JP2783453B2 - 溶融Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌめっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
溶融Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌめっき鋼板及びその製造方法Info
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- JP2783453B2 JP2783453B2 JP27195890A JP27195890A JP2783453B2 JP 2783453 B2 JP2783453 B2 JP 2783453B2 JP 27195890 A JP27195890 A JP 27195890A JP 27195890 A JP27195890 A JP 27195890A JP 2783453 B2 JP2783453 B2 JP 2783453B2
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【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、プレNiめっき法を用いた亜鉛系合金溶融め
っき鋼板及びその製造方法に関するものである。
っき鋼板及びその製造方法に関するものである。
［従来の技術］ 従来、特公昭60−55588号公報にはプレめっき法を用
いたZn−Mgめっき鋼板の製造方法が提案され、具体的に
は、無酸化炉方式の溶融めっきラインにおいて実施する
ことが開示されている。この考え方は、Zn−Mg鋼板がZn
−Mg−Alめっき鋼板よりも優れた耐食性を示すが、その
製造時にAlを添加できず、合金層が発達しすぎてめっき
密着性が劣る点をめっき前にプレNiめっきすることによ
り、合金層の発達を防止して改善し、優れためっき密着
性と耐食性を兼ね備えためっき鋼板を製造するというも
のである。また、同公報には、Niプレめっき後、Alを含
むZn−Mg浴でも基本的にはめっき可能であることも詳細
説明の中では開示されている。
いたZn−Mgめっき鋼板の製造方法が提案され、具体的に
は、無酸化炉方式の溶融めっきラインにおいて実施する
ことが開示されている。この考え方は、Zn−Mg鋼板がZn
−Mg−Alめっき鋼板よりも優れた耐食性を示すが、その
製造時にAlを添加できず、合金層が発達しすぎてめっき
密着性が劣る点をめっき前にプレNiめっきすることによ
り、合金層の発達を防止して改善し、優れためっき密着
性と耐食性を兼ね備えためっき鋼板を製造するというも
のである。また、同公報には、Niプレめっき後、Alを含
むZn−Mg浴でも基本的にはめっき可能であることも詳細
説明の中では開示されている。
［発明が解決しようとする課題］ 最近、自動車あるいは建築用として溶融めっき鋼板が
利用される場合、種々の複雑な形状を出すために厳しい
加工を受けたのちに腐食環境下で使用される場合が多く
なってきた。そのために、加工の際にめっき密着性に優
れることおよび加工後の耐食性に優れることが、溶融Zn
めっき鋼板にとって具備すべき重要な性能となってき
た。
利用される場合、種々の複雑な形状を出すために厳しい
加工を受けたのちに腐食環境下で使用される場合が多く
なってきた。そのために、加工の際にめっき密着性に優
れることおよび加工後の耐食性に優れることが、溶融Zn
めっき鋼板にとって具備すべき重要な性能となってき
た。
しかしながら、特公昭60−55588号に開示されたプレN
i法を用いたZn−Mgめっき鋼板、Zn−Mg−Alめっき鋼板
の製造方法といえども現在要求されている厳しい加工を
受ける際のめっき密着性、加工部の耐食性の点で、十分
な性能を有するめっき層構造を得までには到っていな
い。同公報に開示されたZn−Mgめっき鋼板、Zn−Mg−Al
めっき鋼板共に加工部のめっき密着性、耐食性を調査し
たところ、両者共に不十分ながらもZn−Mg−Alめっき鋼
板の方がZn−Mgめっき鋼板に比較するとより良好な傾向
は認められた。そこで、本発明者らは上記のプレNiめっ
き法を利用したZn−Mg−Al溶融めっき鋼板のめっき密着
性、加工部の耐食性を飛躍的に向上させる目的で、製造
方法を検討したところ、プレNiめっき後に特定の加熱条
件のもとで溶融めっきを行うことにより上記の従来法に
ないめっき層の構造を有するZn−Mg−Alめっき鋼板を得
ることに成功し、加工部のめっき密着性および耐食性が
従来材よりも著しく向上することを見出した。本発明は
上記のように加工部の密着性および耐食性に優れた溶融
Zn−Mg−Alめっき鋼板及びその製造方法を提供するもの
である。
i法を用いたZn−Mgめっき鋼板、Zn−Mg−Alめっき鋼板
の製造方法といえども現在要求されている厳しい加工を
受ける際のめっき密着性、加工部の耐食性の点で、十分
な性能を有するめっき層構造を得までには到っていな
い。同公報に開示されたZn−Mgめっき鋼板、Zn−Mg−Al
めっき鋼板共に加工部のめっき密着性、耐食性を調査し
たところ、両者共に不十分ながらもZn−Mg−Alめっき鋼
板の方がZn−Mgめっき鋼板に比較するとより良好な傾向
は認められた。そこで、本発明者らは上記のプレNiめっ
き法を利用したZn−Mg−Al溶融めっき鋼板のめっき密着
性、加工部の耐食性を飛躍的に向上させる目的で、製造
方法を検討したところ、プレNiめっき後に特定の加熱条
件のもとで溶融めっきを行うことにより上記の従来法に
ないめっき層の構造を有するZn−Mg−Alめっき鋼板を得
ることに成功し、加工部のめっき密着性および耐食性が
従来材よりも著しく向上することを見出した。本発明は
上記のように加工部の密着性および耐食性に優れた溶融
Zn−Mg−Alめっき鋼板及びその製造方法を提供するもの
である。
［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、まず、特公昭60−55588号に記載され
た従来のプレNiめっき法によるZn−Mg−Alめっき鋼板の
製造方法に従ってめっき層を作成しその構造を調べた。
その結果、加熱時においてめっき層と地鉄との界面のプ
レNiめっき層の残存量が極めて少なく、そのため溶融Zn
めっき時においてめっき層−地鉄界面にプレNiめっきと
Al、Mg等の金属間化合物よりなる反応層は殆ど存在せ
ず、Fe−Zn合金層のみが発達しており、このため、今一
歩、めっき密着性および加工部の耐食性が向上しないこ
とが判明した。加熱時にプレNiめっき層が残存しにくい
原因としては、プレNiめっき後の加熱温度が板温で680
〜780℃と高いこと、および炉内加熱で鋼板の加熱速度
が小のため、加熱中にプレNiめっき層が地鉄中に拡散し
てしまい、そのため、溶融Zn−Mg−Alめっき時にプレめ
っきとの反応層が出来にくいことが判明した。
た従来のプレNiめっき法によるZn−Mg−Alめっき鋼板の
製造方法に従ってめっき層を作成しその構造を調べた。
その結果、加熱時においてめっき層と地鉄との界面のプ
レNiめっき層の残存量が極めて少なく、そのため溶融Zn
めっき時においてめっき層−地鉄界面にプレNiめっきと
Al、Mg等の金属間化合物よりなる反応層は殆ど存在せ
ず、Fe−Zn合金層のみが発達しており、このため、今一
歩、めっき密着性および加工部の耐食性が向上しないこ
とが判明した。加熱時にプレNiめっき層が残存しにくい
原因としては、プレNiめっき後の加熱温度が板温で680
〜780℃と高いこと、および炉内加熱で鋼板の加熱速度
が小のため、加熱中にプレNiめっき層が地鉄中に拡散し
てしまい、そのため、溶融Zn−Mg−Alめっき時にプレめ
っきとの反応層が出来にくいことが判明した。
そこで本発明者らは、Niプレめっき層を電気めっきし
た後の加熱温度および昇温速度に製造上のポイントがあ
ると考え、加熱条件を変化させ、種々検討した結果、Ni
を0.2〜2g/m2めっき後、430〜500℃まで30℃/s以上の昇
温速度で急速加熱を行った場合に、Mg,Alを適量含有す
るZn−Mg−Alめっき浴で溶融めっきすると、得られたZn
−Mg−Alめっき層の地鉄界面にNi−Al−Mg−Zn系４元合
金層よりなる反応層が厚く得られ、その上層にZn−Mg−
Alめっき層が存在するめっき層構成になっており、Zn−
Fe合金層は極めて薄く抑制されていることを見出した。
これらの鋼板の厳しい加工を受けた場合の加工性、耐食
性を調べるために、OT曲げによるめっき密着性試験、カ
ップ絞り成形した加工部の耐食性試験を腐食サイクルテ
ストで実施したところ、本発明方法で製造したNi−Al−
Mg−Zn系４元合金層を有するZn−Mg−Alめっき層はめっ
き密着性および加工部の耐食性が従来のプレNi法による
Zn−Mg−Alめっき鋼板に比較して大幅に向上することを
見出し、下記の本発明を完成したものである。
た後の加熱温度および昇温速度に製造上のポイントがあ
ると考え、加熱条件を変化させ、種々検討した結果、Ni
を0.2〜2g/m2めっき後、430〜500℃まで30℃/s以上の昇
温速度で急速加熱を行った場合に、Mg,Alを適量含有す
るZn−Mg−Alめっき浴で溶融めっきすると、得られたZn
−Mg−Alめっき層の地鉄界面にNi−Al−Mg−Zn系４元合
金層よりなる反応層が厚く得られ、その上層にZn−Mg−
Alめっき層が存在するめっき層構成になっており、Zn−
Fe合金層は極めて薄く抑制されていることを見出した。
これらの鋼板の厳しい加工を受けた場合の加工性、耐食
性を調べるために、OT曲げによるめっき密着性試験、カ
ップ絞り成形した加工部の耐食性試験を腐食サイクルテ
ストで実施したところ、本発明方法で製造したNi−Al−
Mg−Zn系４元合金層を有するZn−Mg−Alめっき層はめっ
き密着性および加工部の耐食性が従来のプレNi法による
Zn−Mg−Alめっき鋼板に比較して大幅に向上することを
見出し、下記の本発明を完成したものである。
しかして、本発明の要旨は、 １ 鋼板表面に、第１層としてZn−Fe合金層を有し、第
２層としてNi−Al−Mg−Zn合金層を有し、第３層として
Al 0.1〜１％、Mg 0.05〜３％を含有する溶融Zn−Mg−A
lめっき層を有する溶融Zn−Mg−Alめっき鋼板。
２層としてNi−Al−Mg−Zn合金層を有し、第３層として
Al 0.1〜１％、Mg 0.05〜３％を含有する溶融Zn−Mg−A
lめっき層を有する溶融Zn−Mg−Alめっき鋼板。
２ 鋼板表面に、第１層としてZn−Fe合金層を有し、第
２層としてNi層を有し、第３層としてNi−Al−Ng−Zn合
金層を有し、第４層としてAl 0.1〜１％、Mg 0.05〜３
％を含有する溶融Zn−Mg−Alめっき層を有する溶融Zn−
Mg−Alめっき鋼板。
２層としてNi層を有し、第３層としてNi−Al−Ng−Zn合
金層を有し、第４層としてAl 0.1〜１％、Mg 0.05〜３
％を含有する溶融Zn−Mg−Alめっき層を有する溶融Zn−
Mg−Alめっき鋼板。
３ 鋼板の表面にNiを0.2〜2g/m2めっき後、非酸化ある
いは還元性雰囲気中で板温430〜500℃まで30℃/s以上の
昇温速度で急速加熱を行なったのち、大気に触れること
なくAl 0.1〜１％、Mg 0.05〜３％を含有するZnめっき
浴に浸漬し、浴より引き上げた溶融めっき鋼板を非酸化
あるいは還元性雰囲気中でめっき付着量調節を行うと共
に冷却凝固させることを特徴とする溶融Zn−Mg−Alめっ
き鋼板の製造方法、である。
いは還元性雰囲気中で板温430〜500℃まで30℃/s以上の
昇温速度で急速加熱を行なったのち、大気に触れること
なくAl 0.1〜１％、Mg 0.05〜３％を含有するZnめっき
浴に浸漬し、浴より引き上げた溶融めっき鋼板を非酸化
あるいは還元性雰囲気中でめっき付着量調節を行うと共
に冷却凝固させることを特徴とする溶融Zn−Mg−Alめっ
き鋼板の製造方法、である。
以下、図面を用いて、本発明について詳細に説明す
る。
る。
第１図（ａ），（ｂ），（ｃ）は、加熱板温と加工部
のめっき密着性、耐食性の関係を示した図である。
のめっき密着性、耐食性の関係を示した図である。
熱延Alキルド鋼板（板厚1.6mm）に0.5g/m2プレNiめっ
き層を電気めっきし、O2 60ppm、H2 3％含有したN2雰囲
気中で400〜700℃まで70℃/sで加熱したのち、Mg 0.3
％,Al 0.2％の溶融Znめっき浴中で３秒間めっきを行っ
た。比較のためにAl 0％の場合も合わせて示した。
き層を電気めっきし、O2 60ppm、H2 3％含有したN2雰囲
気中で400〜700℃まで70℃/sで加熱したのち、Mg 0.3
％,Al 0.2％の溶融Znめっき浴中で３秒間めっきを行っ
た。比較のためにAl 0％の場合も合わせて示した。
めっき付着量は60g/m2とした。めっき密着性はOT曲げ
を行った後、曲げ戻してテープ剥離テストを実施し、テ
ープの黒化度で評価した。加工後の耐食性は、試験片を
25mm張出しのカップ絞り成形を行ったのち、腐食サイク
ルテスト（CCT）を１週間実施し加工部の赤錆発生率を
調査した。めっき密着性、加工部の耐食性それぞれにつ
いて５点法で評価した。３点以上を合格とした。評価基
準は次の通りである。
を行った後、曲げ戻してテープ剥離テストを実施し、テ
ープの黒化度で評価した。加工後の耐食性は、試験片を
25mm張出しのカップ絞り成形を行ったのち、腐食サイク
ルテスト（CCT）を１週間実施し加工部の赤錆発生率を
調査した。めっき密着性、加工部の耐食性それぞれにつ
いて５点法で評価した。３点以上を合格とした。評価基
準は次の通りである。
この図より、溶融めっき前の加熱板温が本発明範囲で
ある430〜500℃の範囲で、加工部のめっき密着性、耐食
性は極めて優れる。500℃を超えると密着性が劣化し、
従来技術範囲である680〜780℃では、良好な加工部の密
着性は得られない。また、430℃未満では密着性が劣化
し溶融めっきの際に不めっきを生じやすい。また、Al無
しの場合には、加熱板温が430〜500℃の範囲内であって
もめっき密着性は良好とならない。
ある430〜500℃の範囲で、加工部のめっき密着性、耐食
性は極めて優れる。500℃を超えると密着性が劣化し、
従来技術範囲である680〜780℃では、良好な加工部の密
着性は得られない。また、430℃未満では密着性が劣化
し溶融めっきの際に不めっきを生じやすい。また、Al無
しの場合には、加熱板温が430〜500℃の範囲内であって
もめっき密着性は良好とならない。
また、第２図に加熱速度と加工部のめっき密着性、耐
食性の関係を示す。
食性の関係を示す。
熱延Alキルド鋼板（板厚1.6mm）に0.5g/m2プレNiめっ
き層を電気めっきし、O2 60ppm、H2 3％含有したN2雰囲
気中で450℃まで加熱したのち、Mg 0.3％,Al 0.2％の溶
融Znめっき浴中で３秒間めっきを行った。比較のために
Al 0％の場合も合わせて示した。めっき付着量は60g/m2
とした。
き層を電気めっきし、O2 60ppm、H2 3％含有したN2雰囲
気中で450℃まで加熱したのち、Mg 0.3％,Al 0.2％の溶
融Znめっき浴中で３秒間めっきを行った。比較のために
Al 0％の場合も合わせて示した。めっき付着量は60g/m2
とした。
本発明の昇温速度範囲30℃/sec以上で急速加熱を行っ
た場合に、加工部のめっき密着性、耐食性が良好である
ことは明白である、昇温速度が30℃/sec未満の場合には
めっき密着性、耐食性が劣化し、従来技術範囲に相当す
る昇温速度では良好なめっき密着性、耐食性は得られな
い。このように、本発明においては、プレNiめっき後の
加熱温度が低温であること、昇温速度が速いことが加工
部のめっき密着性および耐食性に優れたZn−Mg−Alめっ
き鋼板の製造上の大きなポイントである。
た場合に、加工部のめっき密着性、耐食性が良好である
ことは明白である、昇温速度が30℃/sec未満の場合には
めっき密着性、耐食性が劣化し、従来技術範囲に相当す
る昇温速度では良好なめっき密着性、耐食性は得られな
い。このように、本発明においては、プレNiめっき後の
加熱温度が低温であること、昇温速度が速いことが加工
部のめっき密着性および耐食性に優れたZn−Mg−Alめっ
き鋼板の製造上の大きなポイントである。
急速加熱の方法については特に限定しないが、鋼板を
直接通電加熱する方法、誘導加熱方式など種々の方法が
適用できる。
直接通電加熱する方法、誘導加熱方式など種々の方法が
適用できる。
［作用］ 本発明で得られためっき層および従来のプレNi法で得
られためっきの構造を詳細に解析した結果及び従来技術
の結果を第３図に模式的に示した。本発明範囲の加熱温
度および昇温速度の場合には、加熱時においてプレNi層
の地鉄中への拡散は殆ど見られないのに対して、従来技
術範囲の加熱温度、昇温速度の場合においては加熱時に
おいてNiがほとんど地鉄中に拡散しFe−Niの固溶体層に
変化する。この、加熱時におけるNiの状態が、その後の
溶融めっき時において、めっき層構成の差異を引き起こ
しているらしいことが判明した。即ち、本発明のNi付着
量0.2〜1.5g/m2においては、地鉄界面に殆ど残存したプ
レNi層が溶融Zn−Mg−Alめっき時においてAl,Mg,Znと強
固な結合をしており一種の地鉄界面近傍にNi−Al−Mg−
Zn系の合金層（バリヤー層）が形成されており、Zn−Fe
合金層も薄く成長が抑制されていた。また、上層にはZn
−Mg−Alめっき層が形成されていた。さらに、プレNi付
着量が1.5〜2g/m2においては一部金属Ni層も認められ
た。これに対して、従来法においては、加熱時において
プレNi層が殆ど残存しないため、溶融Zn−Mg−Alめっき
時において、本発明のような地鉄界面のNi−Al−Mg−Zn
系合金層は形成されず、加熱時に形成されたFe−Ni層の
上層に厚いZn−Fe層が形成され、その上層として、Alレ
スの場合にはZn−Mg層が、Al添加の場合にはZn−Mg−Al
層が形成された構造となっていた。
られためっきの構造を詳細に解析した結果及び従来技術
の結果を第３図に模式的に示した。本発明範囲の加熱温
度および昇温速度の場合には、加熱時においてプレNi層
の地鉄中への拡散は殆ど見られないのに対して、従来技
術範囲の加熱温度、昇温速度の場合においては加熱時に
おいてNiがほとんど地鉄中に拡散しFe−Niの固溶体層に
変化する。この、加熱時におけるNiの状態が、その後の
溶融めっき時において、めっき層構成の差異を引き起こ
しているらしいことが判明した。即ち、本発明のNi付着
量0.2〜1.5g/m2においては、地鉄界面に殆ど残存したプ
レNi層が溶融Zn−Mg−Alめっき時においてAl,Mg,Znと強
固な結合をしており一種の地鉄界面近傍にNi−Al−Mg−
Zn系の合金層（バリヤー層）が形成されており、Zn−Fe
合金層も薄く成長が抑制されていた。また、上層にはZn
−Mg−Alめっき層が形成されていた。さらに、プレNi付
着量が1.5〜2g/m2においては一部金属Ni層も認められ
た。これに対して、従来法においては、加熱時において
プレNi層が殆ど残存しないため、溶融Zn−Mg−Alめっき
時において、本発明のような地鉄界面のNi−Al−Mg−Zn
系合金層は形成されず、加熱時に形成されたFe−Ni層の
上層に厚いZn−Fe層が形成され、その上層として、Alレ
スの場合にはZn−Mg層が、Al添加の場合にはZn−Mg−Al
層が形成された構造となっていた。
詳細は明らかではないが、本発明においてめっき密着
性、および加工部の耐食性が飛躍的に向上したのは、地
鉄界面の４元系の合金層が一種のバインダーの役割をは
たしており、しかもZn−Fe合金層の成長が抑制させるバ
リヤー効果を有しているためではないかと考えられる。
また、加工部の耐食性の向上にはNi,Mg,AlによるZn腐食
生成物の安定化作用も寄与している可能性もある。
性、および加工部の耐食性が飛躍的に向上したのは、地
鉄界面の４元系の合金層が一種のバインダーの役割をは
たしており、しかもZn−Fe合金層の成長が抑制させるバ
リヤー効果を有しているためではないかと考えられる。
また、加工部の耐食性の向上にはNi,Mg,AlによるZn腐食
生成物の安定化作用も寄与している可能性もある。
プレNiめっきの付着量を0.2g/m2以上としたとは、こ
れ以上でAl,Mg,Znとの相互作用が認められ、４元系合金
層が十分に発達し、Zn−Fe合金層の成長が抑制されてめ
っき密着性、加工部の耐食性の向上効果が大であるため
である。また、Niめっき付着量が0.2g/m2未満では不め
っきが生じやすい。上限を2g/m2としたのは、2g/m2を超
えるとめっき密着性が劣化したためである。この場合に
は地鉄界面にZn−Niめっき層が新たに生じており、上記
の密着性が良好な４元系の層の生成が少なかった。
れ以上でAl,Mg,Znとの相互作用が認められ、４元系合金
層が十分に発達し、Zn−Fe合金層の成長が抑制されてめ
っき密着性、加工部の耐食性の向上効果が大であるため
である。また、Niめっき付着量が0.2g/m2未満では不め
っきが生じやすい。上限を2g/m2としたのは、2g/m2を超
えるとめっき密着性が劣化したためである。この場合に
は地鉄界面にZn−Niめっき層が新たに生じており、上記
の密着性が良好な４元系の層の生成が少なかった。
また、浴中Al 0.1％未満の場合にも加工部のめっき密
着性および耐食性は不十分であった。めっき層の構造を
調査したところ、Zn−Ni−Al−Mg系合金層がほとんど生
成しておらず、地鉄界面にZn−Fe合金層が厚く成長して
おり、特に界面の脆いΓ相（Fe5Zn21）が発達してお
り、加工の際にクラックがはいり、この相からめっき剥
離が生じていることが判明した。また、プレNiめっき層
も地鉄界面には殆ど存在しておらず、Zn−Mgめっき層と
Zn−Fe合金層との界面の位置まで分散してしまっている
こともわかった。Znの地鉄側への拡散に伴い、地鉄界面
に存在していたNiめっき層が徐々にめっき層上方に押し
やられていったものと推定される。これらの原因によ
り、プレNiによるめっき密着性は向上効果が小となった
ものと考えられる。
着性および耐食性は不十分であった。めっき層の構造を
調査したところ、Zn−Ni−Al−Mg系合金層がほとんど生
成しておらず、地鉄界面にZn−Fe合金層が厚く成長して
おり、特に界面の脆いΓ相（Fe5Zn21）が発達してお
り、加工の際にクラックがはいり、この相からめっき剥
離が生じていることが判明した。また、プレNiめっき層
も地鉄界面には殆ど存在しておらず、Zn−Mgめっき層と
Zn−Fe合金層との界面の位置まで分散してしまっている
こともわかった。Znの地鉄側への拡散に伴い、地鉄界面
に存在していたNiめっき層が徐々にめっき層上方に押し
やられていったものと推定される。これらの原因によ
り、プレNiによるめっき密着性は向上効果が小となった
ものと考えられる。
また、浴中Alが１％を超えると加工部の耐食性の向上
効果は認められなくなる。この場合のめっき層を調査す
るとNi−Al相、あるいはNi−Al−Mg相が地鉄界面のみで
はなくめっき層中にも偏析しており、腐食環境下におい
ては、これらが、めっき層中で局部電池を構成してしま
い、Znが溶出する作用が生じるために耐食性の劣化を引
き起こすためと考えられる。
効果は認められなくなる。この場合のめっき層を調査す
るとNi−Al相、あるいはNi−Al−Mg相が地鉄界面のみで
はなくめっき層中にも偏析しており、腐食環境下におい
ては、これらが、めっき層中で局部電池を構成してしま
い、Znが溶出する作用が生じるために耐食性の劣化を引
き起こすためと考えられる。
また、めっき浴中のMgの下限を0.05％としたのは、平
板および、加工部の耐食性に効果を発揮するための最低
量のためである。また、上限を３％としたのは、これを
超えるとめっき層が硬くしかも脆くなりすぎるために、
めっき密着性が劣化することと、浴中にドロス発生が多
くなりすぎ、操業しにくくなることを考慮したためであ
る。
板および、加工部の耐食性に効果を発揮するための最低
量のためである。また、上限を３％としたのは、これを
超えるとめっき層が硬くしかも脆くなりすぎるために、
めっき密着性が劣化することと、浴中にドロス発生が多
くなりすぎ、操業しにくくなることを考慮したためであ
る。
さらに、プレめっき後の加熱，浴浸漬時、さらにめっ
き後の付着量調節（ワイピング）、凝固させる時の雰囲
気を非酸化あるいは還元性雰囲気としたのは、プレめっ
き層の表面酸化により溶融めっき性が悪くなるのを防止
するためと、Mgのめっき浴中および凝固過程においてめ
っき層中での酸化を極力防止するためである。めっき浴
温は特に限定しないがZn−Mg−Al系の融点を考慮すると
380℃以上、操業上のコストを考慮すると500℃以下が好
ましい。
き後の付着量調節（ワイピング）、凝固させる時の雰囲
気を非酸化あるいは還元性雰囲気としたのは、プレめっ
き層の表面酸化により溶融めっき性が悪くなるのを防止
するためと、Mgのめっき浴中および凝固過程においてめ
っき層中での酸化を極力防止するためである。めっき浴
温は特に限定しないがZn−Mg−Al系の融点を考慮すると
380℃以上、操業上のコストを考慮すると500℃以下が好
ましい。
めっき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、加工性の観点からすると350g
/m2以下であることが望ましい。
性の観点から10g/m2以上、加工性の観点からすると350g
/m2以下であることが望ましい。
以上の結果は、Zn−Mg−Alめっき浴の場合についての
み述べたが、Zn−Mg−Alめっき浴中にさらに合金元素と
してNi,Sb,Pbを単独あるいは複合で0.2％程度微量含有
した溶融Zn−Mg系合金めっき鋼板の場合にも結果は同様
であった。
み述べたが、Zn−Mg−Alめっき浴中にさらに合金元素と
してNi,Sb,Pbを単独あるいは複合で0.2％程度微量含有
した溶融Zn−Mg系合金めっき鋼板の場合にも結果は同様
であった。
下地鋼板としては、熱延鋼板、冷延鋼板ともに使用で
き、Alキルド鋼板、Al−Siキルド鋼板、Ti−Sulc,P−Ti
Sulc低炭素鋼板、高張力鋼板など種々のものが適用でき
る。
き、Alキルド鋼板、Al−Siキルド鋼板、Ti−Sulc,P−Ti
Sulc低炭素鋼板、高張力鋼板など種々のものが適用でき
る。
［実 施 例］ 第１表に本発明のZn−Mg−Alめっき鋼板の製造法およ
び得られた鋼板の実施例を示す。＊印は本発明の製造法
以外で作成された比較材である。下地に熱延鋼板SGHC
（1.6mm）の酸洗材を用い、プレNiめっきは硫酸酸性浴
中で電気めっきで行った。前処理加熱、溶融めっき、冷
却はすべてO2 60ppm、H2 3％含有したN2雰囲気中で行っ
た。Mg、Al量の変化した450℃のめっき浴で3sec溶融め
っきを行い、N2ワイピングして付着量は60g/m2とした。
性能評価は、前述の評価基準に基づいて行った。
び得られた鋼板の実施例を示す。＊印は本発明の製造法
以外で作成された比較材である。下地に熱延鋼板SGHC
（1.6mm）の酸洗材を用い、プレNiめっきは硫酸酸性浴
中で電気めっきで行った。前処理加熱、溶融めっき、冷
却はすべてO2 60ppm、H2 3％含有したN2雰囲気中で行っ
た。Mg、Al量の変化した450℃のめっき浴で3sec溶融め
っきを行い、N2ワイピングして付着量は60g/m2とした。
性能評価は、前述の評価基準に基づいて行った。
No.1〜18に示す通り、プレNiめっき層0.2〜2g/m2、加
熱板温度430〜500℃、昇温速度30℃以上である本発明の
製造条件で得られためっき鋼板はめっき密着性および加
工部の耐食性共に優れる。
熱板温度430〜500℃、昇温速度30℃以上である本発明の
製造条件で得られためっき鋼板はめっき密着性および加
工部の耐食性共に優れる。
これに比較して、プレNi無しの場合（No.19）および
めっき浴中にAlが存在しない場合（No.26）を含めて、
プレNiめっき層の付着量、加熱板温、昇温速度が本発明
範囲を逸脱する場合（No.19〜29）めっき密着性あるい
は加工部の耐食性が劣る。
めっき浴中にAlが存在しない場合（No.26）を含めて、
プレNiめっき層の付着量、加熱板温、昇温速度が本発明
範囲を逸脱する場合（No.19〜29）めっき密着性あるい
は加工部の耐食性が劣る。
さらに、No.30〜32は、めっき浴中に他の合金元素を
含有する場合でありこの場合にも優れた性能を示した。
含有する場合でありこの場合にも優れた性能を示した。
［発明の効果］ 以上のように、本発明は、従来にないめっき密着性と
加工部の耐食性を兼ね備えた溶融Zn−Mg−Al系めっき鋼
板及びその製造方法であり、自動車用あるいは建築用の
構造材として有用であることから、その工業的意義は極
めて大きい。
加工部の耐食性を兼ね備えた溶融Zn−Mg−Al系めっき鋼
板及びその製造方法であり、自動車用あるいは建築用の
構造材として有用であることから、その工業的意義は極
めて大きい。
【図面の簡単な説明】 第１図（ａ）（ｂ）（ｃ）は加熱板温と加工部のめっき
密着性の関係を示した図、第２図は加熱速度と加工部の
めっき密着性の関係を示した図、第３図は本発明の製造
方法で得られたZn−Mg−Alめっき層の構成および前処理
加熱段階におけるプレNiめっき層の状態を従来の製造方
法の場合と比較しながら、模式的に示した図である。
密着性の関係を示した図、第２図は加熱速度と加工部の
めっき密着性の関係を示した図、第３図は本発明の製造
方法で得られたZn−Mg−Alめっき層の構成および前処理
加熱段階におけるプレNiめっき層の状態を従来の製造方
法の場合と比較しながら、模式的に示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−236263（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−190462（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−76176（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−35672（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−152956（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40
Claims (3)
- 【請求項１】鋼板表面に、第１層としてZn−Fe合金層を
有し、第２層としてNi−Al−Mg−Zn合金層を有し、第３
層としてAl 0.1〜１％、Mg 0.05〜３％を含有する溶融Z
n−Mg−Alめっき層を有する溶融Zn−Mg−Alめっき鋼
板。 - 【請求項２】鋼板表面に、第１層としてZn−Fe合金層を
有し、第２層としてNi層を有し、第３層としてNi−Al−
Ng−Zn合金層を有し、第４層としてAl 0.1〜１％、Mg
0.05〜３％を含有する溶融Zn−Mg−Alめっき層を有する
溶融Zn−Mg−Alめっき鋼板。 - 【請求項３】鋼板の表面にNiを0.2〜2g/m2めっき後、非
酸化あるいは還元性雰囲気中で板温430〜500℃まで30℃
/s以上の昇温速度で急速加熱を行なったのち、大気に触
れることなくAl 0.1〜１％、Mg 0.05〜３％を含有するZ
nめっき浴に浸漬し、浴より引き上げた溶融めっき鋼板
を非酸化あるいは還元性雰囲気中でめっき付着量調節を
行うと共に冷却凝固させることを特徴とする溶融Zn−Mg
−Alめっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27195890A JP2783453B2 (ja) | 1990-10-09 | 1990-10-09 | 溶融Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌめっき鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27195890A JP2783453B2 (ja) | 1990-10-09 | 1990-10-09 | 溶融Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌめっき鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04147955A JPH04147955A (ja) | 1992-05-21 |
| JP2783453B2 true JP2783453B2 (ja) | 1998-08-06 |
Family
ID=17507183
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27195890A Expired - Lifetime JP2783453B2 (ja) | 1990-10-09 | 1990-10-09 | 溶融Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌめっき鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2783453B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09209108A (ja) * | 1996-02-01 | 1997-08-12 | Nippon Steel Corp | 鋼材加工品の浸漬めっき方法 |
| JP2000064011A (ja) * | 1998-08-13 | 2000-02-29 | Nippon Steel Corp | 耐きずつき性に優れた溶融Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌめっき鋼板 |
| JP4582707B2 (ja) * | 2005-04-20 | 2010-11-17 | 新日本製鐵株式会社 | 不メッキ欠陥発生のない溶融亜鉛メッキ方法 |
| JP5101249B2 (ja) * | 2006-11-10 | 2012-12-19 | Ｊｆｅ鋼板株式会社 | 溶融Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5586007B2 (ja) * | 2007-02-23 | 2014-09-10 | タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ | 冷間圧延されかつ連続的に焼きなましされた高強度鋼ストリップ及び該鋼の製造方法 |
| KR101500043B1 (ko) * | 2012-12-21 | 2015-03-06 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 가공부 내식성이 우수한 용융아연합금 도금강판 및 그의 제조방법 |
| KR101439694B1 (ko) | 2012-12-26 | 2014-09-12 | 주식회사 포스코 | Zn-Mg 합금도금강판 및 그의 제조방법 |
| KR102031465B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-10-11 | 주식회사 포스코 | 가공 후 내식성 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법 |
| CN115287565B (zh) * | 2022-07-13 | 2023-10-13 | 首钢集团有限公司 | 一种镀层钢板及其制备方法 |
-
1990
- 1990-10-09 JP JP27195890A patent/JP2783453B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04147955A (ja) | 1992-05-21 |
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