JP2003268517A - 表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材 - Google Patents
表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌの三元系合金めっき鋼材に
おいて、高Ａｌ濃度の場合でも表面平滑性が優れためっ
き鋼材を提供することを目的としてなされたものであ
る。 【解決手段】 質量％で、Ａｌ：４〜２０％、Ｍｇ：１
〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物から
なり、かつ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の母相に、融点が６０
０℃以上の金属間化合物を０．００１〜０．５質量％含
有するめっき層を鋼材表面に形成するか、あるいは、Ａ
ｌ：４〜２０％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜
２％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からな
り、かつ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の母相に、融点が
６００℃以上の金属間化合物を０．００１〜０．５質量
％含有するめっき層を鋼材表面に形成させる。この時金
属間化合物として、ＴｉＡｌ3、ＮｉＡｌ3、Ｃｏ2Ａｌ9
等を添加すると更に優れた表面平滑性を有するめっき鋼
材となる。
おいて、高Ａｌ濃度の場合でも表面平滑性が優れためっ
き鋼材を提供することを目的としてなされたものであ
る。 【解決手段】 質量％で、Ａｌ：４〜２０％、Ｍｇ：１
〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物から
なり、かつ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の母相に、融点が６０
０℃以上の金属間化合物を０．００１〜０．５質量％含
有するめっき層を鋼材表面に形成するか、あるいは、Ａ
ｌ：４〜２０％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜
２％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からな
り、かつ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の母相に、融点が
６００℃以上の金属間化合物を０．００１〜０．５質量
％含有するめっき層を鋼材表面に形成させる。この時金
属間化合物として、ＴｉＡｌ3、ＮｉＡｌ3、Ｃｏ2Ａｌ9
等を添加すると更に優れた表面平滑性を有するめっき鋼
材となる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、めっき鋼板に係わ
り、更に詳しくは優れた表面平滑性を有し、種々の用
途、例えば家電用や自動車用、建材用鋼板として適用で
きるめっき鋼材に関するものである。
り、更に詳しくは優れた表面平滑性を有し、種々の用
途、例えば家電用や自動車用、建材用鋼板として適用で
きるめっき鋼材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材として最も使
用されるものに亜鉛系めっき鋼板がある。この亜鉛系め
っき鋼板は自動車、家電、建材分野など種々の製造業に
おいて使用されている。また、それ以外にも、めっき鋼
線やどぶづけめっきなど種々の分野でめっき鋼材が使用
されている。
用されるものに亜鉛系めっき鋼板がある。この亜鉛系め
っき鋼板は自動車、家電、建材分野など種々の製造業に
おいて使用されている。また、それ以外にも、めっき鋼
線やどぶづけめっきなど種々の分野でめっき鋼材が使用
されている。
【０００３】上記亜鉛系めっき鋼板の耐食性を向上させ
ることを目的として本発明者らは、特許第３１７９４４
６号において溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき鋼板を
提案した。また、本発明者らは特開２０００−０６４０
６１号公報においてこの溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめ
っき鋼板にＣａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃ
ｒ、Ｍｎの一種または二種以上を添加することにより、
さらに耐食性の優れた塗装鋼板が得られることを明らか
にした。
ることを目的として本発明者らは、特許第３１７９４４
６号において溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき鋼板を
提案した。また、本発明者らは特開２０００−０６４０
６１号公報においてこの溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめ
っき鋼板にＣａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃ
ｒ、Ｍｎの一種または二種以上を添加することにより、
さらに耐食性の優れた塗装鋼板が得られることを明らか
にした。
【０００４】また、特開２００１−２９５０１５号公報
においては、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板にＴｉ、
Ｂ、Ｓｉを添加することにより表面外観が良好になるこ
とが開示されている。
においては、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板にＴｉ、
Ｂ、Ｓｉを添加することにより表面外観が良好になるこ
とが開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記及
びその他これまで開示されためっき鋼板では、表面平滑
性が十分に確保されていない。
びその他これまで開示されためっき鋼板では、表面平滑
性が十分に確保されていない。
【０００６】Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌの三元系合金は３質量％
Ｍｇ−４質量％Ａｌ−９３質量％Ｚｎに３元共晶点を持
ち、それよりＡｌ濃度が高い場合、初晶としてＡｌ相が
晶出する。溶融めっき時のめっき凝固速度が十分に確保
されている場合、Ａｌ相が大きく成長しないうちにめっ
きが凝固するため表面平滑性は問題とならないが、めっ
き凝固速度が小さい場合、このＡｌ相が先に大きく成長
することによってめっき表面に凸凹が形成され、表面平
滑性が劣化するという問題点を有している。
Ｍｇ−４質量％Ａｌ−９３質量％Ｚｎに３元共晶点を持
ち、それよりＡｌ濃度が高い場合、初晶としてＡｌ相が
晶出する。溶融めっき時のめっき凝固速度が十分に確保
されている場合、Ａｌ相が大きく成長しないうちにめっ
きが凝固するため表面平滑性は問題とならないが、めっ
き凝固速度が小さい場合、このＡｌ相が先に大きく成長
することによってめっき表面に凸凹が形成され、表面平
滑性が劣化するという問題点を有している。
【０００７】しかし、前記特許第３１７９４４６号に開
示される技術では、表面平滑性が劣化するという問題は
考慮されていない．また、前記特開２０００−０６４０
６１号公報に開示される技術では、塗装後耐食性向上を
目的としてＣａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃ
ｒ、Ｍｎの一種または二種以上を添加しているが、表面
平滑性が劣化するという問題は考慮されておらず、金属
間化合物についても言及されていない。また、前記特開
２００１−２９５０１５号公報に開示される技術では、
表面外観を劣化させるＺｎ11Ｍｇ2相の生成・成長を抑
制する目的としてＴｉとＢを添加しているが、表面平滑
性が劣化するという問題は考慮されておらず、金属間化
合物についても言及されていない。
示される技術では、表面平滑性が劣化するという問題は
考慮されていない．また、前記特開２０００−０６４０
６１号公報に開示される技術では、塗装後耐食性向上を
目的としてＣａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃ
ｒ、Ｍｎの一種または二種以上を添加しているが、表面
平滑性が劣化するという問題は考慮されておらず、金属
間化合物についても言及されていない。また、前記特開
２００１−２９５０１５号公報に開示される技術では、
表面外観を劣化させるＺｎ11Ｍｇ2相の生成・成長を抑
制する目的としてＴｉとＢを添加しているが、表面平滑
性が劣化するという問題は考慮されておらず、金属間化
合物についても言及されていない。
【０００８】そこで、本発明は、上記問題点に鑑みなさ
れたものであり、４質量％を超えるような高Ａｌ濃度の
場合でも十分な表面平滑性が優れためっき鋼材を提供す
ることを目的としている。
れたものであり、４質量％を超えるような高Ａｌ濃度の
場合でも十分な表面平滑性が優れためっき鋼材を提供す
ることを目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、表面平滑
性が優れためっき鋼板の開発について鋭意研究を重ねた
結果、Ａｌ：２０質量％以下、Ｍｇ：１〜１０質量％を
含有する高Ａｌ含有めっき鋼板であっても、Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇ系の母相に、融点が６００℃以上の金属間化合物
を０．００１〜０．５質量％含有させることにより表面
平滑性が向上させることが出来るという新たな知見を見
出し、本発明を完成するに至ったものである。
性が優れためっき鋼板の開発について鋭意研究を重ねた
結果、Ａｌ：２０質量％以下、Ｍｇ：１〜１０質量％を
含有する高Ａｌ含有めっき鋼板であっても、Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇ系の母相に、融点が６００℃以上の金属間化合物
を０．００１〜０．５質量％含有させることにより表面
平滑性が向上させることが出来るという新たな知見を見
出し、本発明を完成するに至ったものである。
【００１０】すなわち、本発明の趣旨とするところは、
以下のとおりである。
以下のとおりである。
【００１１】（１） 質量％で、Ａｌ：２０％以下、Ｍ
ｇ：１〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純
物からなり、かつ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の母相に、融点
が６００℃以上の金属間化合物を０．００１〜０．５質
量％含有するめっき層を表面に有することを特徴とする
表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材。
ｇ：１〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純
物からなり、かつ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の母相に、融点
が６００℃以上の金属間化合物を０．００１〜０．５質
量％含有するめっき層を表面に有することを特徴とする
表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材。
【００１２】（２） 質量％で、Ａｌ：２０％以下、Ｍ
ｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部
がＺｎおよび不可避不純物からなり、かつ、Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系の母相に、融点が６００℃以上の金属間
化合物を０．００１〜０．５質量％含有するめっき層を
表面に有することを特徴とする表面平滑性に優れる溶融
めっき鋼材。
ｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部
がＺｎおよび不可避不純物からなり、かつ、Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系の母相に、融点が６００℃以上の金属間
化合物を０．００１〜０．５質量％含有するめっき層を
表面に有することを特徴とする表面平滑性に優れる溶融
めっき鋼材。
【００１３】（３） 前記（１）または（２）のいずれ
かに記載の金属間化合物が、ＴｉＡｌ3、ＮｉＡｌ3、Ｃ
ｏ2Ａｌ9、Ｃｏ4Ａｌ13、ＣｒＡｌ4、ＣｒＡｌ7、Ｃｒ2
Ａｌ 11、Ｍｎ4Ａｌ11、ＭｎＡｌ6、Ａｌ11Ｃｅ3、Ｃｅ
Ｚｎ2Ａｌ2、Ａｌ9Ｉｒ2、Ａｌ11Ｌａ3、Ａｌ12Ｍｏ、
ＮｂＡｌ3、Ａｌ2Ｓｅ3、ＴａＡｌ3、ＺｒＡｌ3、Ｚｒ 2
ＺｎＡｌ3、Ａｌ2Ｃａ、Ｔｉ7Ａｌ5Ｓｉ12、ＦｅＮｉＡ
ｌ9、Ｆｅ3ＮｉＡｌ10、ＴｉＡｌ2、ＴｉＡｌ、Ｎｉ2Ａ
ｌ3、ＮｉＡｌの１種または２種以上であることを特徴
とする表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材。
かに記載の金属間化合物が、ＴｉＡｌ3、ＮｉＡｌ3、Ｃ
ｏ2Ａｌ9、Ｃｏ4Ａｌ13、ＣｒＡｌ4、ＣｒＡｌ7、Ｃｒ2
Ａｌ 11、Ｍｎ4Ａｌ11、ＭｎＡｌ6、Ａｌ11Ｃｅ3、Ｃｅ
Ｚｎ2Ａｌ2、Ａｌ9Ｉｒ2、Ａｌ11Ｌａ3、Ａｌ12Ｍｏ、
ＮｂＡｌ3、Ａｌ2Ｓｅ3、ＴａＡｌ3、ＺｒＡｌ3、Ｚｒ 2
ＺｎＡｌ3、Ａｌ2Ｃａ、Ｔｉ7Ａｌ5Ｓｉ12、ＦｅＮｉＡ
ｌ9、Ｆｅ3ＮｉＡｌ10、ＴｉＡｌ2、ＴｉＡｌ、Ｎｉ2Ａ
ｌ3、ＮｉＡｌの１種または２種以上であることを特徴
とする表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材。
【００１４】
【発明の実施形態】以下に本発明を詳細に説明する。
【００１５】本発明の溶融めっき鋼材は、Ａｌ：２０質
量％以下、Ｍｇ：１〜１０質量％、残部がＺｎおよび不
可避不純物からなるめっき層中にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の
母相と融点が６００℃以上の金属間化合物を０．００１
〜０．５質量％含有することを特徴とするめっき鋼材、
及び、Ａｌ：２０質量％以下、Ｍｇ：１〜１０質量％、
Ｓｉ：０．０１〜２質量％、残部がＺｎおよび不可避不
純物からなるめっき層中にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の
母相と融点が６００℃以上の金属間化合物を０．００１
〜０．５質量％含有することを特徴とするめっき鋼材で
ある。
量％以下、Ｍｇ：１〜１０質量％、残部がＺｎおよび不
可避不純物からなるめっき層中にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の
母相と融点が６００℃以上の金属間化合物を０．００１
〜０．５質量％含有することを特徴とするめっき鋼材、
及び、Ａｌ：２０質量％以下、Ｍｇ：１〜１０質量％、
Ｓｉ：０．０１〜２質量％、残部がＺｎおよび不可避不
純物からなるめっき層中にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の
母相と融点が６００℃以上の金属間化合物を０．００１
〜０．５質量％含有することを特徴とするめっき鋼材で
ある。
【００１６】Ａｌの含有量を２０質量％以下に限定した
理由は、２０質量％を超えると耐食性を向上させる効果
が飽和するためである。
理由は、２０質量％を超えると耐食性を向上させる効果
が飽和するためである。
【００１７】Ｍｇの含有量を１〜１０質量％に限定した
理由は、１質量％未満では耐食性を向上させる効果が不
十分であるためであり、１０質量％を超えるとめっき層
が脆くなって密着性が低下するためである。
理由は、１質量％未満では耐食性を向上させる効果が不
十分であるためであり、１０質量％を超えるとめっき層
が脆くなって密着性が低下するためである。
【００１８】本発明において、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ系の母
相とは、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の
素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕の
１つ以上を含む金属組織のことである。また、Ｚｎ−Ｍ
ｇ−Ａｌ−Ｓｉ系の母相とは、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ
相〕、〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ｓｉ相〕、〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕
の１つ以上を含む金属組織のことである。
相とは、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の
素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ相〕、〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕の
１つ以上を含む金属組織のことである。また、Ｚｎ−Ｍ
ｇ−Ａｌ−Ｓｉ系の母相とは、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕の素地中に〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ
相〕、〔Ｚｎ2Ｍｇ相〕、〔Ｓｉ相〕、〔Ｍｇ2Ｓｉ相〕
の１つ以上を含む金属組織のことである。
【００１９】ここで、〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕とは、Ａｌ相と、Ｚｎ相と、金属間化合物Ｚ
ｎ2Ｍｇ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
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”相は常温では通常は
微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して現れる。また、
該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶し、場合
によってはさらに少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶体であ
る。この三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は、Ｚｎ−Ｍｇ
の二元系平衡状態図のＺｎ：約８４質量％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が固溶しているかいないか、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つの相からなる三元共
晶組織を本明細書では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕と表す。
共晶組織〕とは、Ａｌ相と、Ｚｎ相と、金属間化合物Ｚ
ｎ2Ｍｇ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
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”相は常温では通常は
微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して現れる。また、
該三元共晶組織中のＺｎ相は少量のＡｌを固溶し、場合
によってはさらに少量のＭｇを固溶したＺｎ固溶体であ
る。この三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は、Ｚｎ−Ｍｇ
の二元系平衡状態図のＺｎ：約８４質量％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が固溶しているかいないか、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つの相からなる三元共
晶組織を本明細書では〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕と表す。
【００２０】また、〔Ａｌ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、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
応じて固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温で
のＡｌ”相は常温では通常は微細な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が固溶しているかいないか、
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明細書では〔Ａｌ相〕と呼
ぶ。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。
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
応じて固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温で
のＡｌ”相は常温では通常は微細な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が固溶しているかいないか、
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明細書では〔Ａｌ相〕と呼
ぶ。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。
【００２１】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さらには少量の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
溶しているかいないか、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。
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さらには少量の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
溶しているかいないか、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。
【００２２】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。状態図で見る限りこの相にはＳｉが固溶しているか
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。状態図で見る限りこの相にはＳｉが固溶しているか
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Ｚｎ2Ｍｇ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
【００２３】また、〔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。
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。
【００２４】また、〔Ｍｇ2Ｓｉ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、Ａｌ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、Ａｌ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。
【００２５】以上、述べためっき層凝固組織の一例を図
１に示す。図１の上段の図１（ａ）は、本発明における
めっき鋼材のめっき層の顕微鏡写真（倍率２５００倍）
であり、該写真中の各組織の分布状態を図示したものが
下段の図１（ｂ）である。この図からも判るように、本
発明におけるめっき鋼材のめっき層の顕微鏡写真によっ
て明確に各組織を特定することが出来る。
１に示す。図１の上段の図１（ａ）は、本発明における
めっき鋼材のめっき層の顕微鏡写真（倍率２５００倍）
であり、該写真中の各組織の分布状態を図示したものが
下段の図１（ｂ）である。この図からも判るように、本
発明におけるめっき鋼材のめっき層の顕微鏡写真によっ
て明確に各組織を特定することが出来る。
【００２６】本発明では、表面平滑性を向上させるため
にこのＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ系の母相、または、Ｚｎ−Ｍｇ
−Ａｌ−Ｓｉ系の母相に融点が６００℃以上の金属間化
合物を０．００１〜０．５質量％含有させる。融点が６
００℃以上の金属間化合物を含有させて表面平滑性が向
上する理由は、高融点の金属間化合物が結晶の核となり
〔Ａｌ相〕の結晶が数多く晶出し、結果的に〔Ａｌ相〕
の結晶成長が抑制されるためだと考えられる。
にこのＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ系の母相、または、Ｚｎ−Ｍｇ
−Ａｌ−Ｓｉ系の母相に融点が６００℃以上の金属間化
合物を０．００１〜０．５質量％含有させる。融点が６
００℃以上の金属間化合物を含有させて表面平滑性が向
上する理由は、高融点の金属間化合物が結晶の核となり
〔Ａｌ相〕の結晶が数多く晶出し、結果的に〔Ａｌ相〕
の結晶成長が抑制されるためだと考えられる。
【００２７】ここで表面平滑性の悪いめっきとは、めっ
き表面に数百μｍ〜数ｍｍ間隔の凸凹が形成された状態
を示し、目視でも十分確認できる。断面を光学顕微鏡で
確認するとめっきが厚い部分と薄い部分に分かれてお
り、極端な場合、薄い部分が厚い部分の半分以下となる
こともある。
き表面に数百μｍ〜数ｍｍ間隔の凸凹が形成された状態
を示し、目視でも十分確認できる。断面を光学顕微鏡で
確認するとめっきが厚い部分と薄い部分に分かれてお
り、極端な場合、薄い部分が厚い部分の半分以下となる
こともある。
【００２８】本発明において、めっき中に含有する金属
間化合物の融点を６００℃以上に限定した理由は、めっ
き浴温より低い融点では表面平滑性を向上させることが
できないためである。
間化合物の融点を６００℃以上に限定した理由は、めっ
き浴温より低い融点では表面平滑性を向上させることが
できないためである。
【００２９】金属間化合物の含有量を０．００１〜０．
５質量％に限定した理由は、０．００１質量％未満では
表面平滑性を向上させる効果が不十分であるためであ
り、０．５質量％を超えると金属間化合物自身がめっき
後の外観を悪化させるためである。
５質量％に限定した理由は、０．００１質量％未満では
表面平滑性を向上させる効果が不十分であるためであ
り、０．５質量％を超えると金属間化合物自身がめっき
後の外観を悪化させるためである。
【００３０】金属間化合物の添加方法については特に限
定するところはなく、金属間化合物の微粉末を浴中に混
濁させる方法や、金属間化合物を浴に溶解させる方法等
が適用できる。特にＴｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
ｅ、Ｉｒ、Ｌａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｅ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｃａ
等、４００〜６００℃のＺｎ−Ａｌ合金液体に微量溶解
し、凝固時、Ａｌ相が晶出する前に金属間化合物として
晶出する元素を添加した浴は表面平滑性を向上させる効
果が大きい。
定するところはなく、金属間化合物の微粉末を浴中に混
濁させる方法や、金属間化合物を浴に溶解させる方法等
が適用できる。特にＴｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
ｅ、Ｉｒ、Ｌａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｅ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｃａ
等、４００〜６００℃のＺｎ−Ａｌ合金液体に微量溶解
し、凝固時、Ａｌ相が晶出する前に金属間化合物として
晶出する元素を添加した浴は表面平滑性を向上させる効
果が大きい。
【００３１】上記のような性質を持つ元素を添加した浴
を使用して溶融めっきしためっき層中には、Ｚｎ−Ｍｇ
−Ａｌ系の母相、または、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ系の
母相とＴｉＡｌ3、ＮｉＡｌ3、Ｃｏ2Ａｌ9、Ｃｏ4Ａｌ
13、ＣｒＡｌ4、ＣｒＡｌ7、Ｃｒ2Ａｌ11、Ｍｎ4Ａ
ｌ11、ＭｎＡｌ6、Ａｌ11Ｃｅ3、ＣｅＺｎ2Ａｌ2、Ａｌ
9Ｉｒ2、Ａｌ11Ｌａ3、Ａｌ12Ｍｏ、ＮｂＡｌ3、Ａｌ2
Ｓｅ3、ＴａＡｌ3、ＺｒＡｌ3、Ｚｒ2ＺｎＡｌ3、Ａｌ2
Ｃａ、Ｔｉ7Ａｌ5Ｓｉ12、ＦｅＮｉＡｌ9、Ｆｅ3ＮｉＡ
ｌ10、ＴｉＡｌ2、ＴｉＡｌ、Ｎｉ2Ａｌ3、ＮｉＡｌの
１種または２種以上の金属間化合物を含有することにな
る。
を使用して溶融めっきしためっき層中には、Ｚｎ−Ｍｇ
−Ａｌ系の母相、または、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ系の
母相とＴｉＡｌ3、ＮｉＡｌ3、Ｃｏ2Ａｌ9、Ｃｏ4Ａｌ
13、ＣｒＡｌ4、ＣｒＡｌ7、Ｃｒ2Ａｌ11、Ｍｎ4Ａ
ｌ11、ＭｎＡｌ6、Ａｌ11Ｃｅ3、ＣｅＺｎ2Ａｌ2、Ａｌ
9Ｉｒ2、Ａｌ11Ｌａ3、Ａｌ12Ｍｏ、ＮｂＡｌ3、Ａｌ2
Ｓｅ3、ＴａＡｌ3、ＺｒＡｌ3、Ｚｒ2ＺｎＡｌ3、Ａｌ2
Ｃａ、Ｔｉ7Ａｌ5Ｓｉ12、ＦｅＮｉＡｌ9、Ｆｅ3ＮｉＡ
ｌ10、ＴｉＡｌ2、ＴｉＡｌ、Ｎｉ2Ａｌ3、ＮｉＡｌの
１種または２種以上の金属間化合物を含有することにな
る。
【００３２】これらの金属間化合物もめっき層の凝固組
織中に明瞭な境界をもって島状に見える。また、Ｚｎ−
Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ系の浴から晶出させた場合には少量の
Ｓｉを固溶していることもある。
織中に明瞭な境界をもって島状に見える。また、Ｚｎ−
Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ系の浴から晶出させた場合には少量の
Ｓｉを固溶していることもある。
【００３３】めっき層中には、これ以外にＦｅ、Ｓｂ、
Ｐｂ、Ｓｎを単独あるいは複合で０．５質量％以内含有
してもよい。また、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、３族元素を合計で
０．５質量％以下含有しても本発明の効果を損なわず、
その量によってはさらに耐食性が改善される等好ましい
場合もある。
Ｐｂ、Ｓｎを単独あるいは複合で０．５質量％以内含有
してもよい。また、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、３族元素を合計で
０．５質量％以下含有しても本発明の効果を損なわず、
その量によってはさらに耐食性が改善される等好ましい
場合もある。
【００３４】本発明の下地鋼材としては、鋼板のみなら
ず、線材、形鋼、条鋼、鋼管など種々の鋼材が使用でき
る。鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板共に使用でき、
鋼種もＡｌキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ等を添加した極低炭素
鋼板、およびこれらにＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等の強化元素を添
加した高強度鋼、ステンレス鋼等種々のものが適用でき
る。
ず、線材、形鋼、条鋼、鋼管など種々の鋼材が使用でき
る。鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板共に使用でき、
鋼種もＡｌキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ等を添加した極低炭素
鋼板、およびこれらにＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等の強化元素を添
加した高強度鋼、ステンレス鋼等種々のものが適用でき
る。
【００３５】本発明品の製造方法については、特に限定
することなく鋼板の連続めっき、鋼材や線材のどぶづけ
めっき法など種々の方法が適用できる。下層としてＮｉ
プレめっきを施す場合でも通常行われているプレめっき
方法を適用すれば良い。本発明品は冷却速度が小さい場
合でも表面平滑性が良好なめっきが得られるため、大き
な冷却速度が取りにくいドブ漬けめっきや、板厚の厚い
材料への溶融めっきにおいてその効果が顕著となる。め
っきの付着量については特に制約は設けないが、耐食性
の観点から１０ｇ／ｍ2以上、加工性の観点から３５０
ｇ／ｍ2以下で有ることが望ましい。
することなく鋼板の連続めっき、鋼材や線材のどぶづけ
めっき法など種々の方法が適用できる。下層としてＮｉ
プレめっきを施す場合でも通常行われているプレめっき
方法を適用すれば良い。本発明品は冷却速度が小さい場
合でも表面平滑性が良好なめっきが得られるため、大き
な冷却速度が取りにくいドブ漬けめっきや、板厚の厚い
材料への溶融めっきにおいてその効果が顕著となる。め
っきの付着量については特に制約は設けないが、耐食性
の観点から１０ｇ／ｍ2以上、加工性の観点から３５０
ｇ／ｍ2以下で有ることが望ましい。
【００３６】
【実施例】以下、実施例により本発明を具体的に説明す
る。まず、厚さ２．０ｍｍの冷延鋼板を準備し、これに
４００〜６００℃で浴中の添加元素量を変化させたＺｎ
合金めっき浴で３秒溶融めっきを行い、Ｎ2ワイピング
でめっき付着量を１４０ｇ／ｍ2に調整し、冷却速度１
０℃／ｓ以下で冷却した。得られためっき鋼板のめっき
組成を表１に示す。
る。まず、厚さ２．０ｍｍの冷延鋼板を準備し、これに
４００〜６００℃で浴中の添加元素量を変化させたＺｎ
合金めっき浴で３秒溶融めっきを行い、Ｎ2ワイピング
でめっき付着量を１４０ｇ／ｍ2に調整し、冷却速度１
０℃／ｓ以下で冷却した。得られためっき鋼板のめっき
組成を表１に示す。
【００３７】平滑性は波長領域２００μｍ以上の粗度を
測定し、１μｍ以下のものを合格とした。
測定し、１μｍ以下のものを合格とした。
【００３８】評価結果を表１に示す。番号１、２３はめ
っき層中に金属間化合物を含有しないため平滑性が不合
格となった。これら以外はいずれも良好な平滑性を示し
た。
っき層中に金属間化合物を含有しないため平滑性が不合
格となった。これら以外はいずれも良好な平滑性を示し
た。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【発明の効果】以上述べてきたように、本発明により、
めっき凝固速度が小さい場合でも表面に凸凹が形成され
ず表面平滑性が優れためっき鋼板を製造することが可能
となり、工業上極めて優れた効果を奏することができ
る。
めっき凝固速度が小さい場合でも表面に凸凹が形成され
ず表面平滑性が優れためっき鋼板を製造することが可能
となり、工業上極めて優れた効果を奏することができ
る。
【図１】めっき層凝固組織の一例を示す図で、（ａ）
は、本発明におけるめっき鋼材のめっき層の顕微鏡写真
（倍率２５００倍）であり、（ｂ）は該写真中の各組織
の分布状態を示した図である。
は、本発明におけるめっき鋼材のめっき層の顕微鏡写真
（倍率２５００倍）であり、（ｂ）は該写真中の各組織
の分布状態を示した図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 末宗 義広
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君
津製鐵所内
(72)発明者 畑中 英利
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君
津製鐵所内
(72)発明者 三宅 豪
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君
津製鐵所内
(72)発明者 山田 亘
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君
津製鐵所内
(72)発明者 田中 幸基
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技
術開発本部内
Ｆターム(参考） 4K027 AA05 AA22 AB05 AB14 AB26
AB32 AB44
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、Ａｌ：２０％以下、Ｍｇ：１
〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物から
なり、かつ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の母相に、融点が６０
０℃以上の金属間化合物を０．００１〜０．５質量％含
有するめっき層を表面に有することを特徴とする表面平
滑性に優れる溶融めっき鋼材。 - 【請求項２】 質量％で、Ａｌ：２０％以下、Ｍｇ：１
〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部がＺｎ
および不可避不純物からなり、かつ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系の母相に、融点が６００℃以上の金属間化合物
を０．００１〜０．５質量％含有するめっき層を表面に
有することを特徴とする表面平滑性に優れる溶融めっき
鋼材。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２のいずれかに記
載の金属間化合物が、ＴｉＡｌ3、ＮｉＡｌ3、Ｃｏ2Ａ
ｌ9、Ｃｏ4Ａｌ13、ＣｒＡｌ4、ＣｒＡｌ7、Ｃｒ2Ａｌ
11、Ｍｎ4Ａｌ11、ＭｎＡｌ6、Ａｌ11Ｃｅ3、ＣｅＺｎ2
Ａｌ2、Ａｌ9Ｉｒ2、Ａｌ11Ｌａ3、Ａｌ12Ｍｏ、ＮｂＡ
ｌ3、Ａｌ2Ｓｅ3、ＴａＡｌ3、ＺｒＡｌ3、Ｚｒ2ＺｎＡ
ｌ3、Ａｌ2Ｃａ、Ｔｉ7Ａｌ5Ｓｉ12、ＦｅＮｉＡｌ9、
Ｆｅ3ＮｉＡｌ10、ＴｉＡｌ2、ＴｉＡｌ、Ｎｉ2Ａｌ3、
ＮｉＡｌの１種または２種以上であることを特徴とする
表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002064303A JP4171232B2 (ja) | 2002-03-08 | 2002-03-08 | 表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材 |
| CNB03805566XA CN100540719C (zh) | 2002-03-08 | 2003-01-09 | 表面平滑性优良的高耐蚀性热浸镀钢材 |
| US10/507,148 US7238431B2 (en) | 2002-03-08 | 2003-01-09 | Highly corrosion-resistant hot dip plated steel material excellent in surface smoothness |
| EP03701043A EP1489195A4 (en) | 2002-03-08 | 2003-01-09 | HIGHLY CORROSION-RESISTANT METAL-COATED STEEL PLATE WITH OUTSTANDING SURFACE SLATS |
| KR1020047014047A KR100728893B1 (ko) | 2002-03-08 | 2003-01-09 | 표면 평활성이 우수한 고내식성 용융 도금 강재 |
| PCT/JP2003/000129 WO2003076679A1 (fr) | 2002-03-08 | 2003-01-09 | Piece en acier a revetement metallique a chaud, hautement resistante a la corrosion, a excellent lisse de surface |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002064303A JP4171232B2 (ja) | 2002-03-08 | 2002-03-08 | 表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003268517A true JP2003268517A (ja) | 2003-09-25 |
| JP4171232B2 JP4171232B2 (ja) | 2008-10-22 |
Family
ID=29197158
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002064303A Expired - Lifetime JP4171232B2 (ja) | 2002-03-08 | 2002-03-08 | 表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材 |
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|---|---|
| JP (1) | JP4171232B2 (ja) |
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- 2002-03-08 JP JP2002064303A patent/JP4171232B2/ja not_active Expired - Lifetime
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