DE69730212T2

DE69730212T2 - HEISSTAUCH Zn-Al-Mg BESCHICHTETES STAHLBLECH MIT HERVORRAGENDEN KORROSIONSEIGENSCHAFTEN UND OBERFLÄCHENAUSSEHEN UND VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG

Info

Publication number: DE69730212T2
Application number: DE69730212T
Authority: DE
Inventors: Atsushi Komatsu; Takao Tsujimura; Kouichi Watanabe; Nobuhiko Yamaki; Atsushi Andoh; Toshiharu Kittaka
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1996-12-13
Filing date: 1997-12-12
Publication date: 2005-08-18
Anticipated expiration: 2017-12-13
Also published as: CN1276991C; AU5411698A; EP0905270A4; CN1523129A; AU736197B2; NZ331311A; WO1998026103A1; EP0905270A2; US6235410B1; CN1211286A; CN1193113C; KR19990082512A; US6379820B1; ES2225997T3; EP0905270B1; TW363088B; KR100324893B1; DE69730212D1

Description

Technisches Gebiet
Diese Erfindung bezieht sich auf ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes bzw. beschichtetes Stahlblech mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen und ein Verfahren zur Herstellung desselben.
Hintergrund der Erfindung
Es ist bekannt, dass Stahlblech, das in ein Heißtauchplattierbad aus Zink eingetaucht wird, das eine geeignete Menge an Al und Mg enthält, um das Stahlblech mit dieser Legierung zu plattieren, einen hervorragenden Korrosionswiderstand aufweist. Aufgrund dessen wurden verschiedene Forschungs- und Entwicklungswege hinsichtlich dieses Typs von Zn-Al-Mg-System verfolgt. Bis jetzt wurde jedoch noch kein Fall eines plattierten Stahlblechs dieses Systems gesehen, dass kommerziellen Erfolg als ein industrielles Produkt erreicht hat.
Die Beschreibung des U.S. Patents Nr. 3,505,043 beispielsweise lehrt ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes bzw. beschichtetes Stahlblech mit hervorragendem Korrosionswiderstand, das ein Heißtauchplattierbad verwendet, das sich aus Al: 3–17 Gew.%, Mg: 1–5 Gew.% und der Rest aus Zn zusammensetzt. Diese wurde gefolgt von Vorschlägen, dargelegt in z.B. JPB-64-8702, JPB-64-11112 und JPA-8-60324, zum Verbessern des Korrosionswiderstandes und der Produktivität durch Beinhalten verschiedener Zusatzelemente in der grundsätzlichen Badzusammensetzung dieses Typs, Regeln der Produktionsbedingungen und Ähnliches.
Ziel der Erfindung
In der industriellen Produktion eines solchen heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs, ist es, während es natürlich für das erhaltene heißgetauchte plattierte Stahlblech notwendig ist, einen hervorragenden Korrosionswiderstand zu besitzen, ebenfalls erforderlich, in der Lage zu sein, ein Stahlstreifenprodukt mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen mit guter bzw. hoher Produktivität herzustellen. Genau gesagt ist es notwendig, in der Lage zu sein, ein heißge tauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen durch kontinuierliches Bewegen eines Stahlstreifens durch eine gewöhnliche kontinuierliche Heißtauchplattiermaschine stabil zu produzieren, die üblicherweise zur Herstellung von heißgetauchtem, galvanisiertem bzw. verzinktem Stahlblech, heißgetauchtem Aluminium plattiertem Blech und Ähnlichem verwendet wird. In dieser Beschreibung wird der Ausdruck „heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech" aus Bequemlichkeitsgründen auch für einen heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlstreifen verwendet, der durch Bewegen eines Stahlstreifens durch eine kontinuierliche Heißtauchplattiermaschine hergestellt wurde. Mit anderen Worten „plattiertes Blech" und „plattierter Streifen" werden als die gleiche Sache darstellend definiert.
In dem Gleichgewichtsphasendiagramm für Zn-Al-Mg, findet sich der ternäre eutektische Punkt, an dem der Schmelzpunkt am niedrigsten ist (Schmelzpunkt = 343°C) in der Nähe von Al von ungefähr 4 Gew.% und Mg in der Nähe von ungefähr 3 Gew.%. Bei der Herstellung des heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs, basierend auf einer Zn-Al-Mg ternären Legierung, würde es daher auf einen Blick als vorteilhaft erscheinen, die Zusammensetzung nahe diesem ternären, eutektischen Punkt vorzunehmen.
Wenn eine Badzusammensetzung in der Nähe dieses ternären eutektischen Punktes angenommen bzw. gewählt wird, entsteht jedoch ein Phänomen der lokalen Kristallisierung einer Zn₁₁Mg₂-Systemphase in der Metallstruktur der Plattierung, tatsächlich einer Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternären eutektischen Kristallmatrix per se oder in dieser Matrix einer Zn₁₁Mg₂-Systemphase, die eine [primäre Kristall-Al-Phase] oder eine [primäre Kristall-Al-Phase] und eine [Zn-Einzel-Phase] umfasst. Die lokal kristallisierte Zn₁₁Mg₂-Systemphase verfärbt sich einfacher als die andere Phase (Zn₂Mg-Systemphase). Über die Zeit hinweg nimmt dieser Teil einen deutlich sichtbaren Farbton an und verschlechtert das Oberflächenaussehen deutlich. Der Wert des plattierten Stahlblechs als ein Produkt wird daher augenscheinlich verschlechtert.
Durch ihre Erfahrung haben die Erfinder darüber hinaus gelernt, dass wenn diese Zn₁₁Mg₂-Systemphase lokal kristallisiert, dann entsteht das Phänomen, dass dieser kristallisierte Teil vorzugsweise korrodiert wird.
Ein Ziel der Erfindung ist es daher, dieses Problem zu überwinden und ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen zu liefern.
Die Erfinder haben darüber hinaus gelernt, dass wenn der gewöhnliche Heißtauchplattierbetrieb des kontinuierlichen Eintauchens/Herausziehens eines Stahlstreifens in/aus einem Bad bei einem Plattierbad dieses Systems angewendet wird, ein Streifenmuster von Linien auftritt, die der Breite des Blechs nach verlaufen. Während der Herstellung von Zn-Basis-plattiertem Stahlblech, das kein Mg enthält, tritt unter normalen Bedingungen kein derartiges linienartiges Streifenmuster auf, selbst wenn Al zu dem Bad hinzugefügt wird, noch wurden Fälle dieses Auftretens bei heißgetauchtem Al plattiertem Stahlblech erfasst. Die Erfinder entdeckten, dass das Mg in dem Bad an dieser Ursache beteiligt ist, genau gesagt, dass das Streifenmuster von Linien, die in Intervallen der Breite des Stahlblechs nach auftreten, dem heißgetauchten galvanisierten Stahlblech eigen ist, das Mg enthält.
Die Erfinder glauben, dass der Grund dafür ist, dass sich ein Mg enthaltender Oxidfilm auf der Oberfläche der geschmolzenen Plattierschicht bildet, die an dem Stahlstreifen direkt nach dem Herausziehen aus dem Bad anhaftet, und dass aufgrund dieser Bildung die Oberflächenspannung und Viskosität des Plattierschichtoberflächenteils von einer speziellen Beschaffenheit sind, die nicht bei heißgetauchtem galvanisiertem Stahlblech, heißgetauchtem Al plattiertem Stahlblech und Ähnlichem gefunden wird. Das Überwinden des Problems dieser speziellen Beschaffenheit ist für die industrielle Herstellung eines derartigen plattierten Stahls unerlässlich.
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung ist es daher, ein derartiges Stahlblech mit einem guten Aussehen ohne ein derartiges Muster vorzusehen.
Offenbarung der Erfindung
Diese Erfindung sieht ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes bzw. beschichtetes Stahlblech mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen vor, das ein heißgetauchtes Zn-Basis-plattiertes Stahlblech ist, und zwar erhalten durch Bildung auf einer Oberfläche eines Stahlblechs einer heißgetauchten Zn-Al-Mg Plattierschicht bzw. Beschichtung bestehend aus Folgendem: Al: 4,0–10 Gew.%, Mg: 1,0–4,0 Gew.% und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, wobei die Plattierschicht eine Metallstruktur besitzt, einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] oder einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase] in einer Matrix von [Al/Zn/Zn₂Mg ternärer eutektischer Struktur].
In der Metallstruktur der Plattierschicht beträgt die Gesamtmenge der [primären Kristall-Al-Phase] und der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] nicht weniger als 80 Vol.% und die [Zn-Einzel-Phase] nicht mehr als 15 Vol.% (einschließlich 0 Vol.%).
Das heißgetauchte plattierte Stahlblech mit der Plattierschicht aus dieser Metallstruktur kann, im Laufe der Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs unter Verwendung eines Heißtauchbades, das aus Folgendem besteht: Al: 4,0–10 Gew.%, Mg: 1,0–4,0 Gew.% und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, hergestellt werden durch Steuern der Badtemperatur des Plattierbades auf nicht weniger als den Schmelzpunkt und nicht höher als 470°C und der Kühlrate bis zur Vollendung der Plattierschichtverfestigung bis nicht weniger als 10°C/s, oder durch Steuern der Badtemperatur des Plattierbades auf nicht weniger als 470°C und der Nachplattierkühlrate bis zur Vollendung der Plattierschichtverfestigung auf nicht weniger als 0,5°C/s.
Die Erfindung sieht ferner ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen vor, das ein heißgetauchtes Zn-Basis-plattiertes Stahlblech ist, und zwar erhalten durch Ausbildung auf einer Oberfläche des Stahlblechs einer Plattierschicht, bestehend aus Folgendem:
Al: 4,0–10 Gew.%, Mg: 1,0–4,0 Gew.%, Ti: 0,002–0,1 Gew.%, B: 0,001–0,045 Gew.% und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, wobei die Plattierschicht eine Metallstruktur besitzt, einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] oder einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase] in einer Matrix von [Al/Zn/Zn₂Mg ternärer eutektischer Struktur]. In der Metallstruktur dieser Ti/B-addierten Plattierschicht, ist die Gesamtmenge der [primären Kristall-Al-Phase] und der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] nicht weniger als 80 Vol.% und die [Zn-Einzel-Phase] ist nicht größer als 15 Vol.% (einschießlich 0 Vol.%).
Im Fall des Ti/B-addierten, heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs, kann ein heißgetauchtes plattiertes Stahlblech mit einer Metallstruktur einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] oder einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase] in einer Matrix von [Al/Zn/Zn₂Mg ternärer eutektischer Struktur] hergestellt werden durch ein Heißtauchplattierbad, das aus Folgendem besteht:
Al: 4,0–10 Gew.%, Mg: 1,0–4,0 Gew.%, Ti: 0,002–0,1 Gew.%, B: 0,001–0,045 Gew.% und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, und durch Steuern der Badtemperatur des Plattierbades auf nicht weniger als den Schmelzpunkt und weniger als 410°C und der Nachplattierkühlrate auf nicht weniger als 7°C/s oder durch Steuern der Badtemperatur des Plattierbades auf nicht weniger als 410°C und der Nachplattierkühlrate auf nicht weniger als 0,5°C/s.
Um das Streifenmuster der der Breite des Blechs nach verlaufenden Linien zu steuern, die leicht in einem Zn-Al-Mg plattierten Stahlblech diesen Typs auftreten, wurde es gemäß der Erfindung als vorteilhaft erkannt, den Mg-enthaltenden Oxidfilm, der sich auf der Oberflächenschicht der geschmolzenen Plattierschicht bildet, die an der Oberfläche des kontinuierlich aus dem Bad herausgezogenen Stahlstreifens haftet, einer Morphologiesteuerung zu unterwerfen, bis die Plattierschicht sich verfestigt hat, und genauer gesagt, die Sauerstoffkonzentration des Wischgases auf nicht größer als 3 Vol.% vorzuschreiben, oder einen abgedichteten Kasten vorzusehen, um das aus dem Bad herausgezogene Stahlblech von der Atmosphäre zu trennen und die Sauerstoffkonzentration in dem abgedichteten Kasten nicht größer als 8 Vol.% zu machen.
Ferner wurde gemäß der Erfindung gefunden, dass das Auftreten des Streifenmusters von Linien, die der Breite des Blechs nach verlaufen, durch Hinzufügen einer geeigneten Menge von Be, genauer gesagt 0,001–0,05 % von Be, zu dem Plattierbad gesteuert werden kann. Die Erfindung sieht daher ein ohne Streifenmuster hergestelltes, heißgetauchtes Zn-Basis-plattiertes Stahlblech vor, und zwar erhalten durch Hinzufügen von Be: 0,001–0,05 Gew.% zu einem heißgetauchten Zn-Al-Mg-Systemplattierbad bestehend aus Folgendem: Al: 4,0–10 Gew.% und Mg: 1,0–4,0 Gew.% und, wie erforderlich, Ti: 0,002–0,1 Gew.% und B: 0,001–0,045 Gew.% und der Rest Zn und unvermeidliche Verunreinigungen.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild und ein Diagramm zur Erklärung des Mikrobildes, das die Querschnittsmetallstruktur der Plattierschicht eines heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs gemäß der Erfindung zeigt.
2 ist ein Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild und ein Diagramm zur Erklärung des Mikrobildes, das eine Vergrößerung des [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] Matrixteils der Metallstruktur der 1 zeigt.
3 ist ein Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild und ein Diagramm zur Erklärung des Mikrobildes, das die Querschnittsmetallstruktur der Plattierschicht eines heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs gemäß der Erfindung (mit der gleichen Struktur, wie die in 1 außer dem Vorsehen einer Zn-Einzel-Phase) zeigt.
4 ist ein Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild und ein Diagramm zur Erklärung des Mikrobildes, das die Querschnittsmetallstruktur der Plattierschicht eines heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs gemäß der Erfindung (mit der gleichen Struktur, wie die in 1 außer dem Vorsehen einer Zn-Einzel-Phase; wobei die primäre Kristall-Al-Struktur feiner als in 3 ist) zeigt.
5 ist eine Fotographie, die von der Oberfläche eines heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs genommen wurde, bei der vereinzelte Zn₁₁Mg₂-Systemphasenflecken sichtbarer Größe erschienen sind.
6 zeigt Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobilder (2.000-fache Vergrößerung) eines Schnitts durch einen Fleckenteil in 5.
7 zeigt Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobilder (10.000-fache Vergrößerung), die den ternären eutektischen Teil der Struktur der 6 vergrößern.
8 zeigt Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobilder (10.000-fache Vergrößerung) eines Abgrenzungsteils eines Fleckens in 5, wobei die obere Hälfte der Zn₂Mg-Systemphasenmatrixteil ist und die untere Hälfte der Zn₁₁Mg₂-Systemmatrixteil des Fleckenteils ist.
9 zeigt Röntgenbeugungsdiagramme, die für 17mm × 17mm Proben, die von den plattierten Stahlblechen der Nr. 3 und Nr. 14 in Tabelle 3 des Beispiels 3 genommen sind, wobei das obere Diagramm in 9 sich auf Nr. 3 und die mittleren und unteren sich auf die Probe Nr. 14 beziehen, die genommen wurde, um einen Zn₁₁Mg₂-Systemphasenfleck als Teil des Probenbereichs zu beinhalten.
10 ist ein Diagramm, das den Bereich der für die Produktion des heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs der Erfindung vorteilhaften Bedingungen zeigt.
11 ist ein Diagramm, das den Bereich der für die Produktion des heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs unter Verwendung eines Ti/B-addierten Bades zeigt.
12 ist eine Schnittansicht des wesentlichen Teils einer Heißtauchplattiermaschine, die zeigt, wie die angewendete Menge der Heißtauchplattierschicht unter Verwendung von in der atmosphärischen Luft installierten Wischdüsen, angepasst wird.
13 ist eine Schnittansicht des wesentlichen Teils einer Heißtauchplattiermaschine, die zeigt, wie die angewendete Menge der Heißtauchplattierschicht unter Verwendung von in einem abgedichteten Kasten installierten Wischdüsen, angepasst wird.
14 ist ein Diagramm, das ein Beispiel einer Wellenkurve zeigt, die für die Oberfläche eines heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs erhalten wurde.
15 zeigt eine Datentabelle und einen Graphen, der die Beziehung zwischen der Steilheit und der visuellen Streifenmusterbewertung des heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs anzeigt.
16 zeigt ein typisches Beispiel eines Standards zur Bewertung des Streifenmusters, das auf der Oberfläche eines heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs erscheint, wobei das Streifenmuster von (a) bis (d) abnimmt.
Bevorzugte Modi der Erfindung
Das heißgetauchte Zn-Al-Mg plattierte Stahlblech gemäß der Erfindung wird heißtauchplattiert unter Verwendung eines Heißtauchplattierbades, das Folgendes aufweist: Al: 4,0–10 Gew.%, Mg: 1,0–4,0 Gew.% und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen. Die erhaltene Plattierschicht besitzt im Wesentlichen die gleiche Zusammensetzung wie das Plattierbad. Die Struktur der Plattierschicht ist jedoch dadurch gekennzeichnet, dass sie zu einer Metallstruktur einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] in einer Matrix einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] hergestellt wird oder dass sie zu einer Metallstruktur einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase] in der Matrix hergestellt wird. Dadurch verbessert sie simultan den Korrosionswiderstand, das Oberflächenaussehen und die Produktivität.
Die [Al/Zn/Zn₂Mg ternäre eutektische Struktur] ist hier eine ternäre eutektische Struktur einschließlich einer Al-Phase, einer Zn-Phase und einer intermetallischen Verbund-Zn₂Mg-Phase, wie z.B. durch das typische Beispiel in dem Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild der 2 gezeigt. Die Al-Phase, die diese ternäre eutektische Struktur bildet, entsteht eigentlich aus einer „Al"-Phase" (Al feste Lösung, wobei Zn in der festen Lösung vorhanden ist und die Lösung eine kleine Menge an Mg enthält) bei hoher Temperatur in dem Al-Zn-Mg ternären Systemgleichgewichtsphasendiagramm. Diese Al"-Phase bei hoher Temperatur bildet sich für gewöhnlich bei normaler Raumtemperatur, aufgeteilt in eine feine Al-Phase und eine feine Zn-Phase. Darüber hinaus ist die Zn-Phase der ternären eutektischen Struktur eine Zn feste Lösung, die eine kleine Menge an Al in der festen Lösung und in einigen Fällen eine kleine Menge an Mg in der festen Lösung enthält. Die Zn₂Mg-Phase der ternären eutektischen Struktur ist eine intermetallische Verbundphase, die in der Nähe von Zn: ungefähr 84 Gew.% in dem Zn-Mg binären Gleichgewichtsphasendiagramm vorhanden ist. In dieser Beschreibung ist die ternäre eutektische Struktur, die sich aus diesen drei Phasen zusammensetzt, dargestellt als [Al/Zn/Zn₂Mg ternäre eutektische Struktur].
Wie z.B. durch das typische Beispiel in dem Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild der 1 gezeigt, erscheint die [primäre Kristall-Al-Phase] als Inseln mit scharf umrissenen Grenzen in der ternären eutektischen Strukturmatrix und entsteht aus einer „Al"-Phase" (Al feste Lösung, wobei Zn in der festen Lösung vorhanden ist und die feste Lösung eine kleine Menge an Mg enthält) bei hoher Temperatur in dem Al-Zn-Mg ternären Systemgleichgewichtsphasendiagramm. Die Menge des in der festen Lösung der Al"-Phase bei hoher Temperatur vorhandenen Zn und die Menge des Mg unterscheidet sich abhängig von der Plattierbadzusammensetzung und/oder den Kühlbedingungen. Bei normaler Raumtemperatur, spaltet sich diese Al"-Phase bei hoher Temperatur in eine feine Al-Phase und eine feine Zn-Phase. In der Tat, wenn dieser Teil weiterhin mikroskopisch beobachtet wird, kann eine Struktur fein abgesetzten Zns gesehen werden, aber die inselähnlichen Konfigurationen, die mit schart umrissenen Grenzen in der ternären eutektischen Strukturmatrix erscheinen, können als die Grundform der Al"-Phase bei hoher Temperatur beibehaltend angesehen werden. Die Phase, die aus dieser Al"-Phase bei hoher Temperatur entsteht (Al-Primärkristall genannt) und der Form nach im Wesentlichen die Grundform der Al"-Phase beibehält, wird in dieser Beschreibung als [primäre Kristall-Al-Phase] bezeichnet. Diese [primäre Kristall-Al-Phase] kann deutlich von der Al-Phase in der ternären eutektischen Struktur durch mikroskopische Betrachtung unterschieden werden.
Wie z.B. durch das typische Beispiel in dem Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild der 3 gezeigt, erscheint die [Zn-Einzel-Phase] als Inseln mit scharf umrissenen Grenzen in der ternären eutektischen Strukturmatrix (und erscheint etwas weißer als die primäre Kristall-Al-Phase). In Wirklichkeit kann sie eine kleine Menge an Al und ferner eine kleine Menge an Mg, die darin in fester Lösung vorhanden sind, besitzen. Diese [Zn-Einzel-Phase] kann deutlich von der Zn-Phase der ternären eutektischen Struktur durch mikroskopische Beobachtung unterschieden werden.
In dieser Beschreibung wird die Metallstruktur einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] oder einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase] in der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] manchmal als eine „Zn₂Mg-Systemphase" bezeichnet. Darüber hinaus bezeichnet, auf was in dieser Beschreibung als eine „Zn₁₁Mg₂-Systemphase" Bezug genommen wird, sowohl die Metallstruktur der [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternären eutektischen Struktur] Matrix selbst als auch die Metallstruktur dieser Matrix einschließlich der [primären Kristall-Al-Phase] oder der [primären Kristall-Al-Phase] und der [Zn-Einzel-Phase]. Wenn sich letztere Zn₁₁Mg₂-Systemphase selbst in Flecken sichtbarer Größe zeigt, wird das Oberflächenaussehen deutlich verschlechtert und der Korrosionswiderstand nimmt ab. Die Plattierschicht gemäß der Erfindung ist durch den Aspekt gekennzeichnet, dass im Wesentlichen keine fleckenartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase von sichtbarer Größe vorhanden ist.
Das heißgetauchte Zn-Al-Mg plattierte Stahlblech gemäß dieser Erfindung ist auf diese Weise durch den Aspekt gekennzeichnet, dass es eine spezifische Metallstruktur besitzt. Die Erklärung wird bei der grundsätzlichen Plattierzusammensetzung des plattierten Stahlblechs beginnen.
Das Al in der Plattierschicht dient zur Verbesserung des Korrosionswiderstands des plattierten Stahlblechs und das Al in dem Plattierbad dient der Unterdrückung der Erzeugung einer aus einem Mg-enthaltenden Oxidfilm zusammengesetzten Schlacke auf der Oberfläche des Plattierbades. Bei einem Al-Gehalt von weniger als 4,0 Gew.% ist der Effekt des Verbesserns des Korrosionswiderstandes des Stahlblechs unzureichend und der Effekt des Unterdrückens der Erzeugung einer aus einem Mg-enthaltenden Oxidfilm zusammengesetzten Schlacke ist ebenfalls gering. Andererseits, wenn der Al-Gehalt 10 Gew.% überschreitet, wird das Wachstum einer Fe-Al-Legierungsschicht an dem Übergang bzw. der Zwischenfläche zwischen der Plattierschicht und dem Stahlblechbasismaterial ausgeprägt, so dass die Plattierhaftung verschlechtert wird. Der bevorzugte Al-Gehalt beträgt 4,0–9,0 Gew.%, der bevorzugtere Al-Gehalt beträgt 5,0–8,5 Gew.% und der noch bevorzugtere Al-Gehalt beträgt 5,0–7,0 Gew.%.
Das Mg in der Plattierschicht dient der Erzeugung eines gleichförmigen Korrosionsprodukts auf der Plattierschichtoberfläche, um den Korrosionswiderstand des plattierten Stahlblechs deutlich zu verbessern. Bei einem Mg-Gehalt von weniger als 1,0%, ist der Effekt der gleichförmigen Erzeugung des Korrosionsprodukts unzureichend, während wenn der Mg-Gehalt 4,0% übersteigt, der Effekt des Korrosionswiderstandes durch Mg gesättigt wird und unvorteilhafter Weise die Schlacke, die sich aus Mg-enthaltendem Oxid zusammensetzt, leichter auf dem Plattierbad erzeugt wird. Der Mg-Gehalt beträgt daher 1,0–4,0%. Der bevorzugte Mg-Gehalt beträgt 1,5–4,0 Gew.%, der bevorzugtere Mg-Gehalt beträgt 2,0–3,5 Gew.% und der noch bevorzugtere Mg-Gehalt beträgt 2,5–3,5 Gew.%.
Wie zuvor erläutert wurde, wurde herausgefunden, dass wenn eine Zn₁₁Mg₂-Systemphase in einer Zn-Al-Mg ternären Zusammensetzung kristallisiert, die derartige Mengen an Al und Mg in Zn enthält, das Oberflächenaussehen verschlechtert wird und der Korrosionswiderstand auch verschlechtert wird. Im Gegensatz dazu wurde herausgefunden, dass wenn die Struktur der Plattierschicht eine Metallstruktur einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] oder einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase] in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] besitzt, das Oberflächenaussehen herausragend gut und der Korrosionswiderstand überlegen ist.
Die Struktur einer [primären Kristall-Al-Phase], enthalten in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix, ist hier eine Metallstruktur einer zuerst niedergeschlagenen [primären Kristall-Al-Phase], enthalten in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ter nären eutektischen Struktur]-Matrix, wenn der Plattierschichtquerschnitt mikroskopisch beobachtet wird.
1 ist ein Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild (2.000-fache Vergrößerung) eines Querschnitts, der eine für diesen Typ typische Metallstruktur zeigt. Die Zusammensetzung der Plattierschicht, die auf der Oberfläche des unteren Stahlblechbasismaterialstahls (der etwas schwärzliche Teil) heißtauchplattiert ist, beträgt 6Al-3Mg-Zn (ungefähr 6 Gew.% Al, ungefähr 3 Gew.% Mg, Rest Zn). Rechts befindet sich ein Diagramm, das die Phasen der Struktur durch Skizzieren der Struktur der Fotographie in 1 analysiert. Wie in diesem Diagramm gezeigt, ist eine [primäre Kristall-Al-Phase] in der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix im Zustand von diskreten Inseln enthalten.
2 ist ein Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild, das eine Vergrößerung des Matrixteils der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] in 1 (10.000-fache Vergrößerung) zeigt. Wie in der analytischen Skizze rechts gezeigt, besitzt die Matrix eine ternäre eutektische Struktur, die sich aus Zn (weiße Teile), Al (schwärzliche, körnerartige Teile) und Zn₂Mg (stangenartige Teile, die den Rest bilden) zusammensetzt.
Die Struktur einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase], die in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix enthalten sind, ist eine Metallstruktur einer [primären Kristall-Al-Phase] und [Zn-Einzel-Phase], die in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix enthalten sind, wenn der Plattierschichtquerschnitt mikroskopisch beobachtet wird. Mit anderen Worten ist sie abgesehen von der Kristallisierung einer kleinen Menge der [Zn-Einzel-Phase] nicht von der vorherigen Metallstruktur verschieden. Trotz dieser Kristallisierung einer kleinen Menge der [Zn-Einzel-Phase], sind der Korrosionswiderstand und das Aussehen im Wesentlichen so gut wie die der vorherigen Struktur.
3 ist ein Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild (2.000-fache Vergrößerung) eines Querschnitts, der eine für diesen Typ typische Metallstruktur zeigt. Die Zusammensetzung der Plattierschicht ist 6Al-3Mg-Zn (ungefähr 6 Gew.% Al, ungefähr 3 Gew.% Mg, Rest Zn). Wie in 3 gesehen werden kann, ist die Struktur die gleiche wie die der 1 in dem Aspekt, dass diskrete Inseln aus [primärer Kristall-Al-Phase], die in der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix enthalten sind, aber dass sie ferner diskrete [Zn-Einzel-Phase]-Inseln (graue Teile, die etwas heller in der Farbe sind als die primäre Kristall-Al-Phase) besitzen.
4 ist ein Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobild (2.000-fache Vergrößerung) eines Querschnitts einer Plattierschicht der Struktur, die erhalten wird, wenn die Nachheißtauchplattierkühlrate der gleichen Plattierzusammensetzung wie der der 3 schneller als die der 3 gemacht wurde. In der Struktur der 4 ist die [primäre Kristall-Al-Phase] etwas feiner als die der 3 und die [Zn-Einzel-Phase] ist in ihrer Nähe vorhanden. Es gibt jedoch keinen Unterschied im Hinblick darauf, dass die [primäre Kristall-Al-Phase] und die [Zn-Einzel-Phase] in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix enthalten sind.
Bezüglich des Prozentsatzes der gesamten Schicht, der durch diese Strukturen berücksichtigt wird, beträgt in dem vorherigen Fall, d.h. in der Metallstruktur mit zuerst niedergeschlagener [primärer Kristall-Al-Phase], die innerhalb einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix verstreut ist, die Gesamtmenge der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] + [primären Kristall-Al-Phase] nicht weniger als 80 Vol.%, bevorzugter Weise nicht weniger als 90 Vol.% und noch bevorzugterer Weise nicht weniger als 95 Vol.%. Der Rest kann eine kleine Menge an Zn/Zn₂Mg-Binäreutektikum oder Zn₂Mg enthalten.
In der letzteren, d.h. in der Metallstruktur mit verstreuter [primärer Kristall-Al-Phase] und auch [Zn-Einzel-Phase] kristallisiert innerhalb einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix, beträgt die Gesamtmenge der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] + [primären Kristall-Al-Phase] nicht weniger als 80 Vol.% und die Menge der [Zn-Einzel-Phase] nicht mehr als 15 Vol.%. Der Rest kann eine kleine Menge an Zn/Zn₂Mg-Binäreutektikum oder Zn₂Mg enthalten.
Die Strukturen von sowohl vorherigem als auch letzterem besitzen vorzugsweise im Wesentlichen keine Zn₁₁Mg₂-Systemphase. Es wurde herausgefunden, dass im Zusammensetzungsbereich gemäß der Erfindung, die Zn₁₁Mg₂-Systemphase wahrscheinlich „fleckenartig" als eine Phase der Metallstruktur einschließlich [Al-Primärkristall] oder [Al-Primärkristall] und [Zn-Einzel-Phase] in einer [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternären eutektischen Struktur]-Matrix auftritt.
5 ist eine Fotographie die von dem Oberflächenaussehen eines plattierten Stahlblechs (das der Nr. 13 in Tabelle 3 des Beispiels 3 das später beschrieben wird), wobei die Zn₁₁Mg₂-Systemphase fleckenartig auftritt. Wie in 5 gesehen werden kann, sind Flecken von ungefähr 2–7mm Radius (Blau verfärbte Teile) an verstreuten Punkten in der Matrixphase sichtbar. Die Größe dieser Flecken unterscheidet sich abhängig von der Badtemperatur und der Kühlrate der Heißtauchplattierschicht.
6 zeigt Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobilder (2.000-fache Vergrößerung) eines Schnitts durch eine Probe durch einen Fleckenteil in 5. Wie in 6 gesehen werden kann, ist die Struktur die des [Al-Primärkristalls], der in einer [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternären eutektischen Struktur]-Matrix enthalten ist. (Abhängig von der Probe, können [Al-Primärkristall] und [Zn-Einzel-Phase] in der Matrix enthalten sein.)
7 zeigt Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobilder nur von dem Matrixteil der 6 (Teil, der kein Al-Primärkristall enthält) bei einer stärkeren Vergrößerung (10.000-fache Vergrößerung). Zwischen den weißlichen Zn-Streifen bestehen deutlich sichtbare ternäre eutektische Strukturen, die Zn₁₁Mg₂ und Al (etwas schwärzliche, körnerartige Teile), d.h. [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternäre eutektische Strukturen] enthalten.
8 zeigt Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobilder (10.000-fache Vergrößerung), die sich auf einen, wie in 5 gezeigten, Fleckenteil beziehen, wobei sie einen Grenzteil zwischen der Matrixphase und der Fleckenphase zeigen. In der Fotographie der 8 ist die obere Hälfte der Matrixphasenteil und die untere Hälfte die Fleckenphase. Der Matrixphasenteil der oberen Hälfte ist die gleiche [Al/Zn/Zn₂Mg ternäre eutektische Struktur] wie die der 2 und die untere Hälfte zeigt die gleiche [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternäre eutektische Struktur] wie in 7.
Aus den 5 bis 8 kann gesehen werden, dass die fleckenartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase in Wirklichkeit eine ist, die eine Metallstruktur aus [Al-Primärkristall] oder [Al-Primärkristall] und [Zn-Einzel-Phase], enthalten in einer [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternären eutektischen Struktur] Matrix, besitzt, und dass die Zn₁₁Mg₂-Systemphase als verstreute Flecken von sichtbarer Größe in der Matrix der Zn₂Mg-Systemphase auftreten, d.h. in der Matrix einer Metallstruktur, die eine [primäre Kristall-Al-Phase] oder eine [primäre Kristall-Al-Phase] und [Zn-Einzel-Phase], enthalten in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] Matrix, besitzt.
9 zeigt Beispiele von Röntgenbeugung, die typisch für solche sind, die die Grundlage zum Identifizieren der zuvor erwähnten Metallstrukturen liefern. In der Zeichnung sind die mit O markierten Spitzen die des Zn₂Mg intermetallischen Verbundes und die mit X markierten Spitzen sind die des Zn₁₁Mg₂ intermetallischen Verbundes. Jede der Röntgenbeugungen wurde durch Nehmen einer 17mm × 17 mm Quadratplattierschichtprobe und Aussetzen der Oberfläche der Quadratprobe gegenüber Röntgenstrahlen unter Bedingungen einer Cu-Kα-Röhre, einer Röhrenspannung von 150 kV, und einem Röhrenstrom von 40mA durchgeführt.
Das obere Diagramm in 9 bezieht sich auf Nr. 3 in Tabelle 3 von Beispiel 3 und die mittleren und unteren Diagramme auf die Nr. 14 der gleichen Tabelle 3. Die Proben der mittleren und unteren Diagramme wurden derart genommen, dass sie einen Zn₁₁Mg₂-Systemphasenfleck als Teil des Probenbereichs enthalten. Das Verhältnis des Fleckenbereichs innerhalb des Probenbereichs wurde visuell als ungefähr 15% im mittleren Diagramm und ungefähr 70% in dem unteren Diagramm beobachtet. Aus diesen Röntgenbeugungen wird es deutlich, dass die in 2 gesehene ternäre eutektische Struktur eine [Al/Zn/Zn₂Mg ternäre eutekti sche Struktur] ist und dass die in 7 gesehene ternäre eutektische Struktur [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂] ist.
Aus diesem Metallstrukturgesichtspunkt werden in Tabellen 3, 5 und 6 der später dargestellten Beispiele und auch in der später beschriebenen 10, Plattierschichten gemäß der Erfindung, die im Wesentlichen keine Zn₁₁Mg₂-Systemphase besitzen, als „Zn₂Mg" dargestellt, und solche, in denen eine Zn₁₁Mg₂-Systemphase in Flecken sichtbarer Größe in einer Zn₂Mg-Systemphasenmatrix erscheinen, werden als „Zn₂Mg + Zn₁₁Mg₂" dargestellt. Wenn eine solche fleckenartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase erscheint, wird der Korrosionswiderstand verschlechtert und das Oberflächenaussehen wird deutlich herabgesetzt. Die Plattierschicht gemäß der Erfindung setzt sich daher vorzugsweise aus einer Metallstruktur mit im Wesentlichen keiner Zn₁₁Mg₂-Systemphase von visuell beobachtbarer Größe, d.h. im Wesentlichen aus einer Zn₂Mg-Systemphase, zusammen.
Genauer gesagt ist, in der Plattierschicht des heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs mit einer Zusammensetzung innerhalb des zuvor erwähnten Bereichs gemäß der Erfindung, [Al/Zn/Zn₂Mg ternäre eutektische Struktur] Matrix m Bereich von 50 bis weniger als 100 Vol.% vorhanden, inselartige [primäre Kristall-Al-Phase] ist in dieser eutektischen Strukturmatrix im Bereich von 0 bis 50 Vol.% vorhanden und in einigen Fällen ist ferner inselartige [Zn-Einzel-Phase] darin bei 0 –15 Vol.% vorhanden. Wenn die Oberfläche der Plattierschicht mit dem bloßen Auge beobachtet wird, ist die Zn₁₁Mg₂-Systemphase (Phase, die eine Al/Zn/Zn₂Mg ternäre eutektische Strukturmatrix besitzt), die in Flecken erscheint, nicht in sichtbarer Größe vorhanden. Mit anderen Worten setzt sich die Metallstruktur der Plattierschicht im Wesentlichen aus Folgendem zusammen: [Al/Zn/Zn₂Mg ternäre eutektische Struktur] Matrix: 50 bis weniger als 100 Vol.%, [primäre Kristall-Al-Phase]: mehr als 0 bis 50 Vol.% und [Zn-Einzel-Phase]: 0–15 Vol.%.
„Im Wesentlichen zusammengesetzt" bedeutet hier, dass andere Phasen, typischer Weise fleckenartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase, nicht in Mengen vorhanden sind, die das Aussehen beeinflussen und selbst wenn Zn₁₁Mg₂-Systemphase in einer derart kleinen Menge vorhanden ist, dass sie nicht durch visuelle Beobach tung unterschieden werden kann, eine derart kleine Menge toleriert werden kann, solange sie keine Auswirkung auf Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen hat. Mit anderen Worten, da die Zn₁₁Mg₂-Systemphase eine ungünstige Wirkung auf Aussehen und Korrosionswiderstand besitzt, wenn sie in solchen Mengen vorhanden ist, die mit dem bloßen Auge als Flecken beobachtbar sind, fällt eine derartige Menge aus den Bereich der Erfindung. Darüber hinaus ist auch das Vorhandensein von Zn₂Mg-Systembinäreutektikum, Zn₁₁Mg₂-Systembinäreutektikum und Ähnlichem in kleinen Mengen tolerierbar, die nicht durch visuelle Beobachtung mit dem bloßen Auge unterschieden werden können.
Um das heißgetauchte Zn-Al-Mg plattierte Stahlblech der Metallstruktur gemäß der Erfindung herzustellen, wurde es als ausreichend herausgefunden, die Badtemperatur des Heißtauchplattierbades der zuvor erwähnten Zusammensetzung und die Nachplattierkühlrate typischer Weise innerhalb des Bereichs der in 10 gezeigten Schraffierung zu steuern.
Insbesondere, wie in 10 gesehen werden kann und wie in den später dargestellten Beispielen angezeigt, erscheint, wenn die Badtemperatur niedriger als 470°C ist und die Kühlrate weniger als 10°C/s ist, die zuvor erwähnte Zn₁₁Mg₂-Systemphase in Flecken, was es unmöglich macht, das Ziel der Erfindung zu erreichen. Dass eine derartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase selbst erscheint, kann zu einem gewissen Grad durch Betrachten der Gleichgewichtsphase in der Nähe des ternären eutektischen Punkts in dem Zn-Al-Mg-Gleichgewichtsphasendiagramm verstanden werden.
Es wurde jedoch herausgefunden, dass wenn die Badtemperatur 450°C überschreitet, bevorzugter bis auf 470°C oder höher ansteigt, die Wirkung der Kühlrate abnimmt und die Zn₁₁Mg₂-Systemphase nicht erscheint, wodurch die durch die Erfindung definierte Metallstruktur erhalten werden kann. Es wurde in ähnlicher Weise herausgefunden, dass selbst bei einer Badtemperatur von 450°C oder niedriger, bevorzugter selbst bei einer von 470°C oder niedriger, die durch die Erfindung definierte Metallstruktur erhalten werden kann, wenn die Kühlrate nicht weniger als 10°C/s, bevorzugter nicht weniger als 12°C/s, beträgt. Dies ist ein Struk turzustand, der nicht aus dem Zn-Al-Mg-Gleichgewichtsphasendiagramm vorhergesagt werden kann, und ein Phänomen, das nicht durch die Gleichgewichtstheorie erklärt werden kann.
Wenn dieses Phänomen genutzt wird, kann ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech, das eine Plattierschicht der zuvor erwähnten Metallstruktur gemäß der Erfindung mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen besitzt, industriell in einer kontinuierlichen Heißtauchplattiermaschine hergestellt werden, und zwar durch Durchführen einer Heißtauchplattierung der Stahlblechoberfläche durch Verwenden eines Heißtauchplattierbades, das sich aus Folgendem zusammensetzt: Al: 4,0–10 Gew.%, Mg: 1,0–4,0 Gew.% und der Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen, Steuern der Badtemperatur des Plattierbades auf nicht weniger als den Schmelzpunkt und nicht höher als 450°C, vorzugsweise weniger als 470°C, und der Nachplattierkühlrate auf nicht weniger als 10°C/s, vorzugsweise nicht weniger als 12°C/s, oder durch Durchführen einer Heißtauchplattierung der Stahlblechoberfläche, wobei die Badtemperatur des Plattierbades auf nicht weniger als 470°C und die Nachplattierkühlrate beliebig (auf nicht weniger als 0,5°C/s, dem unteren Grenzwert in einem tatsächlichen, praktischen Betrieb) eingestellt sind.
Bemerkt sei, dass während es als vorteilhaft angesehen wurde, die Badzusammensetzung in perfekte Übereinstimmung mit der ternären eutektischen Zusammensetzung (Al = 4 Gew.%, Mg = 3 Gew.% und Zn = 93 Gew.% im Gleichgewichtsphasendiagramm) zu bringen, um den Schmelzpunkt zu minimieren, führt dies in Wirklichkeit zu einer Schrumpfung des EndVerfestigungsteils, was zu einem groben Oberflächenzustand mit schlechtem Aussehen führt. Eine perfekte ternäre eutektische Zusammensetzung wird daher ratsamer Weise vermieden. Was den Al-Gehalt betrifft, ist es darüber hinaus bevorzugt, einen Gehalt auf der hypereutektischen Seite innerhalb des Zusammensetzungsbereichs anzunehmen, da Zn₁₁Mg₂ noch schneller bei einer Zusammensetzung auf der hypoeutektischen Seite kristallisiert.
Hinsichtlich der Badtemperatur ist es mit der Zusammensetzung der Erfindung bevorzugt, wie in den später dargestellten Beispielen angezeigt, 550°C als die Obergrenze der Badtemperatur einzustellen und eine Heißtauchplattierung bei einer Badtemperatur noch höher als dieser herbeizuführen, da die Plattierhaftung verschlechtert wird, wenn die Badtemperatur zu hoch ist.
Wie zuvor erläutert wurde, beeinflussen innerhalb des durch die Erfindung definierten Badzusammensetzungsbereichs, die Badtemperatur und die Nachplattierkühlrate das Erzeugungs-/Nichterzeugungsverhalten von Zn₁₁Mg₂ und Zn₂Mg als Ternäreutektikum stark. Obwohl die Gründe dafür immer noch nicht vollständig klar sind, wird geglaubt, dass es ungefähr wie folgt ist.
Da die Rate der Zn₁₁Mg₂-Kristallisation mit zunehmender Badtemperatur abnimmt, um null bei und über 470°C zu werden, kann die Badtemperatur als direkt verbunden mit der Erzeugung von Zn₁₁Mg₂-Phasenkernen angesehen werden. Obwohl ein definitiver Grund dafür nicht gegeben werden kann, wird angenommen, dass die physikalischen Eigenschaften der Reaktionsschicht (Legierungsschicht) zwischen der Plattierschicht und dem Stahlblech beteiligt sind. Dies deshalb, da geglaubt wird, dass die Legierungsschicht der Verfestigungshauptausgangspunkt der Plattierschicht ist.
Mit schneller werdender Nachplattierkühlrate nimmt die Größe der fleckenartigen Zn₁₁Mg₂-Phase, d.h. der fleckenartigen Phase einschließlich [Al-Primärkristall] oder [Al-Primärkristall] und [Zn-Einzel-Phase] in einer [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternären eutektischen Struktur] allmählich bis zu dem Punkt ab, an dem es schwierig wird, sie visuell wahrzunehmen. Dann schließlich bei einer Kühlrate von 10°C/s oder höher, nimmt die Größe bis zu dem Punkt ab, wo sie nicht mehr durch visuelle Beobachtung unterscheidbar ist. Mit anderen Worten wird angenommen, dass das Wachstum der Zn₁₁Mg₂-Systemphase mit steigender Kühlrate behindert wird.
Die Erfinder haben neu gelernt, dass Erzeugung und Wachstum einer derartigen Zn₁₁Mg₂-Systemphase darüber hinaus durch Verwenden eines Plattierbades gesteuert werden kann, das durch Hinzufügen geeigneter Mengen an Ti und B zu dem Bad der zuvor erwähnten Grundzusammensetzung erhalten wird. Gemäß diesem Wissen, selbst wenn die Steuerbereiche der Badtemperatur und der Kühlrate relativ zu denen im Fall ohne Ti/B-Zugabe verbreitert werden, kann eine Zn₂Mg-Systemphase, d.h. eine Plattierschicht mit einer Metallstruktur aus [primärer Kristall-Al-Phase] oder [primärer Kristall-Al-Phase] und [Zn-Einzel-Phase] enthalten in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur]-Matrix, gebildet werden. Ein heißtauchplattiertes Stahlblech überlegen in Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen kann daher vorteilhafter und stabil hergestellt werden. Da es für das Hinzufügen von Ti und B möglich ist, eine geeignete Menge einer Verbindung aus Ti und B, wie beispielsweise TiB₂, beizumischen, ist es daher möglich, Ti, B und/oder TiB₂ als Zusatzstoffe zu verwenden. Es ist auch möglich, TiB₂ zu veranlassen, in einem Bad vorhanden zu sein, dem Ti/B hinzugefügt wurde.
Plattierschichtlegierungszusammensetzungen, die durch Hinzufügen geeigneter Mengen an Ti und B zu einer heißgetauchten Zn-Plattierschicht erhalten wurden, sind beispielsweise erläutert in JPA-59-166666 (Verfeinerung der Zn-Al-Legierungskristallkorngröße durch Hinzufügen von Ti/B), JP-62-23976 (Verfeinerung von Flecken), JPA-2-138451 (Unterdrückung von Beschichtungsabblättern durch Aufschlag nach Bemalung) und JPA-62-274851 (Verbesserung von Längung und Aufschlagwert). Jedoch bezieht sich keine von diesen auf eine Zn-Al-Mg-System-Heißtauchplattierung einer Zusammensetzung, wie der auf die diese Erfindung gerichtet ist. Mit anderen Worten sind Funktion und Wirkung von Ti/B auf die Strukturverhaltensweisen, wie beispielsweise die Erzeugung einer Zn₂Mg-Systemphase und die Unterdrückung einer Zn₁₁Mg₂-Systemphase bis jetzt unbekannt gewesen. Obwohl JPA-2-274851 feststellt, dass bis zu 0,2 Gew.% von Mg enthalten sein können, erwägt sie nicht, dass Mg mit nicht weniger als 1,0 Gew.% enthalten sein kann, wie es durch diese Erfindung erwogen wird. Die Erfinder entdeckten neu, dass im Fall der Zn-Al-Mg-System-Heißtauchplattierung der Grundzusammensetzung der Erfindung, im Vorangehenden beschrieben, wenn geeignete Mengen an Ti/B zu der Heißtauchplattierung der Grundzusammensetzung hinzugefügt werden, die Größe der Zn₁₁Mg₂-Systemphase extrem klein wird, und dass Ti und B stabiles Wachstum der Zn₂Mg-Systemphase ermöglichen, selbst bei einer Badtemperatur/Kühlrate, die zum Erzeugen einer Zn₁₁Mg₂-Systemphase neigt.
Genau gesagt, obwohl Ti und B in der Heißtauchplattierschicht eine Funktion der Erzeugungs-/Wachstumsunterdrückung der Zn₁₁Mg₂-Systemphase liefern, sind diese Funktion und Wirkung bei einem Ti-Gehalt von weniger als 0,002 Gew.% unzureichend. Andererseits, wenn der Ti-Gehalt 0,1 Gew.% überschreitet, wächst der Ti-Al-Systemniederschlag in der Plattierschicht, wodurch Höcker in der Plattierschicht („butsu" zwischen japanischen Ingenieuren genannt) entstehen und eine unterwünschte Verschlechterung des Aussehens verursachen. Der Ti-Gehalt beträgt daher vorzugsweise 0,002–0,1 Gew.%. Bei weniger als 0,001 Gew.% hinsichtlich des B-Gehalts sind Funktion und Wirkung der Erzeugungs/Wachstumsunterdrückung der Zn₁₁Mg₂-Phase unzureichend. Wenn andererseits der B-Gehalt 0,045 Gew.% überschreitet, werden die Ti-B- oder Al-B-Systemniederschläge in der Plattierschicht grob, wodurch Höcker (butsu) in der Plattierschicht entstehen und eine unerwünschte Verschlechterung des Aussehens verursachen. Der B-Gehalt beträgt daher vorzugsweise 0,001–0,045 Gew.%.
Es wurde herausgefunden, dass wenn Ti und B zu dem heißgetauchten Zn-Al-Mg Systemplattierbad hinzugefügt werden, werden, da Erzeugung/Wachstum der Zn₁₁Mg₂-Systemphase in der Plattierschicht mehr als im Fall ohne Hinzufügen behindert werden, die Bedingungen zum Erhalten der Erfindungsmetallstruktur, bestehend aus Zn₂Mg-Systemphase, gelockert, und zwar relativ zu wenn Ti und B nicht hinzugefügt werden, so dass es ausreicht, die Badtemperatur des Heißtauchplattierbades und die Nachplattierkühlrate innerhalb des typischen, in 11 gezeigten, Schraffierungsbereichs zu steuern. Die Beziehung in 11 ist breiter in der Reichweite als die Beziehung in der früheren 10. Dies kann als eine Wirkung der Ti/B-Zugabe angesehen werden.
Dies wird erklärt werden. Im Fall der Ti/B-Zugabe, wie in 11 gezeigt und in später dargestellten Beispielen angezeigt, erscheint, wenn die Badtemperatur niedriger als 410°C und die Kühlrate weniger als 7°C/s ist, die zuvor besagte Zn₁₁Mg₂-Systemphase in Flecken. Insbesondere wurde herausgefunden, dass die Wirkung der Kühlrate bei Badtemperaturen über 410°C abnimmt, so dass keine Zn₁₁Mg₂-Systemphase erscheint und die durch die Erfindung definierte Metallstruktur selbst bei einer langsamen Kühlrate, wie beispielsweise 0,5°C/s, erhalten werden kann. Es wurde in ähnlicher Weise herausgefunden, dass selbst bei einer Badtemperatur niedriger als 410°C, die durch die Erfindung definierte Metallstruktur erhalten werden kann, wenn die Kühlrate nicht weniger als 7°C/s beträgt. Dies ist auch ein Strukturzustand, der nicht aus dem Zn-Al-Mg-Gleichgewichtsphasendiagramm vorhergesagt werden kann und ein Phänomen, das nicht durch die Gleichgewichtstheorie erklärt werden kann.
Wenn dieses Phänomen genutzt wird, kann ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech, das eine Plattierschicht der zuvor erwähnten Metallstruktur gemäß der Erfindung mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen besitzt, industriell in einer kontinuierlichen Heißtauchplattiermaschine vom In-Line-Glüh- oder -Anlasstyp hergestellt werden, und zwar durch Durchführen einer Heißtauchplattierung der Stahlblechoberfläche durch Verwenden eines Heißtauchplattierbades, das sich aus Folgendem zusammensetzt: Al: 4,0–10 Gew.%, Mg: 1,0–4,0 Gew.%, Ti: 0,002–0,1 Gew.%, B: 0,001–0,045 Gew.% und der Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen, Steuern der Badtemperatur des Plattierbades auf nicht weniger als den Schmelzpunkt und weniger als 410°C, und der Nachplattierkühlrate auf nicht weniger als 7°C/s, oder Einstellen der Badtemperatur des Plattierbades auf nicht weniger als 410°C und der Nachplattierkühlrate beliebig (auf nicht weniger als 0,5°C/s, dem unteren Grenzwert in einem tatsächlichen, praktischen Betrieb).
Hinsichtlich der Badtemperatur, unabhängig von der Zugabe/Nicht-Zugabe von Ti/B, ist es bevorzugt, bei der Badzusammensetzung der Erfindung, 550°C als die Obergrenze der Badtemperatur einzustellen und eine Heißtauchplattierung bei einer Badtemperatur nicht höher als dieser herbeizuführen, da die Plattierhaftung verschlechtert wird, wenn die Badtemperatur zu hoch ist.
Darüber hinaus erklären die angezeigten Angelegenheiten hinsichtlich der kein Ti/B enthaltenden Plattierschichten, die mit Bezug auf die Fotographien der 1-8 und der Röntgenbeugungsdiagramme der 9 erklärt wurden, in ähnlicher Weise die Ti/B enthaltenden Plattierschichten. Genau gesagt, bei kleinen Ti/B-Gehalten, wie in dieser Erfindung, erscheinen Ti, B, TiB₂ und Ähnliche im Wesentlichen nicht als deutlich beobachtbare Phasen in Elektronenmikroskopsekundärelektronenmikrobildern, während sie durch Röntgenbeugung lediglich als extrem kleine Spitzen erscheinen. Daher kann die Metallstruktur des erfindungsgemäßen plattierten Stahlblechs, das Ti/B enthält, in ähnlicher Weise durch die durch 1–9 erklärten Angelegenheiten erklärt werden und fällt im Wesentlichen in den selben Bereich wie die Metallstruktur des erfindungsgemäßen plattierten Stahlblechs, das kein Ti/B enthält.
Als nächstes wird eine Erklärung hinsichtlich des Streifenmusters der Linien, die der Breite des Blechs nach verlaufen erfolgen, das dazu neigt, in der Plattierschicht dieses Systems aufzutreten, und Mittel zum Unterdrücken des Auftretens davon.
Im Fall des vorangegangenen Mg-enthaltenden heißgetauchten Zn-Basisplattierten Stahlblechs, ungeachtet dessen, dass der Korrosionswiderstand und das Oberflächenaussehen durch den Aspekt der Metallstruktur der Plattierschicht verbessert werden, wird der Produktwert verringert, wenn das durch Mg-Oxidation verursachte linienartige Streifenmuster, wie zuvor erwähnt, auftritt. Durch zahlreiche Versuche zum Überwinden dieses Problems, die wiederholt durch Verwenden einer kontinuierlichen Heißtauchstraße als die angenommene Fertigungsstraße, entdeckten die Erfinder, dass die Ursache des Auftretens dieses eigentümlichen Mg-induzierten Streifenmusters in der Morphologie des Mg-enthaltenden Oxidfilms liegt, der während der Zeitspanne bis zur Verfestigung der Plattierschicht auf der Stahlblechoberfläche gebildet wird, und zwar zu dem Zeitpunkt, an dem der Stahlstreifen kontinuierlich aus dem Bad herausgezogen wird, und dass das Auftreten des linienartigen Streifenmusters durch geeignetes Steuern der Morphologie des Mg-enthaltenden Oxidfilms, ungeachtet anderer Bedingungen, verhindert werden kann.
Dieses linienartige Streifenmuster ist ein Muster, das durch das Auftreten von relativ breiten Bändern, die sich der Breite des Blechs nach erstrecken, in Intervallen gebildet wird. Selbst wenn sie auftreten, stellen sie kein Problem für das industrielle Produkt dar, solange sie von einem derart geringen Ausmaß sind, dass sie nicht durch visuelle Beobachtung unterscheidbar sind. Die „Steilheit (%)" gemäß Gleichung (1) unten wurde daher als ein Index zur Quantifizierung des Ausmaßes bzw. Grades des linienartigen Streifenmusters angenommen. Dafür wird die Wellenform der Plattieroberfläche in der Plattierrichtung des erhaltenen plattierten Stahlblechs, d.h. in der Richtung des Streifendurchgangs (der Länge des Streifens nach) gemessen und die Steilheit wird von der Wellenform besitzenden Kurve über eine Einheitslänge (L) erhalten. Wenn die Steilheit 0,1% überschreitet, treten visuell unterscheidbare linienartige Streifen der Breite des Blechs nach auf. Steilheit (%) = 100 × Nm × (M + V)/L (1)wobei:

L: = Einheitslänge (eingestellt auf einen Wert nicht weniger als 100 × 10³ μm wie beispielsweise 250 × 10³ μm),
Nm: = Anzahl der Berge innerhalb der Einheitslänge,
M: = Durchschnittliche Berghöhe innerhalb der Einheitslänge (μm),
V: = Durchschnittliche Taltiefe innerhalb der Einheitslänge (μm).

Es wird angenommen, dass im Zustand, in dem der Stahlstreifen kontinuierlich aus dem Bad herausgezogen wird, die Erzeugung der Nicht-Gleichgewichtszustandverfestigungsstruktur, die die Erzeugung der intermetallischen Verbindung begleitet, gleichzeitig mit der Oxidationsreaktion zwischen Metallkomponenten und Sauerstoff in der Umgebungsatmosphäre während des Zeitabschnitts bis zur Verfestigung der Heißtauchplattierschicht, die an der Oberfläche des Stahlstreifens haftet, voranschreitet. Wenn jedoch Mg mit 1,0 Gew.% oder mehr enthalten ist, bildet sich ein Mg-enthaltender Oxidfilm auf der Oberfläche der geschmolzenen Plattierschicht, wodurch ein Viskositätsdifferential und/oder ein Massendifferential zwischen dem Oberflächenteil und dem Innenteil der Plattierschicht auftritt und eine Veränderung bei der Oberflächenspannung der Ober flächenschicht erzeugt wird. Wenn der Veränderungsgrad einen bestimmten Schwellenwert überschreitet, tritt periodisch ein Phänomen auf, dass nur der Oberflächenteil gleichförmig nach unten durchhängt (nach unten rutscht). Das linienartige Streifenmuster, auf das oben Bezug genommen wurde, soll aus der Verfestigung in diesem Zustand resultieren. Als tatsächlich eine Querschnitt der äußersten Oberflächenschicht der Plattierschicht elementar unter Verwendung von Photoelektronenspektroskopie (ESCA) analysiert wurde, wurde das Vorhandensein eines sich aus Mg, Al und O (Sauerstoff) zusammensetzenden Oxidfilms bis zu einer Dicke der Oberfläche von nicht mehr als 10nm (100Å) bestätigt (im Wesentlichen war kein Zn vorhanden), und es wurde herausgefunden, dass die Menge an Mg und/oder die Menge an Al in diesem Film fein mit den Produktionsbedingungen variierte. Auf diesen Oxidfilm wird in dieser Beschreibung als ein Mg-enthaltender Oxidfilm Bezug genommen.
Diesen Standpunkt einnehmend, sollte die Erzeugung des Mg-enthaltenden Oxidfilms idealster Weise gänzlich bis zu dem Zeitpunkt vermieden werden, in dem die Heißtauchplattierschicht sich verfestigt. In einer tatsächlichen Fertigungsstraße ist jedoch die Verhinderung der Oxidation des Mgs, das eine extrem starke Sauerstoffaffinität besitzt, bis zu dem Zeitpunkt an dem die Plattierschicht sich verfestigt, nicht einfach und würde zusätzliche Ausrüstung und Ausgaben zur Realisierung erfordern.
Die Erfinder führten daher verschiedene Versuche zum Finden von Bedingungen durch, die es ermöglichen, dass die Steilheit bei unter 0,1% gehalten wird, selbst wenn das Bilden eines Mg-enthaltenden Oxidfilms zugelassen wird. Als ein Ergebnis entdeckten die Erfinder, das zum Halten der Steilheit bei nicht mehr als 0,1% es hilfreich ist, die Sauerstoffkonzentration des Wischgases bei nicht mehr als 3 Vol.% zu halten oder einen abgedichteten Kasten vorzusehen, um den aus dem Bad herausgezogenen heißtauchplattierten Stahlstreifen von der Atmosphäre zu trennen, und in letzterem Fall die Sauerstoffkonzentration in dem abgedichteten Kasten nicht mehr als 8 Vol.% zu machen.
12 zeigt schematisch, wie ein Strahlstreifen 2 kontinuierlich durch eine Zuführungseinrichtung 3 in ein Zn-Al-Mg-Systemheißtauchplattierbad 1 gemäß der Erfindung eingetaucht wird, in der Richtung durch eine eingetauchte Rolle bzw. Walze 4 umgeleitet wird, und kontinuierlich vertikal aus dem Heißtauchplattierbad 1 herausgezogen wird. Wischgas zur Regulierung der Plattiermenge (angewendete Menge) wird von Wischdüsen 5 auf die Oberflächen des Stahlblechs geblasen, das kontinuierlich aus dem Heißtauchplattierbad 1 herausgezogenen wird. Die Wischdüsen 5 sind Rohre die mit Ausströmöffnungen gebildet und der Breite des Stahlblechs nach installiert sind (von der Vorder- zur Rückseite des gezogenen Blechs). Durch Blasen des Gases aus diesen Ausströmöffnungen, und zwar gleichförmig über die gesamte Breite des kontinuierlich herausgezogenen Blechs, wird die Heißtauchplattierschicht, die an den Blechoberflächen anhaftet, auf die vorgeschriebene Dicke reduziert.
Wie später im Detail beschrieben, wurde durch das Durchführen einer Untersuchung der Beziehung zwischen der Sauerstoffkonzentration des Wischgases und der Steilheit herausgefunden, dass die Steilheit stets 0,1% oder weniger wird, wenn die Sauerstoffkonzentration nicht größer als 3 Vol.% ist. Mit anderen Worten, selbst wenn bis zu 3 Vol.% Sauerstoff in dem Wischgas zugelassen werden, kann das linienartige Muster des Mg-enthaltenden Zn-Basis-Heißtauchplattierstahlblechs bis zu dem Punkt abgeschwächt werden, der kein Problem hinsichtlich des Aussehens darstellt. Wenn das Wischgas geblasen wird, kommen eine frische Oberfläche auf dem Plattierschichtinneren und das Gas an der Blasstelle in Kontakt und das Gas strömt nach unten und nach oben entlang der Blechoberfläche als eine Laminarströmung. Wenn die Sauerstoffkonzentration des Wischgases 3 Vol.% überschreitet, tritt das Phänomen, dass der Oberflächenteil durchhängt (nach unten rutscht) bevor sich die Plattierschicht verfestigt, leicht auf, so dass eine Steilheit auftritt, die 0,1% überschreitet.
13 zeigt schematisch den gleichen Zustand wie der der 12, mit Ausnahme des Einbaus eines abgedichteten Kastens 6 zum Trennen des Blechs, das aus dem Heißtauchplattierbad 1 herausgezogen wurde, von der Umgebungsatmosphäre. Die Kante eines Rand- bzw. Einfassungsteils 6a des abgedichteten Kas tens 6 ist in dem Heißtauchplattierbad 1 eingetaucht und eine schlitzartige Öffnung 7 ist bei der Mitte der Decke des abgedichteten Kastens 6 für den Durchlass des Stahlstreifens 2 vorgesehen. Die Wischdüsen 5 sind innerhalb des abgedichteten Kastens 6 vorgesehen. Im Wesentlichen das gesamte Gas, das aus den Wischdüsen 5 ausströmt, wird aus dem Kasten durch die Öffnung 7 abgegeben. Es wurde herausgefunden, dass wenn diese Art von abgedichtetem Kasten 6 vorgesehen wird, die Steilheit bei nicht mehr als 0.1% gehalten wird, selbst wenn eine Sauerstoffkonzentration innerhalb des abgedichteten Kastens von bis zu 8 Vol.% zugelassen wird. Zum Beibehalten der Sauerstoffkonzentration in dem Kasten bei nicht mehr als 8 Vol.%, ist es ausreichend, die Sauerstoffkonzentration des von den Wischdüsen 5 ausgeblasenen Gases in dem Kasten bei nicht mehr als 8 Vol.%en einzustellen. Wenn der abgedichtete Kasten. wie in 13 gezeigt, vorgesehen wird, kann daher die Sauerstoffkonzentration des von den Wischdüsen 5 ausgeblasenen Wischgases noch höher erlaubt werden als in dem Fall der 12.
Mittels einer derartigen Regulierung der Sauerstoffkonzentration des Wischgases oder der Atmosphäre innerhalb des abgedichteten Kastens, kann die Morphologie des Mg-enthaltenden Oxidfilms der Heißtauchplattierschicht zu einer Morphologie gebracht werden, die keine Auftreten eines linienartigen Streifenmusters umfasst. Es wurde jedoch herausgefunden, dass das Auftreten eines linienartigen Streifenmusters auf ähnliche Weise mit anderen als diesen Mitteln unterdrückt werden kann, nämlich mittels Hinzufügen einer geeigneten Menge an Be zu dem Bad.
Genau gesagt, kann das Auftreten eines linienartigen Streifenmusters durch Hinzufügen einer geeigneten Menge an Be zu der grundsätzlichen Badzusammensetzung gemäß der Erfindung unterdrückt werden. Der vermutete Grund dafür ist, dass in der äußersten Oberflächenschicht der vorverfestigten Heißtauchplattierung, die in dem Plattierbad vorhanden ist, Be bevorzugt zu Mg oxidiert, und infolgedessen wird die Oxidation von Mg unterdrückt, um das Auftreten eines Mg-enthaltenden Oxidfilms von der Beschaffenheit, die ein linienartiges Streifenmuster erzeugt, zu verhindern.
Während der Musterunterdrückungseffekt der Be-Zugabe bei einem Be-Gehalt in dem Bad um 0,001 Gew.% beginnt und sich mit steigendem Gehalt verstärkt, wird der Effekt bei ungefähr 0,05 Gew.% gesättigt. Wenn Be mit mehr als 0,05 Gew.% vorhanden ist, beginnt es einen nachteiligen Effekt auf den Korrosionswiderstand der Plattierschicht zu haben. Die Menge der Be-Zugabe zu dem Bad liegt daher vorzugsweise im Bereich von 0,001–0,05 Gew.%. (Da das linienartige Streifenmuster dazu neigt, mit steigender Plattiermenge deutlicher zu werden, ist es ratsam, wenn es durch Be-Zugabe zu unterdrücken versucht wird, die Menge der Be-Zugabe innerhalb des zuvor erwähnten Bereichs, basierend auf der Plattiermenge, zu regulieren.)
Obwohl die Unterdrückung des Streifenmusters durch Be-Zugabe unabhängig von der Regulierung der Sauerstoffkonzentration in dem Wischgas oder der Atmosphäre in dem abgedichteten Kasten bewirkt werden kann, kann es auch gemeinsam mit dem Sauerstoffkonzentrationsregulierungsverfahren bewirkt werden. Der Effekt der Streifenmusterunterdrückung durch Be-Zugabe offenbart sowohl in Bezug auf ein Bad, zu dem Ti/B hinzugefügt wurde, zur Unterdrückung der Erzeugung der Zn₁₁Mg₂-Systemphase als auch in Bezug auf ein Bad, zu dem kein Ti/B hinzugefügt wurde, ohne die Erzeugung einer Zn₂Mg-Systemmetallstruktur nachteilig zu beeinflussen.
Da daher ein heißtauchplattiertes Stahlblech unter Verwendung eines Bades, zu dem Be hinzugefügt wurde, erhalten wird, sieht die Erfindung auch ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg-System plattiertes Stahlblech ohne Streifenmuster und mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen vor, das ein heißgetauchtes Zn-Basis plattiertes Stahlblech ist, das erhalten wurde durch Bilden einer Platierschicht auf der Oberfläche eines Stahlblechs, die sich aus Folgendem zusammensetzt: Al: 4,0–10 Gew.%, Mg: 1,0–4,0 Gew.%, Be: 0,001–0,05 Gew.%, und wie erforderlich, Ti: 0,002–0,1 Gew.% und B: 0,001–0,045 Gew.% und der Rest Zn und unvermeidliche Verunreinigungen, wobei die Plattierschicht eine Metallstruktur einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] oder einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase] in einer Matrix der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] besitzt.
Beispiele
[Beispiel 1]

Betrachten des Effekts der Plattierzusammensetzung (insbesondere des Mg-Gehalts) auf Korrosionswiderstand und Produktivität.

{Verarbeitungsbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom Sendzimir-Typ

Verarbeitetes Stahlblech:

Heißgewalzter Stahlstreifen (Dicke: 3,2mm) aus Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt

Maximale Temperatur, die von dem Blech in dem Reduzierofen innerhalb der Straße erreicht wird:
600°C
Taupunkt der Atmosphäre in dem Reduzierofen:

–40°C

Plattierbadzusammensetzung:
Al = 4,0–9,2 Gew.%, Mg = 0–5,2 Gew.%, Rest = Zn
Plattierbadtemperatur:

455°C

Zeitdauer des Stahlstreifeneintauchens im Plattierbad:

3s

Nachplattierkühlrate: (Durchschnittswert von Badtemperatur bis Plattierschichtverfestigungstemperatur; der gleiche in den folgenden Beispielen):
3°C/s oder 12°C/s durch das Luftkühlverfahren.
Ein heißgetauchter Zn-Al-Mg plattierter Stahlstreifen wurde unter den vorangegangenen Bedingungen hergestellt. Die Menge an Oxid (Schlacke), das an der Badoberfläche zu diesem Zeitpunkt erzeugt wurde, wurde beobachtet und das erhaltene heißgetauchte plattierte Stahlblech wurde auf den Korrosionswiderstand getestet. Der Korrosionswiderstand wurde basierend auf dem Korrosionsverlust (g/m²) nach dem Durchführen des Salzwassersprühtests (SST = Saltwater Spray Test gemäß JIS-Z-2371) für 800 Stunden, bewertet. Die Menge der Schlackenerzeugung wurde visuell beobachtet und mit X für eine große Menge, mit Δ für eine eher große Menge und mit
für eine kleine Menge klassifiziert bzw. bemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
Tabelle 1
Aus den Ergebnissen in Tabelle 1 kann gesehen werden, dass der Korrosionswiderstand sich schnell verbessert während der Mg-Gehalt 1% erreicht und überschreitet, aber gesättigt wird, wenn 4% oder mehr hinzugefügt werden. Es kann auch gesehen werden, dass bei einem Mg-Gehalt, der 4% überschreitet, Oxid (Schlacke) auf der Badoberfläche zunimmt, selbst wenn Al enthalten ist. Bei einer Kühlrate von 3°C/s, kristallisiert die Zn₁₁Mg₂-Systemphase und diese Teile korrodieren bevorzugter Weise.
[Beispiel 2]
Betrachten des Effekts der Plattierzusammensetzung (insbesondere des Al-Gehalts) auf Korrosionswiderstand und Anhaftung.
{Verarbeitungsbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom Sendzimir-Typ

Verarbeitetes Stahlblech:

Heißgewalzter Stahlstreifen (Dicke: 1,6mm) aus Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt

Maximale Temperatur, die von dem Blech in dem Reduzierofen erreicht wird:
600°C
Taupunkt der Atmosphäre in dem Reduzierofen:

–40°C

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 0,15–13,0 Gew.%, Mg = 3,0 Gew.%, Rest = Zn

Plattierbadtemperatur:

460°C

Zeitdauer des Eintauchens:

3s

Nachplattierkühlrate:

12°C/s durch das Luftkühlverfahren

Ein heißgetauchter Zn-Al-Mg plattierter Stahlstreifen wurde unter den vorangegangenen Bedingungen hergestellt. Das erhaltene heißgetauchte plattierte Stahlblech wurde auf den Korrosionswiderstand und die Anhaftung getestet. Wie in Beispiel 1 wurde der Korrosionswiderstand basierend auf dem Korrosionsverlust (g/m²) nach dem Durchführen des SST für 800 Stunden, bewertet. Anhaftung wurde durch festes Biegen einer Probe, unterwerfen des gebogenen Teils einem Klebestreifenabschältest und Bemessen des Fehlens der Abschälung als
weniger als 5% Abschälung als Δ oder 5% oder mehr Abschälung als X. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 2
Wie aus den Ergebnissen der Tabelle 2 gesehen werden kann, ist der Korrosionswiderstand bei einem Al-Gehalt von nicht weniger als 4,0% hervorragend, aber die Haftung ist schlecht bei mehr als 10%. Dies wird durch abnormale Entwicklung einer Legierungsschicht (Fe-Al-Legierungsschicht) verursacht.
[Beispiel 3]
Betrachten des Effekts der Badtemperatur und der Kühlrate und der Beziehung zwischen Struktur und Oberflächenaussehen.
{Verarbeitungsbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom Sendzimir-Typ

Verarbeitetes Stahlblech:

Heißgewalzter Stahlstreifen aus schwach beruhigtem Stahl (weakly killed steel) (in-line gebeizt; Dicke: 2,3mm)

Maximale Temperatur, die von dem Blech in dem Reduzierofen erreicht wird:
580°C
Taupunkt der Atmosphäre in dem Reduzierofen:

–30°C

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 4,8–9,6 Gew.%, Mg = 1,1–3,9 Gew.%, Rest = Zn

Plattierbadtemperatur:

390–535°C

Zeitdauer des Eintauchens:

8s oder weniger

Nachplattierkühlrate:

3–11°C/s durch das Luftkühlverfahren

Ein heißgetauchter Zn-Al-Mg plattierter Stahlstreifen wurde zuerst unter den vorangegangenen Bedingungen unter Verwendung einer Zn-6,2%Al-3,0%Mg-Badzusammensetzung hergestellt, während die Plattierbadtemperatur und die Nachplattierkühlrate variiert wurden. Die Struktur und das Aussehen der Plattier schicht des erhaltenen plattierten Stahlblechs wurden untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
Unter den Plattierschichtstrukturen in Tabelle 3, die durch [Zn₂Mg] dargestellt werden, befindet sich die durch die Erfindung definierte Metallstruktur, d.h. eine Metallstruktur einer [primären Kristall-Al-Phase] oder einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Zn-Einzel-Phase] in einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] Matrix, wobei tatsächlich die Gesamtheit der [primären Kristall-Al-Phase] und der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] nicht weniger als 80 Vol.% ist und die Gesamtheit der [Zn-Einzel-Phase] nicht mehr als 15 Vol.% ist.
Ferner stellt [Zn₂Mg + Zn₁₁Mg₂] in Tabelle 3 ein Struktur einer fleckenartigen Zn₁₁Mg₂-Systemphase dar, wie die, die in 5 gezeigt ist, von visuell unterscheidbarer Größe in der Zn₂Mg-Systemstruktur dar. Wie in 6 gezeigt, ist diese fleckenartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase eine fleckenartige Phase eines [Al-Primärkristalls] oder eines [Al-Primärkristalls] und einer [Zn-Einzel-Phase], die in einer [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternären eutektischen Struktur]-Matrix enthalten sind. Da die fleckenartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase glänzender ist als die umgebende Phase, bildet sie ein wahrnehmbares Muster. Wenn sie für ungefähr 24 Stunden drinnen stehen gelassen wird, oxidiert dieser Teil vor allen anderen Teilen und verfärbt sich zu hellbraun, was ihn noch auffälliger macht. Die Bewertung des Aussehens in Tabelle 3 wurde daher durch visuelles Beobachten der Oberfläche direkt nach der Plattierung und 24 Stunden nach der Plattierung vorgenommen. Abhängig davon, ob die Zn₁₁Mg₂-Systemphase kristallisierte oder nicht, wurde das Aussehen als ungleichmäßig bewertet, wenn Punkte visuell zu beobachten waren, und als gleichmäßig, wenn keine Punkte visuell zu beobachten waren.
Tabelle 3
Aus den Ergebnissen in Tabelle 3 kann gesehen werden, dass wenn die Badtemperatur unter 470°C und die Kühlrate niedrig (unter 10°C/s) ist, die Zn₁₁Mg₂-Systemphase erscheint und das Aussehen ungleichmäßig macht. Selbst wenn die Badtemperatur unter 470°C ist, werden andererseits im Wesentlichen die [primäre Kristall-Al-Phase] und die [Al/Zn/Zn₂Mg ternäre eutektische Struktur] erhalten und ein gleichmäßiges Aussehen zeigt sich, wenn die Kühlrate hoch ist (nicht weniger als 10°C/s). In ähnlicher Weise werden bei einer Badtemperatur von 470°C oder höher, im Wesentlichen die [primäre Kristall-Al-Phase] und die [Al/Zn/Zn₂Mg ternä re eutektische Struktur] erhalten und ein gleichmäßiges Aussehen zeigt sich, wenn die Kühlrate niedrig ist.
Ferner wurde ein heißtauchplattierter Stahlstreifen auf ähnliche Weise hergestellt, außer dass die Badzusammensetzung verändert wurde zu Zn-4,3%Al-1,2%Mg, Zn-4,3%Al-2,6%Mg oder Zn-4,3%Al-3,8%Mg, während die Plattierbadtemperatur und die Nachplattierkühlrate in der Art und Weise der Tabelle 3 variiert wurden. Die Struktur und das Aussehen der Plattierschicht des erhaltenen plattierten Stahlblechs wurden auf ähnliche Weise untersucht. Exakt die gleichen Ergebnisse, wie sie in Tabelle 3 gezeigt sind, wurden erhalten. Der heißtauchplattierte Stahlstreifen wurde auch auf ähnliche Weise hergestellt, außer dass die Badzusammensetzung zu Zn-6,2%Al-1,5%Mg oder Zn-6,2%Al-3,8%Mg verändert wurde, während die Plattierbadtemperatur und die Nachplattierkühlrate in der Art und Weise der Tabelle 3 variiert wurden. Die Struktur und das Aussehen der Plattierschicht des erhaltenen plattierten Stahlblechs wurden wie in den vorhergehenden Beispielen untersucht. Exakt die gleichen Ergebnisse, wie sie in Tabelle 3 gezeigt sind, wurden erhalten. Der heißtauchplattierte Stahlstreifen wurde auch auf ähnliche Weise hergestellt, außer dass die Badzusammensetzung zu Zn-9,6%Al-1,1%Mg oder Zn-9,6%Al-3,0%Mg oder Zn-9,6%Al-3,9%Mg verändert wurde, während die Plattierbadtemperatur und die Nachplattierkühlrate in der Art und Weise der Tabelle 3 variiert wurden. Die Struktur und das Aussehen der Plattierschicht des erhaltenen plattierten Stahlblechs wurden wie in den vorhergehenden Beispielen untersucht. Exakt die gleichen Ergebnisse, wie sie in Tabelle 3 gezeigt sind, wurden erhalten. Diese Ergebnisse sind in 10 konsolidiert. Wenn eine Badtemperatur und eine Kühlrate in dem schraffierten Bereich, der in 10 gezeigt ist, von der grundlegenden Badzusammensetzung gemäß der Erfindung gewählt werden, wird eine Plattierschicht einer Metallstruktur erhalten, die sich im Wesentlichen aus einer [primären Kristall-Al-Phase] und einer [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] oder aus diesen und einer kleinen Menge an [Zn-Einzel-Phase] zusammensetzen. Als ein Ergebnis kann ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech erhalten werden, das eine Plattierschicht mit hervorragendem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen besitzt.
[Beispiel 4]

Betrachten des Effekts der Badtemperatur und der Kühlrate auf die Plattierhaftung

{Verarbeitungsbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom NOF-Typ

Verarbeitetes Stahlblech:

Kaltgewalzter Stahlstreifen (Dicke: 0,8mm) aus schwach beruhigtem Stahl

Maximale Temperatur, die von dem Blech in dem Reduzierofen erreicht wird:
780°C
Taupunkt der Atmosphäre in dem Reduzierofen:

–25°C

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 4,5–9,5 Gew.%, Mg = 1,5–3,9 Gew.%, Rest = Zn

Plattierbadtemperatur:

400–590°C

Zeitdauer des Eintauchens:

3s

Nachplattierkühlrate:

3°C/s oder 12°C/s durch das Luftkühlverfahren

Ein heißtauchplattierter Stahlstreifen wurde unter den vorangegangenen Bedingungen hergestellt und die Plattierhaftung des erhaltenen plattierten Stahlblechs wurde untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt. Die Plattierhaftung wurde wie in Beispiel 2 bewertet.
Tabelle 4
Aus den Ergebnissen der Tabelle 4 kann gesehen werden, dass in dem Badzusammensetzungsbereich der Erfindung die Plattierhaftung ungeachtet der Kühlrate schlecht ist, wenn die Badtemperatur höher als 550°C ist.
[Beispiel 5]
Betrachten des Effekts der Plattierzusammensetzung (insbesondere des Ti/B-Gehalts) auf Korrosionswiderstand und Anhaftung.
{Verarbeitungsbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom Sendzimir-Typ

Verarbeitetes Stahlblech:

Heißgewalzter Stahlstreifen aus schwach beruhigtem Stahl (weakly killed steel) (in-line gebeizt), Dicke: 2,3mm

–30°C

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 6,2 Gew.%
Mg = 3,0 Gew.%
Ti = 0–0,135 Gew.%
B = 0–0,081 Gew.%
Rest = Zn

Plattierbadtemperatur:

450°C

Zeitdauer des Eintauchens:

4s oder weniger

Nachplattierkühlrate:

4°C/s durch das Luftkühlverfahren

Ein heißgetauchter Zn-Al-Mg (Ti/B) plattierter Stahlstreifen wurde unter den vorangegangenen Bedingungen hergestellt. Die Struktur und das Oberflächenaussehen der Plattierschicht des erhaltenen plattierten Stahlblechs wurden geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.
Tabelle 5
Unter den Plattierschichtstrukturen, die in Tabelle 5 gezeigt sind, setzen sich diejenigen, die als [Zn₂Mg] dargestellt sind, aus [primärer Kristall-Al-Phase] und [Al/Zn/Zn₂Mg ternärer eutektischer Struktur] in einer Gesamtheit von nicht weniger als 80 Vol.% und [Zn-Einzel-Phase] in einer Menge von nicht mehr als 15 Vol.% zusammen. Diejenigen, die als [Zn₂Mg + Zn₁₁Mg₂] dargestellt sind, sind die, in denen eine fleckenartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase in der Struktur erscheint, die eine Zn₂Mg-Systemphase von einer visuell unterscheidbaren Größe besitzt. Da die fleckenartige Zn₁₁Mg₂-Systemphase glänzender ist als die umgebende Phase, bildet sie ein wahrnehmbares Muster. Wenn sie für ungefähr 24 Stunden drinnen stehen gelassen wird, oxidiert dieser Teil vor allen anderen Teilen und verfärbt sich zu hellbraun, was ihn noch auffallender macht. In der Bewertung des Aussehens in 5, Flecken [JA] und Flecken [NEIN] bezeichnet die, in denen die Zn₁₁Mg₂-Systemphasenflecken bei visueller Beobachtung der Oberfläche gefunden bzw. nicht gefunden wurden, und zwar direkt nach der Plattierung und 24 Stunden nach der Plattierung. Höcker [JA] bezeichnet die, in denen Unregelmäßigkeiten in der Plattierschicht gebildet sind, und zwar aufgrund von Niederschlägen, die zu großer Größe in der Plattierschicht wachsen.
Aus den Ergebnissen der Tabelle 5 kann gesehen werden, dass die Ti/B-Zugabe die Kristallisierung der Zn₁₁Mg₂-Systemphasenfecken behindert, um einen guten Oberflächenzustand zu liefern. Besonders bemerkt sei, dass dieser Effekt durch B allein sehr leicht ist und dass der Effekt durch kombinierte Zugabe von Ti und B deutlich wird. Es treten jedoch Höcker auf, die den Oberflächenzustand verschlechtern, wenn der Ti/B-Gehalt über dem von der Erfindung vorgeschriebenen Bereich liegt.
Die Herstellung wurde unter den gleichen Bedingungen wie denen des Beispiels 5 wiederholt, mit der Ausnahme, dass die Plattierbadzusammensetzung zu den Folgenden (1)–(5) geändert wurde, und zwar:

(1) Al = 4,0 Gew.% Mg = 1,2 Gew.% Ti = 0–0,135 Gew.% B = 0–0,081 Gew.% Rest = Zn
(2) Al = 4,2 Gew.% Mg = 3,2 Gew.% Ti = 0–0,135 Gew.% B = 0–0,081 Gew.% Rest = Zn
(3) Al = 6,2 Gew.% Mg = 1,1 Gew.% Ti = 0–0,135 Gew.% B = 0–0,081 Gew.% Rest = Zn
(4) Al = 6,1 Gew.% Mg = 3,9 Gew.% Ti = 0–0,135 Gew.% B = 0–0,081 Gew.% Rest = Zn
(5) Al = 9,5 Gew.% Mg = 3,8 Gew.% Ti = 0–0,135 Gew.% B = 0–0,081 Gew.% Rest = Zn

Als ein Ergebnis wurden Plattierungen von exakt der gleichen Plattierstruktur und Aussehensbewertung wie die mit den in Tabelle 5 gezeigten Ti/B-Gehalten ebenfalls erhalten, wenn der Al-Gehalt und der Mg-Gehalt in der Art und Weise von (1)–(5) variiert wurden. Mit anderen Worten wurde herausgefunden, dass das Ergebnis der Ti- und B-Zugabe sich in dem durch die Erfindung definierten Bereich der Al- und Mg-Zugabe zeigt, ungeachtet der Menge von Al und der Menge von Mg.
[Beispiel 6]
Betrachten des Effekts der Ti/B-Zugabe/Nicht-Zugabe, der Badtemperatur und der Kühlrate auf Struktur und Oberflächenaussehen der Plattierschicht.
{Verarbeitungsbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom Sendzimir-Typ

Verarbeitetes Stahlblech:

–30°C

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 6,2 Gew.%
Mg = 3,0 Gew.%
Ti = 0 oder 0,030 Gew.%
B = 0 oder 0,015 Gew.%
Rest = Zn

Plattierbadtemperatur:

390–500°C

Zeitdauer des Eintauchens:

5s oder weniger

Nachplattierkühlrate:

0,5–10°C/s durch das Luftkühlverfahren

Ein heißgetauchter Zn-Al-Mg plattierter Stahlstreifen wurde zuerst unter den vorangegangenen Bedingungen hergestellt, während die Plattierbadtemperatur und die Nachplattierkühlrate variiert wurden. Die Struktur und das Oberflächenaussehen der Plattierung des erhaltenen plattierten Stahlblechs wurden untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Die Bestimmung der Plattierstruktur und Vorhandensein/Abwesenheit der Flecken in der Aussehensbewertung in Tabelle 6 sind die gleichen, wie die mit Bezug auf Tabelle 5 erklärten.
Tabelle 6
Aus den Ergebnissen in Tabelle 6 kann gesehen werden, dass verglichen mit Plattierungen zu denen kein Ti/B hinzugefügt wurde, die Plattierungen mit Ti/B keine Zn₁₁Mg₂-Systemphasenflecken zeigten, selbst bei einer niedrigen Badtemperatur/ niedrigen Kühlrate. Genau gesagt, wenn eine Heißtauchplattierbehandlung bei einer Badtemperatur und einer Kühlrate in dem in 11 schraffiert gezeigten Bereich bewirkt wird, werden die, zu denen Ti/B hinzugefügt wurde, im Wesentlichen zu [primärer Kristall-Al-Phase] und [Al/Zn/Zn₂Mg ternärer eutektischer Struktur], wodurch ein Produkt geliefert wird, das ein einheitlichen Aussehen ohne Zn₁₁Mg₂-Systemflecken zeigt. Im Gegensatz dazu erscheinen im Fall ohne Ti/B-Zugabe Zn₁₁Mg₂-Systemphasenflecken außer, wie in 11 gezeigt, die Badtemperatur beträgt vorzugsweise nicht weniger als 470°C, oder bei weniger als 470°C beträgt die Kühlrate 10°C/s oder mehr.
[Beispiel 7]
Betrachten des Effekts der Plattierzusammensetzung (insbesondere des Al-Gehalts im Fall der Ti/B-Zugabe) auf Korrosionswiderstand und Haftung.
{Verarbeitungsbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom Sendzimir-Typ

Verarbeitetes Stahlblech:

–40°C

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 0,15–13,0 Gew.%
Mg = 3,0 Gew.%
Ti = 0,05 Gew.%
B = 0,025 Gew.%
Rest = Zn

Plattierbadtemperatur:

440°C

Zeitdauer des Eintauchens:

3s

Nachplattierkühlrate:

4°C/s durch das Luftkühlverfahren

Ein heißgetauchter Zn-Al-Mg (Ti/B) plattierter Stahlstreifen wurde unter den vorangegangenen Bedingungen hergestellt. Das erhaltene heißgetauchte plattierte Stahlblech wurde auf Korrosionswiderstand und Anhaftung in der gleichen Art und Weise wie in Beispiel 2 getestet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt.
Tabelle 7
Wie von den Ergebnissen in Tabelle 7 gesehen werden kann, ist der Korrosionswiderstand bei einem Al-Gehalt von nicht weniger als 4,0% hervorragend, aber die Haftung ist bei über 10% schlecht. Dies kann als durch abnormale Entwicklung einer Legierungsschicht (Fe-Al-Legierungsschicht) verursacht angesehen werden.
[Beispiel 8]
Betrachten des linienartigen Streifenmusters auf der Plattierschichtoberfläche und Unterdrückung davon. Dieses Beispiel bezieht sich auf einen Fall, in dem ein gemischtes Gas aus Stickstoffgas und Luft als ein Wischgas verwendet wurde, ohne einen abgedichteten Kasten.
Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech wurde unter den folgenden Bedingungen hergestellt und die Steilheit der Oberfläche des erhaltenen heißtauchplattierten Stahlblechs wurde gemäß Gleichung (1) berechnet.
(Plattierbedingungen)
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom Gesamtstrahlungsrohr-Typ (All radiant tube type)

Verarbeitetes Stahlblech:

Heißgewalzter Stahlstreifen (Dicke 1,6mm) aus Aluminium beruhigtem Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt

–30°C

Plattierbadtemperatur:

400°C

Zeitdauer des Eintauchens:

4s

Wischgas:

Stickstoffgas + Luft (Sauerstoff eingestellt auf 0,1–12 Vol.%)

Nachplattierkühlrate:

8°C/s durch das Luftkühlverfahren

Plattiermenge:

50, 100, 150 oder 200 g/m²

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 6,2 Gew.%
Mg = 3,5 Gew.%
Ti = 0,01 Gew.%
B = 0,002 Gew.%
Rest = Zn

Tabelle 8 zeigt für jede der oben dargestellten Plattiermengen die gemessene Steilheit der verschiedenen plattierten Stahlbleche, die durch Variieren des Mischverhältnisses des Stickstoffs und der Luft (Variieren der Sauerstoffkonzentration) des Wischgases erhalten werden. Die Bewertung des linienartigen Streifenmusters in der Tabelle bewertet den visuell beobachteten Grad des Musters in drei Werten: absolut kein Muster beobachtet oder extrem leichtes Muster, das kein irgendwie geartetes Problem hinsichtlich des Aussehens verursacht wird durch O Markierungen angezeigt, beobachtete aber nicht so große Muster werden durch Δ Markierungen angezeigt, und deutlich beobachtete Muster werden durch X Markierungen angezeigt.
Tabelle 8
Wie an den Ergebnissen in Tabelle 8 gesehen werden kann, betrug die Steilheit nicht mehr als 0,1% und ein plattiertes Stahlblech mit keinem Aussehensproblem wurde bei allen Plattiermengen insofern erhalten, als die Sauerstoffkonzentration des Wischgases nicht mehr als 3 Vol.% betrug. Der Fall einer Plattiermenge von 50 g/m² war jedoch ein Spezialfall in dem eine Sauerstoffkonzentration des Wischgases von bis zu 5 Vol.% zulässig war.
[Beispiel 9]
Betrachten des linienartigen Streifenmusters auf der Plattierschichtoberfläche und Unterdrückung davon. Dieses Beispiel bezieht sich auf einen Fall, in dem ein Abgas einer Verbrennung als ein Wischgas verwendet wurde, ohne einen abgedichteten Kasten.
Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech wurde unter den folgenden Bedingungen hergestellt und die Steilheit der Oberfläche des erhaltenen heißtauchplattierten Stahlblechs wurde gemäß Gleichung (1) berechnet.
{Plattierbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierliche Heißtauchplattierstraße vom NOF-Typ

Verarbeitetes Stahlblech:

Kaltgewalzter Stahlstreifen (Dicke 0,8mm) aus Aluminium beruhigtem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt

–25°C

Plattierbadtemperatur:

450°C

Zeitdauer des Eintauchens:

3s

Wischgas:

Verbrennungsabgas aus Nichtoxidationsofen (variiert in der Sauerstoffkonzentration)

Nachplattierkühlrate:

12°C/s durch das Luftkühlverfahren

Plattiermenge:

50, 100, 150 oder 200g/m²

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 9,1 Gew.%
Mg = 2,0 Gew.%
Ti = 0,02 Gew.%
B = 0,004 Gew.%
Rest = Zn

Tabelle 9 zeigt für jede der oben dargestellten Plattiermengen die gemessene Steilheit der verschiedenen plattierten Stahlbleche, die durch Variieren der Sauerstoffkonzentration des Verbrennungsabgases, das als Wischgas verwendet wird, erhalten werden. (Die Sauerstoffkonzentration des Verbrennungsabgases wurde verändert, wie angezeigt durch das Kombinieren der Variation des Luft-Brennstoff-Verhältnisses des Nichtoxidationsofens mit dem Nachbrennen des Verbrennungsabgases.) Die Bewertung des linienartigen Streifenmusters in der Tabelle ist die gleiche wie die in dem Beispiel 8.
Wegen der Variation des Luft/Brennstoff-Verhältnisses des Nichtoxidationsofens und der Variation der Nachverbrennungsbedingungen des Verbrennungsabgases, variierten auch die Kohlendioxidkonzentration und die Dampfkonzentration des Abgases. Die Variationsbereiche waren wie folgt:
Sauerstoffkonzentration: 0,1–12 Vol.%
Kohlendioxidkonzentration: 0,3–10 Vol.%
Dampfkonzentration: 1,5–5,3 Vol.%
Tabelle 9
Wie an den Ergebnissen in Tabelle 9 gesehen werden kann, betrug die Steilheit nicht mehr als 0,1 % und ein plattiertes Stahlblech ohne Aussehensproblem wurde bei allen Plattiermengen erhalten, selbst wenn Verbrennungsabgas, das Kohlendioxid und Dampf enthält, als das Wischgas verwendet wurde, insofern als die Sauerstoffkonzentration des Gases nicht mehr als 3 Vol.% betrug. Aus diesem wird offensichtlich, dass was sich auf die Morphologie des Mg-enthaltenden Oxidfilms, der die Steilheit beeinflusst, auswirkt, freier Sauerstoff ist, so dass wenn nicht der Sauerstoff in dem CO₂ und/oder der Sauerstoff in dem H₂O, sondern die freie Sauerstoffkonzentration daran gehindert wird, 3 Vol.% zu überschreiten, die Steilheit auf nicht mehr als 0,1% gehalten werden kann. Der Fall einer Plattiermenge von 50g/m² war jedoch ein Spezialfall, in dem eine Sauerstoffkonzentration des Wischgases von bis zu 5 Vol.% zulässig war.
[Beispiel 10]
Betrachten des linienartigen Streifenmusters auf der Plattierschichtoberfläche und Unterdrückung davon. Dieses Beispiel bezieht sich auf einen Fall, in dem ein abgedichteter Kasten angebracht wurde und Verbrennungsabgas aus den Wischdüsen innerhalb des abgedichteten Kastens geblasen wurde.
Der abgedichtete Kasten 6 wurde angebracht, um die Wischdüsen 5 darin anzubringen, wie in 13 gezeigt, und die Sauerstoffkonzentration des aus den Wischgasdüsen 5 ausgeblasenen Verbrennungsabgases wurde wie in dem Fall des Beispiels 9 variiert. Es wurde durch Gasanalysenmessung bestätigt, dass die Sauerstoffkonzentration des Wischgases und die Sauerstoffkonzentration des abgedichteten Kastens eine sehr enge Korrelation besitzen. Es kann daher angenommen werden, dass während des Betriebs das Innere des abgedichteten Kastens bei einer Gasatmosphäre der gleichen Zusammensetzung wie das Wischgas beibehalten wird.
Die Plattierbedingungen und die Badzusammensetzung waren im Wesentlichen die gleichen wie in dem Fall des Beispiels 9, und die Steilheit wurde bei jeder Plattiermenge für die plattierten Stahlbleche gemessen, die durch Variieren der Sau erstoffkonzentration des Wischgases erhalten wurden. Die Ergebnisse der Tabelle 10 wurden erhalten. In Tabelle 10 ist „Sauerstoffkonzentration in dem abgedichteten Kasten" gezeigt als der gemessene Wert der Sauerstoffkonzentration des Wischgases. Wegen dem Variieren des Luft/Brennstoff-Verhältnisses des Nichtoxidationsofens und der Nachbrennungsbedingungen des Verbrennungsabgases, wurden auch die Kohlendioxidkonzentration und die Dampfkonzentration des Abgases variiert. Die Variationsbereiche waren die gleichen wie die in dem Fall des Beispiels 9.
Tabelle 10
Wie an den Ergebnissen in Tabelle 10 gesehen werden kann, betrug die Steilheit nicht mehr als 0,1 und ein plattiertes Stahlblech ohne Aussehensproblem wurde bei allen Plattiermengen erhalten, selbst wenn Verbrennungsabgas, das Kohlendioxid und Dampf enthält, als das Wischgas verwendet wurde, insofern als die Sauerstoffkonzentration des Wischgases und demgemäß die Sauerstoffkonzentration in dem abgedichteten Kasten nicht mehr 8 Vol.% betrug. Aus diesem wird offensichtlich, dass was sich auf die Morphologie des Mg-enthaltenden Oxidfilms, der die Steilheit beeinflusst, auswirkt, freier Sauerstoff ist, so dass wenn nicht der Sauerstoff in dem CO₂ und/oder der Sauerstoff in dem H₂O, sondern die freie Sauerstoffkonzentration daran gehindert wird, 3 Vol.% zu überschreiten, die Steilheit auf nicht mehr als 0,1 gehalten werden kann.
[Beispiel 11]
Dieses Beispiel ist ein Steilheitsmessbeispiel. Obwohl die Steilheitsmessungen der Tabellen 8–10 wie in dem Text beschrieben ausgeführt wurden, wird ein tatsächliches Messbeispiel im Folgenden dargestellt werden.
14 zeigt ein Beispiel einer gemessenen Wellenkurve einer plattierten Stahlblechoberfläche. Die Messung für dieses Diagramm wurde in Richtung des Blechdurchlasses (der Länge des Stahlstreifens nach) mit einem Oberflächenrauhheitsmessinstrument vom Taster- bzw. Tracer-Typ gemacht. Die Referenzlänge (L) wurde als 250 × 10³ μm (250mm) genommen.
Eine Mittellinie wurde durch die Wellenkurve gezeichnet, und
Höhe jedes Bergs bis zur Mittellinie = m₁
Anzahl der Berge innerhalb von L = Nm
Tiefe jedes Tals bis zur Mittellinie = V₁
Anzahl der Täler innerhalb von L = Vm
wurde erhalten. Aus diesen wurde Folgendes berechnet:
Durchschnittliche Berghöhe M = Σm₁/Nm
Durchschnittliche Taltiefe V = ΣV₁/Vm
Durchschnittlicher Abstand = L/Nm
Aus diesen wurde das Durchschnittliche Höhendifferential = [M + V] berechnet. Das Durchschnittliche Höhendifferential wurde durch den Durchschnittlichen Abstand geteilt und das Ergebnis wurde als % dargestellt, um die Steilheit zu erhalten. Bei Vereinfachung wird dieser Vorgang: Steilheit (%) = 100 × Nm × (M + V)/L.
Bei einem speziellen Beispiel wurden in dem Fall des plattierten Stahlblechs der Tabelle 8, das mit einer Plattiermenge = 150g/m² und Wischgassauerstoffkonzentration = 5,0 Vol.%:
Bei L = 250 × 10³ μm, Σm₁ = 172 μm,
Nm = 25,
EV₁ = 137 μm,
Vm = 25 berechnet,
Durchschnittliches Höhendifferential (M + V) = 12,4 μm,
und Durchschnittlicher Abstand = 10 × 10³ μm.
Daher wurde Steilheit = 0,12% berechnet.
15 zeigt die Korrelation zwischen der auf die vorangehende Art und Weise bestimmten Steilheit und der visuellen Bewertung des linienartigen Streifenmusters. An der Oberseite der 15 ist die Beziehung zwischen dem Wert der Steilheit (und auch dem durchschnittlichen Höhendifferential und dem Durchschnittsabstand) und der visuellen Beurteilung, erklärt in Beispiel 8, gezeigt. Dies ist graphisch in 15 unten dargestellt. In 15 kann gesehen werden, dass ein plattiertes Stahlblech mit einer Steilheit von nicht mehr als 0,10% ein industrielles Produkt ohne linienartiges Streifenmuster ist.
[Beispiel 12]
Betrachten des linienartigen Streifenmusters auf der Plattierschichtoberfläche und Unterdrückung davon. Dieses Beispiel zeigt die Beziehung zwischen der Menge der Be-Zugabe und dem Streifenmuster.
Ein heißgetachtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech wurde unter den folgenden Bedingungen hergestellt und der Grad des Streifenmusters, das auf der Oberfläche des erhaltenen heißgetauchten Zn-Al-Mg plattierten Stahlblechs auftrat, wurde visuell in vier Werte bzw. Pegel klassifiziert. Der Bewertungsstandard war wie folgt:
Starkes Streifenmuster (typisches Beispiel in 16, Fotographie (a) gezeigt) ... Gekennzeichnet durch X Markierungen
Mittleres Streifenmuster (typisches Beispiel in 16, Fotographie (b) gezeigt) ... Gekennzeichnet durch Δ Markierungen
Schwaches Streifenmuster (typisches Beispiel in 16, Fotographie (c) gezeigt) ... Gekennzeichnet durch O Markierungen
Kein Streifenmuster (typisches Beispiel in 16, Fotographie (d) gezeigt) ... Gekennzeichnet durch
Markierungen.
Die Fotographien von 16(a)–(d) sind alle auf 65% relativ zu den tatsächlichen Gegenständen (6,5mm in den Fotographien sind tatsächlich 10mm) reduziert und wurden fotografiert, wobei die Beleuchtung mit einem rechten Winkel auf die linienartigen Streifenmuster gerichtet war (Plattierrichtung = Längsrichtung der Stahlstreifen), so dass das Streifenmuster sich gut fotografieren ließ.
{Plattierbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierlicher Heißtauchplattiersimulator

Verarbeitetes Stahlblech:

Schwach beruhigtes Stahlblech (Dicke: 0,8mm)

Durchgangsgeschwindigkeit:

50m/min

Plattierbadtemperatur:

400°C

Zeitdauer des Eintauchens:

3s

Wischgas:

Sauerstoffkonzentration von 5%, der Rest Stickstoff und Stickstoffsystemgase

Wischdüsenposition:

100mm über dem Bad

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 5,8 Gew.%
Mg = 3,1 Gew.%
Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.%
Rest = Zn

Mit Bezug auf jedes der im Be-Gehalt variierten Plattierbäder, wie in 11 gezeigt, wurde die Plattiermenge durch Regulieren des Drucks des ausgeströmten Wischgases gesteuert.
Die auf den plattierten Stahlblechen erscheinenden Streifenmuster wurden unter Oberflächenaussehensbewertung in Tabelle 11 klassifiziert.
Tabelle 11
Wie an den Ergebnissen in Tabelle 11 gesehen werden kann, fiel das Streifenmuster umso mehr auf, je größer die Plattiermenge war. Bei jeder Plattiermenge nahm jedoch das Streifenmuster durch Be-Zugabe ab. Es kann gesehen werden, dass dieser Effekt bei einem Be-Gehalt von ungefähr 0,001 Gew.% auftritt und dass der Beurteilungsrang mit steigender Be-Zugabe zunimmt, aber der Effekt im Wesentlichen bei ungefähr 0,05 Gew.% gesättigt wird.
Beispiel 12 wurde wiederholt, außer dass die Plattierbadzusammensetzung auf die Folgenden (1)–(7) verändert wurde. Das Ergebnis war, dass genau die gleichen Oberflächenaussehensbewertungen wie in Tabelle 11 für sämtliche der Badzusammensetzungen erhalten wurden.

(1) Al = 5,8 Gew.% Mg = 1,5 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn
(2) Al = 9,5 Gew.% Mg = 3,6 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn
(3) Al = 9,5 Gew.% Mg = 1,2 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn
(4) Al = 5,8 Gew.% Mg = 3,1 Gew.% Ti = 0,03 Gew.% B = 0,006 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn
(5) Al = 5,8 Gew.% Mg = 1,5 Gew.% Ti = 0,03 Gew.% B = 0,006 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn
(6) Al = 9,5 Gew.% Mg = 3,6 Gew.% Ti = 0,01 Gew.% B = 0,002 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn
(7) Al = 9,5 Gew.% Mg = 1,2 Gew.% Ti = 0,01 Gew.% B = 0,002 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn

[Beispiel 13]
Beispiel 12 wurde wiederholt, außer dass die Plattierbedingungen wie folgt verändert wurden. Das auf den plattierten Stahlblechen erscheinende Streifenmuster wurde durch das gleiche Verfahren bewertet wie in Beispiel 12. Die Ergebnisse sind in Tabelle 12 gezeigt.
{Plattierbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierlicher Heißtauchplattiersimulator

Verarbeitetes Stahlblech:

Schwach beruhigtes Stahlblech (Dicke: 0,5mm)

Durchgangsgeschwindigkeit:

100m/min

Plattierbadtemperatur:

420°C

Zeitdauer des Eintauchens:

2s

Wischgas:

Luft

Wischdüsenposition:

150mm über dem Bad

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 6,5 Gew.%
Mg = 1,1 Gew.%
Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.%
Rest = Zn

Tabelle 12
Wie an den Ergebnissen in Tabelle 12 gesehen werden kann, fällt das Streifenmuster umso mehr auf, je größer die Plattiermenge war. Bei jeder Plattiermenge nahm jedoch das Streifenmuster durch Be-Zugabe ab. Es kann gesehen werden, dass dieser Effekt bei einem Be-Gehalt von ungefähr 0,001 Gew.% erscheint. Beispiel 13 wurde wiederholt, außer dass die Plattierbadzusammensetzung auf die Folgenden (1)–(3) verändert wurde. Das Ergebnis war, dass genau die glei chen Oberflächenaussehensbewertungen wie in Tabelle 12 für sämtliche der Badzusammensetzungen erhalten wurden.

(1) Al = 6,5 Gew.% Mg = 2,6 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn
(2) Al = 6,5 Gew.% Mg = 2,6 Gew.% Ti = 0,02 Gew.% B = 0,004 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn
(3) Al = 6,5 Gew.% Mg = 1,1 Gew.% Ti = 0,02 Gew.% B = 0,004 Gew.% Be = 0, 0,0006, 0,001, 0,015 oder 0,05 Gew.% Rest = Zn

[Beispiel 14]
Dieses Beispiel zeigt den Korrosionswiderstand plattierter Stahlbleche unter Verwendung eines Bades, zu dem Be hinzugefügt ist.
Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech wurde unter den folgenden Bedigungen hergestellt. Der Korrosionswiderstand des heißtauchplattierten Stahlblechs wurde untersucht. Der Korrosionswiderstand wurde basierend auf dem Korrosionsverlust (g/m²) nach dem Durchführen des SST (Salzwassersprühtest gemäß JIS-Z-2371) für 800 Stunden bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 13 gezeigt.
{Plattierbedingungen}
Verarbeitungsausrüstung:

Kontinuierlicher Heißtauchplattiersimulator

Verarbeitetes Stahlblech:

Schwach beruhigtes Stahlblech (Dicke: 0,8mm)

Durchgangsgeschwindigkeit:

70m/min

Plattierbadtemperatur:

400°C

Zeitdauer des Eintauchens:

3s

Wischgas:

5 Vol.% O₂ + Rest N₂

Wischdüsenposition:

100mm über dem Bad

Plattiermenge pro Seite:

150g/m²

Plattierbadzusammensetzung:

Al = 6,2 Gew.%
Mg = 2,8 Gew.%
Ti = 0,01 Gew.%
B = 0,002 Gew.%
Be = 0, 0,001, 0,02, 0,04, 0,06 oder 0,08 Gew.%
Rest = Zn

Tabelle 13
Wie an Tabelle 13 gesehen werden kann, hat die Zugabe von Be bis zu 0,05 Gew.% keinen Effekt auf den Korrosionswiderstand.
Wie im Vorangegangenen beschrieben, liefert die vorliegende Erfindung ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg plattiertes Stahlblech mit hervorragendem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen und ein vorteilhaftes Verfahren zur Herstellung des selbigen. Wegen diesem hervorragenden Korrosionswiderstand ermöglicht die Erfindung die Ausweitung in neue Anwendungsgebiete, die nicht für herkömmliche heißgetauchte Zn-Basis-plattierte Stahlbleche erreichbar sind.

Claims

Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg platiertes bzw. beschichtetes Stahlblech mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen, das ein heißgetauchtes auf Zn-Basis platiertes Stahlblech ist und zwar erhalten durch Bildung auf einer Oberfläche eines Stahlblechs eine heißgetauchte Zn-Al-Mg Platierschicht bzw. Beschichtung bestehend aus Folgendem: Al: 4.0–10 Gewichtsprozent, Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, wobei die Platierschicht eine Metallstruktur besitzt, einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] in einer Matrix von [Al/Zn/Zn₂Mg ternärer eutektischer Struktur].
Das heißgetauchte Zn-Al-Mg platierte Stahlblech gemäß Anspruch 1, wobei die erwähnte metallische Struktur ferner eine [Zn-Einzelphase] in der erwähnten Matrix der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] aufweist.
Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg platiertes Stahlblech gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei die Metallstruktur der Platierschicht eine Gesamtmenge der [primären Kristall-Al-Phase] und der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] von nicht weniger als 80 Volumenprozent und [Zn-Einzel-Phase] von nicht mehr als 15 Volumenprozent (einschließlich 0 Volumenprozent) aufweist.
Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg platiertes Stahlblech gemäß Anspruch 1, 2 oder 3, wobei die Metallstruktur der Platierschicht weder [Al/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternäre eutektische Kristall] Matrix an sich noch diese Matrix einschließlich eines [Al-Primär-Kristalls] oder einen [Al-Primär-Kristall] und eine [Zn-Einzelphase] in einer Menge aufweist, die als Punkte mit dem nackten Auge beobachtbar ist.
Ein Verfahren zur Herstellung von heißgetauchtem Zn-Al-Mg platiertem Stahlblech mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen, wobei es sich um ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg platierten Stahlblechs unter Verwendung eines Heißtauchplatierbades handelt, welches aus Folgendem zusammengesetzt ist: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent, Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, und zwar gekennzeichnet dadurch, dass eine Badtemperatur des Platierbades gesteuert bzw. geregelt wird, und zwar auf eine Temperatur nicht tiefer als der Schmelzpunkt und tiefer als 470°C und mit einer Kühlrate bis zur Vollendung der Aushärtung der Platierschicht bis nicht weniger als 10°C/s.
Ein Verfahren zur Erzeugung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg platierten Stahlblechs nach Anspruch 5, wobei die Badtemperatur des Platierbades nicht niedriger ist als der Schmelzpunkt und nicht höher als 450°C, wobei die Kühlrate nicht kleiner ist als 12°C/s.
Ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg platierten Stahlblechs mit gutem Korrosionswiderstand und gutem Oberflächenaussehen, d.h. ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg platierten Stahlblechs unter Verwendung eines Heißtauchplatierbades bestehend aus Folgendem: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent, Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, und zwar gekennzeichnet durch Steuerung einer Badtemperatur des Platierbades auf nicht niedriger als 470°C und mit einer Kühlrate bis zur Vollendung der Platierschichtverfestigung bis nicht weniger als 0,5°C/s.
Ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg platierten Stahlblechs nach Anspruch 5, 6 oder 7, wobei die Platierschicht des platierten Stahlblechs eine Metallstruktur besitzt, einschließlich einer [primären Al-Kristallphase] oder einer [primären Al-Kristallphase] und einer [Zn-Einzelphase] in einer Matrix von [Al/Zn/Zn₂Mg ternärer eutektischer Struktur].
Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg-System platiertes Stahlblech mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen, das ein heißgetauchtes Zn-Basisplatiertes Stahlblech ist, und zwar erhalten durch Ausbildung auf einer Oberfläche des Stahlblechs einer Platierschicht bestehend aus Folgendem: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent, Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent, Ti: 0,002–0,1 Gewichtsprozent, B: 0,001–0,045 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht ver meidbare Verunreinigungen, wobei die Platierschicht eine Metallstruktur besitzt, einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] in einer Matrix von [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur].
Das heißgetauchte Zn-Al-Mg-System platierte Stahlblech gemäß Anspruch 9, wobei die Metallstruktur ferner eine [Zn-Einzelphase] in der erwähnten Matrix von [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] aufweist.
Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg-platiertes Stahlblech gemäß Anspruch 9 oder 10, wobei die Metallstruktur der Platierschicht eine Gesamtmenge aus der [primären Kristall-Al-Phase] und der [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur] aufweist, von nicht weniger als 80 Volumenprozent und [Zn-Einzelphase] nicht größer als 15 Volumenprozent, (einschließlich 0 Volumenprozent).
Ein heißgetauchtes Zn-Al-Mg-platiertes Stahlblech nach Anspruch 9, 10 oder 11, wobei die Metallstruktur der Platierschicht weder ein [Al/Zn/Zn/Zn₁₁Mg₂ ternär eutektisches Kristall] Matrix an sich aufweist noch diese Matrix einschließlich eines (Al-Primär-Kristalls] oder eines [Al-Primär-Kristalls] und einer [Zn-Einzelphase], und zwar in einer Menge, die mit dem nackten Auge als Punkte feststellbar ist.
Ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg platierten Stahlblechs mit gutem Korrosionswiderstand und Oberflächenaussehen, nämlich ein Verfahren zur Erzeugung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg-platierten Stahlblechs unter Verwendung eines Heißtauchplatierbades bestehend aus Folgendem: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent, Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent, Ti: 0,002–0,1 Gewichtsprozent, B: 0,001–0,045 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, wobei gekennzeichneter Weise die Steuerung einer Badtemperatur des Platierbades auf nicht niedriger als den Schmelzpunkt und niedriger als 410°C erfolgt und eine Nachplatierkühlrate nicht kleiner ist als 7°C/s.
Ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg platierten Stahlblechs mit gutem Korrosionswiderstand und mit gutem Oberflächenausse hen, und zwar ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg-platierten Stahlblechs unter Verwendung eines Heißtauchplatierbades bestehend aus Folgendem: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent, Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent, Ti: 0,002–0,1 Gewichtsprozent, B: 0,001–0,045 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, wobei gekennzeichneter Weise die Badtemperatur des Platierbades auf nicht weniger als 410°C und eine Nachplatierkühlrate auf nicht weniger als 0,5°C/s gesteuert bzw. geregelt wird.
Ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg-platierten Stahlblechs gemäß Anspruch 13 oder 14, wobei die Platierschicht des platierten Stahlblechs eine Metallstruktur besitzt, und zwar einschließlich einer [primären Kristall-Al-Phase] oder eine [eine primäre Kristall-Al-Phase] und eine [Zn-Einzelphase] in einer Matrix von [Al/Zn/Zn₂Mg ternären eutektischen Struktur].
Ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg-platierten Stahlblechs, d.h. ein Verfahren zur Erzeugung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg platierten Stahlblechs durch kontinuierliches Eintauchen eines Stahlstreifens in ein Heißtauchplatierbad bestehend aus Al: 4,0–10 Gewichtsprozent und Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent und nach Erfordernis Ti: 0,002–0,1 Gewichtsprozent und B: 0,001–0,045 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen, wobei kontinuierlich der Stahlstreifen aus dem Bad mit einer daran anhaftenden Heißtauchplatierung herausgezogen wird und ein Wischgas auf die Heißtauchplatierschicht kontinuierlich aus dem Bad herausgezogen geblasen wird, wobei die Sauerstoffkonzentration des Wischgases nicht mehr als 3 Volumenprozent beträgt, um ein auf einer Oberfläche der Platierschicht erscheinendes linienartiges Streifenmuster zu steuern.
Ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg-platierten Stahlblechs, d.h. ein Verfahren zur Herstellung eines heißgetauchten Zn-Al-Mg-platierten Stahlblechs durch kontinuierliches Eintauchen eines Stahlstreifens in ein Heißtauchplatierbad bestehend aus: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent und Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent und nach Erfordernis Ti: 0,002–0,1 Gewichtsprozent und B: 0,001–0,045 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunrei nigungen, wobei der Stahlstreifen mit der Heißtauchplatierung kontinuierlich aus dem Bad herausgezogen wird und in einen abgedichteten Kasten und wobei in dem abgedichteten Kasten ein Abwischgas auf die Heißtauchplatierschicht, die kontinuierlich aus dem Bad herausgezogen wird, aufgeblasen wird, wobei die Sauerstoffkonzentration in dem abgedichteten Kasten auf nicht mehr als 8 Volumenprozent gehalten wird, um ein linienartiges Streifenmuster, welches auf einer Oberfläche der Platierschicht erscheint, zu steuern.
Ein Mg enthaltendes heißgetauchtes Zn-Basis-platiertes Stahlblech, ausgeformt mit einer platierten Oberfläche, deren Steilheit nicht größer ist als 0,1%, und zwar durch kontinuierliche Extraktion eines Stahlstreifens aus einem Heißtauchplatierbad, in dem dieser kontinuierlich eingetaucht ist, wobei das Bad aus Folgendem zusammengesetzt ist: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent und Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent und, nach Erfordernis Ti: 0,002–0,1 Gewichtsprozent und B: 0,001–0,045 Gewichtsprozent, wobei der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen sind, wobei eine Morphologie einer Mg-Oxyd-enthaltenden Beschichtung, die sich auf einer Oberfläche einer Platierschicht bis zur Verfestigung auf der Oberfläche der Schicht gesteuert wird, und wobei vorgesehen ist, das die Steilheit (%) ein durch Gleichung (1) berechneter Wert ist, und zwar aus einer eine Wellenform besitzenden Kurve einer Einheitslänge einer gemessenen Wellenform der Platieroberfläche in einer Blechdurchlassrichtung (Längsrichtung des Streifens) Steilheit (%) = 100 × Nm × (M + V)/L (1)dabei ist: L = Einheitslänge (eingestellt auf einen Wert nicht kleiner als 100 × 10³ μm, wie beispielsweise 250 × 10³ μm ) Nm = Anzahl der Berge innerhalb der Einheitslänge M = Durchschnittliche Berghöhe innerhalb der Einheitslänge (μm) V = Durchschnittliche Taltiefe innerhalb der Einheitslänge (μm)
Ein heißgetauchtes auf Zn-Basis- platiertes Stahlblech, erhältlich durch Aufbringen auf einer Oberfläche eines Stahlblechs eine Heißtauch-Zn-Al-Mg-Systemplatierung bestehend aus: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent und Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent Be: 0,001–0,05 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen.
Ein heißgetauchtes auf Zn-Basis-platiertes Stahlblech erhältlich durch Aufbringen auf einer Oberfläche eines Stahlblechs eine heißgetauchte Zn-Al-Mg-Systemplatierung bestehend aus: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent, Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent, Ti: 0,002–0,1 Gewichtsprozent und B: 0,001–0,045 Gewichtsprozent, Be: 0,001–0,05 Gewichtsprozent und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen.
Ein Verfahren zur Steuerung des Auftretens eines Streifenmusters, welches in einer heißgetauchten Platierschicht auftritt, gekennzeichnet durch die Zugabe von 0,001–0,05 Gewichtsprozent Be zu einem Heißtauchplatierbad bestehend aus: Al: 4,0–10 Gewichtsprozent und Mg: 1,0–4,0 Gewichtsprozent und, nach Erfordernis Ti: 0,002–0,1 Gewichtsprozent und B: 0,001–0,045 Gewichtsprozent, und der Rest Zn und nicht vermeidbare Verunreinigungen.