JP2001295018A - 耐食性の優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents
耐食性の優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法Info
- Publication number
- JP2001295018A JP2001295018A JP2000109407A JP2000109407A JP2001295018A JP 2001295018 A JP2001295018 A JP 2001295018A JP 2000109407 A JP2000109407 A JP 2000109407A JP 2000109407 A JP2000109407 A JP 2000109407A JP 2001295018 A JP2001295018 A JP 2001295018A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- steel sheet
- mass
- corrosion resistance
- plating
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 プレめっき設備のような新たな設備を設置す
ることなく、耐食性に優れた高Ｓｉ含有高強度溶融亜鉛
めっき鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量％であ
る鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０質量
％、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるＺｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき層を有するか、または、Ｓｉ含有量が０．
２〜２．０質量％である鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、
Ｍｇ：１〜１０質量％、Ｓｉ：０．０１〜２質量％、残
部がＺｎ及び不可避的不純物からなるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉめっき層を有し、かつそれらの、めっき層が〔Ａ
ｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍ
ｇ2Ｓｉ相〕と〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚｎ
相〕の内の１種又は２種以上が混在した金属組織を有す
ることを特徴とする耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。
ることなく、耐食性に優れた高Ｓｉ含有高強度溶融亜鉛
めっき鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量％であ
る鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０質量
％、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるＺｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき層を有するか、または、Ｓｉ含有量が０．
２〜２．０質量％である鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、
Ｍｇ：１〜１０質量％、Ｓｉ：０．０１〜２質量％、残
部がＺｎ及び不可避的不純物からなるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉめっき層を有し、かつそれらの、めっき層が〔Ａ
ｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍ
ｇ2Ｓｉ相〕と〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚｎ
相〕の内の１種又は２種以上が混在した金属組織を有す
ることを特徴とする耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｓｉ含有高強度溶
融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に係わり、詳しくは、
優れた耐食性を有し、種々の用途、例えば建材や自動車
鋼板として適用できるめっき鋼板に関するものである。
融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に係わり、詳しくは、
優れた耐食性を有し、種々の用途、例えば建材や自動車
鋼板として適用できるめっき鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】耐食性の良好なめっき鋼板として最も使
用されているものに溶融亜鉛めっき鋼板がある。この溶
融亜鉛めっき鋼板は、通常鋼板を脱脂後、無酸化炉にて
予熱し表面の清浄化及び材質確保のために還元炉にて還
元焼鈍を行い、溶融亜鉛浴に浸漬し、付着量制御を行う
ことによって製造される。その特徴として、耐食性及び
めっき密着性に優れることから、自動車、建材用途等を
中心として広く使用されている。
用されているものに溶融亜鉛めっき鋼板がある。この溶
融亜鉛めっき鋼板は、通常鋼板を脱脂後、無酸化炉にて
予熱し表面の清浄化及び材質確保のために還元炉にて還
元焼鈍を行い、溶融亜鉛浴に浸漬し、付着量制御を行う
ことによって製造される。その特徴として、耐食性及び
めっき密着性に優れることから、自動車、建材用途等を
中心として広く使用されている。
【０００３】しかしながら、高強度鋼板のうち、高Ｓｉ
含有高強度鋼板の場合はめっき性不良が大きな問題とな
る。めっき性改善のための従来技術としては、例えば特
開昭５５−１２２８６５号公報に開示されているよう
に、無酸化炉において鋼表面に酸化膜の厚さが４００〜
１００００Åになるように酸化した後、水素を含む雰囲
気で焼鈍し、めっきする方法が知られている。この方法
は酸化帯で鉄酸化膜を積極的に生成させることでめっき
密着性を阻害するＳｉ酸化物の生成を抑制し、めっき密
着性を向上させることを目的としている。
含有高強度鋼板の場合はめっき性不良が大きな問題とな
る。めっき性改善のための従来技術としては、例えば特
開昭５５−１２２８６５号公報に開示されているよう
に、無酸化炉において鋼表面に酸化膜の厚さが４００〜
１００００Åになるように酸化した後、水素を含む雰囲
気で焼鈍し、めっきする方法が知られている。この方法
は酸化帯で鉄酸化膜を積極的に生成させることでめっき
密着性を阻害するＳｉ酸化物の生成を抑制し、めっき密
着性を向上させることを目的としている。
【０００４】しかしながら、この従来方法では、鉄酸化
膜の還元時間の調整は実際上困難であり、還元時間が長
すぎればＳｉの表面濃化を引き起こし、短すぎれば鋼表
面に鉄の酸化膜が残存するので、結局完全にめっき性不
良の解消にはならないという問題点と、この技術で完全
にＳｉ酸化物生成を抑制することができないという問題
点を有している。
膜の還元時間の調整は実際上困難であり、還元時間が長
すぎればＳｉの表面濃化を引き起こし、短すぎれば鋼表
面に鉄の酸化膜が残存するので、結局完全にめっき性不
良の解消にはならないという問題点と、この技術で完全
にＳｉ酸化物生成を抑制することができないという問題
点を有している。
【０００５】この問題点を解消する目的で、特開平２−
３８５４９号公報には焼鈍前にプレめっきを施す方法が
開示されている。しかしながら、この方法ではプレめっ
き法設備が必要になり、設置スペースがない場合は採用
できず、また、プレめっき設備設置による生産コスト上
昇は避けられない。
３８５４９号公報には焼鈍前にプレめっきを施す方法が
開示されている。しかしながら、この方法ではプレめっ
き法設備が必要になり、設置スペースがない場合は採用
できず、また、プレめっき設備設置による生産コスト上
昇は避けられない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような問
題点に鑑み、プレめっき設備のような新たな設備を設置
することなく、めっき性が良好で耐食性の優れた高Ｓｉ
含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供す
べくなされたものである。
題点に鑑み、プレめっき設備のような新たな設備を設置
することなく、めっき性が良好で耐食性の優れた高Ｓｉ
含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供す
べくなされたものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高強度鋼
板のめっき処理について鋭意研究を重ねた結果、Ｓｉ含
有高強度鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、ま
たはＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっきを形成させ、且
つＺｎ11Ｍｇ2系の相の晶出を避けることにより耐食性
に優れためっき鋼板となることをつきとめ、そのための
方法として鉄酸化膜が２００〜１０００Åになる程度で
還元を止め、残りの鉄酸化膜の還元をめっき浴中で行う
ことによりＳｉ酸化物の生成を完全に防止することがで
きることを見出し本発明を完成するに至った。
板のめっき処理について鋭意研究を重ねた結果、Ｓｉ含
有高強度鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、ま
たはＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっきを形成させ、且
つＺｎ11Ｍｇ2系の相の晶出を避けることにより耐食性
に優れためっき鋼板となることをつきとめ、そのための
方法として鉄酸化膜が２００〜１０００Åになる程度で
還元を止め、残りの鉄酸化膜の還元をめっき浴中で行う
ことによりＳｉ酸化物の生成を完全に防止することがで
きることを見出し本発明を完成するに至った。
【０００８】即ち、本発明の要旨とするところは、以下
に示す通りである。
に示す通りである。
【０００９】（１） Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量
％である鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０
質量％、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるＺｎ−
Ａｌ−Ｍｇめっき層を有し、該めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ
／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕が
混在した金属組織を有することを特徴とする耐食性に優
れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
％である鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０
質量％、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるＺｎ−
Ａｌ−Ｍｇめっき層を有し、該めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ
／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕が
混在した金属組織を有することを特徴とする耐食性に優
れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１０】（２） めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕及び〔Ｚｎ
相〕が混在した金属組織を有することを特徴とする前記
（１）記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛め
っき鋼板。
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕及び〔Ｚｎ
相〕が混在した金属組織を有することを特徴とする前記
（１）記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛め
っき鋼板。
【００１１】（３） めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び
〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を有することを特徴とす
る前記（１）記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び
〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を有することを特徴とす
る前記（１）記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。
【００１２】（４） めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び
〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を有することを特徴とす
る前記（１）記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び
〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を有することを特徴とす
る前記（１）記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。
【００１３】（５） めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、
〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を有する
ことを特徴とする前記（１）記載の耐食性に優れたＳｉ
含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、
〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を有する
ことを特徴とする前記（１）記載の耐食性に優れたＳｉ
含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】（６） Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量
％である鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０
質量％、Ｓｉ：０．０１〜２質量％、残部がＺｎ及び不
可避的不純物からなるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき層
を有し、該めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と〔Ａｌ相〕が
混在した金属組織を有することを特徴とする耐食性に優
れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
％である鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０
質量％、Ｓｉ：０．０１〜２質量％、残部がＺｎ及び不
可避的不純物からなるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき層
を有し、該めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と〔Ａｌ相〕が
混在した金属組織を有することを特徴とする耐食性に優
れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１５】（７） めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と
〔Ａｌ相〕及び〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を有する
ことを特徴とする前記（６）記載の耐食性に優れたＳｉ
含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と
〔Ａｌ相〕及び〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を有する
ことを特徴とする前記（６）記載の耐食性に優れたＳｉ
含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】（８） めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と
〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を
有することを特徴とする前記（６）記載の耐食性に優れ
たＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と
〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を
有することを特徴とする前記（６）記載の耐食性に優れ
たＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１７】（９） めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と
〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を
有することを特徴とする前記（６）記載の耐食性に優れ
たＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と
〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を
有することを特徴とする前記（６）記載の耐食性に優れ
たＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１８】（１０） めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ
2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕、
〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在し
た金属組織を有することを特徴とする前記（６）記載の
耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕、
〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在し
た金属組織を有することを特徴とする前記（６）記載の
耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
【００２０】まず、本発明におけるＳｉ含有高強度溶融
亜鉛めっき鋼板とは、Ｓｉの含有量が０．２〜２質量％
である高強度鋼板にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層、または
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき層を形成させたものであ
る。めっきの付着量については特に制約を設けないが、
耐食性の観点から１０ｇ／ｍ2以上、加工性の観点から
３５０ｇ／ｍ2以下であることが好ましい。
亜鉛めっき鋼板とは、Ｓｉの含有量が０．２〜２質量％
である高強度鋼板にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層、または
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき層を形成させたものであ
る。めっきの付着量については特に制約を設けないが、
耐食性の観点から１０ｇ／ｍ2以上、加工性の観点から
３５０ｇ／ｍ2以下であることが好ましい。
【００２１】本発明において鋼中のＳｉ含有量を０．２
〜２質量％に限定した理由は、Ｓｉ酸化物の生成を抑制
できる鋼中Ｓｉ濃度は２．０質量％以下までの範囲であ
り、Ｓｉ濃度が０．２質量％未満になると鋼板そのもの
が十分な強度を持つことができないためである。
〜２質量％に限定した理由は、Ｓｉ酸化物の生成を抑制
できる鋼中Ｓｉ濃度は２．０質量％以下までの範囲であ
り、Ｓｉ濃度が０．２質量％未満になると鋼板そのもの
が十分な強度を持つことができないためである。
【００２２】Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層のＡｌを２〜１
９質量％に限定した理由は、２質量％未満では鉄酸化膜
を還元する効果が十分でなく、１９質量％を超えるとＦ
ｅ−Ａｌの金属間化合物が厚く成長し過ぎて、めっき密
着性が低下してしまうためである。
９質量％に限定した理由は、２質量％未満では鉄酸化膜
を還元する効果が十分でなく、１９質量％を超えるとＦ
ｅ−Ａｌの金属間化合物が厚く成長し過ぎて、めっき密
着性が低下してしまうためである。
【００２３】Ｍｇを１〜１０質量％に限定した理由は、
１質量％未満では鉄酸化膜を還元する効果が十分でな
く、１０質量％を超えるとめっき浴が酸化し易くなり、
めっき浴面にＭｇの酸化物が多量に発生し、めっきが困
難になるためＭｇの含有量は１０質量％以下とする。
１質量％未満では鉄酸化膜を還元する効果が十分でな
く、１０質量％を超えるとめっき浴が酸化し易くなり、
めっき浴面にＭｇの酸化物が多量に発生し、めっきが困
難になるためＭｇの含有量は１０質量％以下とする。
【００２４】また、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき層の
Ｓｉを０．０１〜２質量％に限定した理由は、０．０１
質量％未満ではめっき浴中のＡｌと鋼板中のＦｅの反応
を十分に抑制できないためであり、２質量％を超えると
鋼板中のＦｅの反応を抑制する効果が飽和するためであ
る。
Ｓｉを０．０１〜２質量％に限定した理由は、０．０１
質量％未満ではめっき浴中のＡｌと鋼板中のＦｅの反応
を十分に抑制できないためであり、２質量％を超えると
鋼板中のＦｅの反応を抑制する効果が飽和するためであ
る。
【００２５】更に耐食性を著しく向上させるためには、
めっき層の組織においてＺｎ11Ｍｇ 2系の相の晶出を避
けることが有効である。めっき層におけるＺｎ11Ｍｇ2
系の相とは、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組
織〕の素地自体の金属組織、或いはこの素地中に〔初晶
Ａｌ〕、または〔初晶Ａｌ〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した
金属組織のことであり、このＺｎ11Ｍｇ2系の相が局部
的に晶出した場合に、Ｚｎ11Ｍｇ2系の部分が優先的に
腐食される現象が起きるため、耐食性を向上させるため
には、このＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質的に含まないめっ
き相とすることが必要である。
めっき層の組織においてＺｎ11Ｍｇ 2系の相の晶出を避
けることが有効である。めっき層におけるＺｎ11Ｍｇ2
系の相とは、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組
織〕の素地自体の金属組織、或いはこの素地中に〔初晶
Ａｌ〕、または〔初晶Ａｌ〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した
金属組織のことであり、このＺｎ11Ｍｇ2系の相が局部
的に晶出した場合に、Ｚｎ11Ｍｇ2系の部分が優先的に
腐食される現象が起きるため、耐食性を向上させるため
には、このＺｎ11Ｍｇ2系の相を実質的に含まないめっ
き相とすることが必要である。
【００２６】このためにはめっき層の金属組織を〔Ａｌ
／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ
相〕が混在した金属組織、または〔Ａｌ相〕と〔Ｚｎ
相〕が混在した金属組織、または〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と
〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織、または〔Ｚｎ2Ｍｇ
相〕と〔Ａｌ相〕が混在した金属組織、または〔Ｚｎ2
Ｍｇ相〕と〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組
織とする必要がある。
／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ
相〕が混在した金属組織、または〔Ａｌ相〕と〔Ｚｎ
相〕が混在した金属組織、または〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と
〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織、または〔Ｚｎ2Ｍｇ
相〕と〔Ａｌ相〕が混在した金属組織、または〔Ｚｎ2
Ｍｇ相〕と〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組
織とする必要がある。
【００２７】ここで、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕が混在した金属組織と
は、めっき層断面をミクロ的に観察した時に、〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に最初に析
出した〔初晶Ａｌ〕が混在した金属組織である。
共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕が混在した金属組織と
は、めっき層断面をミクロ的に観察した時に、〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に最初に析
出した〔初晶Ａｌ〕が混在した金属組織である。
【００２８】また、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共
晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕と〔Ｚｎ相〕が混在した
金属組織とは、めっき層断面をミクロ的に観察した時
に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
中に〔初晶Ａｌ〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織で
ある。
晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕と〔Ｚｎ相〕が混在した
金属組織とは、めっき層断面をミクロ的に観察した時
に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
中に〔初晶Ａｌ〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織で
ある。
【００２９】また、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共
晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ｚｎ相〕が混
在した金属組織とは、めっき層断面をミクロ的に観察し
た時に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の
素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ｚｎ相〕が混在した金属
組織である。
晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ｚｎ相〕が混
在した金属組織とは、めっき層断面をミクロ的に観察し
た時に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の
素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ｚｎ相〕が混在した金属
組織である。
【００３０】また、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共
晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ａｌ相〕が混
在した金属組織とは、めっき層断面をミクロ的に観察し
た時に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の
素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ａｌ相〕が混在した金属
組織である。
晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ａｌ相〕が混
在した金属組織とは、めっき層断面をミクロ的に観察し
た時に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の
素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ａｌ相〕が混在した金属
組織である。
【００３１】また、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共
晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ｚｎ相〕、及
び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織とは、めっき層断面を
ミクロ的に観察した時に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ｚｎ
相〕、及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織である。
晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ｚｎ相〕、及
び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織とは、めっき層断面を
ミクロ的に観察した時に、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕と〔Ｚｎ
相〕、及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織である。
【００３２】ここで、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕とは、Ａｌ相とＺｎ相及び金属間化合物Ｚｎ
2Ｍｇ相との三元共晶組織であり、この三元共晶組織を
形成しているＡｌ相は、例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元
平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶
するＡｌ固溶体であり、少量のＭｇを含む）に相当する
ものである。この高温での「Ａｌ”相」は常温では通
常、微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して出現する。
また、該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶
し、場合によっては更に少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶
体である。該三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は、Ｚｎ−
Ｍｇの二元系平衡状態図のＺｎ＝約８４重量％の付近に
存在する金属間化合物相である。この３つの相からなる
三元共晶組織を本願発明では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕と定義する。
共晶組織〕とは、Ａｌ相とＺｎ相及び金属間化合物Ｚｎ
2Ｍｇ相との三元共晶組織であり、この三元共晶組織を
形成しているＡｌ相は、例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元
平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶
するＡｌ固溶体であり、少量のＭｇを含む）に相当する
ものである。この高温での「Ａｌ”相」は常温では通
常、微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して出現する。
また、該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶
し、場合によっては更に少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶
体である。該三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は、Ｚｎ−
Ｍｇの二元系平衡状態図のＺｎ＝約８４重量％の付近に
存在する金属間化合物相である。この３つの相からなる
三元共晶組織を本願発明では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕と定義する。
【００３３】また、〔Ａｌ相〕とは、前記三元共晶組織
の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、
これは例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図にお
ける高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体
であり、少量のＭｇを含む）に相当するものである。こ
の高温での「Ａｌ”相」はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度に
応じて固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温で
の「Ａｌ”相」は常温では、通常微細なＡｌ相と微細な
Ｚｎ相に分離するが、常温で見られる島状の形状は高温
での「Ａｌ”相」の形骸を留めたものであると見てよ
い。この高温での「Ａｌ”相」（Ａｌ初晶と呼ばれる）
に由来し、且つ形状的には「Ａｌ”相」の形骸を留めて
いる相を本願発明では〔Ａｌ相〕と定義する。この〔Ａ
ｌ相〕は前記の三元共晶組織を形成しているＡｌ相とは
顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、
これは例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図にお
ける高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体
であり、少量のＭｇを含む）に相当するものである。こ
の高温での「Ａｌ”相」はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度に
応じて固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温で
の「Ａｌ”相」は常温では、通常微細なＡｌ相と微細な
Ｚｎ相に分離するが、常温で見られる島状の形状は高温
での「Ａｌ”相」の形骸を留めたものであると見てよ
い。この高温での「Ａｌ”相」（Ａｌ初晶と呼ばれる）
に由来し、且つ形状的には「Ａｌ”相」の形骸を留めて
いる相を本願発明では〔Ａｌ相〕と定義する。この〔Ａ
ｌ相〕は前記の三元共晶組織を形成しているＡｌ相とは
顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
【００３４】また、〔Ｚｎ相〕とは前記の三元共晶組織
の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、
実際には少量のＡｌ、更には少量のＭｇを固溶している
こともある。この〔Ｚｎ相〕は前記の三元共晶組織を形
成しているＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、
実際には少量のＡｌ、更には少量のＭｇを固溶している
こともある。この〔Ｚｎ相〕は前記の三元共晶組織を形
成しているＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
【００３５】また、〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕とは、前記の三元
共晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相
であり、実際には少量のＡｌを固溶していることもあ
る。この〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕は前記の三元共晶組織を形成
しているＡｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ相とは顕微鏡観察にお
いて明瞭に区別できる。
共晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相
であり、実際には少量のＡｌを固溶していることもあ
る。この〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕は前記の三元共晶組織を形成
しているＡｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ相とは顕微鏡観察にお
いて明瞭に区別できる。
【００３６】耐食性を更に高めためっき鋼板を得るに
は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉの添加量を増やして、めっき層の
凝固組織中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕が混在した金属組織を有
するようにすることが望ましい。該めっき組成はＺｎ−
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉの四元系合金であるが、Ａｌ、Ｍｇの
量が比較的少量である場合、凝固初期はＺｎ−Ｓｉの二
元系合金に類似した挙動を示しＳｉ系の初晶が晶出す
る。その後、今度は残ったＺｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元系合
金に類似した挙動示す。即ち、初晶として〔Ｓｉ相〕が
晶出した後、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組
織〕の素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚｎ2Ｍｇ
相〕の一つ以上を含む金属組織ができる。
は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉの添加量を増やして、めっき層の
凝固組織中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕が混在した金属組織を有
するようにすることが望ましい。該めっき組成はＺｎ−
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉの四元系合金であるが、Ａｌ、Ｍｇの
量が比較的少量である場合、凝固初期はＺｎ−Ｓｉの二
元系合金に類似した挙動を示しＳｉ系の初晶が晶出す
る。その後、今度は残ったＺｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元系合
金に類似した挙動示す。即ち、初晶として〔Ｓｉ相〕が
晶出した後、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組
織〕の素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚｎ2Ｍｇ
相〕の一つ以上を含む金属組織ができる。
【００３７】また、Ａｌ、Ｍｇの量がある程度増加する
と、凝固初期はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉの三元系合金に類似し
た挙動を示し、Ｍｇ2Ｓｉ系の初晶が晶出し、その後、
今度は残ったＺｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元合金に類似した凝
固挙動を示す。即ち、初晶として〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕が晶
出した後、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕
の素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕
の一つ以上を含む金属組織ができる。
と、凝固初期はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉの三元系合金に類似し
た挙動を示し、Ｍｇ2Ｓｉ系の初晶が晶出し、その後、
今度は残ったＺｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元合金に類似した凝
固挙動を示す。即ち、初晶として〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕が晶
出した後、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕
の素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕
の一つ以上を含む金属組織ができる。
【００３８】ここで、〔Ｓｉ相〕とは、めっき層の凝固
組織中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、例
えばＺｎ−Ｓｉの二元系平衡状態図における初晶Ｓｉに
相当する相である。実際には少量のＡｌを固溶している
こともあり、状態図で見る限りＺｎ、Ｍｇは固溶してい
ないか、固溶していても極微量であると考えられる。こ
の〔Ｓｉ相〕はめっき中では顕微鏡観察において明瞭に
区別できる。
組織中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、例
えばＺｎ−Ｓｉの二元系平衡状態図における初晶Ｓｉに
相当する相である。実際には少量のＡｌを固溶している
こともあり、状態図で見る限りＺｎ、Ｍｇは固溶してい
ないか、固溶していても極微量であると考えられる。こ
の〔Ｓｉ相〕はめっき中では顕微鏡観察において明瞭に
区別できる。
【００３９】また、〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕とは、めっき相の
凝固組織中に明瞭な境界をもって島状に見える相であ
り、例えばＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉの三元系平衡状態図におけ
る初晶Ｍｇ2Ｓｉに相当する相である。状態図で見る限
りＺｎ、Ｍｇは固溶していないか、固溶していても極微
量であると考えられる。この〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕はめっき
中では顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
凝固組織中に明瞭な境界をもって島状に見える相であ
り、例えばＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉの三元系平衡状態図におけ
る初晶Ｍｇ2Ｓｉに相当する相である。状態図で見る限
りＺｎ、Ｍｇは固溶していないか、固溶していても極微
量であると考えられる。この〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕はめっき
中では顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
【００４０】ここで、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕とは、Ａｌ相とＺｎ相及び金属間化合物Ｚｎ
2Ｍｇ相との三元共晶組織であり、この三元共晶組織を
形成しているＡｌ相は、例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元
平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶
するＡｌ固溶体であり、少量のＭｇを含む）に相当する
ものである。この高温での「Ａｌ”相」は常温では通
常、微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して出現する。
また、該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶
し、場合によっては更に少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶
体である。該三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は、Ｚｎ−
Ｍｇの二元系平衡状態図のＺｎ＝約８４重量％の付近に
存在する金属間化合物相である。状態図で見る限りそれ
ぞれの相にはＳｉが固溶していないか、固溶していても
極微量であると考えられるが、その量は通常の分析では
明確に区別できないため、この３つの相から成る三元共
晶組織を本願発明では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕と称す。
共晶組織〕とは、Ａｌ相とＺｎ相及び金属間化合物Ｚｎ
2Ｍｇ相との三元共晶組織であり、この三元共晶組織を
形成しているＡｌ相は、例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元
平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶
するＡｌ固溶体であり、少量のＭｇを含む）に相当する
ものである。この高温での「Ａｌ”相」は常温では通
常、微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して出現する。
また、該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶
し、場合によっては更に少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶
体である。該三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は、Ｚｎ−
Ｍｇの二元系平衡状態図のＺｎ＝約８４重量％の付近に
存在する金属間化合物相である。状態図で見る限りそれ
ぞれの相にはＳｉが固溶していないか、固溶していても
極微量であると考えられるが、その量は通常の分析では
明確に区別できないため、この３つの相から成る三元共
晶組織を本願発明では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕と称す。
【００４１】また、〔Ａｌ相〕とは、前記三元共晶組織
の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、
これは例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図にお
ける高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体
であり、少量のＭｇを含む）に相当するものである。こ
の高温での「Ａｌ”相」はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度に
応じて固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温で
の「Ａｌ”相」は常温では、通常微細なＡｌ相と微細な
Ｚｎ相に分離するが、常温で見られる島状の形状は高温
での「Ａｌ”相」の形骸を留めたものであると見てよ
い。状態図で見る限り、この相にはＳｉが固溶していな
いか、固溶していても極微量であると考えられるが、通
常の分析では明確に区別できないため、この高温でのＡ
ｌ”相（Ａｌ初晶と呼ばれる）に由来し、且つ経常的に
はＡｌ”相の形骸を留めている相を本願発明では〔Ａｌ
相〕と称す。この〔Ａｌ相〕は前記の三元共晶組織を形
成しているＡｌ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、
これは例えばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図にお
ける高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体
であり、少量のＭｇを含む）に相当するものである。こ
の高温での「Ａｌ”相」はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度に
応じて固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温で
の「Ａｌ”相」は常温では、通常微細なＡｌ相と微細な
Ｚｎ相に分離するが、常温で見られる島状の形状は高温
での「Ａｌ”相」の形骸を留めたものであると見てよ
い。状態図で見る限り、この相にはＳｉが固溶していな
いか、固溶していても極微量であると考えられるが、通
常の分析では明確に区別できないため、この高温でのＡ
ｌ”相（Ａｌ初晶と呼ばれる）に由来し、且つ経常的に
はＡｌ”相の形骸を留めている相を本願発明では〔Ａｌ
相〕と称す。この〔Ａｌ相〕は前記の三元共晶組織を形
成しているＡｌ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
【００４２】また、〔Ｚｎ相〕とは前記の三元共晶組織
の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、
実際には少量のＡｌ、更には少量のＭｇを固溶している
こともある。状態図で見る限り、この相にはＳｉが固溶
していないか、固溶していても極微量であると考えられ
る。この〔Ｚｎ相〕は前記の三元共晶組織を形成してい
るＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相であり、
実際には少量のＡｌ、更には少量のＭｇを固溶している
こともある。状態図で見る限り、この相にはＳｉが固溶
していないか、固溶していても極微量であると考えられ
る。この〔Ｚｎ相〕は前記の三元共晶組織を形成してい
るＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別できる。
【００４３】また、〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕とは前記の三元共
晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相で
あり、実際には少量のＡｌ、更には少量のＭｇを固溶し
ていることもある。状態図で見る限り、この相にはＳｉ
が固溶していないか、固溶していても極微量であると考
えられる。この〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕は前記の三元共晶組織
を形成しているＡｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ相とは顕微鏡観
察において明瞭に区別できる。
晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相で
あり、実際には少量のＡｌ、更には少量のＭｇを固溶し
ていることもある。状態図で見る限り、この相にはＳｉ
が固溶していないか、固溶していても極微量であると考
えられる。この〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕は前記の三元共晶組織
を形成しているＡｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ相とは顕微鏡観
察において明瞭に区別できる。
【００４４】本発明において〔Ｓｉ相〕の晶出は耐食性
の向上には特に影響を与えないが、〔初晶Ｍｇ2Ｓｉ
相〕の晶出は耐食性向上に大きく寄与する。これは、Ｍ
ｇ2Ｓｉが非常に活性であることに由来し、腐食環境下
で水と反応して分解し、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三
元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚ
ｎ2Ｍｇ相〕の一つ以上を含む金属組織を犠牲防食する
と共に、生成したＭｇ水酸化物が保護性の皮膜を形成
し、それ以上の腐食の進行を抑制するためであると考え
られる。
の向上には特に影響を与えないが、〔初晶Ｍｇ2Ｓｉ
相〕の晶出は耐食性向上に大きく寄与する。これは、Ｍ
ｇ2Ｓｉが非常に活性であることに由来し、腐食環境下
で水と反応して分解し、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三
元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚ
ｎ2Ｍｇ相〕の一つ以上を含む金属組織を犠牲防食する
と共に、生成したＭｇ水酸化物が保護性の皮膜を形成
し、それ以上の腐食の進行を抑制するためであると考え
られる。
【００４５】次に、本発明におけるめっき鋼板の製造方
法について説明する。
法について説明する。
【００４６】めっき不良の原因は、還元帯内で鋼板表面
に生成するＳｉ酸化物である。本発明によりＳｉ酸化物
の生成を抑制できる鋼中Ｓｉ濃度は２．０質量％までの
範囲であり、Ｓｉ濃度が０．２質量％未満では鋼板その
ものの強度が十分でないため、本発明における鋼中のＳ
ｉ濃度の適用範囲は０．２〜２．０質量％とする。
に生成するＳｉ酸化物である。本発明によりＳｉ酸化物
の生成を抑制できる鋼中Ｓｉ濃度は２．０質量％までの
範囲であり、Ｓｉ濃度が０．２質量％未満では鋼板その
ものの強度が十分でないため、本発明における鋼中のＳ
ｉ濃度の適用範囲は０．２〜２．０質量％とする。
【００４７】まず、連続式溶融めっき設備における酸化
帯で鉄酸化膜を数千Å生成させる。鉄酸化膜中はＳｉが
拡散し難いので、Ｓｉ酸化物の生成は抑制される。但
し、鉄酸化膜を形成せしめる時の酸化帯における燃焼空
気比は、Ｓｉ酸化物の生成を抑制するに十分な鉄酸化膜
を生成するには０．９以上必要であり、０．９未満の場
合は酸化膜を形成せしめることができない。また、燃焼
空気比が１．５％を超えると酸化帯内で形成される鉄酸
化膜厚が厚すぎて、次の還元帯、及びめっき浴内で還元
しきれなくなり酸化膜層がめっき層の下に残るため、め
っき密着性を阻害してしまう。よって、酸化帯の燃焼空
気比は０．９〜１．２の範囲に制御する必要がある。
帯で鉄酸化膜を数千Å生成させる。鉄酸化膜中はＳｉが
拡散し難いので、Ｓｉ酸化物の生成は抑制される。但
し、鉄酸化膜を形成せしめる時の酸化帯における燃焼空
気比は、Ｓｉ酸化物の生成を抑制するに十分な鉄酸化膜
を生成するには０．９以上必要であり、０．９未満の場
合は酸化膜を形成せしめることができない。また、燃焼
空気比が１．５％を超えると酸化帯内で形成される鉄酸
化膜厚が厚すぎて、次の還元帯、及びめっき浴内で還元
しきれなくなり酸化膜層がめっき層の下に残るため、め
っき密着性を阻害してしまう。よって、酸化帯の燃焼空
気比は０．９〜１．２の範囲に制御する必要がある。
【００４８】次に、還元帯において残留する鉄酸化膜の
厚みは２００〜２０００Åの範囲とする。焼鈍後の鉄酸
化膜の厚みを２００Å以上とする理由は、鉄酸化膜厚は
場所によって不均一であり、鉄酸化膜厚が２００Å未満
になると、鉄酸化膜にピンホールが発生し、その部分に
Ｓｉ酸化物が生成するためである。また、焼鈍後の鉄酸
化膜の厚みを２０００Å以下とする理由は、鉄酸化膜厚
が２０００Åを超えると、めっき浴内で還元しきれなく
なり、酸化膜層がめっき層の下に残り、めっき濡れ性を
阻害してしまうからである。従って、めっき浴浸入直前
の鉄酸化膜厚は２００〜２０００Åの範囲になるように
調整する必要がある。
厚みは２００〜２０００Åの範囲とする。焼鈍後の鉄酸
化膜の厚みを２００Å以上とする理由は、鉄酸化膜厚は
場所によって不均一であり、鉄酸化膜厚が２００Å未満
になると、鉄酸化膜にピンホールが発生し、その部分に
Ｓｉ酸化物が生成するためである。また、焼鈍後の鉄酸
化膜の厚みを２０００Å以下とする理由は、鉄酸化膜厚
が２０００Åを超えると、めっき浴内で還元しきれなく
なり、酸化膜層がめっき層の下に残り、めっき濡れ性を
阻害してしまうからである。従って、めっき浴浸入直前
の鉄酸化膜厚は２００〜２０００Åの範囲になるように
調整する必要がある。
【００４９】更に、めっき浴中で酸化膜を還元するため
には、還元力が高いめっき浴を使用する必要がある。本
発明者らが得た知見によると、適切なめっき浴成分はＡ
ｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０質量％含有し、残
部Ｚｎよりなるめっき浴、または、 Ａｌ：２〜１９質
量％、Ｍｇ：１〜１０質量％、Ｓｉ：０．０１〜２質量
％含有し、残部Ｚｎよりなるめっき浴である。この成分
のめっき浴を使用することにより安定的にめっき性が向
上されためっき鋼板を製造することができる。
には、還元力が高いめっき浴を使用する必要がある。本
発明者らが得た知見によると、適切なめっき浴成分はＡ
ｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０質量％含有し、残
部Ｚｎよりなるめっき浴、または、 Ａｌ：２〜１９質
量％、Ｍｇ：１〜１０質量％、Ｓｉ：０．０１〜２質量
％含有し、残部Ｚｎよりなるめっき浴である。この成分
のめっき浴を使用することにより安定的にめっき性が向
上されためっき鋼板を製造することができる。
【００５０】最も簡便にめっき浴の還元力を高める方法
は、めっき浴中のＡｌ濃度を高くすることである。Ａｌ
の含有量を２質量％以上にすると鉄酸化膜を還元する効
果が認められるようになるため、Ａｌの含有量は２質量
％以上とする。めっき浴中のＡｌ濃度を高くしていくと
鉄酸化膜を還元する効果は上昇していくが、Ａｌの濃度
を２０質量％以上にするとＦｅ−Ａｌの金属間化合物が
厚く成長し過ぎて、めっき密着性が低下するためＡｌの
含有量は１９質量％以下とする。
は、めっき浴中のＡｌ濃度を高くすることである。Ａｌ
の含有量を２質量％以上にすると鉄酸化膜を還元する効
果が認められるようになるため、Ａｌの含有量は２質量
％以上とする。めっき浴中のＡｌ濃度を高くしていくと
鉄酸化膜を還元する効果は上昇していくが、Ａｌの濃度
を２０質量％以上にするとＦｅ−Ａｌの金属間化合物が
厚く成長し過ぎて、めっき密着性が低下するためＡｌの
含有量は１９質量％以下とする。
【００５１】更に、このめっき浴中にＭｇを添加すると
鉄酸化膜消失速度が急激に上昇する。Ｍｇを添加するこ
とによって鉄酸化膜消失速度が上昇する理由は明らかで
ないが、以下のように考えられる。即ち、Ｍｇを含有し
たＺｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき浴は鉄酸化膜中に拡散侵入
し、鋼板表面に達すると鋼板と反応して鋼板と鉄酸化膜
の界面で金属間化合物を形成する。この現象により鉄酸
化膜は鋼板からプロック状に剥離して除去される。本発
明者らの検討の結果、めっき浴中Ｍｇ濃度が１質量％以
上になると鉄酸化膜の剥離速度が飛躍的に上昇する。め
っき浴中のＭｇ濃度を高くしていくと鉄酸化膜を剥離す
る効果は上昇していくが、Ｍｇの含有量が１０質量％を
超えるとめっき浴が酸化し易くなり、めっき浴面にＭｇ
の酸化物が多量に発生し、めっきが困難になるためＭｇ
の含有量は１０質量％以下とする。
鉄酸化膜消失速度が急激に上昇する。Ｍｇを添加するこ
とによって鉄酸化膜消失速度が上昇する理由は明らかで
ないが、以下のように考えられる。即ち、Ｍｇを含有し
たＺｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき浴は鉄酸化膜中に拡散侵入
し、鋼板表面に達すると鋼板と反応して鋼板と鉄酸化膜
の界面で金属間化合物を形成する。この現象により鉄酸
化膜は鋼板からプロック状に剥離して除去される。本発
明者らの検討の結果、めっき浴中Ｍｇ濃度が１質量％以
上になると鉄酸化膜の剥離速度が飛躍的に上昇する。め
っき浴中のＭｇ濃度を高くしていくと鉄酸化膜を剥離す
る効果は上昇していくが、Ｍｇの含有量が１０質量％を
超えるとめっき浴が酸化し易くなり、めっき浴面にＭｇ
の酸化物が多量に発生し、めっきが困難になるためＭｇ
の含有量は１０質量％以下とする。
【００５２】但し、Ｚｎ浴中にＡｌを単独で含有させる
とＡｌ含有量が低い領域で鉄酸化膜還元速度が不十分
で、鉄酸化膜が厚い場合に還元が不十分になる。これを
避けるためにＡｌ含有量を増加させるとめっき鋼板の耐
食性が低下する。めっき鋼板の耐食性は、Ｚｎ−５質量
％Ａｌ組成で最も優れており、それ以上Ａｌを添加する
と反って耐食性は劣化する。この耐食性の劣化を避ける
ためには、めっき浴中へのＭｇの添加が有効である。一
方、Ｚｎ浴中にＭｇを単独で含有させるとＭｇの含有量
が１質量％以上でめっき浴が酸化し易くなり、めっき浴
表面にＭｇの酸化物が多量に発生しめっきが困難とな
る。従って、十分な鉄酸化膜消失速度を持ち、且つめっ
き浴安定性に優れためつき浴を得ると共に、十分な耐食
性を持つめっき鋼板を製造するためには、Ａｌ：２〜１
９質量％、Ｍｇ：１〜１０質量％含有し、残部Ｚｎより
なるめっき浴を使用することが不可避である。
とＡｌ含有量が低い領域で鉄酸化膜還元速度が不十分
で、鉄酸化膜が厚い場合に還元が不十分になる。これを
避けるためにＡｌ含有量を増加させるとめっき鋼板の耐
食性が低下する。めっき鋼板の耐食性は、Ｚｎ−５質量
％Ａｌ組成で最も優れており、それ以上Ａｌを添加する
と反って耐食性は劣化する。この耐食性の劣化を避ける
ためには、めっき浴中へのＭｇの添加が有効である。一
方、Ｚｎ浴中にＭｇを単独で含有させるとＭｇの含有量
が１質量％以上でめっき浴が酸化し易くなり、めっき浴
表面にＭｇの酸化物が多量に発生しめっきが困難とな
る。従って、十分な鉄酸化膜消失速度を持ち、且つめっ
き浴安定性に優れためつき浴を得ると共に、十分な耐食
性を持つめっき鋼板を製造するためには、Ａｌ：２〜１
９質量％、Ｍｇ：１〜１０質量％含有し、残部Ｚｎより
なるめっき浴を使用することが不可避である。
【００５３】また、各種合金組成の鋼板を順次めっきし
ていく場合など、製造条件によっては鉄酸化膜の厚さが
極端に異なる鋼板にめっきを施す場合がある。この場
合、鉄酸化膜の厚さが厚い鋼板に合わせて還元力の高い
めっき浴を使用すると、鉄酸化膜の厚さが薄い鋼板でＦ
ｅ−Ａｌの金属間化合物が厚く成長する。Ｆｅ−Ａｌの
金属間化合物が厚く成長するとめっきが鋼板から剥離し
易くなり、加工性、耐食性を劣化させる。このような場
合、めっき浴にＳｉを添加すると効果的である。また、
後述するようにＳｉの添加はめっき自身の耐食性向上に
も有効である。
ていく場合など、製造条件によっては鉄酸化膜の厚さが
極端に異なる鋼板にめっきを施す場合がある。この場
合、鉄酸化膜の厚さが厚い鋼板に合わせて還元力の高い
めっき浴を使用すると、鉄酸化膜の厚さが薄い鋼板でＦ
ｅ−Ａｌの金属間化合物が厚く成長する。Ｆｅ−Ａｌの
金属間化合物が厚く成長するとめっきが鋼板から剥離し
易くなり、加工性、耐食性を劣化させる。このような場
合、めっき浴にＳｉを添加すると効果的である。また、
後述するようにＳｉの添加はめっき自身の耐食性向上に
も有効である。
【００５４】Ｓｉを前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき浴に添
加すると、めっき浴の還元力を低下させることなくＦｅ
−Ａｌの金属間化合物の成長を抑制させることが可能と
なる。Ｓｉの含有量を０．０１〜２質量％に限定した理
由は、０．０１質量％未満ではめっき浴中のＡｌと鋼板
中のＦｅの反応を十分に抑制できないためであり、２質
量％を超えると鋼板中のＦｅの反応を抑制する効果が飽
和するためである。このＡｌと鋼板中のＦｅの反応を抑
制する目的で添加するＳｉの量は、好ましくはＡｌ含有
量の１％以上である。めつき浴中には、これ以外にＦ
ｅ、Ｓｂ、Ｐｂ等を単独或いは複合で１質量％以内含有
してもよい。
加すると、めっき浴の還元力を低下させることなくＦｅ
−Ａｌの金属間化合物の成長を抑制させることが可能と
なる。Ｓｉの含有量を０．０１〜２質量％に限定した理
由は、０．０１質量％未満ではめっき浴中のＡｌと鋼板
中のＦｅの反応を十分に抑制できないためであり、２質
量％を超えると鋼板中のＦｅの反応を抑制する効果が飽
和するためである。このＡｌと鋼板中のＦｅの反応を抑
制する目的で添加するＳｉの量は、好ましくはＡｌ含有
量の１％以上である。めつき浴中には、これ以外にＦ
ｅ、Ｓｂ、Ｐｂ等を単独或いは複合で１質量％以内含有
してもよい。
【００５５】
【実施例】以下、実施例により本発明を更に詳細に説明
する。
する。
【００５６】（実施例１）表１に示す化学成分の供試材
を連続式溶融亜鉛めっき設備の前処理炉にて焼鈍を行
い、同表に示すめっき処理を行った。この前処理炉の酸
化帯における燃焼空気比は１．０５に制御し、焼鈍後の
鉄酸化膜厚を１２００Åとなるようにした。
を連続式溶融亜鉛めっき設備の前処理炉にて焼鈍を行
い、同表に示すめっき処理を行った。この前処理炉の酸
化帯における燃焼空気比は１．０５に制御し、焼鈍後の
鉄酸化膜厚を１２００Åとなるようにした。
【００５７】溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき浴は、７質量
％Ａｌ、３質量％Ｍｇ、残りＺｎとし、溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉめっき浴は、１０質量％Ａｌ、３質量％Ｍ
ｇ、０．２質量％Ｓｉ、残りＺｎとした。溶融めっきは
浴中の通板時間を３秒とし、窒素ガスワイピングにより
めっき付着量を６０ｇ／ｍ2に調整した。得られためっ
き鋼板のめっき組成はめっき浴組成とほぼ同じであっ
た。
％Ａｌ、３質量％Ｍｇ、残りＺｎとし、溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉめっき浴は、１０質量％Ａｌ、３質量％Ｍ
ｇ、０．２質量％Ｓｉ、残りＺｎとした。溶融めっきは
浴中の通板時間を３秒とし、窒素ガスワイピングにより
めっき付着量を６０ｇ／ｍ2に調整した。得られためっ
き鋼板のめっき組成はめっき浴組成とほぼ同じであっ
た。
【００５８】比較材の電気亜鉛めっきは、表１に示す供
試材を連続焼鈍炉で熱処理し、酸洗後、硫酸浴でめっき
付着量６０ｇ／ｍ2となるように電気めっきした。耐食
性の評価は、作製しためっき鋼板を１５０×７０ｍｍに
切断し、５％、３５℃の塩水を２４０時間噴霧した後の
赤錆面積率を調べて行った。評価は赤錆発生なしを合格
とした。
試材を連続焼鈍炉で熱処理し、酸洗後、硫酸浴でめっき
付着量６０ｇ／ｍ2となるように電気めっきした。耐食
性の評価は、作製しためっき鋼板を１５０×７０ｍｍに
切断し、５％、３５℃の塩水を２４０時間噴霧した後の
赤錆面積率を調べて行った。評価は赤錆発生なしを合格
とした。
【００５９】鋼板の強度試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１
に準じて行い、３５０ＭＰａ以上の引っ張り強度を合格
とした。結果を表１に示す。
に準じて行い、３５０ＭＰａ以上の引っ張り強度を合格
とした。結果を表１に示す。
【００６０】番号１、２及び３は鋼板の化学成分のうち
Ｓｉが本発明の範囲外であり、強度不足で不合格となっ
た例である。
Ｓｉが本発明の範囲外であり、強度不足で不合格となっ
た例である。
【００６１】番号４、７、１０、１３、及び１６はめっ
き種類が電気亜鉛めっきでいずれの場合も耐食性に劣
り、不合格となった例である。これら以外はいずれも本
発明の範囲内であり、耐食性、強度ともに優れたものと
なった。
き種類が電気亜鉛めっきでいずれの場合も耐食性に劣
り、不合格となった例である。これら以外はいずれも本
発明の範囲内であり、耐食性、強度ともに優れたものと
なった。
【００６２】
【表１】
【００６３】（実施例２）Ｓｉを１．６質量％含有する
供試材を連続式溶融亜鉛めっき設備の前処理炉にて焼鈍
を行い、４００〜５００℃におけるＡｌ量、Ｍｇ量を変
化させたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき浴で３秒間溶融めっき
し、窒素ガスワイピングでめっき付着量を６０ｇ／ｍ2
に調整した。
供試材を連続式溶融亜鉛めっき設備の前処理炉にて焼鈍
を行い、４００〜５００℃におけるＡｌ量、Ｍｇ量を変
化させたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき浴で３秒間溶融めっき
し、窒素ガスワイピングでめっき付着量を６０ｇ／ｍ2
に調整した。
【００６４】得られためっき鋼板のめっき層中の組成を
表２に示す。また、めっき鋼板を断面からＳＥＭで観察
し、めっき相の金属組織を観察した結果も同表に示す。
比較材の電気亜鉛めっきは、同じ供試材を連続焼鈍炉で
熱処理し、酸洗後、硫酸浴でめっき付着量６０ｇ／ｍ2
となるように電気めっきした。
表２に示す。また、めっき鋼板を断面からＳＥＭで観察
し、めっき相の金属組織を観察した結果も同表に示す。
比較材の電気亜鉛めっきは、同じ供試材を連続焼鈍炉で
熱処理し、酸洗後、硫酸浴でめっき付着量６０ｇ／ｍ2
となるように電気めっきした。
【００６５】このようにして作製しためっき鋼板を１５
０×７０ｍｍに切断し、ＣＣＴ ６０サイクル後の腐食
減量を調べた。ＣＣＴは、ＳＳＴ２ｈｒ→乾燥４ｈｒ→
湿潤２ｈｒを１サイクルとした。評点は腐食減量３０ｇ
／ｍ2以下を◎、局部腐食発生を○、赤錆発生を×とし
た。評価結果を表２に示す。
０×７０ｍｍに切断し、ＣＣＴ ６０サイクル後の腐食
減量を調べた。ＣＣＴは、ＳＳＴ２ｈｒ→乾燥４ｈｒ→
湿潤２ｈｒを１サイクルとした。評点は腐食減量３０ｇ
／ｍ2以下を◎、局部腐食発生を○、赤錆発生を×とし
た。評価結果を表２に示す。
【００６６】番号１２はめっき層中のＭｇ含有量が本発
明範囲外である例であり、〔Ａｌ相〕と〔Ｚｎ相〕のた
め耐食性に劣る。番号１３はめっき種類が電気亜鉛めっ
きであり、めっき層がＺｎ単相のため耐食性に劣る。そ
れ以外は本発明例であり、めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、
〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕の１種及び２種以上が混在し
た金属組織のため優れた耐食性を示した。特に、Ｚｎ11
Ｍｇ2相が観察されない番号１〜１０は局部腐食が観察
されず、更に優れた耐食性を示した。
明範囲外である例であり、〔Ａｌ相〕と〔Ｚｎ相〕のた
め耐食性に劣る。番号１３はめっき種類が電気亜鉛めっ
きであり、めっき層がＺｎ単相のため耐食性に劣る。そ
れ以外は本発明例であり、めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、
〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕の１種及び２種以上が混在し
た金属組織のため優れた耐食性を示した。特に、Ｚｎ11
Ｍｇ2相が観察されない番号１〜１０は局部腐食が観察
されず、更に優れた耐食性を示した。
【００６７】
【表２】
【００６８】（実施例３）Ｓｉを１．６質量％含有する
供試材を連続式溶融亜鉛めっき設備の前処理炉にて焼鈍
を行い、４００〜６００℃におけるＡｌ量、Ｍｇ量、Ｓ
ｉ量を変化させたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき浴で３
秒間溶融めっきし、窒素ガスワイピングでめっき付着量
を６０ｇ／ｍ2に調整した。
供試材を連続式溶融亜鉛めっき設備の前処理炉にて焼鈍
を行い、４００〜６００℃におけるＡｌ量、Ｍｇ量、Ｓ
ｉ量を変化させたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき浴で３
秒間溶融めっきし、窒素ガスワイピングでめっき付着量
を６０ｇ／ｍ2に調整した。
【００６９】得られためっき鋼板のめっき層中の組成を
表３に示す。また、めっき鋼板を断面からＳＥＭで観察
し、めっき相の金属組織を観察した結果も同表に示す。
比較材の電気亜鉛めっきは、同じ供試材を連続焼鈍炉で
熱処理し、酸洗後、硫酸浴でめっき付着量６０ｇ／ｍ2
となるように電気めっきした。
表３に示す。また、めっき鋼板を断面からＳＥＭで観察
し、めっき相の金属組織を観察した結果も同表に示す。
比較材の電気亜鉛めっきは、同じ供試材を連続焼鈍炉で
熱処理し、酸洗後、硫酸浴でめっき付着量６０ｇ／ｍ2
となるように電気めっきした。
【００７０】以上の様にして作製しためっき鋼板を１５
０×７０ｍｍに切断し、ＣＣＴ ３０サイクル後の腐食
減量を調べた．ＣＣＴは、ＳＳＴ６ｈｒ→乾燥４ｈｒ→
湿潤４ｈｒ→冷凍４ｈｒを１サイクルとした．評点は腐
食減量３０ｇ／ｍ2以下を◎、腐食減量３０ｇ／ｍ2〜６
０ｇ／ｍ2を○、赤錆発生を×とした。評価結果を表３
に示す。
０×７０ｍｍに切断し、ＣＣＴ ３０サイクル後の腐食
減量を調べた．ＣＣＴは、ＳＳＴ６ｈｒ→乾燥４ｈｒ→
湿潤４ｈｒ→冷凍４ｈｒを１サイクルとした．評点は腐
食減量３０ｇ／ｍ2以下を◎、腐食減量３０ｇ／ｍ2〜６
０ｇ／ｍ2を○、赤錆発生を×とした。評価結果を表３
に示す。
【００７１】番号１３はめっき層中のＭｇ含有量が本発
明範囲外である例であり、〔Ａｌ相〕と〔Ｚｎ相〕のた
め耐食性に劣る。番号１４はめっき種類が電気亜鉛めっ
きであり、めっき層がＺｎ単相のため耐食性に劣る。そ
れ以外は本発明例であり、めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、
〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕、〔Ｓｉ
相〕の２種以上が混在した金属組織のため優れた耐食性
を示した。特に、本発明例のうちでも、Ｍｇ2Ｓｉ相が
観察された番号３〜７、番号９、番号１１、及び番号１
２はいずれも腐食減量が小さく、優れた耐食性を示し
た。
明範囲外である例であり、〔Ａｌ相〕と〔Ｚｎ相〕のた
め耐食性に劣る。番号１４はめっき種類が電気亜鉛めっ
きであり、めっき層がＺｎ単相のため耐食性に劣る。そ
れ以外は本発明例であり、めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、
〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕、〔Ｓｉ
相〕の２種以上が混在した金属組織のため優れた耐食性
を示した。特に、本発明例のうちでも、Ｍｇ2Ｓｉ相が
観察された番号３〜７、番号９、番号１１、及び番号１
２はいずれも腐食減量が小さく、優れた耐食性を示し
た。
【００７２】
【表３】
【００７３】（実施例４）表４に示す冷延鋼板、または
熱延鋼板を連続式溶融めっき設備にて同表に示すめっき
処理を行いめっき性を評価した。評価方法は、製品に不
めっき等のめっき不良が発生した場合、または製品のパ
ウダリング性を検査した結果、その剥離巾が３ｍｍ超と
なった場合を不合格とした。結果を表４に示す。
熱延鋼板を連続式溶融めっき設備にて同表に示すめっき
処理を行いめっき性を評価した。評価方法は、製品に不
めっき等のめっき不良が発生した場合、または製品のパ
ウダリング性を検査した結果、その剥離巾が３ｍｍ超と
なった場合を不合格とした。結果を表４に示す。
【００７４】番号７は酸化帯における燃焼空気比が本発
明範囲外となっており、Ｓｉ酸化物の生成を抑制できず
めっき不良が発生した例である。番号１２も燃焼空気比
が本発明範囲外となっており、鉄酸化膜が厚く生成し過
ぎたため十分に還元できず、めっき密着性が劣化した例
である。また番号１３はめっき浴中のＭｇ含有量が本発
明範囲外である例であり、めっき浴の還元力が低いた
め、めっき密着性が劣化した例である。また、番号１４
はめっき浴中のＡｌ含有量が本発明範囲外の例であり、
同じくめっき浴の還元力が低いため、めっき密着性が劣
化した例である。これら以外はいずれも本発明例で、良
好なめっき性を有している。
明範囲外となっており、Ｓｉ酸化物の生成を抑制できず
めっき不良が発生した例である。番号１２も燃焼空気比
が本発明範囲外となっており、鉄酸化膜が厚く生成し過
ぎたため十分に還元できず、めっき密着性が劣化した例
である。また番号１３はめっき浴中のＭｇ含有量が本発
明範囲外である例であり、めっき浴の還元力が低いた
め、めっき密着性が劣化した例である。また、番号１４
はめっき浴中のＡｌ含有量が本発明範囲外の例であり、
同じくめっき浴の還元力が低いため、めっき密着性が劣
化した例である。これら以外はいずれも本発明例で、良
好なめっき性を有している。
【００７５】
【表４】
【００７６】（実施例５）表５に示す冷延鋼板、または
熱延鋼板を連続式溶融めっきラインを使用し製造した時
の合格率を実施例として示す。製品の合格率の定義は次
の通り。製品に不めっき等のめっき不良が発生した場
合、または製品のパウダリング性を検査した結果その剥
離巾が３ｍｍ超となった場合を不合格とし、重量２０ｔ
以上のコイルを１００本通板した時、不合格にならなか
ったコイルの本数を合格率と定義する。コイルは表２に
示すＳｉ含有高強度鋼板をランダムに通板した。結果を
表５に示す。
熱延鋼板を連続式溶融めっきラインを使用し製造した時
の合格率を実施例として示す。製品の合格率の定義は次
の通り。製品に不めっき等のめっき不良が発生した場
合、または製品のパウダリング性を検査した結果その剥
離巾が３ｍｍ超となった場合を不合格とし、重量２０ｔ
以上のコイルを１００本通板した時、不合格にならなか
ったコイルの本数を合格率と定義する。コイルは表２に
示すＳｉ含有高強度鋼板をランダムに通板した。結果を
表５に示す。
【００７７】番号１は酸化帯における燃焼空気比が本発
明範囲外となっており、Ｓｉ酸化物の生成を抑制できず
めっき不良が発生した例である。番号６も燃焼空気比が
本発明範囲外となっており、鉄酸化膜が厚く生成し過ぎ
たため十分に還元できず、めっき密着性が劣化した例で
ある。番号７〜１０はめっき浴にＳｉを添加していない
本発明例であり、還元力の高いめっき浴にＳｉ含有量の
違う鋼板をランダムに通板した場合、比較的鉄酸化膜の
薄い供試材でＦｅ−Ａｌの金属間化合物が厚く成長し、
めっき密着性が劣化した例である。
明範囲外となっており、Ｓｉ酸化物の生成を抑制できず
めっき不良が発生した例である。番号６も燃焼空気比が
本発明範囲外となっており、鉄酸化膜が厚く生成し過ぎ
たため十分に還元できず、めっき密着性が劣化した例で
ある。番号７〜１０はめっき浴にＳｉを添加していない
本発明例であり、還元力の高いめっき浴にＳｉ含有量の
違う鋼板をランダムに通板した場合、比較的鉄酸化膜の
薄い供試材でＦｅ−Ａｌの金属間化合物が厚く成長し、
めっき密着性が劣化した例である。
【００７８】また番号１１はめっき浴中のＭｇ含有量が
本発明範囲外であり、めっき浴の還元力が低いため、め
っき密着性が劣化した例である。また、番号１２はめっ
き浴中のＡｌ含有量が本発明範囲外の例であり、同じく
めっき浴の還元力が低いため、めっき密着性が劣化した
例である。これら以外のＳｉを添加した本発明例では、
還元力の高いめっき浴にＳｉ含有量の違う鋼板をランダ
ムに通板した場合でも良好なめっき性を示している。
本発明範囲外であり、めっき浴の還元力が低いため、め
っき密着性が劣化した例である。また、番号１２はめっ
き浴中のＡｌ含有量が本発明範囲外の例であり、同じく
めっき浴の還元力が低いため、めっき密着性が劣化した
例である。これら以外のＳｉを添加した本発明例では、
還元力の高いめっき浴にＳｉ含有量の違う鋼板をランダ
ムに通板した場合でも良好なめっき性を示している。
【００７９】
【表５】
【００８０】
【発明の効果】以上述べてきたように、本発明のめっき
鋼板は、Ｓｉ含有高強度鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ
合金めっき、またはＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき
を施すことにより、従来材にない優れた耐食性を有する
鋼板であり、また、これらの製造方法は新たな設備を必
要とせず、工業的に極めて大きな効果を有するものであ
る。
鋼板は、Ｓｉ含有高強度鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ
合金めっき、またはＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき
を施すことにより、従来材にない優れた耐食性を有する
鋼板であり、また、これらの製造方法は新たな設備を必
要とせず、工業的に極めて大きな効果を有するものであ
る。
Claims (12)
- 【請求項１】 Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量％であ
る鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０質量
％、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるＺｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき層を有し、該めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕が混在
した金属組織を有することを特徴とする耐食性に優れた
Ｓｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕及び〔Ｚｎ相〕が
混在した金属組織を有することを特徴とする請求項１記
載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼
板。 - 【請求項３】 めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び〔Ｚｎ
相〕が混在した金属組織を有することを特徴とする請求
項１記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板。 - 【請求項４】 めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕及び〔Ａｌ
相〕が混在した金属組織を有することを特徴とする請求
項１記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板。 - 【請求項５】 めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ｚｎ
相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を有することを
特徴とする請求項１記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強
度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項６】 Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量％であ
る鋼板にＡｌ：２〜１９質量％、Ｍｇ：１〜１０質量
％、Ｓｉ：０．０１〜２質量％、残部がＺｎ及び不可避
的不純物からなるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき層を有
し、該めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と〔Ａｌ相〕が混在
した金属組織を有することを特徴とする耐食性に優れた
Ｓｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項７】 めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と〔Ａｌ
相〕及び〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を有することを
特徴とする請求項６記載の耐食性に優れたＳｉ含有高強
度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項８】 めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と〔Ｚｎ2Ｍ
ｇ相〕及び〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を有すること
を特徴とする請求項６記載の耐食性に優れたＳｉ含有高
強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項９】 めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕と〔Ｚｎ2Ｍ
ｇ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を有すること
を特徴とする請求項６記載の耐食性に優れたＳｉ含有高
強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項１０】 めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕、〔Ｚｎ2
Ｍｇ相〕、〔Ｚｎ相〕及び〔Ａｌ相〕が混在した金属組
織を有することを特徴とする請求項６記載の耐食性に優
れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項１１】 Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量％で
ある鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す際、酸化帯に
おける燃焼空気比を０．９〜１．２の雰囲気で酸化し、
その後の還元帯における鉄酸化膜厚が２００〜２０００
Å残留するように還元した後、Ａｌ：２〜１９質量％、
Ｍｇ：１〜１０質量％含有し、残部がＺｎからなる亜鉛
めっき浴を用いて溶融めっき処理を行うことを特徴とす
る耐食性の優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法。 - 【請求項１２】 Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量％で
ある鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す際、酸化帯に
おける燃焼空気比を０．９〜１．２の雰囲気で酸化し、
その後の還元帯における鉄酸化膜厚が２００〜２０００
Å残留するように還元した後、Ａｌ：２〜１９質量％、
Ｍｇ：１〜１０質量％、及びＳｉ：０．０１〜２質量％
含有し、残部がＺｎからなる亜鉛めっき浴を用いて溶融
めっき処理を行うことを特徴とする耐食性の優れたＳｉ
含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000109407A JP3684135B2 (ja) | 2000-04-11 | 2000-04-11 | 耐食性の優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000109407A JP3684135B2 (ja) | 2000-04-11 | 2000-04-11 | 耐食性の優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001295018A true JP2001295018A (ja) | 2001-10-26 |
| JP3684135B2 JP3684135B2 (ja) | 2005-08-17 |
Family
ID=18622108
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000109407A Expired - Fee Related JP3684135B2 (ja) | 2000-04-11 | 2000-04-11 | 耐食性の優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3684135B2 (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003253471A (ja) * | 2001-12-25 | 2003-09-10 | Nippon Steel Corp | 高耐食柱状構造物 |
| JP2003268519A (ja) * | 2002-01-09 | 2003-09-25 | Nippon Steel Corp | 塗装後耐食性と塗装鮮映性に優れた亜鉛めっき鋼板 |
| JP2004353022A (ja) * | 2003-05-28 | 2004-12-16 | Nippon Steel Corp | 溶融Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき鋼材およびその製造方法 |
| JP2005336546A (ja) * | 2004-05-26 | 2005-12-08 | Nippon Steel Corp | 加工部耐食性に優れる溶融めっき鋼材 |
| WO2007086158A1 (ja) * | 2006-01-30 | 2007-08-02 | Nippon Steel Corporation | 成形性及びめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法及び製造装置 |
| JP2008007842A (ja) * | 2006-06-30 | 2008-01-17 | Nippon Steel Corp | 外観が良好な耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2009120947A (ja) * | 2007-10-24 | 2009-06-04 | Nippon Steel Corp | 耐食性と溶接性に優れる亜鉛系合金めっき鋼材及び耐食性に優れる塗装鋼材 |
| KR101308168B1 (ko) | 2011-05-27 | 2013-09-12 | 동부제철 주식회사 | 도금 조성물, 이를 이용한 도금 강재의 제조방법 및 도금 조성물이 코팅된 도금 강재 |
| CN104253577A (zh) * | 2013-06-26 | 2014-12-31 | 北京实力源科技开发有限责任公司 | 一种耐候金属支撑结构 |
| CN104755646A (zh) * | 2012-09-03 | 2015-07-01 | 奥钢联钢铁公司 | 对扁钢产品涂覆保护涂层的方法和具有相应保护涂层的扁钢产品 |
| WO2018015505A1 (en) * | 2016-07-20 | 2018-01-25 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Method for providing a zn-al-mg coating, and such coating |
| JP2018507321A (ja) * | 2014-12-24 | 2018-03-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | リン酸塩処理性及びスポット溶接性に優れた亜鉛合金めっき鋼板及びその製造方法 |
| WO2019132336A1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 가공 후 내식성 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법 |
| WO2020130482A1 (ko) | 2018-12-19 | 2020-06-25 | 주식회사 포스코 | 내식성 및 표면 품질이 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법 |
| KR20200076585A (ko) | 2018-12-19 | 2020-06-29 | 주식회사 포스코 | 내식성 및 표면 품질이 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법 |
| WO2021125625A1 (ko) | 2019-12-18 | 2021-06-24 | 주식회사 포스코 | 내부식성이 우수한 용융 합금도금 강재 및 그 제조방법 |
| WO2021250973A1 (ja) * | 2020-06-09 | 2021-12-16 | 日本製鉄株式会社 | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 |
| CN115572931A (zh) * | 2022-09-15 | 2023-01-06 | 首钢集团有限公司 | 一种热浸镀锌铝镁镀层钢及其制备方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5656570A (en) * | 1979-09-26 | 1981-05-18 | Carrier Corp | Method of and apparatus for meeting heating demand and cooling demand and controller for said method of apparatus |
| JPS5956570A (ja) * | 1982-06-23 | 1984-04-02 | ベスレヘム・スチ−ル・コ−ポレ−シヨン | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の合金被覆を有する鉄製品並びにその製造方法 |
| JPH05271891A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH0681096A (ja) * | 1992-09-01 | 1994-03-22 | Nippon Steel Corp | めっき密着性の良好な高Ｓｉ含有強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH10226865A (ja) * | 1996-12-13 | 1998-08-25 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製造法 |
-
2000
- 2000-04-11 JP JP2000109407A patent/JP3684135B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5656570A (en) * | 1979-09-26 | 1981-05-18 | Carrier Corp | Method of and apparatus for meeting heating demand and cooling demand and controller for said method of apparatus |
| JPS5956570A (ja) * | 1982-06-23 | 1984-04-02 | ベスレヘム・スチ−ル・コ−ポレ−シヨン | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の合金被覆を有する鉄製品並びにその製造方法 |
| JPH05271891A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH0681096A (ja) * | 1992-09-01 | 1994-03-22 | Nippon Steel Corp | めっき密着性の良好な高Ｓｉ含有強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH10226865A (ja) * | 1996-12-13 | 1998-08-25 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板およびその製造法 |
Cited By (33)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003253471A (ja) * | 2001-12-25 | 2003-09-10 | Nippon Steel Corp | 高耐食柱状構造物 |
| EP1466994A4 (en) * | 2002-01-09 | 2008-10-08 | Nippon Steel Corp | GALVANIZED STEEL PLATE WITH EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AFTER COATING AND CLARITY OF COATING THEREOF |
| JP2003268519A (ja) * | 2002-01-09 | 2003-09-25 | Nippon Steel Corp | 塗装後耐食性と塗装鮮映性に優れた亜鉛めっき鋼板 |
| EP1466994A1 (en) * | 2002-01-09 | 2004-10-13 | Nippon Steel Corporation | Zinc-plated steel sheet excellent in corrosion resistance after coating and clarity of coating thereon |
| US7534502B2 (en) | 2002-01-09 | 2009-05-19 | Nippon Steel Corporation | Zinc-plated steel sheet excellent in corrosion resistance after coating and clarity of coating thereon |
| JP2004353022A (ja) * | 2003-05-28 | 2004-12-16 | Nippon Steel Corp | 溶融Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき鋼材およびその製造方法 |
| JP2005336546A (ja) * | 2004-05-26 | 2005-12-08 | Nippon Steel Corp | 加工部耐食性に優れる溶融めっき鋼材 |
| WO2007086158A1 (ja) * | 2006-01-30 | 2007-08-02 | Nippon Steel Corporation | 成形性及びめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法及び製造装置 |
| KR101016526B1 (ko) * | 2006-01-30 | 2011-02-25 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 성형성 및 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법및 제조 장치 |
| US8592049B2 (en) | 2006-01-30 | 2013-11-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength hot dip galvanized steel sheet and high strength galvannealed steel sheet excellent in shapeability and plateability |
| JP2008007842A (ja) * | 2006-06-30 | 2008-01-17 | Nippon Steel Corp | 外観が良好な耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2009120947A (ja) * | 2007-10-24 | 2009-06-04 | Nippon Steel Corp | 耐食性と溶接性に優れる亜鉛系合金めっき鋼材及び耐食性に優れる塗装鋼材 |
| KR101308168B1 (ko) | 2011-05-27 | 2013-09-12 | 동부제철 주식회사 | 도금 조성물, 이를 이용한 도금 강재의 제조방법 및 도금 조성물이 코팅된 도금 강재 |
| CN104755646A (zh) * | 2012-09-03 | 2015-07-01 | 奥钢联钢铁公司 | 对扁钢产品涂覆保护涂层的方法和具有相应保护涂层的扁钢产品 |
| CN104253577A (zh) * | 2013-06-26 | 2014-12-31 | 北京实力源科技开发有限责任公司 | 一种耐候金属支撑结构 |
| WO2014206277A1 (zh) * | 2013-06-26 | 2014-12-31 | 北京实力源科技开发有限责任公司 | 一种耐候金属支撑结构 |
| US10544497B2 (en) | 2014-12-24 | 2020-01-28 | Posco | Zn alloy plated steel sheet having excellent phosphatability and spot weldability and method for manufacturing same |
| JP2018507321A (ja) * | 2014-12-24 | 2018-03-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | リン酸塩処理性及びスポット溶接性に優れた亜鉛合金めっき鋼板及びその製造方法 |
| WO2018015505A1 (en) * | 2016-07-20 | 2018-01-25 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Method for providing a zn-al-mg coating, and such coating |
| US11306382B2 (en) | 2016-07-20 | 2022-04-19 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Method for providing a Zn—Al—Mg coating, and such coating |
| CN109563605A (zh) * | 2016-07-20 | 2019-04-02 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | 提供zn-al-mg涂层的方法以及这种涂层 |
| CN109563605B (zh) * | 2016-07-20 | 2021-06-11 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | 提供zn-al-mg涂层的方法以及这种涂层 |
| US11566314B2 (en) | 2017-12-26 | 2023-01-31 | Posco Co., Ltd | Zinc alloy plated steel material having excellent corrosion resistance after being processed |
| WO2019132336A1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 가공 후 내식성 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법 |
| KR20200076585A (ko) | 2018-12-19 | 2020-06-29 | 주식회사 포스코 | 내식성 및 표면 품질이 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법 |
| KR20220019003A (ko) | 2018-12-19 | 2022-02-15 | 주식회사 포스코 | 내식성 및 표면 품질이 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법 |
| WO2020130482A1 (ko) | 2018-12-19 | 2020-06-25 | 주식회사 포스코 | 내식성 및 표면 품질이 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법 |
| KR20210077952A (ko) | 2019-12-18 | 2021-06-28 | 주식회사 포스코 | 내부식성이 우수한 용융 합금도금 강재 및 그 제조방법 |
| WO2021125625A1 (ko) | 2019-12-18 | 2021-06-24 | 주식회사 포스코 | 내부식성이 우수한 용융 합금도금 강재 및 그 제조방법 |
| WO2021250973A1 (ja) * | 2020-06-09 | 2021-12-16 | 日本製鉄株式会社 | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 |
| JP7356069B2 (ja) | 2020-06-09 | 2023-10-04 | 日本製鉄株式会社 | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 |
| AU2021289296B2 (en) * | 2020-06-09 | 2023-12-14 | Nippon Steel Corporation | Hot-dipped Zn–Al–Mg-based plated steel |
| CN115572931A (zh) * | 2022-09-15 | 2023-01-06 | 首钢集团有限公司 | 一种热浸镀锌铝镁镀层钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3684135B2 (ja) | 2005-08-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3684135B2 (ja) | 耐食性の優れたＳｉ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| US6579615B1 (en) | Plated steel wire with corrosion resistance and excellent workability, and process for its manufacture | |
| JP5556186B2 (ja) | 高耐食性溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| CN110100036B (zh) | 焊接性和冲压加工性优异的热浸镀锌系钢材及其制造方法 | |
| JP2013541645A (ja) | めっき性、めっき密着性及びスポット溶接性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP3357471B2 (ja) | 耐食性に優れたＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ系溶融めっき鋼材およびその製造方法 | |
| JPH07207421A (ja) | 亜鉛合金めっき方法 | |
| KR102297298B1 (ko) | 굽힘 가공성 및 내식성이 우수한 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 | |
| JP4264373B2 (ja) | めっき欠陥の少ない溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法 | |
| KR20120076111A (ko) | 우수한 내식성, 가공성 및 외관을 제공하는 용융아연도금욕 및 그에 의해 도금된 강판 | |
| JP2002371343A (ja) | 高耐食性を有し加工性に優れた溶融めっき鋼線 | |
| JP3503594B2 (ja) | 耐黒変性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP4834922B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| US20230032557A1 (en) | Hot dip alloy coated steel material having excellent anti-corrosion properties and method of manufacturing same | |
| JP2001081539A (ja) | 高温耐食性に優れた溶融アルミめっき鋼板及びその製造法 | |
| JPH0397840A (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JPH0120224B2 (ja) | ||
| KR102453011B1 (ko) | 실러 접착성이 우수한 도금 강판 및 이의 제조방법 | |
| JP7290757B2 (ja) | めっき鋼線及びその製造方法 | |
| JPH11158595A (ja) | 外観性と密着性に優れた難めっき鋼板の連続溶融めっき方法 | |
| JPH10140316A (ja) | 加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| KR102513354B1 (ko) | 내식성 및 굽힘성이 우수한 도금 강판 및 이의 제조방법 | |
| KR20190078330A (ko) | 도금강선 및 그 제조방법 | |
| EP4234736A1 (en) | Plated steel sheet | |
| KR100478725B1 (ko) | 도금부착성및합금화처리성이우수한고강도합금화용융아연도금강판의제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040928 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050118 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050317 |
|
| A911 | Transfer of reconsideration by examiner before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20050323 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050524 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050527 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3684135 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090603 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090603 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100603 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100603 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110603 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110603 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120603 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130603 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130603 Year of fee payment: 8 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130603 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130603 Year of fee payment: 8 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130603 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |