(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１質量％以下，Ｓｉ：０．００５〜０．１０質量％，Ｍｎ：０．０５〜０．５質量％，Ａｌ：０．００５〜０．０６質量％，Ｐ：０．０２５質量％以下，Ｔｉ：０．００５〜０．１質量％を含み、残部が実質的にＦｅの組成を持つ鋼板をガス還元炉に通板して焼鈍した後、Ａｌ：０．１〜０．２質量％を含む浴温４９０〜５５０℃の溶融亜鉛めっき浴にインレット温度４９０〜６００℃で浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、次いでガスワイピングで片面当りのめっき付着量を３０〜９０ｇ／ｍ2に調整し、鋼板温度が４００℃になるまで冷却速度５〜１５℃／秒で冷却することを特徴とする加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項２】
Ｃ：０．０１質量％以下，Ｓｉ：０．００５〜０．１０質量％，Ｍｎ：０．０５〜０．５質量％，Ａｌ：０．００５〜０．０６質量％，Ｐ：０．０２５質量％以下，Ｔｉ：０．００５〜０．１質量％を含み、残部が実質的にＦｅの組成を持つ鋼板をガス還元炉に通板して焼鈍した後、Ａｌ：０．１〜０．２質量％を含む浴温４９０〜５５０℃の溶融亜鉛めっき浴にインレット温度４９０〜６００℃で浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、次いでガスワイピングで片面当りのめっき付着量を３０〜９０ｇ／ｍ2に調整し、４５０〜５５０℃に５〜６０秒加熱する合金化処理を施した後、鋼板温度が４００℃になるまで冷却速度５〜１５℃／秒で冷却することを特徴とする加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
更にＮｂ：０．００５〜０．１質量％及びＢ：０．０００１〜０．０１質量％の１種又は２種を含む鋼板を使用する請求項１又は２記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、加工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。
【０００２】
【従来の技術】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性，塗装性，塗装後密着性，溶接性に優れていることから、家電製品，自動車用車体を始めとする種々の分野で防錆鋼板として汎用されている。このような用途では、通常プレス成形により必要形状に加工して使用されることから，耐食性に加えて加工性に優れていることも重要である。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は，溶融めっきラインで鋼板をガス還元した後、過度の合金化処理を抑制するためにＡｌを０．１３〜０．１５質量％添加した浴温４５０〜４７０℃の溶融亜鉛めっき浴にインレット温度４７０〜５００℃で浸漬して溶融亜鉛めっきした後、ガスワイピングノズルでめっき付着量を調整し、加熱合金化処理することにより製造されている。加熱合金化処理には、一般にバーナ加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用する加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用されている。
【０００３】
めっき直後に加熱合金化処理を施すと、合金化反応の進行と共にめっき層ではη−Ｚｎ相が消失し、ζ相（ＦｅＺｎ13），δ1相（ＦｅＺｎ7），Γ1相（Ｆｅ5Ｚｎ21），Γ相（Ｆｅ3Ｚｎ10）等が順次生成する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性は，このめっき層構造に大きく影響される。具体的には、めっき層表層に軟質のζ相が厚く残存すると、プレス成形時に金型との摺動抵抗が大きくなり、板破断やめっき層が鱗片状に剥離するフレーキング現象が発生する。逆に、ζ相が消失し、めっき層と下地鋼板との界面に硬く脆いΓ相が厚く生成すると、めっき層が粉状に剥離するパウダリング現象が発生し、剥離しためっき層の粉末が金型に蓄積されて金型やめっき層を損傷させる原因となる。
【０００４】
フレーキング現象やパウダリング現象によるめっき層剥離が著しいと、プレス成形作業に悪影響を及ぼすばかりでなく、剥離部分を起点として腐食が進行するため耐食性も低下する。このようなことから、加工度の高い用途への使用が予定される合金化溶融亜鉛めっき鋼板ではζ相の残存量及びΓ相の生成量を極力少なくする必要がある。
しかし、従来の溶融Ｚｎめっき後に加熱合金化処理する製造法では、溶融めっき条件及び加熱合金化処理条件とζ相の生成・消失挙動及びΓ相の生成・成長挙動との関係が十分に解明されていない。その結果、ζ相を消失させる条件下ではΓ相が厚く生成し、Γ相の成長を抑制する条件下ではζ相の残存量が多くなりがちであった。その結果、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の安定的な製造が困難であった。また、従来の製造法は、合金化処理炉が必要なため設備負担が大きく、エネルギーコストも高くなることから、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安価に製造できないことが欠点である。
【０００５】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造コストを低減する方法として、溶融Ｚｎめっき浴を高温保持し、合金化処理に必要な熱量を溶融亜鉛めっき浴からめっき原板に付与する方法が知られている（特開昭５２−４８５２４号公報，特開平８−６０３２７号公報参照）。この方法によるとき、合金化処理炉を必要とせず、溶融亜鉛めっき浴から与える熱量のみでめっき層の表層までを合金化処理するセルフガルバナイジングが可能なため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安価に製造できる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特開昭５２−４８５２４号公報では差厚めっき鋼板を対象とし、片面当りめっき付着量３０ｇ／ｍ2未満とした薄めっき側のみを合金化処理しており、汎用されている片面当りめっき付着量が３０ｇ／ｍ2以上の溶融亜鉛めっき鋼板の両面を合金化処理することには不向きである。他方、特開平８−６０３２７号公報では、セルフガルバナイジングする方法が紹介されているだけであり、ζ相の生成・消失挙動及びΓ相の生成・成長挙動に及ぼすめっき条件の影響については解明されていない。そのため、この方法によるも、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安価に製造する技術が確立されているとはいえない。
【０００７】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、めっき原板の組成，めっき条件を及びめっき後のワイピング及び冷却条件を総合的に管理することにより、Γ相の生成・成長及びζ相の残存を抑制し、加工性に優れた安価な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０１質量％以下，Ｓｉ：０．００５〜０．１０質量％，Ｍｎ：０．０５〜０．５質量％，Ａｌ：０．００５〜０．０６質量％，Ｐ：０．０２５質量％以下，Ｔｉ：０．００５〜０．１質量％を含み、必要に応じてＮｂ：０．００５〜０．１質量％及びＢ：０．０００１〜０．０１質量％の１種又は２種を含み、残部が実質的にＦｅの組成を持つ鋼板をガス還元炉に通板して焼鈍した後、Ａｌ：０．１〜０．２質量％を含む浴温４９０〜５５０℃の溶融亜鉛めっき浴にインレット温度４９０〜６００℃で浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、次いでガスワイピングで片面当りのめっき付着量を３０〜９０ｇ／ｍ2に調整し、鋼板温度が４００℃になるまで冷却速度５〜１５℃／秒で冷却することを特徴とする。
合金化処理する場合には、めっき付着量調整後、４５０〜５５０℃に５〜６０秒加熱保持する。
【０００９】
【作用】
Ｆｅ−Ｚｎ系の平衡状態図（図１）をみると、ζ相の包晶点が約５３０℃であることから、熱力学的にはこの包晶点以上の温度でζ相は安定的に存在しない。すなわち、溶融亜鉛めっき浴の浴温及びめっき原板のインレット温度を包晶点以上に設定すると、ζ相の生成が抑制されることが判る。また、本発明者等の研究結果から、溶融亜鉛めっき浴にＡｌを０．１〜０．２質量％添加するとき包晶点が約４９０℃まで低下することが判明している。
【００１０】
本発明者等は、このような前提に基づき、ζ相の生成・消失及びΓ相の生成・成長に及ぼすめっき条件，溶融めっき後のワイピング・冷却条件及びめっき原板の組成の影響を種々調査検討した。その結果、Ａｌ：０．１〜０．２質量％を含む溶融亜鉛めっき浴を用い、浴温及びインレット温度をζ相の包晶点４９０℃以上に設定してζ相の生成を抑制し、且つ合金化処理速度が大きな極低炭素Ｔｉ添加鋼又はＴｉ−Ｎｂ複合添加鋼をめっき原板に使用するとき、溶融めっき後の冷却過程でめっき層の表層まで合金化処理反応が進行することを見出した。このようにして得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は，合金化処理炉を必要としないため安価に製造でき、めっき層全体が合金化処理されているため耐フレーキング性及び耐パウダリング性双方の品質特性を満足する。
また、めっき付着量調整後に４５０〜５５０℃×５〜６０秒の合金化処理を施すと、ζ相の生成を抑制しながら合金化反応が適度に進行した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。生成した合金化溶融亜鉛めっき層は、合金化処理していないものに比較してＦｅ濃度が高いにも拘らず、Γ相が厚く成長していない。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス加工すると、加工時に多数の微細なクラックが合金化溶融亜鉛めっき層に発生してめっき原板の拘束力が小さくなる。したがって、耐パウダリング性を低下させることなく、絞り加工性等の加工性が改善される。
【００１１】
【実施の形態】
めっき原板には、清浄化度が高く合金化処理速度の大きな極低炭素Ｔｉ添加鋼又はＴｉ−Ｎｂ複合添加鋼が使用される。極低炭素Ｔｉ添加鋼又はＴｉ−Ｎｂ複合添加鋼は、絞り成形性に優れており、高加工度の部材として多用される鋼材である。本発明で使用する極低炭素Ｔｉ添加鋼は、Ｃ：０．０１質量％以下，Ｓｉ：０．００５〜０．１０質量％，Ｍｎ：０．０５〜０．５質量％，Ａｌ：０．００５〜０．０６質量％，Ｐ：０．０２５質量％以下，Ｔｉ：０．００５〜０．１質量％を含む。極低炭素Ｔｉ−Ｎｂ複合添加鋼は、極低炭素Ｔｉ添加鋼と同量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｐ，Ｔｉを含む組成で，Ｎｂを０．００５〜０．１質量％に調整している。極低炭素Ｔｉ添加鋼及び極低炭素Ｔｉ−Ｎｂ複合添加鋼共に、０．０００１〜０．０１質量％のＢを含むことができる。
【００１２】
鋼中のＣは、亜鉛めっき層の合金化処理反応を遅延させセルフガルバナイジングを抑制する作用がある。また、絞り成形性を劣化させることから，本発明ではＣ含有量の上限を０．０１質量％に設定した。Ｓｉ，Ｍｎは，鋼板の強度向上に有効であるが，易酸化性元素であり不めっきの原因となるので、それぞれＳｉ：０．００５〜０．１０質量％，Ｍｎ：０．０５〜０．５質量％の範囲に設定した。Ａｌは、固溶Ｎを固定し時効防止作用を呈するが、０．０６質量％以上添加しても効果が飽和するので、Ａｌ：０．００５〜０．０６質量％の範囲に設定した。Ｔｉ，Ｎｂは、固溶Ｃ，Ｎを固定し絞り成形性を向上させる合金成分であるが、０．１質量％以上添加しても効果が飽和するので、Ｔｉ，Ｎｂ共に０．００５〜０．１質量％の範囲に設定した。Ｂは、鋼板の脆化防止に有効であるが、０．０１質量％以上添加しても効果が飽和するので、０．０００１〜０．０１質量％の範囲に設定した。Ｐは、鋼板の強度向上には有効であるが、合金化処理速度を著しく遅くするので、０．０２５質量％以下に規制した。
【００１３】
所定の成分・組成に調整された極低炭素Ｔｉ添加鋼又はＴｉ−Ｎｂ複合添加鋼は、ガス還元炉で焼鈍された後、Ａｌを０．１〜０．２質量％添加した溶融亜鉛めっき浴に導入される。この溶融亜鉛めっき浴は、Ａｌ添加によって包晶点が４９０℃まで下げられている。０．１質量％未満のＡｌ添加量では、包晶点が４９０℃まで下がらず、合金化処理速度が大きくなり、Γ相が成長しやすくなる。逆に０．２質量％を超える量のＡｌを添加すると、合金化処理速度が小さくなり、セルフガルバナイジングできなくなり、また合金化処理を含む製造プロセスでは合金化処理に要するエネルギーコストが高くなる。
【００１４】
溶融亜鉛めっき浴は、ζ相の生成を抑制すると共に合金化反応に必要な熱量を鋼板に付与するため、浴温の下限を４９０℃に設定している。しかし、浴温が５５０℃を超えるとΓ相が厚く成長し、溶融亜鉛めっき浴の高温保持に要するエネルギーコストも高くなる。また、浴温変動を抑制し、Γ相の成長を抑えるため、めっき原板のインレット温度を４９０〜６００℃に設定する。
溶融亜鉛めっき浴から引き上げられためっき原板に付着している溶融めっき金属の片面当りめっき付着量を３０〜９０ｇ／ｍ2に調整する。めっき付着量が多すぎると本発明で規定した条件下でも合金化反応が十分に進行せず、めっき層表面にη−Ｚｎ相が残存するので、ガスワイピングでめっき付着量を９０ｇ／ｍ2以下にすることが必要である。めっき付着量の調整に採用されるガスワイピング法では絞れる下限が３０ｇ／ｍ2である。
【００１５】
めっき付着量調整後に合金化処理する場合、めっき原板を４５０〜５５０℃に５〜６０秒加熱することにより合金化反応を適度に進行させる。合金化処理されるめっき原板の溶融亜鉛めっき層は、めっき付着量調整までの処理条件によってη−Ｚｎ相が消失し、めっき層表層までδ1相が成長した組織になっている。そのため、４５０〜５５０℃に加熱してもζ相が生成することはない。しかし、４５０℃未満加熱温度や５秒未満の短時間加熱では合金化反応が十分に進行せず、逆に５５０℃を超える加熱温度や６０秒を超える長時間加熱ではΓ相の成長がみられる。
【００１６】
ガスワイピングでめっき付着量が調整された鋼板は、鋼板温度が４００℃に到達するまで５〜１５℃／秒の冷却速度で冷却される。１５℃／秒を超える大きな冷却速度では、合金化処理反応が十分に進行せず、めっき層表層にη−Ｚｎ相が残存しやすくなる。逆に５℃／秒未満の冷却速度では、Γ相が成長しやすくなる。合金化処理が施された鋼板も同様な条件で冷却される。この場合、１５℃／秒を超える冷却速度ではΓ相成長抑制効果が飽和し、逆に５℃／秒未満の冷却速度では却ってΓ相が成長しやすくなる。
鋼板温度が４００℃を下回ると合金化処理反応の進行に及ぼす冷却速度の影響はほとんど無視できるので、鋼板温度４００℃以下の温度域では適宜の冷却速度で鋼板を冷却する。
【００１７】
【実施例１】
表１に示した組成をもつ極低炭素Ｔｉ添加鋼及びＴｉ−Ｎｂ複合添加鋼を溶製し、熱延，酸洗，冷延工程を経て板厚０．７ｍｍ，板幅１０００ｍｍの冷延鋼板を製造した。
【００１８】
0004508378.tif 000002
【００１９】
この冷延鋼板をめっき原板とし、５０体積％Ｈ2−Ｎ2の雰囲気に維持したガス還元焼鈍炉で８００℃に４０秒加熱した後、ラインスピード１００ｍ／分で溶融めっき浴に送り込んだ。溶融めっき条件は、表２に掲げた範囲から選定し、具体的には表３の条件を採用した。
【００２０】
0004508378.tif 000003
【００２１】
0004508378.tif 000004
【００２２】
製造された各合金化溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を切り出し、めっき層の層構成を観察すると共に、耐パウダリング試験及び耐フレーキング試験に供した。めっき層の層構成：
走査型電子顕微鏡を用いて幅１０ｍｍ，長さ２０ｍｍの試験片の表面組織及び断面組織を倍率５０００倍で観察し、η−Ｚｎ相，ζ相の有無及びΓ相の厚みを測定した。観察結果を次のように分類した。
η−Ｚｎ残存：めっき層表層まで合金化せずη−Ｚｎ相が残存している層構成
ζ＋δ1＋Γ1：ζ相が残存しΓ相が観察されなかった層構成
δ1＋Γ1：ζ相が観察されず、Γ相の厚みが１μｍ以下の層構成
δ1＋Γ1＋Γ：ζ相が観察されず、Γ相の厚みが１μｍ以上の層構成
【００２３】
耐パウダリング試験：
板厚×６の直径の円弧が試験面に形成されるように幅２０ｍｍ，長さ５０ｍｍの試験片を１８０度曲げした後、試験片を平板状に曲げ戻した。曲げ・曲げ戻しを受けた部分に感圧接着テープを貼り付けた後、感圧接着テープを引き剥がし、感圧接着テープに付着しためっき層の量を目視観察した。観察結果を次のように分類した。評点３以上であれば、品質特性に問題がないものといえる。
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【００２４】
耐フレーキング試験：
幅２５ｍｍ，長さ２５０ｍｍの試験片に防錆油を塗布し、図２に示すように金型に挟み、ドロービード試験した。次いで、試験片に感圧接着テープを貼り付け、引き剥がした後、感圧接着テープに付着しためっき層の量を化学分析法で測定した。めっき層の付着量が５ｇ／ｍ2以下であれば、耐フレーキング性が良好で品質特性に問題がないといえる。
表４〜７の調査結果にみられるように、本発明で規定した条件下で得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、何れもζ相が生成しておらず、Γ相の厚みも１μｍ以下であった。また、耐パウダリング試験及び耐フレーキング試験の双方共に試験結果が良好で、加工性に優れていることが判る。
【００２５】
0004508378.tif 000006
【００２６】
0004508378.tif 000007
【００２７】
0004508378.tif 000008
【００２８】
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【００２９】
【比較例１】
各条件が加工性に及ぼす影響を調査するため、鋼種Ａ〜Ｄのめっき原板を使用し、本発明で規定した範囲から外れる溶融めっき条件（表８）で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【００３０】
0004508378.tif 000010
【００３１】
製造された各合金化溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を切り出し，実施例と同様にめっき層の層構成を観察すると共に、耐パウダリング性及び耐フレーキング性を調査した。表９の調査結果にみられるように、Ａｌ濃度，浴温，インレット温度，冷却速度が本発明で規定した範囲を外れる試験番号１０９〜１２６では，Γ相の厚い成長により耐パウダリング性が低下し，或いはζ相の残存により耐フレーキング性が低下したため、何れも加工性が不良であった。また、Ａｌ濃度，冷却速度，めっき付着量が本発明で規定した範囲を超える試験番号１２７〜１３３では、めっき層の表層まで合金化処理反応が進行せず、η−Ｚｎ相が残存していたので耐パウダリング試験及び耐フレーキング試験に供さなかった。
【００３２】
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【実施例２】
実施例１と同じ冷延鋼板をめっき原板とし、５０体積％Ｈ2−Ｎ2の雰囲気に維持したガス還元焼鈍炉で８００℃に４０秒加熱した後、ラインスピード１００ｍ／分で溶融めっき浴に送り込んだ。溶融めっき条件は、表１０に掲げた範囲から選定し、具体的には表１１の条件を採用した。
【００３３】
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【００３４】
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【００３５】
製造された各合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にめっき層の層構成及び耐パウダリング性を調査すると共に、次の絞り成形試験で絞り加工性を調査した。
絞り成形試験：
次の条件で円筒絞り試験を行い、成形可能最大皺押え力を測定した。
ブランク径：70mm   ダイ半径：35mm       ダイ肩半径：2.5mm
パンチ径：33mm     パンチ肩半径：5mm    成形高さ：20mm
成形速度：60mm／分        潤滑油：防錆油塗布
【００３６】
表１２の調査結果にみられるように、本発明で規定した条件下で得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、何れもζ相のないδ1＋Γ1相のめっき層になっており、成形可能最大皺押え力が８〜１０ｋＮと大きく、耐パウダリング性も評点3以上であった。すなわち、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、絞り加工に耐える十分な特性をもっていることが判る。
【００３７】
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【００３８】
【比較例２】
めっき条件及び／又は合金化処理条件が絞り加工性に及ぼす影響を調査するため、鋼種Ａ〜Ｄのめっき原板を使用し、本発明で規定した範囲から外れる溶融めっき条件（表１３）で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
【００３９】
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【００４０】
製造された各合金化溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を切り出し，実施例２と同様にめっき層の層構成を観察すると共に、耐パウダリング性及び絞り加工性を調査した。表１４の調査結果にみられるように、溶融めっき時の浴温，インレット温度が本発明で規定した範囲を外れる試験番号２５〜２８では、加熱合金化処理してもめっき層表面にζ相が残存し、成形可能最大皺押え力が３ｋＮ以下になった。加熱合金化処理時の加熱温度，保持時間及び冷却速度が本発明で規定した範囲を外れる試験番号２９〜３３では、耐パウダリング性が評点２以下になった。すなわち、表１４に掲げた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、表１２との比較から明らかなように何れも絞り加工性に劣っていた。
【００４１】
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【００４２】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明においては、めっき原板の組成，めっき条件，ワイピング条件及び冷却条件を総合的に制御することにより、ζ相の残存及びΓ相の成長を抑制した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施さなくても溶融亜鉛めっき層を表層まで合金化処理できるため、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が安価に提供される。他方、合金化処理を施したものでは、合金化反応を適度に調整することによって溶融めっき鋼板の加工時に溶融めっき層に生成する微細なクラックを制御できるため、加工性の更なる向上が図られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Ｆｅ−Ｚｎ二元状態図の一部
【図２】  ドロービード試験の説明図
【図１】
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【図２】
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