JP2002012932A - Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材とその製造方法 - Google Patents
Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 連続鋳造から圧延、伸線までの工程にお
けるＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の亀裂発生の抑制、破断
等不具合を解消すること。 【解決手段】 連続して棒状製品を製造するための連続
鋳造から圧延までの第一工程と任意の棒状形状にまで加
工する第二工程と棒状から円形の線材に加工仕上げを行
う第三工程からなる工程において、鋳造直後の鋳片のマ
クロ組織が鋳片表面から鋳片中心に向かって１．５ｍｍ
以上の柱状の樹枝状晶からなり、且つ、この部分に析出
したＭｇに富んだ析出物の平均粒径が５μｍ未満となる
よう、鋳造から離型までを２５〜３０秒で行い、鋳造温
度も４３０〜４８０℃に、離型温度は１５０〜１９０℃
の範囲に制御すること、更に、第二工程での圧延前の材
料温度を６０〜１００℃に、第三工程での加工前の材料
温度を４０〜８０℃の範囲で加熱制御する。
けるＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の亀裂発生の抑制、破断
等不具合を解消すること。 【解決手段】 連続して棒状製品を製造するための連続
鋳造から圧延までの第一工程と任意の棒状形状にまで加
工する第二工程と棒状から円形の線材に加工仕上げを行
う第三工程からなる工程において、鋳造直後の鋳片のマ
クロ組織が鋳片表面から鋳片中心に向かって１．５ｍｍ
以上の柱状の樹枝状晶からなり、且つ、この部分に析出
したＭｇに富んだ析出物の平均粒径が５μｍ未満となる
よう、鋳造から離型までを２５〜３０秒で行い、鋳造温
度も４３０〜４８０℃に、離型温度は１５０〜１９０℃
の範囲に制御すること、更に、第二工程での圧延前の材
料温度を６０〜１００℃に、第三工程での加工前の材料
温度を４０〜８０℃の範囲で加熱制御する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鉄鋼の防食溶射ま
たはろう付けの分野に使用される、高耐食性に優れたＺ
ｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材及びその製造方法に関するもの
である。
たはろう付けの分野に使用される、高耐食性に優れたＺ
ｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材及びその製造方法に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】従来より、鉄鋼の防食を目的に、Ｚｎ、
Ａｌ、Ｚｎ−Ａｌ合金を直接、鋼板表面に被覆する溶射
法が行なわれているけれども、溶射に使用する線材の成
分は、防食性および加工性の観点から厳しく規制されて
いる。例えば、Ｚｎ線材の場合、Ｚｎの純度は９９．９
質量％（以下、本明細書では「質量％」を「％」と表記
する。）以上であることがＪＩＳＨ９３００に、同じ
く、Ａｌ線材の場合も、Ａｌの純度は９９．７％以上で
あることがＪIＳＨ９３０１に明記されている。一方、
Ｚｎ−Ａｌ合金については、亜鉛・アルミニウム合金溶
射としてＪIＳＨ８３０５に規格化されているけれど
も、その成分については同ＪIＳＨ８３０５の注（１）
に示されているように、皮膜の化学成分は、Ｚｎが９５
〜７０％、Ａｌが５〜３０％の合金を標準とすると記載
されているのみである。これは、Ａｌを含有したＺｎ−
Ａｌ合金が冷間での変形抵抗が高く、加工硬化による伸
びの低下をきたすことから線材の製造が難しいためと考
えられる。このため、特開昭５２−３１９３２号公報に
示すようなＡｌの含有量を１％以下にする方法や特開昭
６４−５２０５１号公報に示すような擬似合金化による
方法等の実用化もなされてきたようではあるが、その後
の線材製造技術の向上により、現在では、Ｚｎ−５％Ａ
ｌ合金線およびＺｎ−１３％Ａｌ合金線の製造販売が行
なわれるようになり、一部、Ｚｎ−１５％Ａｌ合金線が
輸入販売されているのが実情である。
Ａｌ、Ｚｎ−Ａｌ合金を直接、鋼板表面に被覆する溶射
法が行なわれているけれども、溶射に使用する線材の成
分は、防食性および加工性の観点から厳しく規制されて
いる。例えば、Ｚｎ線材の場合、Ｚｎの純度は９９．９
質量％（以下、本明細書では「質量％」を「％」と表記
する。）以上であることがＪＩＳＨ９３００に、同じ
く、Ａｌ線材の場合も、Ａｌの純度は９９．７％以上で
あることがＪIＳＨ９３０１に明記されている。一方、
Ｚｎ−Ａｌ合金については、亜鉛・アルミニウム合金溶
射としてＪIＳＨ８３０５に規格化されているけれど
も、その成分については同ＪIＳＨ８３０５の注（１）
に示されているように、皮膜の化学成分は、Ｚｎが９５
〜７０％、Ａｌが５〜３０％の合金を標準とすると記載
されているのみである。これは、Ａｌを含有したＺｎ−
Ａｌ合金が冷間での変形抵抗が高く、加工硬化による伸
びの低下をきたすことから線材の製造が難しいためと考
えられる。このため、特開昭５２−３１９３２号公報に
示すようなＡｌの含有量を１％以下にする方法や特開昭
６４−５２０５１号公報に示すような擬似合金化による
方法等の実用化もなされてきたようではあるが、その後
の線材製造技術の向上により、現在では、Ｚｎ−５％Ａ
ｌ合金線およびＺｎ−１３％Ａｌ合金線の製造販売が行
なわれるようになり、一部、Ｚｎ−１５％Ａｌ合金線が
輸入販売されているのが実情である。
【０００３】その他、線材に関するものが、特開平６−
２２８６８６号、特開平１１−１１７０４６号、特開平
１１−１１７０４７号、特開平１１−１１７０４８号、
特開平１１−８０８７６号、特開平９−１３７２４５号
および特開平１１−１８１５６２号の各公報に記載され
ている。
２２８６８６号、特開平１１−１１７０４６号、特開平
１１−１１７０４７号、特開平１１−１１７０４８号、
特開平１１−８０８７６号、特開平９−１３７２４５号
および特開平１１−１８１５６２号の各公報に記載され
ている。
【０００４】特開平６−２２８６８６号はＺｎをベース
にＣｕ：０．２〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｍｎ：０．００１〜
０．００８％、Ｃｒ：０．０００１〜０．０００８％か
らなるＺｎ−Ｃｕ合金系の亜鉛基合金線に関するもので
ある。
にＣｕ：０．２〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｍｎ：０．００１〜
０．００８％、Ｃｒ：０．０００１〜０．０００８％か
らなるＺｎ−Ｃｕ合金系の亜鉛基合金線に関するもので
ある。
【０００５】また、特開平１１−１１７０４６号は、素
材加工時の焼付・表面疵・断線の原因である表面の酸化
防止法のための不活性ガス雰囲気下での熱処理に関する
ものであり、特開平１１−１１７０４７号は、線材の製
造時に生成した線材表面の酸化物を除去するために、酸
性水溶液またはアルカリ水溶液中で冷却する方法に関す
るものである。同じく、特開平１１−１１７０４８号
は、線材の表面に生成した酸化物を除去するために線材
の表面を０．１μｍ以上切削する方法である。これら
は、何れも、Ａｌを主体とするＡｌ−Ｍｇ合金またはＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金に関するものである。
材加工時の焼付・表面疵・断線の原因である表面の酸化
防止法のための不活性ガス雰囲気下での熱処理に関する
ものであり、特開平１１−１１７０４７号は、線材の製
造時に生成した線材表面の酸化物を除去するために、酸
性水溶液またはアルカリ水溶液中で冷却する方法に関す
るものである。同じく、特開平１１−１１７０４８号
は、線材の表面に生成した酸化物を除去するために線材
の表面を０．１μｍ以上切削する方法である。これら
は、何れも、Ａｌを主体とするＡｌ−Ｍｇ合金またはＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金に関するものである。
【０００６】さらに、特開平１１−８０８７６号には、
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミ合金の組織を制御することに
より、抽出速度の高速化を行なっても、アルミ合金の焼
き付きを防止でき、良好な表面状態を確保することが可
能な方法が開示されているけれども、これも、Ｚｎ：
０．８０〜７．０％、Ｍｇ：０．５〜３．０％を添加し
たＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミ合金および前記Ａｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系アルミ合金にＣｕ：１．２〜２．６％、Ｍｎ：
０．２０〜０．７％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．０５〜０．３％の一種または二種以上を含有す
るＡｌを主体とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミ合金に関
するものである。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミ合金の組織を制御することに
より、抽出速度の高速化を行なっても、アルミ合金の焼
き付きを防止でき、良好な表面状態を確保することが可
能な方法が開示されているけれども、これも、Ｚｎ：
０．８０〜７．０％、Ｍｇ：０．５〜３．０％を添加し
たＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミ合金および前記Ａｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系アルミ合金にＣｕ：１．２〜２．６％、Ｍｎ：
０．２０〜０．７％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．０５〜０．３％の一種または二種以上を含有す
るＡｌを主体とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミ合金に関
するものである。
【０００７】また、特開平９−１３７２４５号および特
開平１１−１８１５６２号はＺｎ：１０〜８５％を含有
し、残部Ａｌおよび不純物からなる合金を溶射した製品
とその線材の製造方法に関するものであるが、何れも、
Ｚｎを主体としたものではない。
開平１１−１８１５６２号はＺｎ：１０〜８５％を含有
し、残部Ａｌおよび不純物からなる合金を溶射した製品
とその線材の製造方法に関するものであるが、何れも、
Ｚｎを主体としたものではない。
【０００８】ところが、最近、鋼材表面の赤錆発生を遅
らせるとともに疵部に発生した赤錆の成長を抑制する被
覆合金として、Ｚｎ−Ａｌ合金にＭｇを添加したＺｎ−
Ｍｇ−Ａｌ合金が非常に有効とのことから、特開平１１
−１２７０９号、特開平１１−１９３４５２号に記載の
Ｚｎ一Ｍｇ−Ａｌ合金メッキ鋼板の製造技術開発が進め
られて来た。直近、その実用化の達成とともに一部では
市販されるようになるにつれ、鋼板の接合部における防
食性能維持のための補修方法が課題となり、その対策と
して、同じ成分のものを直接被覆する溶射法が適切であ
るとの考えから、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金の線材が是非と
も必要となってきた。
らせるとともに疵部に発生した赤錆の成長を抑制する被
覆合金として、Ｚｎ−Ａｌ合金にＭｇを添加したＺｎ−
Ｍｇ−Ａｌ合金が非常に有効とのことから、特開平１１
−１２７０９号、特開平１１−１９３４５２号に記載の
Ｚｎ一Ｍｇ−Ａｌ合金メッキ鋼板の製造技術開発が進め
られて来た。直近、その実用化の達成とともに一部では
市販されるようになるにつれ、鋼板の接合部における防
食性能維持のための補修方法が課題となり、その対策と
して、同じ成分のものを直接被覆する溶射法が適切であ
るとの考えから、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金の線材が是非と
も必要となってきた。
【０００９】そこで、本発明者らは、Ｍｇを含有するＺ
ｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金の線材製造に着手するに際し、再
度、Ｚｎ−Ａｌ合金についての文献調査を行なった結
果、Ｚｎ−Ａｌ合金については、既に、昭和４０年１１
月１０日発行の日本金属学会・非鉄材料II新版材料篇に
記載されており、その中で、Ｚｎ−Ａｌ合金は鋳造性が
よいことからダイカスト用合金として使用されること、
さらには、鋳造後の時効現象にともなう硬化と硬化によ
る機械的強度の低下から亀裂の発生を起こすことを再確
認した。一方、これを抑制するために、微量のＭｇを添
加する方法が明示されているが、過剰のＭｇの添加は、
粒界に腐食し易い析出物を形成し粒界腐食を起こし易く
するとともに、機械的強度、特に、衝撃値を低下させる
ことから、Ｚｎ基合金をダイカストに使用する場合のＭ
ｇの含有量を０．１％以下にすることがＪIＳＨ５３０
１にも厳しく規格化されていることを再確認した。
ｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金の線材製造に着手するに際し、再
度、Ｚｎ−Ａｌ合金についての文献調査を行なった結
果、Ｚｎ−Ａｌ合金については、既に、昭和４０年１１
月１０日発行の日本金属学会・非鉄材料II新版材料篇に
記載されており、その中で、Ｚｎ−Ａｌ合金は鋳造性が
よいことからダイカスト用合金として使用されること、
さらには、鋳造後の時効現象にともなう硬化と硬化によ
る機械的強度の低下から亀裂の発生を起こすことを再確
認した。一方、これを抑制するために、微量のＭｇを添
加する方法が明示されているが、過剰のＭｇの添加は、
粒界に腐食し易い析出物を形成し粒界腐食を起こし易く
するとともに、機械的強度、特に、衝撃値を低下させる
ことから、Ｚｎ基合金をダイカストに使用する場合のＭ
ｇの含有量を０．１％以下にすることがＪIＳＨ５３０
１にも厳しく規格化されていることを再確認した。
【００１０】したがって、このような状況のもとにおい
ては、ＺｎにＭｇを０．１％以上添加するＺｎ−Ｍｇ−
Ａｌ合金線材の製造は考えもしなかったし、事実、製造
もなされなかったと思われる。
ては、ＺｎにＭｇを０．１％以上添加するＺｎ−Ｍｇ−
Ａｌ合金線材の製造は考えもしなかったし、事実、製造
もなされなかったと思われる。
【００１１】このような状況のもとで、ＺｎにＭｇを
０．１％を超えて添加するＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金を、Ｚ
ｎ線材製造の連続鋳造圧延設備を用いＺｎ線材製造条件
にほぼ等しい条件（後述の表２の試料Ｎｏ．１２または
Ｎｏ．１７）にて線材の製造を試みた。その結果、製造
の各工程において、大小さまざまな亀裂が発生するとと
もに断続的な破断が発生し、安定した線材の製造ができ
ないことが判明した。
０．１％を超えて添加するＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金を、Ｚ
ｎ線材製造の連続鋳造圧延設備を用いＺｎ線材製造条件
にほぼ等しい条件（後述の表２の試料Ｎｏ．１２または
Ｎｏ．１７）にて線材の製造を試みた。その結果、製造
の各工程において、大小さまざまな亀裂が発生するとと
もに断続的な破断が発生し、安定した線材の製造ができ
ないことが判明した。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、亜
鉛メッキ鋼板の溶射に適したＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材
を提供するとともに、連続鋳造圧延設備による線材製造
工程で亀裂及び破断の発生を防止できるＺｎ−Ｍｇ−Ａ
ｌ合金線材の製造方法を提供するものである。
鉛メッキ鋼板の溶射に適したＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材
を提供するとともに、連続鋳造圧延設備による線材製造
工程で亀裂及び破断の発生を防止できるＺｎ−Ｍｇ−Ａ
ｌ合金線材の製造方法を提供するものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明は、連続鋳造圧延
設備を用いたＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材製造の試行錯誤
の中から、鋳造直後の鋳片断面（輪切り面、以下同じ）
のマクロ組織が、第一工程における圧延時の亀裂および
破断発生に多大な影響を及ぼしていること、さらには、
その後の第二工程並びに第三工程での線材への加工性の
向上にＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金の温度が重要な影響を及ぼ
していることを見出したものである。
設備を用いたＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材製造の試行錯誤
の中から、鋳造直後の鋳片断面（輪切り面、以下同じ）
のマクロ組織が、第一工程における圧延時の亀裂および
破断発生に多大な影響を及ぼしていること、さらには、
その後の第二工程並びに第三工程での線材への加工性の
向上にＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金の温度が重要な影響を及ぼ
していることを見出したものである。
【００１４】すなわち、本発明は、Ｍｇ：０．３０〜
０．７０％、Ａｌ：０．１５〜０．７０％、残部がＺｎ
およびその他不可避的不純物からなるＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ
合金線材を特徴とする。
０．７０％、Ａｌ：０．１５〜０．７０％、残部がＺｎ
およびその他不可避的不純物からなるＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ
合金線材を特徴とする。
【００１５】また、前記Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の製
造方法において、溶解から鋳造・圧延までを連続的に行
い棒状の長尺鋳片素材を製造する第一工程と、棒状の長
尺鋳片素材から引き抜き加工前までの任意の断面形状の
長尺棒状素材にまで圧延加工する第二工程と、任意の断
面形状の長尺棒状素材から任意の断面形状の線材に加工
する引き抜き加工による切削と伸線を連続的に行う第三
工程とからなることを特徴とする。
造方法において、溶解から鋳造・圧延までを連続的に行
い棒状の長尺鋳片素材を製造する第一工程と、棒状の長
尺鋳片素材から引き抜き加工前までの任意の断面形状の
長尺棒状素材にまで圧延加工する第二工程と、任意の断
面形状の長尺棒状素材から任意の断面形状の線材に加工
する引き抜き加工による切削と伸線を連続的に行う第三
工程とからなることを特徴とする。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明では、棒状の長尺鋳片素材
を製造する第一工程において、鋳造直後の鋳片断面のマ
クロ組織が、鋳片表面から鋳片中心部に向かって幅１．
５ｍｍ以上５ｍｍ未満の柱状の樹枝状晶（以下「柱状
晶」と称す。）からなる組織であって、且つ、この領域
に析出するＭｇに富んだ析出物の平均粒径が５μｍ未満
であることを特徴とする。
を製造する第一工程において、鋳造直後の鋳片断面のマ
クロ組織が、鋳片表面から鋳片中心部に向かって幅１．
５ｍｍ以上５ｍｍ未満の柱状の樹枝状晶（以下「柱状
晶」と称す。）からなる組織であって、且つ、この領域
に析出するＭｇに富んだ析出物の平均粒径が５μｍ未満
であることを特徴とする。
【００１７】したがって、このようなＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ
合金線材を連続的に得るための製造方法は、鋳造時の鋳
込み温度４３０〜４８０℃から鋳片の離型温度１５０〜
１９０℃までを２５〜３０秒間で行うことが必要であ
り、さらに、圧延前の鋳片温度を１３０〜１７０℃の範
囲に制御することによって、棒状の長尺鋳片素材を連続
して圧延を行なうことが可能となることを特徴とする。
合金線材を連続的に得るための製造方法は、鋳造時の鋳
込み温度４３０〜４８０℃から鋳片の離型温度１５０〜
１９０℃までを２５〜３０秒間で行うことが必要であ
り、さらに、圧延前の鋳片温度を１３０〜１７０℃の範
囲に制御することによって、棒状の長尺鋳片素材を連続
して圧延を行なうことが可能となることを特徴とする。
【００１８】さらに、第二工程における棒状の長尺鋳片
素材の第二工程での圧延前の温度を６０〜１００℃の範
囲に、その後の第三工程における引き抜き加工前の任意
の断面形状の長尺棒状素材の温度を４０〜８０℃の範囲
に加熱制御することにより、表面平滑な線材を連続的に
製造することができることを特徴とする。
素材の第二工程での圧延前の温度を６０〜１００℃の範
囲に、その後の第三工程における引き抜き加工前の任意
の断面形状の長尺棒状素材の温度を４０〜８０℃の範囲
に加熱制御することにより、表面平滑な線材を連続的に
製造することができることを特徴とする。
【００１９】因みに、質量％でＭｇを０．３０〜０．７
０％，Ａｌを０．１５〜０．７０％含有し、残部がＺｎ
およびその他不可避的不純物からなるＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ
合金の鋳造直後の鋳片断面のマクロ組織が、鋳片表面か
ら鋳片中心部に向かって幅１．５ｍｍ未満の柱状晶の場
合、冷却速度も速く、この領域に析出するＭｇに富んだ
析出物の平均粒径も５μｍ未満となるが、表面の柱状晶
が薄いために、圧延時に変形能の小さい粒状晶が表面に
露出する等の不具合を発生し、第二工程および第三工程
において断線を多発することが判明した。一方、幅５ｍ
ｍ以上の柱状晶の場合、冷却速度は遅く、この領域に析
出するＭｇに富んだ析出物の平均粒径も５μｍ以上とな
るために、硬くて脆い組織の集合部分となることから、
第二工程および第三工程において断線を多発することが
明白になった。
０％，Ａｌを０．１５〜０．７０％含有し、残部がＺｎ
およびその他不可避的不純物からなるＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ
合金の鋳造直後の鋳片断面のマクロ組織が、鋳片表面か
ら鋳片中心部に向かって幅１．５ｍｍ未満の柱状晶の場
合、冷却速度も速く、この領域に析出するＭｇに富んだ
析出物の平均粒径も５μｍ未満となるが、表面の柱状晶
が薄いために、圧延時に変形能の小さい粒状晶が表面に
露出する等の不具合を発生し、第二工程および第三工程
において断線を多発することが判明した。一方、幅５ｍ
ｍ以上の柱状晶の場合、冷却速度は遅く、この領域に析
出するＭｇに富んだ析出物の平均粒径も５μｍ以上とな
るために、硬くて脆い組織の集合部分となることから、
第二工程および第三工程において断線を多発することが
明白になった。
【００２０】さらに、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金の伸びが温
度によって大きく変化することが判明した。即ち、鋳造
直後の圧延後のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金は、１３０〜１７
０℃の範囲では５０％程度と、ほとんど伸びないことが
判明した。一方、第二工程後のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金
は、６０〜１００℃の範囲で２５０〜３００％の伸び
を、第三工程後のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金は、４０〜８０
℃の範囲で３００〜４２０％の伸びを示すことが明らか
になり、圧延時の鋳片素材および棒状素材の温度管理が
非常に重要であることが確認された。
度によって大きく変化することが判明した。即ち、鋳造
直後の圧延後のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金は、１３０〜１７
０℃の範囲では５０％程度と、ほとんど伸びないことが
判明した。一方、第二工程後のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金
は、６０〜１００℃の範囲で２５０〜３００％の伸び
を、第三工程後のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金は、４０〜８０
℃の範囲で３００〜４２０％の伸びを示すことが明らか
になり、圧延時の鋳片素材および棒状素材の温度管理が
非常に重要であることが確認された。
【００２１】次に、本発明に用いたＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合
金のＭｇの含有量を０．３０％以上としたのは耐食性の
観点からである。一方、Ａｌ含有量を０．１５％以上と
したのは、耐食性の向上並びに溶解時の溶湯表面の酸化
防止と加工性の観点からである。
金のＭｇの含有量を０．３０％以上としたのは耐食性の
観点からである。一方、Ａｌ含有量を０．１５％以上と
したのは、耐食性の向上並びに溶解時の溶湯表面の酸化
防止と加工性の観点からである。
【００２２】また、ＭｇおよびＡｌ含有量の上限を、そ
れぞれ、０．７０％を超えない範囲とした理由は、Ａｌ
およびＭｇのＺｎへの添加が増加するにしたがって耐食
性は向上するが加工性は低下するとともに、Ｍｇの増加
による溶解時の溶湯表面におけるＭｇの酸化が激しくな
り、酸化物の巻き込みによる鋳造欠陥の増大を起こすこ
とから、適切な加工性の確保が可能な範囲、即ち、Ｍｇ
およびＡｌの含有量のそれぞれが０．７０％を超えない
範囲とした。特に、ＭｇとＡｌの含有量が０．７％を越
えると鋳片断面のほとんどが粒状の結晶粒となり、結晶
粒界近傍に析出したＭｇに富んだ析出物の平均粒径も５
μｍ以上と大きくなることから、非常に硬くて脆いＺｎ
−Ｍｇ−Ａｌ合金となることから安定した線材の製造が
できないからである。
れぞれ、０．７０％を超えない範囲とした理由は、Ａｌ
およびＭｇのＺｎへの添加が増加するにしたがって耐食
性は向上するが加工性は低下するとともに、Ｍｇの増加
による溶解時の溶湯表面におけるＭｇの酸化が激しくな
り、酸化物の巻き込みによる鋳造欠陥の増大を起こすこ
とから、適切な加工性の確保が可能な範囲、即ち、Ｍｇ
およびＡｌの含有量のそれぞれが０．７０％を超えない
範囲とした。特に、ＭｇとＡｌの含有量が０．７％を越
えると鋳片断面のほとんどが粒状の結晶粒となり、結晶
粒界近傍に析出したＭｇに富んだ析出物の平均粒径も５
μｍ以上と大きくなることから、非常に硬くて脆いＺｎ
−Ｍｇ−Ａｌ合金となることから安定した線材の製造が
できないからである。
【００２３】次に、本発明のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材
を製造するためには、前記、請求項２に記載の、棒状の
長尺鋳片素材を製造する第一工程において、鋳造直後の
鋳片断面のマクロ組織が、鋳片表面から鋳片中心部に向
かって幅１．５ｍｍ以上５ｍｍ未満の柱状晶から成る組
織であって、且つ、この領域に析出するＭｇに富んだ析
出物の平均粒径が５μｍ未満であることが必要であり、
この条件を達成するには、鋳造時の鋳込み温度４３０〜
４８０℃から鋳片の離型温度１５０〜１９０℃までを２
５〜３０秒間で行い、さらに、圧延前の鋳片温度を１３
０〜１７０℃の範囲に制御し圧延を行うことが重要であ
る。即ち、圧延前の鋳片表面の温度を２１０℃以上にす
ると、圧延時の発熱も加わり軟化による破断を起こし、
１１０℃未満になると、伸びの低下による破断を起こす
ようになるからである。
を製造するためには、前記、請求項２に記載の、棒状の
長尺鋳片素材を製造する第一工程において、鋳造直後の
鋳片断面のマクロ組織が、鋳片表面から鋳片中心部に向
かって幅１．５ｍｍ以上５ｍｍ未満の柱状晶から成る組
織であって、且つ、この領域に析出するＭｇに富んだ析
出物の平均粒径が５μｍ未満であることが必要であり、
この条件を達成するには、鋳造時の鋳込み温度４３０〜
４８０℃から鋳片の離型温度１５０〜１９０℃までを２
５〜３０秒間で行い、さらに、圧延前の鋳片温度を１３
０〜１７０℃の範囲に制御し圧延を行うことが重要であ
る。即ち、圧延前の鋳片表面の温度を２１０℃以上にす
ると、圧延時の発熱も加わり軟化による破断を起こし、
１１０℃未満になると、伸びの低下による破断を起こす
ようになるからである。
【００２４】また、その後の第二工程における鋳片素材
および第三工程における棒状素材の圧延時の温度管理も
非常に重要であり、線径が小さくなるにしたがって伸び
が大きくなることから、鋳片素材および棒状素材の温度
を加熱し過ぎると軟化による破断を起こし、低すぎると
圧延時または引き抜き加工時の変形抵抗に耐えられず破
断を起こすようになる。したがって、第二工程における
圧延前の鋳片素材の温度は６０〜１００℃に、第三工程
における引き抜き加工前の棒状素材の温度は４０〜８０
℃の範囲に制御することが必要であるが、特に、第三工
程においては、好ましくは、４０〜６０℃の範囲であ
る。尚、鋳片素材、棒状素材の断面形状は、最終製品で
ある線材の断面形状が円形のときは、同様の円形とする
ことが好ましいが、四角形その他任意に選択してもよ
い。
および第三工程における棒状素材の圧延時の温度管理も
非常に重要であり、線径が小さくなるにしたがって伸び
が大きくなることから、鋳片素材および棒状素材の温度
を加熱し過ぎると軟化による破断を起こし、低すぎると
圧延時または引き抜き加工時の変形抵抗に耐えられず破
断を起こすようになる。したがって、第二工程における
圧延前の鋳片素材の温度は６０〜１００℃に、第三工程
における引き抜き加工前の棒状素材の温度は４０〜８０
℃の範囲に制御することが必要であるが、特に、第三工
程においては、好ましくは、４０〜６０℃の範囲であ
る。尚、鋳片素材、棒状素材の断面形状は、最終製品で
ある線材の断面形状が円形のときは、同様の円形とする
ことが好ましいが、四角形その他任意に選択してもよ
い。
【００２５】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。ま
ず、本発明に用いたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金の成分が表１
になるように調整した溶湯を、Ｚｎ線材製造の連続鋳造
圧延機を用いて鋳造・圧延までを連続して行なう第一工
程において、ほぼ２０ｍｍ角の四角い棒状の鋳片素材を
製造した。次に、第二工程における数回の圧延にて、約
６ｍｍの棒状素材を製造した。さらに、第三工程を経
て、製品規格である４．７ｍｍφの円形の線材を製造し
た場合の結果を示したものが表２から表５である。
ず、本発明に用いたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金の成分が表１
になるように調整した溶湯を、Ｚｎ線材製造の連続鋳造
圧延機を用いて鋳造・圧延までを連続して行なう第一工
程において、ほぼ２０ｍｍ角の四角い棒状の鋳片素材を
製造した。次に、第二工程における数回の圧延にて、約
６ｍｍの棒状素材を製造した。さらに、第三工程を経
て、製品規格である４．７ｍｍφの円形の線材を製造し
た場合の結果を示したものが表２から表５である。
【００２６】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】 表２は鋳造温度が５１０℃と高い場合の比較例である。
鋳造温度が高くなると、ガスおよび溶湯表面の酸化の進
行増大による酸化物の巻き込み等の鋳造欠陥による破断
が発生する。一方、表５は鋳造温度が３９０℃と低い場
合の比較例であるが、鋳造中にノズル近傍での凝固が起
こるために安定した鋳造が出来なくなり、全て、第一工
程において破断を発生した。また、表３から表４に、本
発明と比較例を示すが、第一工程で良好な状態のもの
も、第二または第三工程での条件が不適切であれば破断
を起こし、平滑な表面の線材を連続的に製造することは
非常に難しいことが判明した。
鋳造温度が高くなると、ガスおよび溶湯表面の酸化の進
行増大による酸化物の巻き込み等の鋳造欠陥による破断
が発生する。一方、表５は鋳造温度が３９０℃と低い場
合の比較例であるが、鋳造中にノズル近傍での凝固が起
こるために安定した鋳造が出来なくなり、全て、第一工
程において破断を発生した。また、表３から表４に、本
発明と比較例を示すが、第一工程で良好な状態のもの
も、第二または第三工程での条件が不適切であれば破断
を起こし、平滑な表面の線材を連続的に製造することは
非常に難しいことが判明した。
【００２７】
【発明の効果】以上の結果から明らかなように、Ｚｎ−
Ｍｇ−Ａｌ合金の長尺鋳片素材を製造する第一工程にお
いて、鋳造直後の鋳片断面のマクロ組織を制御すること
により、圧延での鋳片素材の製造が安定し、さらに、そ
の後の第二工程での鋳片素材および第三工程での棒状素
材の加熱温度を適切に制御することで、品質的にも表面
平滑で硬度も均質な線材を連続的に製造することができ
る点で、工業的な価値を有するものである。このよう
に、本発明により、ＺｎにＭｇを０．１％以上添加した
Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材を提供でき、これにより、同
種の組成のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金メッキ鋼板の接合部ヘ
の溶射補修が可能となった。
Ｍｇ−Ａｌ合金の長尺鋳片素材を製造する第一工程にお
いて、鋳造直後の鋳片断面のマクロ組織を制御すること
により、圧延での鋳片素材の製造が安定し、さらに、そ
の後の第二工程での鋳片素材および第三工程での棒状素
材の加熱温度を適切に制御することで、品質的にも表面
平滑で硬度も均質な線材を連続的に製造することができ
る点で、工業的な価値を有するものである。このよう
に、本発明により、ＺｎにＭｇを０．１％以上添加した
Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材を提供でき、これにより、同
種の組成のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金メッキ鋼板の接合部ヘ
の溶射補修が可能となった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６４０ ６４０Ａ ６８５ ６８５Ｚ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９４ ６９４Ｂ (72)発明者 横川 毅義 山口県下関市彦島西山町１丁目１番１号 三金彦島株式会社内
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、Ｍｇ：０．３０〜０．７０
％、Ａｌ：０．１５〜０．７０％、残部がＺｎおよびそ
の他不可避的不純物からなるＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線
材。 - 【請求項２】 請求項１に記載のＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金
線材の製造方法において、 溶解から鋳造・圧延までを連続的に行い棒状の長尺鋳片
素材を製造する第一工程と、 棒状の長尺鋳片素材から引き抜き加工前までの任意の断
面形状の長尺棒状素材にまで圧延加工する第二工程と、 任意の断面形状の長尺棒状素材から任意の断面形状の線
材に加工する引き抜き加工による切削と伸線を連続的に
行う第三工程とからなることを特徴とするＺｎ−Ｍｇ−
Ａｌ合金線材の製造方法。 - 【請求項３】 請求項２に記載の第一工程において、鋳
造直後の鋳片断面のマクロ組織が、鋳片表面から鋳片中
心部に向かって幅１．５ｍｍ以上５ｍｍ未満の柱状の樹
枝状晶からなる組織であって、且つ、この領域に析出す
るＭｇに富んだ析出物の平均粒径が５μｍ未満であるこ
とを特徴とするＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３に記載の鋳片断面のマクロ組織
並びにこの領域に析出するＭｇに富んだ析出物の平均粒
径を５μｍ未満とするために、鋳造時の鋳込み温度４３
０〜４８０℃から鋳片の離型温度１５０〜１９０℃まで
を２５〜３０秒間で行い、さらに、圧延前の鋳片温度を
１３０〜１７０℃の範囲に制御し圧延を行うことを特徴
とするＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の製造方法。 - 【請求項５】 請求項２に記載の第二工程において、棒
状の長尺鋳片素材の第二工程での圧延前の温度を６０〜
１００℃の範囲に加熱制御し圧延することを特徴とする
Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の製造方法。 - 【請求項６】 請求項２に記載の第三工程において、引
き抜き加工前の任意の断面形状の長尺棒状素材の温度を
４０〜８０℃の範囲に加熱制御し、引き抜き加工による
切削と伸線を連続的に行うことを特徴とするＺｎ−Ｍｇ
−Ａｌ合金線材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000197851A JP4295421B2 (ja) | 2000-06-30 | 2000-06-30 | Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000197851A JP4295421B2 (ja) | 2000-06-30 | 2000-06-30 | Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002012932A true JP2002012932A (ja) | 2002-01-15 |
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|---|---|---|---|
| JP2000197851A Expired - Lifetime JP4295421B2 (ja) | 2000-06-30 | 2000-06-30 | Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金線材の製造方法 |
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|---|---|
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100352600C (zh) * | 2002-04-29 | 2007-12-05 | 戴国水 | 锌铝铜镁合金丝的制备方法 |
| JP2012179632A (ja) * | 2011-03-01 | 2012-09-20 | Kobe Steel Ltd | Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材およびそのＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材の製造方法 |
| WO2015147183A1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-10-01 | 古河電気工業株式会社 | 亜鉛合金管材とその製造方法、及びそれを用いてなるステントとその製造方法 |
| CN111496006A (zh) * | 2020-06-03 | 2020-08-07 | 铜陵龙峰新材料有限公司 | 一种金属化薄膜电容器端面喷金用锌合金丝的制备方法 |
-
2000
- 2000-06-30 JP JP2000197851A patent/JP4295421B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100352600C (zh) * | 2002-04-29 | 2007-12-05 | 戴国水 | 锌铝铜镁合金丝的制备方法 |
| JP2012179632A (ja) * | 2011-03-01 | 2012-09-20 | Kobe Steel Ltd | Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材およびそのＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材の製造方法 |
| WO2015147183A1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-10-01 | 古河電気工業株式会社 | 亜鉛合金管材とその製造方法、及びそれを用いてなるステントとその製造方法 |
| JPWO2015147183A1 (ja) * | 2014-03-28 | 2017-04-13 | 古河電気工業株式会社 | 亜鉛合金管材とその製造方法、及びそれを用いてなるステントとその製造方法 |
| CN111496006A (zh) * | 2020-06-03 | 2020-08-07 | 铜陵龙峰新材料有限公司 | 一种金属化薄膜电容器端面喷金用锌合金丝的制备方法 |
| CN111496006B (zh) * | 2020-06-03 | 2022-04-19 | 铜陵龙峰新材料有限公司 | 一种金属化薄膜电容器端面喷金用锌合金丝的制备方法 |
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| JP4295421B2 (ja) | 2009-07-15 |
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