鋼からなる高強度鋼板を下地鋼
板とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に
係り、特に、自動車内外板用として、高強度で且つめっ
き皮膜の均一性と耐パウダリング性に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球温暖化防止等の観点から自動
車の燃費向上が叫ばれ、車体軽量化と安全性確保の観点
から素材の高強度・薄物化が強く求められている。一
方、車体寿命延長の観点から、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が車体用素材として使用され始めて久しい。したがっ
て、これら両特性を満足させるために高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の開発が行われている。一般的に、鋼板
の強度上昇にはＳｉ，Ｐ等の固溶強化型元素の添加が行
われている。しかし、ＳｉまたはＰを含有する鋼板をめ
っき原板として使用した場合には、鋼板表面の不均一性
が原因の合金化ムラや不めっき等が生じるという問題が
ある。
車の燃費向上が叫ばれ、車体軽量化と安全性確保の観点
から素材の高強度・薄物化が強く求められている。一
方、車体寿命延長の観点から、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が車体用素材として使用され始めて久しい。したがっ
て、これら両特性を満足させるために高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の開発が行われている。一般的に、鋼板
の強度上昇にはＳｉ，Ｐ等の固溶強化型元素の添加が行
われている。しかし、ＳｉまたはＰを含有する鋼板をめ
っき原板として使用した場合には、鋼板表面の不均一性
が原因の合金化ムラや不めっき等が生じるという問題が
ある。
【０００３】従来、このような問題に対して、機械的
加工により鋼板面を粗くして合金化反応を促進させるこ
とにより、合金化ムラや不めっきの防止を図る技術（特
開昭５８−１１０６５５号、特開昭５９−１９３２５８
号）酸洗速度の強化を図る技術（特開昭４９−１３４
５３１号）等が知られている。しかし、これらいずれの
方法も、良好な表面外観のめっき鋼板が得られないとい
う問題がある。一方、特開平３−６１３５２号において
は、熱延板の表面を厚さ０．１〜５μｍの範囲で研削
し、Ｈ2：１５％以下、露点：−５℃以下のＮ2ガス雰囲
気中で４５０〜６００℃で加熱した後、溶融めっきする
技術が提案されている。この技術は、熱延板を研削する
ことにより不めっきのない溶融めっきを施し、且つ低温
還元焼鈍により材質を損なわないようにすることを目的
としている。
加工により鋼板面を粗くして合金化反応を促進させるこ
とにより、合金化ムラや不めっきの防止を図る技術（特
開昭５８−１１０６５５号、特開昭５９−１９３２５８
号）酸洗速度の強化を図る技術（特開昭４９−１３４
５３１号）等が知られている。しかし、これらいずれの
方法も、良好な表面外観のめっき鋼板が得られないとい
う問題がある。一方、特開平３−６１３５２号において
は、熱延板の表面を厚さ０．１〜５μｍの範囲で研削
し、Ｈ2：１５％以下、露点：−５℃以下のＮ2ガス雰囲
気中で４５０〜６００℃で加熱した後、溶融めっきする
技術が提案されている。この技術は、熱延板を研削する
ことにより不めっきのない溶融めっきを施し、且つ低温
還元焼鈍により材質を損なわないようにすることを目的
としている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、本発明者らが
検討したところによれば、このような技術に基づき熱延
板の表面を単に研削しただけでは、表面外観の良好なめ
っき鋼板は得られないことが判った。すなわち、これは
以下のような理由によるものと考えられる。 （ａ）鋼板面を単に研削しただけでは、良好な表面外観
のめっき鋼板が得られない場合がある。これは、鋼板表
面に形成されたＳｉ系酸化物等の生成量との関係で研削
量が十分でなく、鋼板表面の不均一性が十分に解消され
ないことによるものと考えられる。 （ｂ）研削により一旦鋼板表面の不均一性を解消して
も、鋼板表面に新たに形成された酸化膜が原因と思われ
る合金化異常が生じる。
検討したところによれば、このような技術に基づき熱延
板の表面を単に研削しただけでは、表面外観の良好なめ
っき鋼板は得られないことが判った。すなわち、これは
以下のような理由によるものと考えられる。 （ａ）鋼板面を単に研削しただけでは、良好な表面外観
のめっき鋼板が得られない場合がある。これは、鋼板表
面に形成されたＳｉ系酸化物等の生成量との関係で研削
量が十分でなく、鋼板表面の不均一性が十分に解消され
ないことによるものと考えられる。 （ｂ）研削により一旦鋼板表面の不均一性を解消して
も、鋼板表面に新たに形成された酸化膜が原因と思われ
る合金化異常が生じる。
【０００５】本発明は以上のような従来の問題に鑑みな
されたもので、自動車内外板用途に適用できる程度に表
面外観が良好で、しかも皮膜の均一性および耐パウダリ
ング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造
することができる方法を提供しようとするものである。
されたもので、自動車内外板用途に適用できる程度に表
面外観が良好で、しかも皮膜の均一性および耐パウダリ
ング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造
することができる方法を提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記
（ａ）、（ｂ）の点に関しさらに検討を加えた結果、以
下のような事実を知見した。 （Ａ）鋼板の表面不均一性を解消できる必要研削量は鋼
板中に含まれるＳｉ、Ｐ量に依存しており、鋼板表面の
不均一性を解消するための鋼板中Ｓｉ、Ｐ量に応じた研
削量の下限が存在する。 （Ｂ）研削の際の摩擦熱により、鋼板表面に新たな酸化
物が形成され、これが研削したにも拘らず合金化異常を
生じさせる原因の１つであると考えられる。そして、め
っき後の合金化処理を従来のようにガス加熱方式で行う
場合には、上記酸化物に起因する合金化異常が不可避的
に生じるが、合金化処理を誘導加熱方式の合金化炉で行
うことにより、そのような合金化異常の発生を適切に回
避することができる。本発明はこのような知見に基づき
なされたもので、その構成は以下の通りである。
（ａ）、（ｂ）の点に関しさらに検討を加えた結果、以
下のような事実を知見した。 （Ａ）鋼板の表面不均一性を解消できる必要研削量は鋼
板中に含まれるＳｉ、Ｐ量に依存しており、鋼板表面の
不均一性を解消するための鋼板中Ｓｉ、Ｐ量に応じた研
削量の下限が存在する。 （Ｂ）研削の際の摩擦熱により、鋼板表面に新たな酸化
物が形成され、これが研削したにも拘らず合金化異常を
生じさせる原因の１つであると考えられる。そして、め
っき後の合金化処理を従来のようにガス加熱方式で行う
場合には、上記酸化物に起因する合金化異常が不可避的
に生じるが、合金化処理を誘導加熱方式の合金化炉で行
うことにより、そのような合金化異常の発生を適切に回
避することができる。本発明はこのような知見に基づき
なされたもので、その構成は以下の通りである。
【０００７】（１） Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、
Ｐ：０．０３ｗｔ％未満を含有する鋼を、熱間圧延、酸
洗および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに
通板させてめっきおよび合金化処理を施すことにより、
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法におい
て、酸洗板の表面を、 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 但し 〔％Ｓｉ〕：鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削し、次いで冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、Ａ
C1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、浴中Ａ
ｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっきを施し、
引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が
４５０〜５５０℃となるようにして合金化処理を施し、
表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の温度までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｐ：０．０３ｗｔ％未満を含有する鋼を、熱間圧延、酸
洗および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに
通板させてめっきおよび合金化処理を施すことにより、
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法におい
て、酸洗板の表面を、 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 但し 〔％Ｓｉ〕：鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削し、次いで冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、Ａ
C1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、浴中Ａ
ｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっきを施し、
引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が
４５０〜５５０℃となるようにして合金化処理を施し、
表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の温度までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【０００８】（２） Ｓｉ：０．２ｗｔ％未満、Ｐ：
０．０３〜０．１５ｗｔ％を含有する鋼を、熱間圧延、
酸洗および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン
に通板させてめっきおよび合金化処理を施すことによ
り、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に
おいて、酸洗板の表面を、 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｐ〕：鋼板のＰ量（ｗｔ％） を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削し、次いで冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、Ａ
C1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、浴中Ａ
ｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっきを施し、
引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が
４５０〜５５０℃となるようにして合金化処理を施し、
表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の温度までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
０．０３〜０．１５ｗｔ％を含有する鋼を、熱間圧延、
酸洗および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきライン
に通板させてめっきおよび合金化処理を施すことによ
り、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に
おいて、酸洗板の表面を、 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｐ〕：鋼板のＰ量（ｗｔ％） を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削し、次いで冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、Ａ
C1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、浴中Ａ
ｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっきを施し、
引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が
４５０〜５５０℃となるようにして合金化処理を施し、
表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の温度までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【０００９】（３） Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、
Ｐ：０．０３〜０．１５ｗｔ％を含有する鋼を、熱間圧
延、酸洗および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラ
インに通板させてめっきおよび合金化処理を施すことに
より、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法
において、酸洗板の表面を下式を満足する研削量Ｗ（ｇ
／ｍ2）で研削し、 〔％Ｓｉ〕≧３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 〔％Ｓｉ〕≦３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｓｉ〕： 鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕 ： 鋼板のＰ量（ｗｔ％） 次いで冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通
板させ、ＡC1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した
後、浴中Ａｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっ
きを施し、引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉
出側板温が４５０〜５５０℃となるようにして合金化処
理を施し、表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の
温度までを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するこ
とを特徴とする皮膜の均一性および耐パウダリング性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｐ：０．０３〜０．１５ｗｔ％を含有する鋼を、熱間圧
延、酸洗および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラ
インに通板させてめっきおよび合金化処理を施すことに
より、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法
において、酸洗板の表面を下式を満足する研削量Ｗ（ｇ
／ｍ2）で研削し、 〔％Ｓｉ〕≧３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 〔％Ｓｉ〕≦３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｓｉ〕： 鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕 ： 鋼板のＰ量（ｗｔ％） 次いで冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通
板させ、ＡC1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した
後、浴中Ａｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっ
きを施し、引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉
出側板温が４５０〜５５０℃となるようにして合金化処
理を施し、表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の
温度までを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するこ
とを特徴とする皮膜の均一性および耐パウダリング性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１０】（４） 上記（１）、（２）または（３）
に記載の方法において、合金化処理および冷却後、合金
化めっき皮膜の上層に、電気めっきによりＦｅ含有量が
５０ｗｔ％以上のＦｅ−Ｚｎ系合金めっき皮膜を１ｇ／
ｍ2以上の付着量で施すことを特徴とする皮膜の均一性
および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
に記載の方法において、合金化処理および冷却後、合金
化めっき皮膜の上層に、電気めっきによりＦｅ含有量が
５０ｗｔ％以上のＦｅ−Ｚｎ系合金めっき皮膜を１ｇ／
ｍ2以上の付着量で施すことを特徴とする皮膜の均一性
および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
【００１１】
【作用】以下、本発明の詳細と限定理由を説明する。本
発明者らは、ＳｉまたはＰ若しくはその両方を適量含有
する鋼板をめっき原板として使用することを前提に、そ
のめっき皮膜上の問題点について検討を行った。その結
果、これら鋼板の合金化異常の形態および要因等を以下
のように整理できることが判った。
発明者らは、ＳｉまたはＰ若しくはその両方を適量含有
する鋼板をめっき原板として使用することを前提に、そ
のめっき皮膜上の問題点について検討を行った。その結
果、これら鋼板の合金化異常の形態および要因等を以下
のように整理できることが判った。
【００１２】（イ）スケール性合金化ムラ：幅１ｃｍ程
度の合金化異常（ムラ）であり、塗装後にも痕跡を残す
ことがあり外観上好ましくない。この合金化異常は、熱
延スラブ加熱時にＦｅ・Ｓｉ系の低融点複合酸化物がス
ラブ表面に部分的に形成され、それらが熱間圧延、酸洗
後も残留し易いため、その部分で異常合金化反応が起こ
ることによるものであることが判った。
度の合金化異常（ムラ）であり、塗装後にも痕跡を残す
ことがあり外観上好ましくない。この合金化異常は、熱
延スラブ加熱時にＦｅ・Ｓｉ系の低融点複合酸化物がス
ラブ表面に部分的に形成され、それらが熱間圧延、酸洗
後も残留し易いため、その部分で異常合金化反応が起こ
ることによるものであることが判った。
【００１３】（ロ）選択酸化性合金化ムラ：数百μｍ程
度の合金化異常（ムラ）であり、局部的に皮膜の付着量
が増加（異常合金化）し、耐パウダリング性を劣化さ
る。この合金化異常は、めっき直前の原板表面に選択酸
化により形成されたＳｉ系酸化物の粗密が存在すること
が原因であることが判明した。
度の合金化異常（ムラ）であり、局部的に皮膜の付着量
が増加（異常合金化）し、耐パウダリング性を劣化さ
る。この合金化異常は、めっき直前の原板表面に選択酸
化により形成されたＳｉ系酸化物の粗密が存在すること
が原因であることが判明した。
【００１４】（ハ）不めっき：溶融亜鉛との濡れ性が悪
く、皮膜が欠落した部分であり、スケール性或いは選択
酸化性の原板表面酸化物が特に厚く残留し、亜鉛と鉄と
が全く反応しない（濡れない）場合に発生することが判
明した。
く、皮膜が欠落した部分であり、スケール性或いは選択
酸化性の原板表面酸化物が特に厚く残留し、亜鉛と鉄と
が全く反応しない（濡れない）場合に発生することが判
明した。
【００１５】（ニ）下地フェライト結晶粒界における局
部的なＦｅ−Ｚｎ反応の発生：Ｓｉ含有鋼板を熱間圧延
時に高温巻取した場合に発生することが判明した。これ
は熱延高温巻取時のフェライト粒界選択酸化に起因する
ものと推定される。
部的なＦｅ−Ｚｎ反応の発生：Ｓｉ含有鋼板を熱間圧延
時に高温巻取した場合に発生することが判明した。これ
は熱延高温巻取時のフェライト粒界選択酸化に起因する
ものと推定される。
【００１６】（ホ）Ｐ添加鋼のの合金化ムラ：一般にＰ
添加鋼においては鋼中のＰが粒界に濃化し易く、このよ
うにＰが粒界に濃化すると、めっき後の合金化処理の際
に粒界の合金化反応速度が遅くなる。このため、合金化
処理後の表面に細かい筋ムラが生じて表面外観が損なわ
れ、また、この筋ムラは化成処理性、塗装性などにも悪
影響を及ぼす。
添加鋼においては鋼中のＰが粒界に濃化し易く、このよ
うにＰが粒界に濃化すると、めっき後の合金化処理の際
に粒界の合金化反応速度が遅くなる。このため、合金化
処理後の表面に細かい筋ムラが生じて表面外観が損なわ
れ、また、この筋ムラは化成処理性、塗装性などにも悪
影響を及ぼす。
【００１７】本発明法では、Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ
％またはＰ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、若しくはＳ
ｉ：０．２〜０．８ｗｔ％で且つＰ：０．０３〜０．１
５ｗｔ％を含有する高強度鋼板をめっき原板とする場合
を対象としている。Ｓｉが０．２ｗｔ％未満では上記の
ようなめっき皮膜特性に関する問題は生じず、一方、Ｓ
ｉが０．８ｗｔ％を超えると、スケール性或いは選択酸
化性の原板表面酸化膜が特に厚く残留するため、本発明
の製造法を用いても不めっきや各種合金化異常を防止で
きない。また、Ｐが０．０３ｗｔ％未満では、Ｐの粒界
濃化による筋ムラは問題のないレベルである。一方、Ｐ
が０．１５ｗｔ％を超えると、鋼の連続鋳造時にＰがス
ラブ中に偏析し、これが熱間圧延、冷間圧延を経ること
により引き延ばされ、細い筋状に存在するようになる。
このようにＰ添加量が極端に多い場合には、本発明法を
用いても合金化異常を適切に防止できない。
％またはＰ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、若しくはＳ
ｉ：０．２〜０．８ｗｔ％で且つＰ：０．０３〜０．１
５ｗｔ％を含有する高強度鋼板をめっき原板とする場合
を対象としている。Ｓｉが０．２ｗｔ％未満では上記の
ようなめっき皮膜特性に関する問題は生じず、一方、Ｓ
ｉが０．８ｗｔ％を超えると、スケール性或いは選択酸
化性の原板表面酸化膜が特に厚く残留するため、本発明
の製造法を用いても不めっきや各種合金化異常を防止で
きない。また、Ｐが０．０３ｗｔ％未満では、Ｐの粒界
濃化による筋ムラは問題のないレベルである。一方、Ｐ
が０．１５ｗｔ％を超えると、鋼の連続鋳造時にＰがス
ラブ中に偏析し、これが熱間圧延、冷間圧延を経ること
により引き延ばされ、細い筋状に存在するようになる。
このようにＰ添加量が極端に多い場合には、本発明法を
用いても合金化異常を適切に防止できない。
【００１８】上記のような合金化異常等に関する要因の
うち、熱延板の表面不均一性に起因した不めっきや合金
化異常は、熱延板の表面を研削することで回避すること
ができるが、この場合、鋼板中のＳｉ、Ｐ量に応じた研
削量とする必要がある。すなわち、鋼板中のＳｉ量に応
じて酸化物の生成の程度が異なり、また、鋼板中のＰ量
に応じて粒界濃化の程度が異なることから、鋼板中のＳ
ｉ、Ｐ量に応じた研削量としないと、鋼板の均一性を十
分確保することができない。
うち、熱延板の表面不均一性に起因した不めっきや合金
化異常は、熱延板の表面を研削することで回避すること
ができるが、この場合、鋼板中のＳｉ、Ｐ量に応じた研
削量とする必要がある。すなわち、鋼板中のＳｉ量に応
じて酸化物の生成の程度が異なり、また、鋼板中のＰ量
に応じて粒界濃化の程度が異なることから、鋼板中のＳ
ｉ、Ｐ量に応じた研削量としないと、鋼板の均一性を十
分確保することができない。
【００１９】図１に、表１に示したＳｉ含有鋼板を用
い、合金化ムラに対する熱延酸洗板の表面研削量の効果
を調べた結果を示す。この試験では、酸洗板表面を目標
研削量０ｇ／ｍ2、３ｇ／ｍ2、５ｇ／ｍ2、１０ｇ／
ｍ2、１５ｇ／ｍ2、２０ｇ／ｍ2でそれぞれ研削した
後、冷間圧延を実施し、引き続き連続溶融亜鉛めっきラ
イン（以下、ＣＧＬという）に通板して８５０℃で焼鈍
した後、浴中Ａｌ濃度が０．１３ｗｔ％の亜鉛浴でめっ
きし、次いで誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板
温が５００℃となるよう合金化処理を施した後、２５℃
／ｓｅｃの冷却速度で冷却した。なお、合金化ムラは目
視により評価した。
い、合金化ムラに対する熱延酸洗板の表面研削量の効果
を調べた結果を示す。この試験では、酸洗板表面を目標
研削量０ｇ／ｍ2、３ｇ／ｍ2、５ｇ／ｍ2、１０ｇ／
ｍ2、１５ｇ／ｍ2、２０ｇ／ｍ2でそれぞれ研削した
後、冷間圧延を実施し、引き続き連続溶融亜鉛めっきラ
イン（以下、ＣＧＬという）に通板して８５０℃で焼鈍
した後、浴中Ａｌ濃度が０．１３ｗｔ％の亜鉛浴でめっ
きし、次いで誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板
温が５００℃となるよう合金化処理を施した後、２５℃
／ｓｅｃの冷却速度で冷却した。なお、合金化ムラは目
視により評価した。
【００２０】図２に、表１に示したＰ含有鋼板を用い、
合金化ムラに対する熱延酸洗板の表面研削量の効果を調
べた結果を示す。この試験では、酸洗板表面を目標研削
量０ｇ／ｍ2、３ｇ／ｍ2、５ｇ／ｍ2、１０ｇ／ｍ2、１
５ｇ／ｍ2、２０ｇ／ｍ2でそれぞれ研削した後、冷間圧
延を実施し、引き続き連続溶融亜鉛めっきライン（以
下、ＣＧＬという）に通板して８５０℃で焼鈍した後、
浴中Ａｌ濃度が０．１３ｗｔ％の亜鉛浴でめっきし、次
いで誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が５０
０℃となるよう合金化処理を施した後、２５℃／ｓｅｃ
の冷却速度で冷却した。なお、合金化ムラは目視により
評価した。
合金化ムラに対する熱延酸洗板の表面研削量の効果を調
べた結果を示す。この試験では、酸洗板表面を目標研削
量０ｇ／ｍ2、３ｇ／ｍ2、５ｇ／ｍ2、１０ｇ／ｍ2、１
５ｇ／ｍ2、２０ｇ／ｍ2でそれぞれ研削した後、冷間圧
延を実施し、引き続き連続溶融亜鉛めっきライン（以
下、ＣＧＬという）に通板して８５０℃で焼鈍した後、
浴中Ａｌ濃度が０．１３ｗｔ％の亜鉛浴でめっきし、次
いで誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が５０
０℃となるよう合金化処理を施した後、２５℃／ｓｅｃ
の冷却速度で冷却した。なお、合金化ムラは目視により
評価した。
【００２１】図１及び図２の結果から、Ｓｉを０．２〜
０．８ｗｔ％含む鋼板についてはＷｓｉ≧２５×〔Ｓｉ
％〕（但し、〔％Ｓｉ〕：鋼板のＳｉ量（ｗｔ％））を
満足する研削量Ｗｓｉ［ｇ／ｍ2］で、また、Ｐを０．
０３〜０．１５ｗｔ％含有する鋼板についてはＷｐ≧７
５×〔Ｐ％〕＋２（但し、〔％Ｐ〕：鋼板のＰ量（ｗｔ
％））を満足する研削量Ｗｐ［ｇ／ｍ2］で、それぞれ
研削することにより熱延板表面の不均一性に起因する合
金化ムラや不めっき等が生じないめっき皮膜が得られる
ことが判明した。
０．８ｗｔ％含む鋼板についてはＷｓｉ≧２５×〔Ｓｉ
％〕（但し、〔％Ｓｉ〕：鋼板のＳｉ量（ｗｔ％））を
満足する研削量Ｗｓｉ［ｇ／ｍ2］で、また、Ｐを０．
０３〜０．１５ｗｔ％含有する鋼板についてはＷｐ≧７
５×〔Ｐ％〕＋２（但し、〔％Ｐ〕：鋼板のＰ量（ｗｔ
％））を満足する研削量Ｗｐ［ｇ／ｍ2］で、それぞれ
研削することにより熱延板表面の不均一性に起因する合
金化ムラや不めっき等が生じないめっき皮膜が得られる
ことが判明した。
【００２２】また、以上の結果からＳｉを０．２〜０．
８ｗｔ％、Ｐを０．０３〜０．１５ｗｔ％含有する鋼板
については、 〔％Ｓｉ〕≧３×〔％Ｐ〕＋２／２５ である場合には、Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕を満足する研削
量Ｗ［ｇ／ｍ2］で研削し、 〔％Ｓｉ〕≦３×〔％Ｐ〕＋２／２５ である場合には、Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２を満足する研
削量Ｗ［ｇ／ｍ2］で研削すればよいことになる。図３
は、Ｐを０．１０ｗｔ％含有する鋼板の、Ｓｉ量とめっ
き皮膜の合金化異常が生じない適正研削量との関係を示
している。
８ｗｔ％、Ｐを０．０３〜０．１５ｗｔ％含有する鋼板
については、 〔％Ｓｉ〕≧３×〔％Ｐ〕＋２／２５ である場合には、Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕を満足する研削
量Ｗ［ｇ／ｍ2］で研削し、 〔％Ｓｉ〕≦３×〔％Ｐ〕＋２／２５ である場合には、Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２を満足する研
削量Ｗ［ｇ／ｍ2］で研削すればよいことになる。図３
は、Ｐを０．１０ｗｔ％含有する鋼板の、Ｓｉ量とめっ
き皮膜の合金化異常が生じない適正研削量との関係を示
している。
【００２３】したがって本発明では、鋼板のＳｉおよび
Ｐの含有量に応じ、熱延酸洗板を以下に示すような条件
を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削することをその
条件とする。 Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、Ｐ：０．０３ｗｔ％未
満の鋼板 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 但し 〔％Ｓｉ〕：鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） Ｓｉ：０．２ｗｔ％未満、Ｐ：０．０３〜０．１５ｗ
ｔ％の鋼板 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｐ〕：鋼板のＰ量（ｗｔ％） Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、Ｐ：０．０３〜０．１
５ｗｔ％の鋼板 〔％Ｓｉ〕≧３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 〔％Ｓｉ〕≦３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｓｉ〕： 鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕 ： 鋼板のＰ量（ｗｔ％）
Ｐの含有量に応じ、熱延酸洗板を以下に示すような条件
を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削することをその
条件とする。 Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、Ｐ：０．０３ｗｔ％未
満の鋼板 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 但し 〔％Ｓｉ〕：鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） Ｓｉ：０．２ｗｔ％未満、Ｐ：０．０３〜０．１５ｗ
ｔ％の鋼板 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｐ〕：鋼板のＰ量（ｗｔ％） Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、Ｐ：０．０３〜０．１
５ｗｔ％の鋼板 〔％Ｓｉ〕≧３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 〔％Ｓｉ〕≦３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｓｉ〕： 鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕 ： 鋼板のＰ量（ｗｔ％）
【００２４】なお、研削量に特別な上限はないが、通常
５０ｇ／ｍ2を超えて研削しても効果は変わらないた
め、研削による効果を得るという面からは、研削量は５
０ｇ／ｍ2以下とすることが望ましい。また、研削を冷
延板に対して行うことも考えられるが、このような段階
で研削を実施すると表面疵が残るため、自動車用内外板
のような表面外観を重視する用途には適さない。
５０ｇ／ｍ2を超えて研削しても効果は変わらないた
め、研削による効果を得るという面からは、研削量は５
０ｇ／ｍ2以下とすることが望ましい。また、研削を冷
延板に対して行うことも考えられるが、このような段階
で研削を実施すると表面疵が残るため、自動車用内外板
のような表面外観を重視する用途には適さない。
【００２５】以上のようにして研削された酸洗板は、冷
間圧延された後、ＣＧＬに通板される。このＣＧＬにお
ける焼鈍加熱温度は、Ａc1変態点以上９００℃以下とす
る。加熱温度をＡc1変態点以上とすることにより、圧延
された鋼板に再結晶を起こさせることができる。但し、
９００℃を超えて加熱しても効果は変らず、省エネルギ
ーの観点から９００℃を上限とする。
間圧延された後、ＣＧＬに通板される。このＣＧＬにお
ける焼鈍加熱温度は、Ａc1変態点以上９００℃以下とす
る。加熱温度をＡc1変態点以上とすることにより、圧延
された鋼板に再結晶を起こさせることができる。但し、
９００℃を超えて加熱しても効果は変らず、省エネルギ
ーの観点から９００℃を上限とする。
【００２６】鋼板は上記焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴中で
めっきされるが、本発明ではこの亜鉛浴中のＡｌ量を
０．１６ｗｔ％以下と規定する。この浴中Ａｌ量は、後
述する誘導加熱方式による合金化処理とともに、不めっ
きや選択酸化性合金化異常を生じさせないための重要な
要件である。
めっきされるが、本発明ではこの亜鉛浴中のＡｌ量を
０．１６ｗｔ％以下と規定する。この浴中Ａｌ量は、後
述する誘導加熱方式による合金化処理とともに、不めっ
きや選択酸化性合金化異常を生じさせないための重要な
要件である。
【００２７】図４は、浴中Ａｌ量と皮膜特性との関係を
調べた結果を示したものである。この試験では、表１の
鋼Ｂ，Ｅ，Ｇの酸洗板を研削量２０ｇ／ｍ2で研削し、
次いで酸洗および冷間圧延した後、ＣＧＬに通板させ、
８５０℃で焼鈍した後、浴中Ａｌ量を種々変化させた亜
鉛浴でめっきし、引き続き誘導加熱方式の合金化炉にお
いて炉出側板温が５００℃となるよう合金化加熱処理を
施した後、冷却速度：２５℃／ｓｅｃで冷却したもので
ある。図４によれば、浴中Ａｌ量が０．１６ｗｔ％を超
えると不めっきや合金化ムラが発生し易くなることが判
る。以上のような理由から、本発明では溶融亜鉛めっき
浴中に含まれるＡｌ量を０．１６ｗｔ％以下と規定す
る。
調べた結果を示したものである。この試験では、表１の
鋼Ｂ，Ｅ，Ｇの酸洗板を研削量２０ｇ／ｍ2で研削し、
次いで酸洗および冷間圧延した後、ＣＧＬに通板させ、
８５０℃で焼鈍した後、浴中Ａｌ量を種々変化させた亜
鉛浴でめっきし、引き続き誘導加熱方式の合金化炉にお
いて炉出側板温が５００℃となるよう合金化加熱処理を
施した後、冷却速度：２５℃／ｓｅｃで冷却したもので
ある。図４によれば、浴中Ａｌ量が０．１６ｗｔ％を超
えると不めっきや合金化ムラが発生し易くなることが判
る。以上のような理由から、本発明では溶融亜鉛めっき
浴中に含まれるＡｌ量を０．１６ｗｔ％以下と規定す
る。
【００２８】溶融亜鉛めっきされた鋼板は引き続き合金
化処理されるが、この合金化処理を誘導加熱（高周波誘
導加熱）方式の合金化炉で行うことが本発明の特徴の１
つであり、このような加熱方式で合金化処理を行うこと
により、合金化異常を適切に防止することができる。
化処理されるが、この合金化処理を誘導加熱（高周波誘
導加熱）方式の合金化炉で行うことが本発明の特徴の１
つであり、このような加熱方式で合金化処理を行うこと
により、合金化異常を適切に防止することができる。
【００２９】熱延酸洗板を本発明が規定する条件で研削
することにより、スラブ加熱工程を含めた熱間圧延工程
で生ずる原板表面の不均一性に起因した不めっきや合金
化ムラは改善することができる。しかしながら、上述し
たように熱延酸洗板の研削時の摩擦熱により、研削後の
板表面には再び新たな酸化膜が形成され、この酸化膜が
合金化異常や、著しい場合には不めっき等を引き起こす
ことになる。また、ＣＧＬの焼鈍時にも添加元素の量に
応じて選択酸化が起り、このような酸化物も合金化異常
の原因となる。そして、合金化処理に誘導加熱方式の合
金化炉を使用した場合には、通常用いられるガス加熱方
式と異なり鋼板表層が優先的に加熱されるため、このよ
うな加熱によって鋼板表面の不均一性に拘らず強制的に
表層の鉄と溶融亜鉛との反応が起こり、合金化異常が抑
制されるものと考えられる。このような誘導加熱方式に
よる合金化処理による利点を具体的に挙げると以下の通
りである。
することにより、スラブ加熱工程を含めた熱間圧延工程
で生ずる原板表面の不均一性に起因した不めっきや合金
化ムラは改善することができる。しかしながら、上述し
たように熱延酸洗板の研削時の摩擦熱により、研削後の
板表面には再び新たな酸化膜が形成され、この酸化膜が
合金化異常や、著しい場合には不めっき等を引き起こす
ことになる。また、ＣＧＬの焼鈍時にも添加元素の量に
応じて選択酸化が起り、このような酸化物も合金化異常
の原因となる。そして、合金化処理に誘導加熱方式の合
金化炉を使用した場合には、通常用いられるガス加熱方
式と異なり鋼板表層が優先的に加熱されるため、このよ
うな加熱によって鋼板表面の不均一性に拘らず強制的に
表層の鉄と溶融亜鉛との反応が起こり、合金化異常が抑
制されるものと考えられる。このような誘導加熱方式に
よる合金化処理による利点を具体的に挙げると以下の通
りである。
【００３０】まず、第１に、合金化処理において誘導加
熱方式を用いることにより、めっき皮膜に接する鋼板表
層が直接加熱されるため、ガス加熱等の雰囲気加熱方式
に較べ、鋼板とめっき皮膜との界面におけるＦｅ−Ｚｎ
反応が短時間で、しかも鋼板上の位置に無関係に均一に
起き、このため、鋼板表面の酸化物による部分的な過合
金や合金相の残留がなく、均一な耐パウダリング性が得
られるものと推定される。
熱方式を用いることにより、めっき皮膜に接する鋼板表
層が直接加熱されるため、ガス加熱等の雰囲気加熱方式
に較べ、鋼板とめっき皮膜との界面におけるＦｅ−Ｚｎ
反応が短時間で、しかも鋼板上の位置に無関係に均一に
起き、このため、鋼板表面の酸化物による部分的な過合
金や合金相の残留がなく、均一な耐パウダリング性が得
られるものと推定される。
【００３１】第２に、誘導加熱は上記のように鋼板表層
を直接加熱するため、微視的にも均一な合金化反応が生
じることによるものと推定される。すなわち、従来一般
に行われているガス加熱による合金化処理では、皮膜の
外側から熱が加えられるため加熱が不均一となり易く、
このため合金化反応が微視的に不均一に生じ易い。特に
結晶粒界は反応性に富むため、所謂アウトバースト反応
が生じ易く、このようにアウトバースト組織が発生する
と、この部分からΓ相が成長し始め、このΓ相の形成に
より耐パウダリング性が劣化する。これに対し、誘導加
熱では鋼板表層が直接加熱されるため、上記のような合
金化の局部なバラツキが少なく、また、鋼板面の酸化物
や浴中で生じた合金化抑制物質（Ｆｅ2Ａｌ5）も容易に
拡散するため、ミクロ的にも均一な合金化皮膜が得られ
るものと思われる。
を直接加熱するため、微視的にも均一な合金化反応が生
じることによるものと推定される。すなわち、従来一般
に行われているガス加熱による合金化処理では、皮膜の
外側から熱が加えられるため加熱が不均一となり易く、
このため合金化反応が微視的に不均一に生じ易い。特に
結晶粒界は反応性に富むため、所謂アウトバースト反応
が生じ易く、このようにアウトバースト組織が発生する
と、この部分からΓ相が成長し始め、このΓ相の形成に
より耐パウダリング性が劣化する。これに対し、誘導加
熱では鋼板表層が直接加熱されるため、上記のような合
金化の局部なバラツキが少なく、また、鋼板面の酸化物
や浴中で生じた合金化抑制物質（Ｆｅ2Ａｌ5）も容易に
拡散するため、ミクロ的にも均一な合金化皮膜が得られ
るものと思われる。
【００３２】第３に、誘導加熱はめっきを短時間で合金
化できることからΓ相の成長時間が短く、このため最終
的なΓ相の形成量が少なく、このことも耐パウダリング
性の向上に大きく寄与しているものと考えられる。第４
に、誘導加熱の利点として、鋼板幅方向、長さ方向で均
一な加熱が可能であるため、加熱炉出側での厳密な板温
管理が可能であり、また、ガス炉等の雰囲気加熱方式と
は異なり、加熱された雰囲気ガスの上昇（ドラフト効
果）がないため、過合金が起り難いことによるものと考
えられる。
化できることからΓ相の成長時間が短く、このため最終
的なΓ相の形成量が少なく、このことも耐パウダリング
性の向上に大きく寄与しているものと考えられる。第４
に、誘導加熱の利点として、鋼板幅方向、長さ方向で均
一な加熱が可能であるため、加熱炉出側での厳密な板温
管理が可能であり、また、ガス炉等の雰囲気加熱方式と
は異なり、加熱された雰囲気ガスの上昇（ドラフト効
果）がないため、過合金が起り難いことによるものと考
えられる。
【００３３】また、プレス成形性に関しても、上記した
ように合金化がマクロ、ミクロに均一になされる結果、
安定的且つ均一なプレス成形性が得られ、しかも溶融め
っき後の加熱を誘導加熱で行うと、めっき表面が酸化さ
れないため、合金化めっき層上に上層めっきを適切に付
着させることができ、このためガス加熱で合金化処理し
た場合に較べ少ない付着量の上層めっきにより安定した
プレス成形性が得られるものと考えられる。
ように合金化がマクロ、ミクロに均一になされる結果、
安定的且つ均一なプレス成形性が得られ、しかも溶融め
っき後の加熱を誘導加熱で行うと、めっき表面が酸化さ
れないため、合金化めっき層上に上層めっきを適切に付
着させることができ、このためガス加熱で合金化処理し
た場合に較べ少ない付着量の上層めっきにより安定した
プレス成形性が得られるものと考えられる。
【００３４】合金化処理では、めっき皮膜表層の溶融亜
鉛層が消滅後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応があまり進まなく
なる３００℃以下までを冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で
冷却する。これは、合金化加熱処理により所定のめっき
皮膜構造（結晶構造）が得られた後は、めっき皮膜と素
地鋼板界面で生成し、耐パウダリング性を劣化させるΓ
相をできるだけ成長させないようにするためである。こ
のような冷却条件を採ることにより、より一層の耐パウ
ダリング性を向上させることができる。
鉛層が消滅後、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応があまり進まなく
なる３００℃以下までを冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で
冷却する。これは、合金化加熱処理により所定のめっき
皮膜構造（結晶構造）が得られた後は、めっき皮膜と素
地鋼板界面で生成し、耐パウダリング性を劣化させるΓ
相をできるだけ成長させないようにするためである。こ
のような冷却条件を採ることにより、より一層の耐パウ
ダリング性を向上させることができる。
【００３５】更に、誘導加熱合金化炉での鋼板の炉出側
板温を４５０〜５５０℃の範囲に制御することにより、
より耐パウダリング性の優れた皮膜を形成させることが
できる。上記炉出側板温が４５０℃未満では合金化に長
時間を要し、合金化設備の制約上好ましくなく、一方、
５５０℃を超えると皮膜の合金化率が過剰になり易く、
耐パウダリング性が劣化してしまう。なお、本発明にお
いて誘導加熱炉出側の板温を管理する理由は、その部分
が合金化熱サイクルでの最高板温となるためである。ま
た、合金相の成長速度はこの付近で最大となるため、出
側板温を管理することにより、その温度での合金化反応
を起こすことが可能になる。
板温を４５０〜５５０℃の範囲に制御することにより、
より耐パウダリング性の優れた皮膜を形成させることが
できる。上記炉出側板温が４５０℃未満では合金化に長
時間を要し、合金化設備の制約上好ましくなく、一方、
５５０℃を超えると皮膜の合金化率が過剰になり易く、
耐パウダリング性が劣化してしまう。なお、本発明にお
いて誘導加熱炉出側の板温を管理する理由は、その部分
が合金化熱サイクルでの最高板温となるためである。ま
た、合金相の成長速度はこの付近で最大となるため、出
側板温を管理することにより、その温度での合金化反応
を起こすことが可能になる。
【００３６】本発明では、合金化処理後の合金化溶融亜
鉛めっき皮膜の上層に、電気めっきにより５０ｗｔ％以
上のＦｅを含有するＦｅ−Ｚｎ系合金めっきを付着量１
ｇ／ｍ2以上施すことにより、プレス加工時におけるめ
っき皮膜とプレス用工具との摺動特性、塗装時の耐クレ
ータリング性等を向上させることができる。上記摺動特
性は皮膜表層物質と工具との凝着性に関係しており、摺
動特性を向上させるには、皮膜表層の融点が高い程有効
である。上層めっき皮膜のＦｅ含有量を５０ｗｔ％以上
と規定するのは、Ｆｅ：５０ｗｔ％以上で摺動特性の向
上が図れるためである。
鉛めっき皮膜の上層に、電気めっきにより５０ｗｔ％以
上のＦｅを含有するＦｅ−Ｚｎ系合金めっきを付着量１
ｇ／ｍ2以上施すことにより、プレス加工時におけるめ
っき皮膜とプレス用工具との摺動特性、塗装時の耐クレ
ータリング性等を向上させることができる。上記摺動特
性は皮膜表層物質と工具との凝着性に関係しており、摺
動特性を向上させるには、皮膜表層の融点が高い程有効
である。上層めっき皮膜のＦｅ含有量を５０ｗｔ％以上
と規定するのは、Ｆｅ：５０ｗｔ％以上で摺動特性の向
上が図れるためである。
【００３７】付着量に関しては、１ｇ／ｍ2未満ではめ
っき面全体にわたって十分均一な上層めっき皮膜を被覆
させることができないため、１ｇ／ｍ2以上と規定す
る。また、このめっき付着量に特に上限はないが、コス
ト面から５ｇ／ｍ2以下とすることが好ましい。本発明
のように溶融めっき後の合金化処理を加熱を誘導加熱で
行うと、めっき表面が酸化されないため、合金化めっき
層上に上層めっきを適切に付着させることができ、この
ためガス加熱で合金化処理した場合に較べ上層めっきの
付着量を少なくすることができる。
っき面全体にわたって十分均一な上層めっき皮膜を被覆
させることができないため、１ｇ／ｍ2以上と規定す
る。また、このめっき付着量に特に上限はないが、コス
ト面から５ｇ／ｍ2以下とすることが好ましい。本発明
のように溶融めっき後の合金化処理を加熱を誘導加熱で
行うと、めっき表面が酸化されないため、合金化めっき
層上に上層めっきを適切に付着させることができ、この
ためガス加熱で合金化処理した場合に較べ上層めっきの
付着量を少なくすることができる。
【００３８】
〔実施例１〕表１に示す化学成分の各鋼を５０ｔ転炉で
溶製し、このスラブを熱延し、酸洗後一部の鋼板につい
ては表面研削を行った後、各鋼板を冷圧率：７５％で冷
延して板厚０．８ｍｍの薄板とし、次いで、ＣＧＬにお
いて８５０℃で焼鈍した後、浴温：４６０℃、浴中Ａｌ
量：０．１３ｗｔ％の亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきを施
し、引き続き誘導加熱方式による合金化炉で合金化処理
を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られ
た製品（亜鉛めっき付着量：各片面６０ｇ／ｍ2、皮膜
中Ｆｅ含有率：約１０％）について、それらのめっき品
質を評価した結果を、製造条件とともに表２ないし表４
に示す。
溶製し、このスラブを熱延し、酸洗後一部の鋼板につい
ては表面研削を行った後、各鋼板を冷圧率：７５％で冷
延して板厚０．８ｍｍの薄板とし、次いで、ＣＧＬにお
いて８５０℃で焼鈍した後、浴温：４６０℃、浴中Ａｌ
量：０．１３ｗｔ％の亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきを施
し、引き続き誘導加熱方式による合金化炉で合金化処理
を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られ
た製品（亜鉛めっき付着量：各片面６０ｇ／ｍ2、皮膜
中Ｆｅ含有率：約１０％）について、それらのめっき品
質を評価した結果を、製造条件とともに表２ないし表４
に示す。
【００３９】なお、表２ないし表７中に記載しためっき
品質に関する評価事項とその評価基準は以下の通りであ
る。 ＊１［１］……不めっき（目視判定） ◎：非常に良好 ○：良好 △：僅かに点状不めっきが認められる ×：径の大きい点状不めっきが認められる ××：めっきはじきが認められる ＊２［２］……合金化ムラ（目視判定） ◎：非常に良好 ○：良好 △：微細な筋ムラが認められる ×：明瞭な筋ムラが認められる ××：明瞭な大きい筋ムラが認められる ＊３［３］……耐パウダリング性（９０°曲げ） ○：合格 ×：不合格 ＊４［４］……ＥＤ塗装性（目視判定） ○：良好 ×：クレータ発生
品質に関する評価事項とその評価基準は以下の通りであ
る。 ＊１［１］……不めっき（目視判定） ◎：非常に良好 ○：良好 △：僅かに点状不めっきが認められる ×：径の大きい点状不めっきが認められる ××：めっきはじきが認められる ＊２［２］……合金化ムラ（目視判定） ◎：非常に良好 ○：良好 △：微細な筋ムラが認められる ×：明瞭な筋ムラが認められる ××：明瞭な大きい筋ムラが認められる ＊３［３］……耐パウダリング性（９０°曲げ） ○：合格 ×：不合格 ＊４［４］……ＥＤ塗装性（目視判定） ○：良好 ×：クレータ発生
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】〔実施例２〕めっき皮膜の品質に対するめ
っき浴中Ａｌ濃度の影響を調べた。表１に示される鋼Ｅ
のスラブを熱延した後、酸洗し、この酸洗熱延板の表面
を研削し、次いで、冷圧率：７５％で冷延して板厚０．
８ｍｍの薄板とした後、ＣＧＬにおいて、８５０℃で焼
鈍し、引き続き浴中Ａｌ濃度を種々変化させた浴温：４
６０℃の亜鉛浴でめっきした後、誘導加熱方式の合金化
炉で合金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し
た。得られた製品（亜鉛めっき付着量：各片面６０ｇ／
ｍ2、皮膜中Ｆｅ含有率：約１０％）について、それら
のめっき品質を評価した結果を、製造条件とともに表５
に示す。
っき浴中Ａｌ濃度の影響を調べた。表１に示される鋼Ｅ
のスラブを熱延した後、酸洗し、この酸洗熱延板の表面
を研削し、次いで、冷圧率：７５％で冷延して板厚０．
８ｍｍの薄板とした後、ＣＧＬにおいて、８５０℃で焼
鈍し、引き続き浴中Ａｌ濃度を種々変化させた浴温：４
６０℃の亜鉛浴でめっきした後、誘導加熱方式の合金化
炉で合金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し
た。得られた製品（亜鉛めっき付着量：各片面６０ｇ／
ｍ2、皮膜中Ｆｅ含有率：約１０％）について、それら
のめっき品質を評価した結果を、製造条件とともに表５
に示す。
【００４５】
【表５】
【００４６】〔実施例３〕めっき皮膜の品質に対する合
金化処理の加熱方式の影響を調べた。表１に示される鋼
Ｅのスラブを熱延した後、酸洗し、この酸洗板の表面を
研削し、次いで、冷圧率：７５％で冷延して板厚０．８
ｍｍの薄板とした後、ＣＧＬにおいて、８５０℃で焼鈍
し、引き続き浴温：４６０℃の亜鉛浴でめっきした後、
誘導加熱方式およびガス加熱方式の合金化炉で合金化処
理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた
製品（亜鉛めっき付着量：各片面６０ｇ／ｍ2、皮膜中
Ｆｅ含有率：約１０％）について、それらのめっき品質
を評価した結果を、製造条件とともに表６に示す。
金化処理の加熱方式の影響を調べた。表１に示される鋼
Ｅのスラブを熱延した後、酸洗し、この酸洗板の表面を
研削し、次いで、冷圧率：７５％で冷延して板厚０．８
ｍｍの薄板とした後、ＣＧＬにおいて、８５０℃で焼鈍
し、引き続き浴温：４６０℃の亜鉛浴でめっきした後、
誘導加熱方式およびガス加熱方式の合金化炉で合金化処
理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られた
製品（亜鉛めっき付着量：各片面６０ｇ／ｍ2、皮膜中
Ｆｅ含有率：約１０％）について、それらのめっき品質
を評価した結果を、製造条件とともに表６に示す。
【００４７】
【表６】
【００４８】〔実施例４〕めっき皮膜の品質に対する上
層めっきの影響を調べた。表１に示される鋼Ｅのスラブ
を熱延した後、酸洗し、この酸洗板の表面を研削し、次
いで、冷圧率：７５％で冷延して板厚０．８ｍｍの薄板
とした後、ＣＧＬにおいて、８５０℃で焼鈍し、引き続
き浴温：４６０℃の亜鉛浴でめっきした後、誘導加熱方
式の合金化炉で合金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板（亜鉛めっき付着量：各片面６０ｇ／ｍ2、皮膜中Ｆ
ｅ含有率：約１０％）を得た。このうち一部の合金化溶
融亜鉛めっき鋼板については、合金化めっき皮膜の上層
めっきとして、Ｆｅ含有率：７５％のＦｅ−Ｚｎ合金め
っきを電気めっきにより施した。得られた製品につい
て、それらのめっき品質を評価した結果を、製造条件と
ともに表７に示す。
層めっきの影響を調べた。表１に示される鋼Ｅのスラブ
を熱延した後、酸洗し、この酸洗板の表面を研削し、次
いで、冷圧率：７５％で冷延して板厚０．８ｍｍの薄板
とした後、ＣＧＬにおいて、８５０℃で焼鈍し、引き続
き浴温：４６０℃の亜鉛浴でめっきした後、誘導加熱方
式の合金化炉で合金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板（亜鉛めっき付着量：各片面６０ｇ／ｍ2、皮膜中Ｆ
ｅ含有率：約１０％）を得た。このうち一部の合金化溶
融亜鉛めっき鋼板については、合金化めっき皮膜の上層
めっきとして、Ｆｅ含有率：７５％のＦｅ−Ｚｎ合金め
っきを電気めっきにより施した。得られた製品につい
て、それらのめっき品質を評価した結果を、製造条件と
ともに表７に示す。
【００４９】
【表７】
【図１】Ｓｉ含有鋼板の酸洗板の表面を研削する場合、
その研削量がめっき皮膜の合金化異常の発生に及ぼす影
響を、鋼板中Ｓｉ量との関係で示すグラフ
その研削量がめっき皮膜の合金化異常の発生に及ぼす影
響を、鋼板中Ｓｉ量との関係で示すグラフ
【図２】Ｐ含有鋼板の酸洗板の表面を研削する場合、そ
の研削量がめっき皮膜の合金化異常の発生に及ぼす影響
を、鋼板中Ｐ量との関係で示すグラフ
の研削量がめっき皮膜の合金化異常の発生に及ぼす影響
を、鋼板中Ｐ量との関係で示すグラフ
【図３】Ｐを０．１０ｗｔ％含有する鋼板の、Ｓｉ量と
めっき皮膜の合金化異常が生じない適正研削量との関係
を示すグラフ
めっき皮膜の合金化異常が生じない適正研削量との関係
を示すグラフ
【図４】めっき浴中のＡｌ濃度がめっき皮膜の合金化異
常の発生に及ぼす影響を、鋼板中Ｓｉ量との関係で示す
グラフ
常の発生に及ぼす影響を、鋼板中Ｓｉ量との関係で示す
グラフ
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、Ｐ：０．
０３ｗｔ％未満を含有する鋼を、熱間圧延、酸洗および
冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ
てめっきおよび合金化処理を施すことにより、高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、酸洗
板の表面を、 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 但し 〔％Ｓｉ〕：鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削し、次いで冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、Ａ
C1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、浴中Ａ
ｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっきを施し、
引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が
４５０〜５５０℃となるようにして合金化処理を施し、
表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の温度までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｓｉ：０．２ｗｔ％未満、Ｐ：０．０３
〜０．１５ｗｔ％を含有する鋼を、熱間圧延、酸洗およ
び冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板さ
せてめっきおよび合金化処理を施すことにより、高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、酸
洗板の表面を、 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｐ〕：鋼板のＰ量（ｗｔ％） を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削し、次いで冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、Ａ
C1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、浴中Ａ
ｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっきを施し、
引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が
４５０〜５５０℃となるようにして合金化処理を施し、
表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の温度までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、Ｐ：０．
０３〜０．１５ｗｔ％を含有する鋼を、熱間圧延、酸洗
および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通
板させてめっきおよび合金化処理を施すことにより、高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法におい
て、酸洗板の表面を下式を満足する研削量Ｗ（ｇ／
ｍ2）で研削し、 〔％Ｓｉ〕≧３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 〔％Ｓｉ〕≦３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｓｉ〕： 鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕 ： 鋼板のＰ量（ｗｔ％） 次いで冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通
板させ、ＡC1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した
後、浴中Ａｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっ
きを施し、引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉
出側板温が４５０〜５５０℃となるようにして合金化処
理を施し、表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の
温度までを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するこ
とを特徴とする皮膜の均一性および耐パウダリング性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、Ｐ：０．
０３ｗｔ％未満を含有する鋼を、熱間圧延、酸洗および
冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ
てめっきおよび合金化処理を施すことにより、高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、酸洗
板の表面を、 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 但し 〔％Ｓｉ〕：鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削し、次いで冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、Ａ
C1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、浴中Ａ
ｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっきを施し、
引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が
４５０〜５５０℃となるようにして合金化処理を施し、
表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の温度までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、次いで合金化
めっき皮膜の上層に、電気めっきによりＦｅ含有量が５
０ｗｔ％以上のＦｅ−Ｚｎ系合金めっき皮膜を１ｇ／ｍ
2以上の付着量で施すことを特徴とする皮膜の均一性お
よび耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 Ｓｉ：０．２ｗｔ％未満、Ｐ：０．０３
〜０．１５ｗｔ％を含有する鋼を、熱間圧延、酸洗およ
び冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板さ
せてめっきおよび合金化処理を施すことにより、高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、酸
洗板の表面を、 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｐ〕：鋼板のＰ量（ｗｔ％） を満足する研削量Ｗ（ｇ／ｍ2）で研削し、次いで冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、Ａ
C1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した後、浴中Ａ
ｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっきを施し、
引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉出側板温が
４５０〜５５０℃となるようにして合金化処理を施し、
表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の温度までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、次いで合金化
めっき皮膜の上層に、電気によりＦｅ含有量が５０ｗｔ
％以上のＦｅ−Ｚｎ系合金めっき皮膜を１ｇ／ｍ2以上
の付着量で施すことを特徴とする皮膜の均一性および耐
パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。 - 【請求項６】 Ｓｉ：０．２〜０．８ｗｔ％、Ｐ：０．
０３〜０．１５ｗｔ％を含有する鋼を、熱間圧延、酸洗
および冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通
板させてめっきおよび合金化処理を施すことにより、高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法におい
て、酸洗板の表面を下式を満足する研削量Ｗ（ｇ／
ｍ2）で研削し、 〔％Ｓｉ〕≧３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧２５×〔％Ｓｉ〕 〔％Ｓｉ〕≦３×〔％Ｐ〕＋２／２５の場合 Ｗ≧７５×〔％Ｐ〕＋２ 但し 〔％Ｓｉ〕： 鋼板のＳｉ量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕 ： 鋼板のＰ量（ｗｔ％） 次いで冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通
板させ、ＡC1変態点以上９００℃以下の温度で焼鈍した
後、浴中Ａｌ量が０．１６ｗｔ％以下の亜鉛浴中でめっ
きを施し、引き続き誘導加熱方式の合金化炉において炉
出側板温が４５０〜５５０℃となるようにして合金化処
理を施し、表層の溶融亜鉛層が消滅後、３００℃以下の
温度までを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、次
いで合金化めっき皮膜の上層に、電気めっきによりＦｅ
含有量が５０ｗｔ％以上のＦｅ−Ｚｎ系電気めっき皮膜
を１ｇ／ｍ2以上の付着量で施すことを特徴とする皮膜
の均一性および耐パウダリング性に優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32390091A JP2576329B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32390091A JP2576329B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05132749A true JPH05132749A (ja) | 1993-05-28 |
| JP2576329B2 JP2576329B2 (ja) | 1997-01-29 |
Family
ID=18159870
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32390091A Expired - Fee Related JP2576329B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 皮膜の均一性および耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2576329B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| MX380570B (es) | 2012-10-03 | 2025-03-12 | Nippon Steel Corp Star | Lámina de acero revestida con zinc por inmersión en caliente aleada y método para producir la misma. |
| KR20220168836A (ko) | 2021-06-17 | 2022-12-26 | 주식회사 포스코 | 도금후 표면물성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연 도금강판 및 이의 제조방법 |
| KR20230072728A (ko) | 2021-11-18 | 2023-05-25 | 주식회사 포스코 | 면내 이방성이 작고 도금 표면품질이 우수한 소부경화형 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 |
-
1991
- 1991-11-12 JP JP32390091A patent/JP2576329B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2576329B2 (ja) | 1997-01-29 |
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