(57)【要約】【課題】優れた耐パウダリング性と高プレス成形性とを共に有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して引き上げ、所定の溶融亜鉛付着量に調整した後、加熱により亜鉛めっき層を合金化する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、アルミニウムを０．０５質量％以上０．３０質量％以下含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなり、４４０℃以上４８０℃以下の温度域に加熱保持された溶融亜鉛めっき浴に鋼板を連続的に浸漬させるめっき工程と、前記溶融亜鉛めっき浴から引き上げた鋼板の溶融亜鉛付着量を調整した後、直ちに該鋼板を冷却する第１の冷却操作工程と、冷却された鋼板をあらかじめ設定した温度に加熱する加熱操作工程と、前記設定温度に到達後、直ちに鋼板を冷却する第２の冷却操作工程と、を備えたことを特徴とする。【選択図】　　図１
2004018984.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して引き上げ、所定の溶融亜鉛付着量に調整した後、加熱により亜鉛めっき層を合金化する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、
アルミニウムを０．０５質量％以上０．３０質量％以下含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなり、４４０℃以上４８０℃以下の温度域に加熱保持された溶融亜鉛めっき浴に鋼板を連続的に浸漬させるめっき工程と、
前記溶融亜鉛めっき浴から引き上げた鋼板の溶融亜鉛付着量を調整した後、直ちに該鋼板を冷却する第１の冷却操作工程と、
冷却した鋼板をあらかじめ設定した温度に加熱する加熱操作工程と、
前記設定温度に到達後、直ちに鋼板を冷却する第２の冷却操作工程と、
を備えたことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記第１の冷却操作工程は、溶融亜鉛めっき層の凝固温度以下の温度域まで冷却することを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記加熱操作工程の設定温度は、４５０℃以上４９５℃以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記加熱操作工程の設定温度は、４９５℃超５２５℃以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記加熱操作工程の設定温度を５２５℃超とし、かつ前記第２の冷却操作工程では、２５℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以上４９５℃以下の温度域まで急冷することを特徴とする請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、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、家電製品および建物などの部材としてプレス成形やロール成形して用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車、家電製品、建材用の防錆部材等として有用であるため、その需要が年々増加している。この種のめっき鋼板は耐食性をより安定的に確保するために、最近ではめっき層を厚目付化する傾向にある。
【０００３】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した防錆部材等とするために、通常、プレス成形により所要の形状に成形加工してから用いられるため、プレス成形性および耐パウダリング性に優れたものであることが求められている。ところが最近のめっき層の厚目付化に伴って、鋼板をプレス成形すると、硬くて脆い合金化層からめっき層が粉状、鱗片状に剥離する、いわゆるパウダリング現象を起こしやすい。このパウダリング現象はプレス成形による加工度が大きくなるにしたがって顕著に現れるので、優れたプレス成形性を有するとともに耐パウダリング性を確保することが重要な課題となってきている。
【０００４】
特開平２−１７０９５９号公報では、鋼板の溶融亜鉛めっき層を合金化熱処理するにあたり、加熱速度１０℃／秒以上で昇温して所定の合金化処理温度とし、その後直ちに或いはその温度に保持した後に、１５℃／秒以上の冷却速度で冷却操作する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている（従来技術１）。
【０００５】
登録特許第１８０５２９４号公報では、溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を通過させた後、加熱速度３０℃／秒以上で５５０〜７００℃の温度域に急速加熱してめっき層中に液相を残存させた状態とした後、この状態の鋼板を冷却速度３０℃／秒で５３０℃以下の温度域に急冷し、さらに４５０〜５３０℃の温度域で所定時間保持する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている（従来技術２）。
【０００６】
特開昭６２−２０５２６２号公報では、鋼板の片方側の面に合金化亜鉛めっき層を形成するにあたり、熱処理炉内の加熱帯では出側の鋼板温度を５００〜５５０℃にするとともに、熱処理炉内の保持帯では鋼板を冷却速度１５℃／秒以下で冷却して保持帯出側の鋼板温度を３５０〜５００℃にする合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている（従来技術３）。
【０００７】
特公平３−５５５４４号公報では、鋼板を溶融亜鉛めっき浴中に浸漬させるにあたり、鋼板上に形成されるＦｅ−Ａｌ合金相からなるめっき層を健全なものとすることを意図して、３秒以下、好ましくは２秒以下と極めて短い浸漬時間で浴中を通過させて、合金化熱処理炉内に導入することが提案されている（従来技術４）。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの従来技術を用いた場合であっても、耐パウダリング性と高プレス成形性との両特性をともに備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造は困難であった。上記の従来技術１〜３では、合金化処理時の高温処理を許容していること、およびめっき付着量調整後、合金化処理までの間にめっき層を速やかに冷却していないことから満足な耐パウダリング性および高プレス成形性が得られない。また、上記の従来技術４では、めっき浴の通過操作を上記のような極めて短時間で行なう必要があり、このような操作を既存の連続溶融亜鉛めっき設備に適用することは工業的に問題がある。
【０００９】
このように、合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、プレス成形性および耐パウダリング性の両特性に優れたものであることが求められるが、これは以下の事情からも明らかである。
【００１０】
プレス成形性に劣るめっき鋼板の場合、プレス割れが生じないように、成形条件を調整するための時間を確保しながら成形するため、生産効率は著しく低下する。しかも、最悪の場合は、プレス製品を全く得ることができず、生産ラインを停止せざるを得ない状況に陥ることもある。一方、耐パウダリング性に劣るめっき鋼板の場合、プレス成形した際に、めっき被膜が剥離して金型内に堆積しやすく、この金型内に残された被膜屑により後続の被成形鋼板は疵付くおそれがある。このため、現状では金型内を逐次清掃することで対処しているが、これでは連続的かつ円滑に成形することができず、生産効率は著しく低下する。
【００１１】
ところで、耐パウダリング性を向上させようとするとプレス成形性が劣化し、逆にプレス成形性を高めようとすると耐パウダリング性が劣化する。したがって、耐パウダリング性に優れ、かつプレス成形性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が需要家から要望されている。
【００１２】
本発明の目的は、優れた耐パウダリング性と高プレス成形性との両特性を備え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を目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
先行技術のほとんどがそうであるように、合金化熱処理工程では、めっき層の合金化を完了させるために、所定の加熱温度で一定時間保持する恒温保持がなされている。また、この恒温保持は、ガスワイピング等により鋼板の目付量を調整する工程の後、直ちになされている。本発明者らは、溶融亜鉛の付着からめっき層の合金化に至るまでの合金化層の形成過程について詳細に調べた結果、次の二つの知見を得た。
【００１４】
第１の知見として、めっき浴通過直後から加熱開始時までの期間中に、被膜特性に悪影響を及ぼす相が生成・成長することを見出した。すなわち、めっき浴中にはアルミニウムがＦｅ−Ｚｎ合金化反応を十分に抑制できる量で含有されているが、めっき浴からの引き上げ時、さらにはこれに続く溶融亜鉛付着量の調整後には、溶融亜鉛浴中への浸漬時に比べてアルミニウムの絶対量が急激に減少する。このため、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応の抑制効果が急激に失われ、いわゆるアウトバースト反応が起こり、プレス成形性を低下させるζ相と耐パウダリング性を低下させるΓ相との両相の生成・成長が進むことが判明した。そして、これらのΓ、ζの両生成相は、合金化熱処理前の成長の程度によって、後の合金化完了時に得られる被膜の特性に大きな影響を及ぼすことが判明した。
【００１５】
第２の知見として、合金化熱処理時に上述した恒温保持を行なうと、めっき層の合金化は恒温保持の後半期に急激に進み、これに伴って耐パウダリング性を低下させるΓ相が著しく成長することを見出した。
【００１６】
本発明者らは、以上の知見に基づき鋭意検討を重ねた結果、以下に述べる本発明を完成させるに至った。
【００１７】
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して引き上げ、所定の溶融亜鉛付着量に調整した後、加熱により亜鉛めっき層を合金化する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、アルミニウムを０．０５質量％以上０．３０質量％以下含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなり、４４０℃以上４８０℃以下の温度域に加熱保持された溶融亜鉛めっき浴に鋼板を連続的に浸漬させるめっき工程と、前記溶融亜鉛めっき浴から引き上げた鋼板の溶融亜鉛付着量を調整した後、直ちに該鋼板を冷却する第１の冷却操作工程と、冷却した鋼板をあらかじめ設定した温度に加熱する加熱操作工程と、前記設定温度に到達後、直ちに鋼板を冷却する第２の冷却操作工程と、を備えたことを特徴とする。
【００１８】
上記のように、溶融亜鉛付着量を調整した後、直ちに鋼板を冷却することにより、合金化熱処理前に進行する合金化反応を抑制でき、耐パウダリング性およびプレス成形性に悪影響を及ぼすΓ、ζの両相が生成・成長するのを抑制できる。また、上記のように加熱操作して設定温度に到達した後、直ちに鋼板を冷却すること、つまり恒温保持を行なわないことにより、合金化反応が過度に進むのを抑制でき、耐パウダリング性に悪影響を及ぼすΓ相が成長するのを防ぐことができる。これらにより、耐パウダリング性と高プレス成形性との両特性を備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実現できる。
【００１９】
本発明によれば、前記第１の冷却操作工程は、溶融亜鉛めっき層の凝固温度以下の温度域に冷却することが好ましい。これにより合金化熱処理前に進行する合金化反応をさらに抑制することができ、Γ、ζの両相の生成・成長を実質的に停止させることができる。
【００２０】
次に、各条件の限定理由について述べる。
【００２１】
アルミニウムの含有量を０．０５質量％未満にすると、めっき時のＦｅ−Ｚｎ合金相の成長を抑制できないおそれがある。一方、０．３０質量％を超える含有量にすると、合金化熱処理時にめっき層の表面まで合金化させることが困難となる場合がある。なお、上記溶融亜鉛めっき浴中には、スパングル調整のために微量のＰｂ（鉛）又はＳｂ（アンチモン）を含有させてもよい。この場合、Ｐｂ含有量は０．２質量％以下とする。Ｐｂ量が０．２質量％を超えると、合金化反応が促進するおそれがある。
【００２２】
溶融亜鉛めっき浴の温度は４４０〜４８０℃の範囲とする。亜鉛の融点が約４２０℃であることから、めっき浴の温度を４４０℃未満にすると、操業中にめっき浴槽内で溶融亜鉛が一部凝固してしまうおそれがあるからである。一方、４８０℃を超えると、めっき時の合金化反応が過度に進むおそれがあるほか、浴中でドロス生成量が増加する可能性がある。
【００２３】
上記の加熱操作工程における設定温度は、４５０℃以上４９５℃以下にすることが好ましい。４５０℃未満にすると、合金化層の焼きむらを生じるおそれや、合金化層中に未合金化部分が残るおそれがある。また、上記設定温度は、４９５℃超５２５℃以下としてもよい。さらに、上記設定温度を５２５℃超としてもよいが、この場合には２５℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以上４９５℃以下の温度域に急冷する冷却操作を行なう。５２５℃超とした場合、上記のような急冷操作を行なわないと、耐パウダリング性を低下させるΓ相が成長しやすくなる。なお、５２５℃超で恒温保持を行なうと、仮にその後の冷却を早急に行なったとしても、合金層中でΓ相の成長を抑制できず、耐パウダリング性の劣化が顕著になるので注意を要する。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
【００２５】
まず、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に連続的に浸漬させ、鋼板表面にめっきする。
【００２６】
溶融亜鉛めっき浴の組成は、アルミニウムを０．０５質量％以上０．３０質量％以下含有し、残部が亜鉛および不可避的不純物からなる。アルミニウムは、めっき浴中で選択的に鋼素地と反応して薄いＦｅ−Ａｌ金属間化合物層を形成し、鋼素地と溶融亜鉛との反応を抑制する働きを有する。
【００２７】
次に、鋼板を溶融亜鉛めっき浴から引き上げ、鋼板の溶融亜鉛付着量を調整する。
【００２８】
鋼板の亜鉛付着量は、例えばガスワイプ方式により調整することができる。これにより、鋼板が亜鉛めっき浴から引き上げられた直後に、鋼板表裏面に向けて例えば空気又は窒素（Ｎ２）ガスを吹き付けて過剰な亜鉛を払い落とす。
【００２９】
このめっき付着量の調整後、直ちに鋼板を冷却する。この冷却操作は、Ｆｅ−Ａｌ化合物層の破壊を抑制し、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応を抑制することを意図している。上記冷却操作は、めっき層の凝固温度以下の温度域に速やかに冷却させることが好ましい。めっき層中に融液相が存在した状態であると、固液反応が起こりやすく、その場合反応速度が著しく速い。このため、めっき層を速やかに凝固させることにより、上記固液反応が起こるのを防ぐことができ、Ｆｅ−Ｚｎ合金化によるΓ、ζの両相の生成・成長を実質的に停止させることができる。すなわち、ここでの冷却操作は、上記のめっき付着量の調整が終了した時点から後述する加熱操作工程の開始直前までの間に、合金化反応が進行するのを抑制又は実質的に停止させ、Γ、ζの両相が生成・成長するのを抑制又は実質的に停止させることを意図している。
【００３０】
次に、冷却した鋼板をあらかじめ設定した温度に加熱し、かつ設定温度に到達した鋼板を直ちに冷却する熱処理操作を行なう。このように本発明では、恒温保持を行なわない。この理由は前述したように、恒温保持を行なうと合金化反応が過度に進み、耐パウダリング性に悪影響を及ぼすΓ相が成長しやすくなるからである。上記熱処理操作を行なうことにより、プレス成形性を損なうことなく耐パウダリング性を向上させることができる。また、前述した冷却操作において凝固温度以下の温度域に冷却し、上記熱処理操作を行なうことにより、耐パウダリング性をより向上させることができる。
【００３１】
鋼板の加熱には、高周波誘導加熱炉を用いることが好ましい。通常用いられているガス炉では、熱応答性が悪い上、設定温度の均一性に劣るため、製品の品質にばらつきを生じるおそれがある。
【００３２】
【実施例】
以下、添付の図面を参照して本発明の実施例および比較例についてそれぞれ説明する。
【００３３】
図１は、本発明を実施する連続式溶融亜鉛めっきラインを示す模式図である。図１において、１は鋼帯である。このめっきラインは、めっき浴槽２と、ガスワイピング装置３と、第１の冷却装置４と、合金化炉５と、第２の冷却装置６とを備えている。
【００３４】
めっき浴槽２内には鋼帯１にめっきする溶融亜鉛が収容されている。めっき浴槽２には、ロール７が溶融亜鉛浴中に浸漬された状態で回転可能に支持されている。ガスワイピング装置３は、めっき浴槽２の直上に設けられている。このガスワイピング装置３は、一対のガスノズルを有している。各ガスノズルは、図示しないガス供給源に連通し、垂直上方に引き出された鋼帯１の表裏面からそれぞれ所定距離をあけ、かつ各噴射口が鋼帯１を向くように配置されている。ガスワイピング装置３の直上には第１の冷却装置４が設けられている。そして、第１の冷却装置４の下流側には、順に合金化炉５、第２の冷却装置６が設けられている。第１、第２の冷却装置４、６はそれぞれ一対のガスノズルを有しており、各ガスノズルは図示しない共有のガス供給源に連通し、鋼帯１の表裏面からそれぞれ所定距離をあけ、かつ各噴射口が鋼帯１を向くように配置されている。
【００３５】
図１のめっきラインにおいて、鋼帯１は、めっき浴槽２の浴面上から浴中に向かって浸入され、ロール７を介して垂直上方に浴から引き出される。この過程で、鋼帯１は亜鉛めっきされる。浴から引き出された鋼帯１は、ガスワイピング装置３のノズルから表裏面にガスが吹き付けられ、亜鉛めっき付着量を所定の量に調整される。その直後に、第１の冷却装置４を経由する過程で鋼帯１はガスノズルからガスを吹き付けられて冷却され、これに引き続き、高周波誘導加熱式の合金化炉５内を通過する。鋼帯１は、この合金化炉５内を通過するにあたり、合金化炉５の出側であらかじめ設定された温度に達するように加熱される。この合金化炉５を出た直後に鋼帯１は第２の冷却装置６のガスノズルからガスを吹き付けられて冷却される。
【００３６】
鋼帯１は、上述したラインを通過する過程で、図１に示すＡ〜Ｆのそれぞれの位置で温度測定がなされる。図１に示すように、Ａは鋼帯１の亜鉛めっき浴への浸漬直後の位置、Ｂは亜鉛めっき浴引き出し直前の位置、Ｃはガスワイピング装置３の通過時の位置、Ｄは合金化炉５の入側、位置Ｅは合金化炉５の出側、Ｆは第２の冷却装置６の通過直後の位置である。
【００３７】
（実施例１〜６）
図１に示す連続式溶融亜鉛めっきラインにおいて、板幅１３５０ｍｍ、板厚０．８ｍｍの鋼帯を用い、ライン速度６０ｍ／分として種々の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。このとき、めっき浴槽２の浴温度は、４６０℃に保持した。また、亜鉛めっき付着量は約６０ｇ／ｍ２とほぼ一定になるように調整した。
【００３８】
図２および図３は、横軸に鋼帯１のめっき浴への浸漬開始時からの経過時間（秒）をとり、縦軸に温度（℃）をとって、図１のめっきラインの位置Ａ〜Ｆでの鋼帯１の温度履歴を示すヒートパターン図である。
【００３９】
実施例１〜３では、図２に示す各ヒートパターンにしたがい、第１の冷却装置４の冷却温度（位置Ｄにおける温度）をめっき層の凝固温度より高い温度である４３０℃と固定し、合金化炉５の出側での温度を４８０℃（実施例１）、５１０℃（実施例２）、５４０℃（実施例３）と変化させた後、直ちに冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。また、実施例３では、図２に示すヒートパターンのように第２の冷却装置６での冷却速度を約４０℃／秒とし、４５０℃以上４９５℃以下の温度域まで急冷した。
【００４０】
実施例４〜６では、図３に示す各ヒートパターンにしたがい、第１の冷却装置４での冷却温度（位置Ｄにおける温度）をめっき層の凝固温度以下の温度である４００℃とした以外、前述した実施例１〜３と同様に合金化炉５の出側での温度を４８０℃（実施例４）、５１０℃（実施例５）、５４０℃（実施例６）と変化させた後、直ちに冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。また実施例６では上述した実施例３で説明したのと同様に、第２の冷却装置６での冷却速度を約４０℃／秒とし、４５０℃以上４９５℃以下の温度域まで急冷した。
【００４１】
（比較例１〜３）
図４に示す各ヒートパターンにしたがい、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。比較例１〜３では、第１の冷却装置４での冷却を行なわなかった以外、実施例１〜３と同様に、合金化炉５の出側での温度を４８０℃（比較例１）、５１０℃（比較例２）、５４０℃（比較例３）と変化させた後、冷却を行なった。また、比較例３では上述した実施例３で説明したのと同様に、第２の冷却装置６での冷却速度を約４０℃／秒とし、４５０℃以上４９５℃以下の温度域まで急冷した。
【００４２】
実施例１〜６および比較例１〜３で得られた各合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下に説明する摩擦係数の測定とドロービード試験とを行ない、プレス成形性および耐パウダリング性を評価した。
【００４３】
［摩擦係数の測定］
供試体とビードとの摩擦係数は次の方法を用いて測定する。図５（ａ）に示すように、供試体から採取した摩擦係数測定用試料８が試料台１８に固定され、試料台１８は、水平移動可能なスライドテーブル１５の上面に固定されている。スライドテーブル１５の下面には、これに接したローラ１４ａを有する上下動可能なスライドテーブル支持台１２が設けられている。このスライドテーブル支持台１２を押上げることにより、ビード１９ａが試料８に押し付けられ、試料８に荷重Ｎが加えられる。なお、押し付け荷重Ｎを測定するために、第１ロードセル１３がスライドテーブル支持台１２に取付けられている。
【００４４】
摩擦係数測定時には、上記の押付荷重Ｎを作用させた状態で、スライドテーブル１５の水平方向へ移動させる。スライドテーブル１５の水平移動方向の一方の端部には、スライドテーブル１５を水平方向へ移動させるための力（＝ビード１９ａと試料１８の摺動抵抗力）Ｆを測定するために、第２ロードセル１７が取付けられている。なお、潤滑油として、日本パーカライジング社製のＮｏｘＲｕｓｔ５５０ＨＮ（商品名）を試料８の表面に塗布して試験を行なった。
【００４５】
供試体とビードとの間の摩擦係数μは、式：μ＝Ｆ／Ｎで算出した。但し、押付荷重Ｎ：４００ｋｇｆ、試料の引き抜き速度（スライドテーブル１５の水平移動速度）：１００ｃｍ／分とした。
【００４６】
図５（ｂ）は、使用したビードの形状・寸法を示す概略斜視図である。ビード１９ａの下面が試料８の表面に押し付けられた状態で摺動する。その下面形状は、幅１０ｍｍ、摺動方向長さ３ｍｍの平面を有し、その前後面の幅１０ｍｍの各々の線に４．５ｍｍＲをもつ筒面の１／４筒面が同図のように接している。
【００４７】
次に、ドロービード試験を図６の（ａ）、（ｂ）、（ｃ）を参照して説明する。
【００４８】
［ドロービード試験］
次の方法を用いて、供試体とビードとのしごきにより鋼板表面の被膜を剥離させ、その剥離量を測定した。各供試体から所定の形状・寸法の試験片をブランキングし、試験片の非対象面側のメッキ層を、希塩酸で溶解剥離し、脱脂し、そして、試験片の重量を測定する。このように調製された試験片を次の試験機に装着する。
【００４９】
図６（ａ）に、この試験で使用したドロービード試験機の概略縦断面図を示す。図中にて、符合９は試験片、符合２８はビード、符合２７はビードフレーム、符合２６はダイ、符合２４は油圧装置をそれぞれ示す。
【００５０】
図６（ｂ）は、図６（ａ）の部分拡大図である。図６（ｂ）に示すように、試験片９の試験対象面（被検面）をビード２８側に向けてビード２８およびビードフレーム２７と、ダイ２６との間に試験片９を装着し、次いで、油圧装置２４を作動させて押付け板２３を前方に押すことによって、試験片９をビードフレーム２７とダイ２６とで挟圧すると共に、ビード２８先端に試験片９を当てて接しさせる。油圧による押付け力Ｐは５００ｋｇｆである。このようにして、試験片９の被検面をビード２８の先端に押し付けた状態で試験片９をビード２８長手方向に直角方向に、速度２００ｍｍ／分で長さ１１０ｍｍの間上方に引き抜く。図６（ｃ）に、ビード先端部の形状寸法を示す。同図に示すように、ビード２８の形状寸法は、先端半径０．５ｍｍの半球状、ビード高さは４ｍｍであり、被検面には、潤滑油として日本パーカライジング社製のＮｏｘＲｕｓｔ５５０ＨＮ（商品名）を塗布した。
【００５１】
次いで、試験片９を脱脂し、被検面に粘着テープを張り付け、そしてこれを剥離し、再度脱脂した後、試験片９の重量を測定し、このようにして試験前後における試験片９の重量差を算定し、被膜剥離量を求めた。
【００５２】
以上説明した摩擦係数測定およびドロービード試験により得られた摩擦係数μの値とパウダリング量の値とを下記の表１に示す。なお、表１には前述した温度測定位置Ａ〜Ｆにおける鋼帯の測定温度を併記する。ただし、これらの温度は中心値を示すものであり、許容できる温度変動として例えば４３０℃表示したものは４３０℃±５℃を意味するものとする。
【００５３】
【表１】
2004018984.tif 000003
【００５４】
上記の表１から、実施例１〜６の各めっき鋼板は、比較例１〜３の各めっき鋼板とほぼ同程度の摩擦係数値であり、全く遜色のないプレス成形性を有することが判明した。また、実施例１〜６で得られた各合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、比較例１〜３の各めっき鋼板に比べて、パウダリング量が減少しており、高い耐パウダリング性を有することが判明した。特に、めっき付着量の調整後にめっき層を凝固させる冷却操作を行なった実施例４〜６の各めっき鋼板は、より高い耐パウダリング性を有することが判明した。さらに、めっき付着量の調整後にめっき層を凝固させる冷却操作を行ない、４８０℃に加熱した実施例４のめっき鋼板は、最もパウダリング量が減少しており、極めて優れた耐パウダリング性を有することが判明した。これらのことから、実施例１〜６の各めっき鋼板は、プレス成形性を損なうことなく優れた耐パウダリング性を有することが判明した。
【００５５】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明によれば、亜鉛めっき付着量の調整後に、直ちに鋼板を冷却することにより、めっき層を冷却してプレス成形性および耐パウダリング性に悪影響を及ぼす相の生成・成長を抑制させるか又は実質的に停止させることができる。また、合金化熱処理時に恒温保持を行なうことなく直ちに冷却することにより耐パウダリング性に悪影響を及ぼす相の成長を抑制することができる。このため、耐パウダリング性と高プレス成形性との両特性を備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で用いた連続式溶融亜鉛めっきラインを示す模式図。
【図２】実施例１〜３における、鋼帯のヒートパターンを示す図。
【図３】実施例４〜６における、鋼帯のヒートパターンを示す図。
【図４】比較例１〜３における、鋼帯のヒートパターンを示す図。
【図５】（ａ）は摩擦係数測定装置を概略的に示す正面図、（ｂ）はビードの形状を示す斜視図。
【図６】（ａ）はドロービード試験機を概略的に示す正面図、（ｂ）は押型と受型とにより試験板を挟み込んでいる状態を模式化して示す断面図、（ｃ）はビードの断面形状を示す図。
【符号の説明】
１・・・鋼帯、
２・・・めっき浴槽、
３・・・ガスワイピング装置、
４・・・第１の冷却装置、
５・・・合金化炉、
６・・・第２の冷却装置、
７・・・ロール。
【図１】
2004018984.tif 000004
【図２】
2004018984.tif 000005
【図３】
2004018984.tif 000006
【図４】
2004018984.tif 000007
【図５】
2004018984.tif 000008
【図６】
2004018984.tif 000009