JPH0816261B2

JPH0816261B2 - プレス成形性および耐パウダリング性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0816261B2
Application number: JP2327283A
Authority: JP
Inventors: 勝鷺山; 雅樹阿部; 淳一稲垣; 晃平谷; 正哉森田
Original assignee: 日本鋼管株式会社
Priority date: 1990-11-28
Filing date: 1990-11-28
Publication date: 1996-02-21
Anticipated expiration: 2011-02-21
Also published as: JPH04193938A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕この発明は、自動車の車体、足回り部品等に用いられ
る合金化溶融亜鉛めっき鋼板、より詳細には所謂IF鋼を
めっき原板とし、プレス成形時に要求される耐パウダリ
ング性に優れ、しかも摩擦特性がコイル内で安定した合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は優れた塗装後耐食性や溶
接性を有するため、自動車用防錆鋼板としてその需要が
近年増加しており、特に最近では、耐食性を確保するた
め皮膜が厚目付化する傾向にある。また、このような合
金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき原板として所謂IF鋼
（Interstitial Free Steel）が用いられている。

この種のめっき鋼板には、優れたプレス成形性とプレ
ス成形時の耐皮膜剥離性、所謂耐パウダリング性が要求
される。特に最近ではこれらについてより厳しい性能が
求められ、とりわけ上記のような皮膜の厚目付化に伴
い、耐パウダリング性の確保がより大きな課題となりつ
つある。

このような耐パウダリング性を改善する方法として、
例えば、特公昭59−14541号公報等に示されるように、
めっき鋼板を急速加熱で１次加熱して皮膜の一部を合金
化させた後、バッチ焼鈍で２次加熱を行うという技術が
知られているが、この方法は耐パウダリング性の改善に
は有効であるものの、製造コストが高いという欠点があ
る。

一方、インラインにおいて耐パウダリング性を改善す
る技術として、特開昭64−17843号公報において、Al:0.
003〜0.13％めっき浴でめっき後、低温（520〜470℃の
範囲で且つAl％が低いほど低温側）で合金化処理を施す
ことにより、めっき表層に耐パウダリング性に有効なζ
相を残留させるという技術が開示されている。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかし、この方法は低温で合金化処理するため、処理
時間が長くなり、ライン速度を遅くするか、設備を大型
化することが必要となり、いずれにしても生産性の低下
や設備コストの増大が避けられない。

さらに、通常用いられているガス直火加熱方式の合金
炉では、ストリップ幅方向及び長さ方向での板温の変動
が起りやすいため、上述したような皮膜構造の厳密な制
御は困難であり、得られるめっき皮膜は部分的に過合金
或いはη相（純亜鉛相）が残留したものとなってしま
う。したがって、得られるめっき鋼板は場所によってζ
相の量が不均一な、すなわち、鋼板の各部で耐パウダリ
ング性が不均一なものとなってしまう。

また、上記のような合金化めっき層上に上層めっきを
施すことにより摩擦係数を減少させ、プレス成形性を改
善することができるが、上記のようにζ相の量が不均一
な状態では、そのプレス成形性も不安定なものとなって
しまう。

〔課題を解決するための手段〕

以上のような従来の問題に対し、本発明者らは、ま
ず、溶融亜鉛めっき鋼板の合金化反応に関して検討を行
い、その結果、ｉ）ζ相は495℃以下の反応により発生
し、それ以上では発生しないこと、ii）したがって、49
5℃以下で主要な反応（溶融亜鉛相がなくなるまでの反
応）を起し、その後冷却すれば、ζ相が残留した皮膜を
形成することができること、が明らかとなった。第１図
（ａ）、（ｂ）は溶融亜鉛めっき鋼板の450℃、500℃で
の恒温合金化反応による相変化の一例を示すもので、45
0℃での合金化ではζ相が発生するのに対し、500℃での
合金化ではζ相はほとんど発生しない。

しかし上述したように、このように低温で合金化する
方法では合金化完了までに長時間を要するため、ライン
スピードの低下、設備の大型化を余儀なくされる。さら
に、通常の直火加熱方式の合金化炉を用いて上記条件で
合金化すると、焼きムラが発生し易く、不均一な合金層
が形成されてしまう。このような焼きムラを防止しよう
とすると炉温を上げて合金化する必要があるが、高温で
の合金化処理ではζ相が残留せず、耐パウダリング性の
劣ったもととなる。一方、IF鋼はAlキルド鋼に較べ粒界
での反応性に富むため、ζ相を適切に形成させるために
は、合金化に関しAlキルド鋼とは異なる配慮が必要とな
るものと考えられる。

このようなことから、IF鋼を素材とする合金化溶融亜
鉛めっき鋼板に関し、耐パウダリング性とプレス成形性
の両者を安定的に得る方法について検討を重ねた結果、
以下のような知見を得た。

ζ相は浴中でも495℃以下で形成され、Alキルド鋼
の場合には、低Al浴で且つ高めの侵入板温という条件で
めっきを施すことにより、めっき浴中で積極的にζ相を
形成させることができる。

しかし、原板がIF鋼の場合には、低Al浴で且つ高めの
侵入板温によりめっき浴中で積極的にζ相形成反応を起
こさせると、これとほぼ同時に局部的且つ急激な合金化
反応（アウトバースト反応）が発生する。浴中でこのよ
うな反応が起こると、めっきがシンクロールとの接触に
より掻き落されてドロス発生の原因となる他、アウトバ
ースト反応発生直後にΓ相が成長し始めるため、最終的
に得られる皮膜はΓ相の厚く発達したものとなり、耐パ
ウダリグ性が非常に劣ったものとなる。したがって、め
っき原板がIF鋼の場合には浴中での合金化反応（アウト
バースト反応）を極力抑える必要がある。

めっき原板がIF鋼の場合には、浴中で合金化抑制相
であるFe₂Al₅を厚く生成させることにより合金化反応に
抑え、その後の合金化処理を高周波誘導加熱方式の加熱
炉を用いて行うことにより、ストリップの幅方向、長手
方向で均一な量のζ相が残留した皮膜を短時間の合金化
処理で得ることができる。

また、このようにして得られる合金化めっき皮膜
は、上述したようなマクロ的な均一性のみならず、ミク
ロ的にも合金化反応が均一に起きるため、この面からも
優れた耐パウダリング性が得られる，浴条件と高周波誘導加熱方式の加熱炉の出側板温条
件を規定することにより、厳密な皮膜の制御が可能であ
る。

具体的には、浴中での合金化反応を抑えるには、浴中
のAl量を高め、しかも侵入板温を浴中Al量との関係で規
定される高めの温度とすることが有効である。すなわ
ち、このような条件でめっきを行うことにより、浴中に
侵入直後の鋼板表面に合金化抑制相であるFe₂Al₅が厚く
生成し、これが合金化を抑制する。

さらに、このように合金化反応を抑えられた鋼板は合
金化炉で合金化処理されるが、この際、加熱手段として
高周波誘導加熱方式の加熱炉を用い、しかも、加熱炉出
側での板温を495℃以下に管理して行うことにより、上
記、で述べたように均一且つ優れた耐パウダリグ性
を有する皮膜を得ることができる。

上記のようにして合金化されためっき皮膜に上層め
っきを施すことにより、少ない付着量で良好且つ均一な
プレス成形性が得られる。

本発明はこのような知見に基づきなされたもので、そ
の特徴とするところは、IF鋼、すなわちTi、Nb、Sr、Ｖ
等の炭化物形成元素を含み、これら元素の添加量Ｘと炭
素含有量〔Ｃ〕の原子％比がΣX/〔Ｃ〕≧１を満足する
鋼からなる鋼板をめっき原板とし、該鋼板に、Alを含有
し、残部Znおよび不可避的不純物からなる亜鉛めっき浴
でめっきを施した後、目付量調整を行い、加熱炉で皮膜
中のFe含有量が８〜12％となるように合金化処理を行う
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中Al
量:0.13％以上、浴温度:470℃以下で、且つ、浴中Al量
と鋼板のめっき浴中への侵入板温とが、 571×〔Al％〕＋410≧Ｔ≧571×〔Al％〕＋390 但し、〔Al％〕：浴中Al量（％） T:侵入板温（℃）を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中で合金
化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱炉で加熱炉
出側の板温が495℃以下となるように加熱し、所定時間
保持後冷却し、次いで、上層めっきとしてFe含有量が50
％以上のFe系めっきを1g/m²以上施すようにしたことに
ある。

従来、めっき鋼板の合金化処理を高周波誘導加熱によ
り行うという技術は、例えば、特公昭60−8289号公報、
特開平２−37425号公報等において知られている。しか
し、これらに開示された技術は、高周波誘導加熱を単に
急速加熱の一手段として用いているに過ぎない。

これに対して本発明は、浴中で合金化抑制相であるFe
₂Al₅を厚く生成させることにより合金化反応を極力抑制
し、且つこのように合金化が抑制されためっき皮膜に対
し、高周波誘導加熱による合金化処理を特定の条件で実
施することにより、Γ相が少なく鋼板各部においてζ相
が非常に均一に形成された、すなわち均一且つ優れた耐
パウダリング性を有するめっき鋼板が得られることを見
出したものである。

本発明の製造法において、上述のような優れた特性の
めっき鋼板が得られるのは次のような理由によるものと
推定される。

まず、第１に、合金化処理において高周波誘導加熱方
式を用いることにより、鋼板自体を直接加熱することが
でき、しかも、めっき皮膜に接する界面が最も加熱され
るため、雰囲気加熱方式に較べ界面におけるFe−Zn反応
が短時間でしかもストリップ上の位置に無関係に均一に
起き、このため、鋼板各部で均一な量のζ相が残留し、
均一な耐パウダリング性が得られるものと推定される。

第２に、高周波誘導加熱は上記のように鋼板側からの
加熱であるため、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IF鋼
は結晶粒界での反応性に富むため、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、高
周波誘導加熱は鋼板側からの加熱であるため、上記のよ
うな合金化の局部的なバラツキが少なく、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。

第３に、本発明は合金化抑制相であるFe₂Al₅を浴中で
形成させることによりFe−Zn反応を抑制し、続く加熱処
理においてζ相を形成させることを特徴としているが、
上記のように高周波誘導加熱は鋼板側からの加熱である
ため、合金化時にFe₂Al₅が容易に拡散しζ相を形成す
る。つまり、Fe−Zn反応を適切に抑制するためにFe₂Al₅
を厚く形成させても、合金化時にこれを確実且つ均一に
拡散することができる。この結果、合金化がミクロ的に
も均一化し、厚いFe₂Al₅の形成により浴中でのΓ相の発
生が抑制されることと相俟って、優れた耐パウダリング
性が得られるものと考えられる。

第４に、高周波誘導加熱はめっき皮膜を短時間で合金
化できることからΓ相の成長時間が短いことが挙げられ
る。そして、本発明では浴中でのΓ相の発生も抑えられ
るため、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。

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
熱を高周波誘導加熱で行うと、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。

以下、本発明の構成とその限定理由について説明す
る。

本発明におけるめっき原板は所謂IF鋼である。IF鋼は
Ti、Nb、Sr、Ｖ等の炭化物形成元素を含み、これらの元
素の添加量Ｘと炭素含有量〔Ｃ〕の原子％比がΣX/
〔Ｃ〕≧１を満足する鋼として定義することができる。
鋼中に微量の固溶Ｃが存在する場合、結晶粒界に偏析し
て存在する。アウトバースト反応は結晶粒界で優先的に
形成されるため、IF鋼のように粒界で清浄化された鋼で
はこの部分での反応性が高まり、アウトバースト反応が
起きやすくなる。

本発明では、めっき浴中での合金化反応を極力抑制す
るため、めっき浴中のAl量、めっき浴に侵入する際の鋼
板の板温及び浴温度が規定される。特に、本発明では高
Al浴で且つ浴中Al量との関係で規定される高目の侵入板
温とすることにより、めっき浴中での合金化反応を抑制
することが特徴の１つである。

めっき浴中のAlは浴侵入直後の鋼板表面にFe₂Al₅を形
成し、Fe−Zn合金の発生を抑制する。Al量が0.13％未満
ではこのような抑制効果が小さく、粒界での反応性に富
むIF鋼の場合には浴中でアウトバースト反応が発生して
しまう。このため浴中のAl量は0.13％以上とする。

Al量を0.13％以上含む浴では侵入板温を上昇させると
鋼板侵入直後の反応温度が高くなり、Fe₂Al₅が厚く形成
されるようになる。この結果、浴中でのFe−Zn合金発生
が抑制される。但し、侵入板温は浴中Alとの関係で下記
関係式の条件を満足する必要がある。

571×〔Al％〕＋410≧Ｔ≧571×〔Al％〕＋390 但し、〔Al％〕：浴中Al量（％） T:侵入板温（℃）上述したように本発明は高Al浴、高侵入板温を基本と
するものであるが、侵入板温が浴中Al量との関係で上記
上限を超えると、Feの拡散速度が増すため、Fe₂Al₅によ
る抑制効果が不十分となり、浴中で部分的にアウトバー
スト組織が生成するため、耐パウダリング性が劣化して
しまう。一方、侵入温度が上記下限を下回るとFe₂Al₅の
形成量が十分でなく、浴中でのFe−Zn合金反応の抑制作
用が適切に得られない。

なお、侵入板温が520℃を超えると、Fe₂Al₅が局部的
に過剰に生成され易くなるため焼きムラが発生し、耐パ
ウダリング性が劣化してしまう。また、ポットへの入熱
量増加により浴温冷却手段等の付加的設備が必要にな
り、さらに、浴中でのドロス発生量が増加し、表面欠陥
が多発する等の問題を生じる。このため侵入板温は、浴
中Al量に関係なく520℃以下とすることが好ましい。

めっき浴温度が高いと浴中における合金化反応が促進
されるため、本発明では浴温度を470℃以下とする。ま
た、浴温度が高過ぎると浴中に浸漬された構造物が侵食
され、ドロスが発生するなどの問題を生じる。

めっきされた鋼板は、高周波誘導加熱炉において合金
化のための加熱処理される。本発明では、上記のような
浴条件の規定に加え、この高周波誘導加熱炉による加熱
処理が大きな特徴であり、上述したように通常行なわれ
ているガス加熱では、本発明の目的とする合金化めっき
皮膜は全く得られない。この合金化処理では、炉出側の
板温が495℃以下となるように加熱し、所定時間保持後
冷却する。上述したようにζ相を形成させるためには49
5℃以下での加熱が必要であり、本発明においては浴中
での合金化が抑制されためっきをここで合金化し、ζ相
を形成させる。本発明において高周波誘導加熱炉出側の
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すことが可能にな
る。

本発明は皮膜中のFe含有量が８〜12％の合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造を目的としている。皮膜中のFe含有
量が12％を超えると、皮膜が硬質になり、耐パウダリン
グ性が劣化する。高周波誘導加熱炉出側以降合金化を進
めると固体内拡散反応により皮膜中のFe含有量が上昇し
てしまう。一方、Fe含有量が８％未満では、η相（純亜
鉛相）が表面に残留するため、プレス成形時に焼付け
（フレーキング）と呼ばれる現象が起り好ましくない。

従来では、被覆中のFe含有量により皮膜構造が一義的
に決まると考えられていたが、本発明のように浴条件を
適当な選択し、しかも合金化処理を高周波誘導加熱で行
うことにより、皮膜中のFe含有量にかかわらず、本発明
が目的とするような特定の皮膜構造が得られる。

このようにして得られた合金化めっき皮膜は、表層側
から均一なζ相、δ_１相、および極く薄いΓ相が存在す
る構造となる。

以上のような合金化処理後、摩擦係数を減少させプレ
ス成形性を改善するために、上層めっきとしてFe含有量
が50％以上のFe系めっきを1g/m²以上施す。摩擦係数を
低下させるには上層めっきをα単相とすることが好まし
く、Fe系めっきでは、第２図に示すようにFe含有量がほ
ぼ50％以上でα単相となる。

また、上層めっきの付着量が1g/m²未満では摩擦係数
の低減が十分ではない。第３図は上層めっき量と摩擦係
数との関係を示すもので、めっき量を1g/m²以上とする
ことにより、0.13以下の摩擦係数が得られていることが
判る。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3g/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加熱を高周波誘導加熱で行うと、
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。

なお、同図によれば、上層めっきを施した鋼板と上層
めっきを施さない鋼板（付着量:0g/m²）とを較べると、
後者ではζ相の形成量の多少によって摩擦係数に大きな
差があるのに対し、前者ではζ相の形成量が摩擦係数に
及ぼす影響は後者ほどではなく、上層めっきの形成によ
り、ζ相の形成量が多くても摩擦係数の低減化が効果的
になされていることが判る。

〔実施例〕本発明の実施例を第１表に示す。

この実施例では、IF鋼および通常のAlキルド鋼から製
造された冷延鋼板を素材とし、第１表に示される条件で
溶融亜鉛めっき、加熱処理および上層めっきを行った。
この上層めっきは、ライン出側に設置された電気めっき
設備で実施した。また、上記加熱処理はガス加熱方式お
よび高周波誘導加熱方式を用いた。第１表中の各鋼種の
成分は以下の通りである。

鋼種Al:0.0025％Ｃ−0.04％Sol.Al−0.07％Ti ;Ti/C≧１鋼種A2:0.0027％Ｃ−0.05％Sol.Al−0.05％Ti−0.01％N
b ;12Ti/48C＋12Nb/93C≧１鋼種B:0.03％Ｃ−0.02％Sol.Al（Alキルド鋼）本実施例において、鋼板のめっき浴中への侵入温度は
放射型温度計で測定した浸漬直前の鋼板の表面温度であ
る。また、加熱炉出側の板温は放射型温度計で測定した
鋼板の表面温度である。

また、めっき浴中Al量は下式に定義される有効Al濃度
である。

〔有効Al濃度〕＝〔浴中全Al濃度〕−〔浴中鉄濃度〕＋0.03 皮膜中Fe％は浴条件、加熱条件および冷却条件に依存
する。冷却条件は本発明の特徴の一つである皮膜構造の
マクロ或いはミクロな均一性にほとんど影響を及ぼさな
いが、合金化度（皮膜中Fe％）を変化させることにより
特性に影響を及ぼす。したがって、本実施例では冷却用
のブロアの風量、ミストの量を調整し、皮膜中のFe％を
制御した。

また、各特性に関する試験、評価方法は以下の通りで
ある。

○製品皮膜中ζ相の量：得られた皮膜をＸ線回折し、ζ相についてはｄ＝1.90
0のピーク強度Ｉ_ζ（421）を、またδ_１相についてはｄ
＝1.990のピーク強度Ｉ_{ζδ（249）}をそれぞれ取り、下
式で示すピーク強度比をもって皮膜中のζ相の量を表し
た。なお、I_BGはバックグランドであり、Z/Dが20以下な
らば実質的にζ相は存在しない。

Z/D＝（Ｉ_ζ（421）−I_BG）／（Ｉ_{δ１（249）}−I_BG）
×100 ○耐パウダリング性：試験片に防錆油（パーカー興産（株）製ノックスラス
ト530F）を1g/m²塗布した後、ビード半径R:0.5mm、押し
付け荷重P:500kg、押し込み深さh:4mmでビード引き抜き
試験を行い、テープ剥離後、成形前後の重量変化から剥
離量を算出した。なお、表中の数値は複数の測定値（５
×５＝25個）の平均値である。

○耐パウダリング性の板幅方向最大偏差：操業条件が安定した箇所で、鋼板長さ方向５点、鋼板
幅方向５点（両エッジ、1/4の位置およびセンター部）
で上記耐パウダリング性をそれぞれ測定し、最大値と最
小値の差をとった。

○摩擦係数：試験片に防錆油（パーカー興産（株）製ノックスラス
ト530F）を1g/m²塗布した後、工具鋼SKD11製の圧子を荷
重400kgで押し付け、1m/minの引き抜き速度で引き抜き
を行い、引き抜き荷重と押し付け荷重との比を摩擦係数
とした。なお、表中の数値は複数の測定値（５×５＝25
個）の平均値である。

○摩擦係数の板幅方向最大偏差：耐パウダリング性と同一箇所で摩擦係数をそれぞれ測
定し、最大値と最小値の差をとった。

第１表において、比較例１は侵入板温高過ぎるため、
また、比較例２は浴中Al量が低過ぎるため、それぞれ浴
中でアウトバースト組織が発生し、このため耐パウダリ
ング性が劣っており、またそのバラツキも大きい。

比較例３および比較例４は侵入板温が低いためにFe₂A
l₅の形成量が十分でなく、浴中でのFe−Zn合金反応の抑
制作用が適切に得られていない。このため耐パウダリン
グ性が悪い。

比較例５および比較例６は上層めっきの付着量に関す
る比較例である。

比較例７は浴中でのFe−Zn合金反応の抑制作用は得ら
れているものの、高周波誘導加熱での加熱温度が高過ぎ
るため製品皮膜中にはζ相は存在していない。このため
耐パウダリング性が劣っている。

比較例８〜比較例10は加熱をガス加熱で行なった例で
ある。このうち比較例８は加熱温度で高過ぎるため製品
皮膜中にはζ相は存在しておらず、また、焼きムラのた
め局部的に厚いΓ相が形成されているため、耐パウダリ
ング性が極めて悪く、また、そのバラツキも大きい。比
較例９および比較例10は、加熱温度が低いため製品皮膜
中にはζ相は存在しているものの、焼きムラにより局部
的にΓ相が厚く形成されるため耐パウダリング性、プレ
ス成形性とも板幅方向で大きなバラツキを生じており、
したがって、これら特性値自体も悪い。また、合金化相
のミクロ的な均一性にも劣っており、この面からも耐パ
ウダリング性に劣っている。

比較例11〜13は、通常のAlキルド鋼の場合であり、こ
のうち比較例11、12は加熱を高周波誘導加熱で行なって
いるが、素材がAlキルド鋼であるために浴中で合金化が
過度に抑制され、このため加熱が急速加熱となってアウ
トバーアウト組織が発生し、耐パウダリング性が悪い。
また、比較例13は加熱をガス加熱で行なっているため、
耐パウダリング性、プレス成形性とも板幅方向で大きな
バラツキを生じており、したがって、これら特性値自体
も悪い。

従来例１〜従来例４では、浴中でのFe−Zn合金反応の
抑制作用は得られておらず、このため従来例３のように
加熱を高周波誘導加熱で行なっても耐パウダリング性が
劣り、またそのバラツキも大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）、（ｂ）は、溶融亜鉛めっき鋼板の450
℃、500℃での恒温合金化反応による相変化の一例を示
すものである。第２図は電着Fe−Zn合金の相構成を示す
ものである。第３図は上層めっき量と摩擦係数との関係
を示すものである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者平谷晃東京都千代田区丸の内１丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者森田正哉東京都千代田区丸の内１丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (56)参考文献特開平２−66148（ＪＰ，Ａ) 特開平２−11745（ＪＰ，Ａ) 特開平２−254146（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ti、Nb、Sr、Ｖ等の炭化物形成元素を含
み、これら元素の添加量Ｘと炭素含有量〔Ｃ〕の原子％
比がΣX/〔Ｃ〕≧１を満足する鋼からなる鋼板をめっき
原板とし、該鋼板に、Alを含有し、残部Znおよび不可避
的不純物からなる亜鉛めっき浴でめっきを施した後、目
付量調整を行い、加熱炉で皮膜中のFe含有量が８〜12％
となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法において、浴中Al量:0.13％以上、浴温度:
470℃以下で、且つ、浴中Al量と鋼板のめっき浴中への
侵入板温とが、 571×〔Al％〕＋410≧Ｔ≧571×〔Al％〕＋390 但し、〔Al％〕：浴中Al量（％） T:侵入板温（℃）を満足する条件でめっきを行うことにより、浴中で合金
化反応を抑制し、めっき後、高周波誘導加熱炉で加熱炉
出側の板温が495℃以下となるように加熱し、所定時間
保持後冷却し、次いで、上層めっきとしてFe含有量が50
％以上のFe系めっきを1g/m²以上施すことを特徴とする
プレス成形性および耐パウダリング性の優れた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。