JP4409007B2

JP4409007B2 - Method for producing highly corrosion-resistant hot-dip Zn-Al-Mg plated steel sheet with excellent surface properties

Info

Publication number: JP4409007B2
Application number: JP28907999A
Authority: JP
Inventors: 敦司安藤; 信彦山木; 太佳夫辻村; 敏晴橘高
Original assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1999-10-12
Filing date: 1999-10-12
Publication date: 2010-02-03
Anticipated expiration: 2019-10-12
Also published as: JP2001107212A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、表面性状に優れる高耐食性溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Zn中にAlとMgを適量含有させためっき浴を用いた溶融Zn−Al−Mgめっき鋼板は耐食性に優れるので、従来より種々の開発研究が進められている。本発明者らは、Zn−Al−Mg三元共晶点に比較的近い浴組成でめっきを施したとき、しばしばめっき鋼板表面に斑点状の晶出相が現れ、しばらく放置するとこの斑点部分が灰黒色に変色して見苦しい外観を呈するようになることを経験した。詳細な調査の結果、この斑点状晶出相はZn₁₁Mg₂相であることがわかった。そこで、発明者らは特開平10−226865号公報において、Al：4.0〜10％、Mg：1.0〜4.0％、残部が実質的にZnからなる溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板のめっき層を、〔Al/Zn/Zn₂Mgの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Al相〕と、場合によってはさらに〔Zn単相〕が混在した金属組織にすることにより、Zn₁₁Mg₂相に起因する色調変化が抑止できることを明らかにし、見苦しい斑点状の変色の生じない溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板を提案するに至った。同時にその金属組織を得るための製造条件も明らかにした。また発明者らは、特開平10−306357号公報において、Al：4.0〜10％、Mg：1.0〜4.0％の他、さらにTi：0.002〜0.1％、B：0.001〜0.045％をめっき層に含有させることにより、一層広範な製造条件において上記金属組織を有する溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板が得られることを開示した。
【０００３】
しかしその後の経験として、このようなAlとMgを比較的多量に含有する溶融Zn基めっき鋼板では、工業的規模での連続溶融めっき鋼板の製造においてエッジしわが発生し易いことを知見した。ここで「エッジしわ」とは、浴からの引き上げを仮想して鋼帯を垂直にして見たときに、板の端縁（単にエッジと呼ぶ）側から斜め下向きに延びる互いにほぼ平行な多数の線の集合からなるしわ模様を言う。その代表例を図１に示した。
【０００４】
図１は、図中のＬ方向を浴からの引き上げ方向として写した実物の約1.5倍の写真である。図中の右側に見える一方のエッジの側から、斜め下向きに細い線が無数に延びているのが見える。これが「エッジしわ」である。また、このエッジしわと直交する方向に（エッジ側から斜め上向きに）やや太いヒゲ様の単線がところどころに見られる。このヒゲ様の単線は、エッジしわに比べると良く目立つが、実際には金属光沢をもつ滑らかな表面を有している。後者のヒゲ様の金属光沢をもつ部分を「ヒゲ模様」と呼ぶことにする。
【０００５】
図２は、図１中の矢視点付近の拡大写真であり、右上方部から左下方部にかけて延びているしわがエッジしわに相当するものである。エッジしわは、同方向にしわが寄った凹凸構造となっており、この凹凸で光の乱反射が生じて、めっき表面に白っぽい外観をもたらす。
【０００６】
エッジしわが発生しても、ヒゲ模様は発生したりしなかったりする。すなわちヒゲ模様のあるエッジしわと、ヒゲ模様のないエッジしわがあるが、本明細書では両者を含めた意味でエッジしわと呼ぶ。いずれにしても、エッジしわが発生するとめっき鋼板の表面外観を著しく損ね、製品としての実用に耐えない場合が出てくる。
【０００７】
本発明者らは、連続溶融めっきで生じるZn−Al−Mg系めっき鋼板のエッジしわの発生原因について検討を進めたきた。その結果、めっき浴から出た鋼板において、まだ凝固が完了していないめっき層が凝固するまでの過程で、めっき層表面に形成される「酸化皮膜」の挙動がエッジしわに関与していることを突き止めた。AlとMgを含有するめっき浴でめっきするとめっき層の表面にMg(Al)の酸化物を含有した酸化皮膜が生成し易いが、この「Mg(Al)系酸化皮膜」は、エッジしわを発生させ易い性質を有していると考えられる。
【０００８】
図３は、通常の連続溶融めっきラインで溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板を製造する場合の、めっき浴から引き上げられた鋼板（鋼帯）の浴近傍における表面の状態を示した概略図である。１は溶融Zn−Al−Mg系めっき浴、２は鋼帯、５は気体絞り装置（ワイピングノズル）、６はめっき層の凝固完了位置を示している。浴１から垂直方向に引き上げられた鋼帯は、気体絞り装置３でその表面に付着しためっき層厚みが調整され、凝固完了位置６で凝固が完了する。その際、未凝固状態のめっき層は重力により下方にたれ落ちようとする。そのため、めっき層表面の酸化皮膜も、図３の矢印７に示すようにめっき層とともに鋼帯に対して下方に落ちようとする。一方、エッジ部にはめっき層が非常に薄くなっている部分が存在し、この部分では、表面酸化皮膜は鋼帯に対して固定された状態になり易い。このために、未凝固状態のめっき層では、エッジ部に比べ板幅中央部でめっき層のたれ落ちの程度が大きくなり、エッジ側から板幅中央部に向けて斜め下向きに図３の矢印８に示すような張力が発生する。この斜め下向きの張力と溶融Zn−Al−Mg系めっき特有の表面酸化皮膜の性質が、当該めっき鋼板に生じるエッジしわの原因になっていると考えられる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板に生じるエッジしわの発生を防止あるいは抑制する方法を種々検討した。そして、連続溶融めっき工程において、めっき鋼帯の製造方法に工夫を加えることによってこのエッジしわの発生は顕著に抑えられることを知見し、特願平10−264876号および特願平10−266761号でその有力な手段を提案した。すなわち、特願平10−264876号では、めっき浴から鋼帯を引き上げる過程で、鋼帯のエッジ近傍に刃を当てるかガスを吹き付けることにより、未凝固のめっき層に発生した張力を分断あるいは緩和する方法を開示した。また特願平10−266761号では、めっき浴から鋼帯を引き上げる過程で、凝固が完了していない370℃以上のめっき層表面に水または水溶性のミストを吹き付けて張力を緩和する方法および装置を開示した。
【００１０】
これらの方法により、表面性状の良好な溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の工業的規模での製造が可能であることが確かめられ、当該めっき鋼板のエッジしわ抑制課題に関し、一応の解決をみた。
【００１１】
しかし、特願平10−264876号，特願平10−266761号で提案したエッジしわ抑止方法は、めっき層が未凝固のあいだに外部から鋼帯に特殊な処理を加えるものであるから、溶融めっきラインに特殊な付帯設備を必要とする。具体的には、鋼帯のエッジが通る位置に刃やガス吹き付けノズルを設けたり、あるいは引き上げられる鋼帯表面をカバーするような水噴霧装置を設ける必要がある。また、実操業に当たっては、刃やノズルを鋼帯の通過位置の変動に追随させるような制御が必要となったり、めっき付着量に応じてガスやミストの吹き付け量を調整することが必要になってくる。これを手動で行うには現場での人的負荷が増し、自動制御で行うにはそのシステム構築に投資を要する。さらに、これらの装置の保守作業も比較的頻繁に必要となり、これが長期連続操業の障害になる場合もある。このように、特願平10−264876号，特願平10−266761号で提案した手法は、特に付帯設備を必要とし、その保守管理も必要となる点で、設備コスト・製造コストの増加、生産性の低下といった問題を抱えている。
【００１２】
本発明は、このような特殊な付帯設備を用いて行う溶融めっきでは避けられない上記問題を解消し、通常の連続溶融めっきラインをそのまま用いて製造してもエッジしわの発生を顕著に抑止することが可能な表面性状に優れる溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らの詳細な検討の結果、溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の溶融めっき層にSrを適量含有させることによって、通常の連続溶融めっき方法でもエッジしわの顕著に抑止された鋼板が製造できることがわかった。
【００１４】
すなわち、上記目的は、質量％で、Al：4.0〜15.0％，Mg：1.0〜4.0％，Sr：0.001〜1.0％，残部がZnおよび不可避的不純物からなる溶融めっきを鋼板表面に施す表面性状に優れる高耐食性溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法によって達成される。
【００１５】
また、斑点状変色の原因となるZn₁₁Mg₂相を出現し難くしためっき鋼板の製造方法として、めっき層にTiまたはBの１種をさらに含有させためっき鋼板の製造方法、すなわち、質量％で、Al：4.0〜15.0％，Mg：1.0〜4.0％，Sr：0.001〜1.0％を含有し、Ti：0.002〜0.1％，B：0.001〜0.045％のうちいずれか１種を含有し、残部がZnおよび不可避的不純物からなる溶融めっきを鋼板表面に施す表面性状に優れる高耐食性溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法を提供する。
【００１６】
また、Zn₁₁Mg₂相を一層出現し難くしためっき鋼板の製造方法として、めっき層にTiとBを複合で含有させためっき鋼板の製造方法、すなわち、質量％で、Al：4.0〜15.0％，Mg：1.0〜4.0％，Sr：0.001〜1.0％，Ti：0.002〜0.1％，B：0.001〜0.045％，残部がZnおよび不可避的不純物からなる溶融めっきを鋼板表面に施す表面性状に優れる高耐食性溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法を提供する。
【００１７】
また、優れためっき密着性を示すものを製造する方法として、上記のめっき鋼板（めっき層にTi，Bを含有しないものと含有するものを含む）の製造方法において、溶融めっきのAl含有量を特に0.4〜10質量％に規定したものを提供する。
【００１８】
また、これらのめっき鋼板の製造方法において、溶融めっきのSr含有量を特に0.01〜1.0質量％の範囲に規定したものを提供する。これは後述するように、エッジしわの発生が事実上認められないほど顕著に表面性状の改善をもたらすめっき鋼板の製造方法である。
さらに、以上のめっき鋼板の製造方法において、めっき付着量が鋼板片面あたり20〜300g/m²であるものを提供する。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明の溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法は、通常の連続溶融めっきラインが適用できる。その際、めっき浴組成を目標とするめっき層の組成と同じにすればよい。すなわち、本発明で規定するめっき層の組成は、めっき浴の組成をほぼそのまま反映したものとなることを確認している。具体的には、めっき浴を、質量％で、Al：4.0〜15.0％好ましくは4.0〜10％，Mg：1.0〜4.0％，Sr：0.001〜1.0％好ましくは0.01〜1.0％，残部がZnおよび不可避的不純物からなる組成とすればよい。まためっき層中にTi，Bの１種以上を含有させる場合には、質量％で、Al：4.0〜15.0％好ましくは4.0〜10％，Mg：1.0〜4.0％，Sr：0.001〜1.0％好ましくは0.01〜1.0％を含有し、Ti：0.002〜0.1％，B：0.001〜0.045％のうち１種または２種を含有し、残部がZnおよび不可避的不純物からなるめっき浴組成とすればよい。めっき付着量の制御は、気体絞り装置（ガスワイピングノズル）によって行うことができる。
【００２０】
本発明では、エッジしわの発生が顕著に抑制された溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板めっき鋼板を提供することが主たる課題であるが、工業製品として一層価値あるめっき鋼板を提供するには、Zn₁₁Mg₂相に起因した斑点状の変色をも防止して、真に表面外観の良好なめっき鋼板とすることが望ましい。種々検討の結果、めっき浴にSrを添加する本発明のめっき鋼板の製造においても、特開平10−226865号公報，特開平10−306357号公報で提案した製造法に準じた製造条件を採ることが非常に有効であることがわかった。
【００２１】
すなわち、質量％で、Al：4.0〜15.0％，Mg：1.0〜4.0％，Sr：0.001〜1.0％，残部がZnおよび不可避的不純物からなるめっき浴、またはこれにTi：0.002〜0.1％，B：0.001〜0.045％のうちいずれか１種のみを加えためっき浴を用いる場合は、次の２通りの製造条件が有効である。１つは、めっき浴の浴温を融点以上470℃未満とし、かつめっき層の冷却速度を、めっき後、浴温からめっき層凝固温度までの平均冷却速度が10℃/秒以上になるように制御する製造条件である。他の１つは、めっき浴の浴温を470℃以上とし、かつめっき層の冷却速度を、めっき後、浴温からめっき層凝固温度までの平均冷却速度が0.5℃/秒以上になるように制御する製造条件である。後者において、めっき浴の浴温の上限は550℃以下とすることが一層望ましい。
【００２２】
めっき浴にTiおよびBを複合で添加する場合、つまり質量％で、Al：4.0〜15.0％，Mg：1.0〜4.0％，Sr：0.001〜1.0％，Ti：0.002〜0.1％，B：0.001〜0.045％，残部がZnおよび不可避的不純物からなるめっき浴を用いる場合は、一層広範な製造条件においてZn₁₁Mg₂相の生成を効果的に抑制できる。具体的には次の２通りの製造条件が採用できる。１つは、めっき浴の浴温を融点以上410℃未満とし、かつめっき層の冷却速度を、めっき後、浴温からめっき層凝固温度までの平均冷却速度が7℃/秒以上になるように制御する製造条件である。他の１つは、めっき浴の浴温を410℃以上とし、かつめっき層の冷却速度を、めっき後、浴温からめっき層凝固温度までの平均冷却速度が0.5℃/秒以上になるように制御する製造条件である。後者において、めっき浴の浴温の上限は550℃以下とすることが一層望ましい。
【００２３】
めっき原板としては種々の鋼板が使用できるが、例えば、Alキルド鋼，Ti添加鋼，中炭素鋼，低合金鋼，高張力鋼等を使用するのが効果的である。
【００２４】
以下、本発明を特定するための事項について説明する。
めっき層中のAlは、Zn基めっき鋼板において耐食性を向上させる作用を担うものであるが、この他、めっき浴中にAlを含有させることでMg酸化物系ドロス発生を抑制する効果もある。溶融めっきのAl含有量が4.0質量％未満では耐食性向上効果が十分ではなく、またMg酸化物系ドロスの発生を抑制する効果も低い。一方、Al含有量が15.0質量％を超えると、めっき層と母材鋼板との界面でFe−Al合金層の成長が著しくなり、めっき密着性が悪くなる。特に優れためっき密着性を確保するには、10質量％以下のAl含有量とするのがよい。したがって、本発明では溶融めっきのAl含有量を4.0〜15.0質量％に規定し、優れためっき密着性を重視する場合は4.0〜10質量％とする。なお、溶融めっきのAl含有量の、より好ましい下限値は5.0質量％を超える値であり、より好ましい上限値は8.5質量％、さらに好ましい上限値は7.0質量％である。
【００２５】
めっき層中のMgは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。溶融めっきのMg含有量が1.0質量％未満ではこのような作用が十分に発揮されない。一方、4.0質量％を超えてMgを含有させても耐食性向上効果は飽和し、むしろMg酸化物系のドロスが発生し易くなる弊害が大きくなる。したがって、溶融めっきのMg含有量は1.0〜4.0質量％に規定する。溶融めっきのMg含有量の、より好ましい下限値は1.5質量％、さらに好ましい下限値は2.0質量％、さらに一層好ましい下限値は2.5質量％である。また、Mg含有量のより好ましい上限値は3.5質量％である。
【００２６】
本発明では、溶融めっき層にSrを含有させる点に最大の特徴がある。後述の実施例で示すように、溶融めっき層に適量のSrを含有させることにより、溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板で問題となるエッジしわの発生が顕著に抑制されるのである。その理由は必ずしも明らかではないが、めっき浴から出た未凝固のめっき層の表層部においてMgよりもSrの方が優先的に酸化され、エッジしわを発生させ易い性質を有する前述の「Mg(Al)系酸化皮膜」の生成を阻止するからではないかと考えられる。
【００２７】
このようなSrの効果は、溶融めっきのSr含有量が0.001質量％程度から現れ、含有量が多くなるにしたがってその効果も増長する。特に0.01質量％以上のSr含有により、エッジしわの発生が事実上認められないほど顕著に表面性状が改善される。ただし、Sr含有量が1.0質量％を超えると、凝固ひけが大きくなり、めっき鋼板の外観は損なわれる。また耐食性にも悪影響が出始める。したがって、溶融めっきのSr含有量は0.001〜1.0質量％に規定し、特にエッジしわをほぼ完全に防止する場合は0.01〜1.0質量％とする。なお、溶融めっきのSr含有量の、より好ましい上限値は0.5質量％である。
【００２８】
めっき層中のTiとBは、特開平10−306357号公報で示したように、Srを含有しない溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板において、斑点状の外観不良を与えるZn₁₁Mg₂相の生成・成長を抑制する作用を呈することが知られている。発明者らのその後の研究により、めっき層にSrを含有する溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板においても上記と同様のTiとBの作用を享受できることがわかった。なお、Ti，Bはそれぞれ単独で含有させてもZn₁₁Mg₂相の抑制効果は生じてくる。ただし、製造条件の大幅な緩和を確保するには、TiおよびBを複合で含有させることが望ましい。
【００２９】
溶融めっきのTi含有量が0.002質量％未満ではZn₁₁Mg₂相の生成・成長を抑制するTiの作用が十分に発揮されない。一方、Ti含有量が0.1質量％を超えるとめっき層中にTi−Al系の析出物が生成し、めっき層に「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。したがって、Tiを含有させる場合は、溶融めっきのTi含有量を0.002〜0.1質量％の範囲とするのがよい。
【００３０】
溶融めっきのB含有量が0.001質量％未満ではZn₁₁Mg₂相の生成・成長を抑制するBの作用が十分に発揮されない。一方、B含有量が0.045質量％を超えるとめっき層中にAl−B系あるいはTi−B系の析出物が生成・粗大化し、やはり「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。したがって、Bを含有させる場合は、溶融めっきのB含有量を0.001〜0.045質量％の範囲とするのがよい。なお、このB含有量範囲では、浴中にTi−B系のの化合物、例えばTiB₂が存在していても、その量はわずかであるため、めっき層に「ブツ」を生じさせることはない。このため、TiとBを複合で含有させる場合には、めっき浴へのTi，Bの添加に際して、Ti，BもしくはTi−B合金、またはこれらのうち１種以上を含有するZn合金，Zn−Al合金，Zn−Al−Mg合金もしくはAl合金として添加するすることもできる。
【００３１】
本発明におけるめっき層組成において、Al，Mg，Sr，Ti，Bを除く残部は本質的にZnであるが、ここで本質的にとは、本発明で目的とするめっき鋼板の基本特性すなわち耐食性および表面外観を損なわない程度の他の物質が含まれていても良いことを意味する。例えば、Zn−Al合金めっきのための溶融めっき浴に通常許容されている不純物として、約1質量％までのFeを含有することができる。
【００３２】
めっき付着量は、鋼板片面あたり20〜300g/m²に調整することが望ましい。また、めっき浴温が550℃を超えると、浴からの亜鉛の蒸発が顕著になるため、めっき欠陥が発生しやすく、かつ浴表面の酸化ドロス量が増大するので好ましくない。
【００３３】
【実施例】
〔実施例１〕
連続溶融めっきシミュレータ（連続溶融めっき実験ライン）を用いて、Al，Mg，Ti，B，Srの含有量を種々変化させた溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板を作製した。めっき条件は以下のとおりである。
【００３４】
［めっき条件］
・処理鋼板：冷延Alキルド鋼（厚み：0.8mm）
・通板速度：70m/分
・めっき浴組成（質量％）：表１のとおり
・めっき浴温：470℃
・めっき浴浸漬時間：2秒
・ワイピングガス：空気
・めっき付着量（片面あたり）：100g/m²
・浴温からめっき層凝固温度までの平均冷却速度：11℃/秒
【００３５】
作製した溶融めっき鋼板の表面外観を目視観察し、エッジしわの発生程度を次の基準で３段階（◎，○，×）にランク付けして評価した。
・◎：エッジしわの発生が全く認められないもの。
・○：エッジしわの発生が認められるが、その「しわ幅」（図３の符号９で示されるような、しわが発生した領域のエッジ端からの幅）が10mm未満のもの。
・×：エッジしわの発生が認められ、前記「しわ幅」が10mm以上のもの。
ただし、エッジしわの発生が認められなくても、Sr含有量の増加に起因すると考えられる表面凹凸が発生したものは、従来材にはない新たな欠陥が生じたことになるため「凹凸あり」と評価した。
【００３６】
また、めっき密着性について、1t密着折曲げした外面をセロテープにより強制剥離し、次の基準で評価した。
・◎：全く剥離が認められないもの。
・○：微小点状剥離（数点）が認められるもの。
・△：ある面積をもって剥離が認められるもの。
これらの評価結果を表１に示す。
【００３７】
【表１】

【００３８】
溶融めっきのSr含有量を0.001質量％以上にしたとき、エッジしわ抑制効果が認められた。Sr含有量が0.01〜0.1質量％の範囲にあるものでは、エッジしわの発生が認められないほど顕著に表面性状が改善された。しかし、Sr含有量が1.2質量％のものではめっき層に新たな凹凸が発生し、表面外観が損なわれた。
なお、これらいずれのサンプルにも、Zn₁₁Mg₂相に起因すると考えられる斑点状の外観不良は認められなかった。
【００３９】
〔実施例２〕
営業用の連続溶融めっきラインを用いて、幅1000mmの鋼帯に種々のSr含有量の溶融Zn−Al−Mg系めっきを施した。めっき条件は以下のとおりである。
【００４０】
［めっき条件］
・処理鋼板：熱延中炭素鋼（厚み：3.2mm）
・通板速度：60m/分
・めっき浴組成（質量％）
Al：6.2質量％，Mg：2.9質量％，Ti：0.01質量％，B：0.002質量％，Sr：0（無添加）〜1.3質量％，残部Zn
・めっき浴温：420℃
・めっき浴浸漬時間：3秒
・ワイピングガス：窒素
・めっき付着量（片面あたり）：150g/m²
・浴温からめっき層凝固温度までの平均冷却速度：4℃/秒
【００４１】
得られた溶融めっき鋼板について、実施例１と同様の基準で表面外観を評価した。また、JIS Z 2371に準拠した塩水噴霧試験（SST）を1000時間行った後の腐食減量を測定し、耐食性を評価した。これらの結果を表２に示す。
【００４２】
【表２】

【００４３】
溶融めっきのSr含有量が0.5質量％以下のものでは、いずれも腐食減量に差はなく、Sr添加による耐食性への影響が認められなかった。Sr含有量が0.5質量％を超えると耐食性の低下が認められるようになるが、1.0質量％以下の範囲であれば良好な耐食性を有すると言える。しかし、Sr含有量が1.2質量％のものでは大幅な耐食性劣化が起こった。
【００４４】
【発明の効果】
本発明によれば、めっき層中に適量のSrを含有させるという、実施化の容易な新たな手法により、溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板に特有のエッジしわの問題が解消された。この手法によれば、通常の量産ラインを用いて表面外観の良好な溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板を安定的に得ることができ、得られた製品はSrを含有しない従来の溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板と比較しても遜色のない優れた耐食性を呈する。したがって本発明は、溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の工業的普及に大きく寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の表面のエッジしわが生じた部分を撮影した写真である。
【図２】図１の矢視点近傍を観察した電子顕微鏡（SEM）写真である。
【図３】連続溶融めっきラインのめっき浴から引き上げられた溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板（鋼帯）の浴近傍における表面の状態を説明するための模式図である。
【符号の説明】
１溶融Zn−Al−Mg系めっき浴
２鋼帯
５気体絞り装置（ワイピングノズル）
６めっき層の凝固完了位置
９しわ幅[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a highly corrosion-resistant molten Zn-Al-Mg-plated steel sheet having excellent surface properties.
[0002]
[Prior art]
Since a hot-dip Zn-Al-Mg plated steel sheet using a plating bath containing appropriate amounts of Al and Mg in Zn is excellent in corrosion resistance, various development studies have been conducted. When the present inventors performed plating with a bath composition relatively close to the Zn-Al-Mg ternary eutectic point, a spotted crystallized phase often appears on the surface of the plated steel sheet. I experienced that it turned grayish black and became unsightly. As a result of detailed investigation, it was found that this spotted crystallized phase was a Zn ₁₁ Mg ₂ phase. In view of this, the inventors disclosed in JP-A-10-226865 a plating layer of a molten Zn-Al-Mg-based plated steel sheet in which Al: 4.0 to 10%, Mg: 1.0 to 4.0%, and the balance substantially consisting of Zn. , [Al / Zn / Zn ₂ Mg ternary eutectic structure] In the base material of [Primary Al phase], and in some cases [Zn single phase] mixed, a metal structure Zn ₁₁ Mg It has been clarified that the color tone change caused by the _two phases can be suppressed, and has led to the proposal of a hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheet that does not cause unsightly spot-like discoloration. At the same time, the manufacturing conditions for obtaining the metal structure were also clarified. In addition, in JP-A-10-306357, the inventors include Al: 4.0 to 10%, Mg: 1.0 to 4.0%, Ti: 0.002 to 0.1%, and B: 0.001 to 0.045% in the plating layer. It has been disclosed that a molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet having the above metal structure can be obtained under a wider range of production conditions.
[0003]
However, as a later experience, it was found that edge creases are likely to occur in the production of continuous hot dip galvanized steel sheets on an industrial scale in such hot dip galvanized steel sheets containing a relatively large amount of Al and Mg. Here, “edge wrinkles” are a number of substantially parallel lines extending obliquely downward from the edge of the plate (simply referred to as an edge) when the steel strip is viewed vertically with virtual pulling up from the bath. A wrinkle pattern consisting of a set of lines. A typical example is shown in FIG.
[0004]
FIG. 1 is a photograph about 1.5 times the actual size, with the L direction in the figure taken as the pulling direction from the bath. Innumerable thin lines extend obliquely downward from one edge side visible on the right side in the figure. This is an “edge wrinkle”. In addition, a slightly thick beard-like single line is seen in some directions in a direction perpendicular to the edge wrinkles (inclined upward from the edge side). This beard-like single line is more noticeable than edge wrinkles, but actually has a smooth surface with a metallic luster. The latter part with a beard-like metallic luster will be referred to as a “beard pattern”.
[0005]
FIG. 2 is an enlarged photograph of the vicinity of the arrow point in FIG. 1, and wrinkles extending from the upper right part to the lower left part correspond to edge wrinkles. The edge wrinkle has a concavo-convex structure with wrinkles in the same direction, and irregular reflection of light is generated by this concavo-convex, resulting in a whitish appearance on the plating surface.
[0006]
Even if an edge wrinkle occurs, a beard pattern may or may not occur. That is, there are edge wrinkles with a mustache pattern and edge wrinkles without a beard pattern, but in this specification, these wrinkles are called edge wrinkles. In any case, when the edge wrinkle is generated, the surface appearance of the plated steel sheet is remarkably impaired, and there are cases where it cannot be put into practical use as a product.
[0007]
The inventors of the present invention have been studying the cause of the occurrence of edge wrinkles in a Zn-Al-Mg plated steel sheet produced by continuous hot dipping. As a result, the behavior of the “oxide film” formed on the surface of the plating layer is involved in edge wrinkles in the process of solidifying the plating layer that has not been completely solidified in the steel plate that has come out of the plating bath. I found out. Plating in a plating bath containing Al and Mg tends to produce an oxide film containing Mg (Al) oxide on the surface of the plating layer, but this "Mg (Al) oxide film" generates edge wrinkles. It is thought that it has the property which is easy to make it.
[0008]
FIG. 3 is a schematic diagram showing a surface state in the vicinity of a bath of a steel plate (steel strip) pulled up from a plating bath when a hot-dip Zn—Al—Mg-based steel plate is produced on a normal continuous hot dipping line. is there. 1 is a molten Zn-Al-Mg plating bath, 2 is a steel strip, 5 is a gas squeezing device (wiping nozzle), and 6 is a solidification completion position of the plating layer. The steel strip pulled up from the bath 1 in the vertical direction is adjusted in thickness by the gas squeezing device 3 and the solidification is completed at the solidification completion position 6. At that time, the unsolidified plating layer tends to fall down due to gravity. Therefore, the oxide film on the surface of the plating layer also tends to fall downward with respect to the steel strip together with the plating layer as indicated by an arrow 7 in FIG. On the other hand, the edge portion has a portion where the plating layer is very thin, and the surface oxide film tends to be fixed to the steel strip in this portion. For this reason, in the unsolidified plating layer, the degree of sagging of the plating layer is greater at the center portion of the plate width than at the edge portion, and the arrow 8 in FIG. 3 is inclined obliquely downward from the edge side toward the center portion of the plate width. A tension as shown in FIG. This oblique downward tension and the properties of the surface oxide film peculiar to the molten Zn—Al—Mg-based plating are considered to cause edge wrinkles generated in the plated steel sheet.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
The present inventors have studied various methods for preventing or suppressing the occurrence of edge wrinkles that occur in a hot-dip Zn-Al-Mg-based steel sheet. And, in the continuous hot dipping process, it was found that the generation of edge wrinkles can be remarkably suppressed by adding a device to the manufacturing method of the plated steel strip. Japanese Patent Application Nos. 10-264876 and 10-266761 I proposed the powerful means. That is, in Japanese Patent Application No. 10-264876, in the process of lifting the steel strip from the plating bath, the tension generated in the unsolidified plating layer is divided or relaxed by applying a blade or blowing gas near the edge of the steel strip. Disclosed is a method. In Japanese Patent Application No. 10-266761, in the process of pulling up the steel strip from the plating bath, a method and apparatus for relaxing tension by spraying water or a water-soluble mist on the surface of the plating layer at 370 ° C. or higher where solidification has not been completed. Disclosed.
[0010]
By these methods, it was confirmed that it was possible to manufacture a molten Zn-Al-Mg plated steel sheet with good surface properties on an industrial scale, and a temporary solution was seen with respect to the edge wrinkle suppression problem of the plated steel sheet. .
[0011]
However, the edge wrinkle suppression method proposed in Japanese Patent Application Nos. 10-264876 and 10-266761 applies a special treatment to the steel strip from the outside while the plating layer is not solidified. Special ancillary facilities are required for the plating line. Specifically, it is necessary to provide a blade or a gas spray nozzle at a position where the edge of the steel strip passes, or to provide a water spray device that covers the steel strip surface to be pulled up. In actual operation, it is necessary to control the blades and nozzles to follow fluctuations in the passing position of the steel strip, and it is necessary to adjust the spraying amount of gas and mist according to the amount of plating adhesion. Come. Performing this manually increases the human load at the site, and investing in the system construction requires automatic control. Furthermore, maintenance work for these devices is also required relatively frequently, which may be an obstacle to long-term continuous operation. As described above, the method proposed in Japanese Patent Application Nos. 10-264876 and 10-266761 requires ancillary equipment, and maintenance and management thereof are also required. There is a problem such as a decrease in productivity.
[0012]
The present invention eliminates the above-mentioned problems that cannot be avoided by hot dipping performed using such special incidental equipment, and remarkably suppresses the occurrence of edge wrinkles even when manufactured using a normal continuous hot dipping plating line as it is. An object of the present invention is to provide a method for producing a hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheet having excellent surface properties.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
As a result of detailed examinations by the present inventors, a steel plate in which edge wrinkles are remarkably suppressed even in a normal continuous hot dipping method is obtained by including an appropriate amount of Sr in the hot dipping layer of a hot-dip Zn-Al-Mg based steel plate. I found that it can be manufactured.
[0014]
That is, the object is achieved by mass%, Al: 4.0~15.0%, Mg : 1.0~4.0%, Sr: 0.001~1.0%, the surface properties balance applied to the hot dip plated steel sheet surface made of Zn and unavoidable impurities This is achieved by a method for producing an excellent high corrosion resistance molten Zn-Al-Mg plated steel sheet.
[0015]
Further, as a method for producing a plated steel sheet which hardly appears a Zn ₁₁ Mg ₂ phase causing spotty discoloration, a method of manufacturing a plated steel sheet was further contain one of Ti or B in the plating layer, i.e., mass% Al: 4.0 to 15.0%, Mg: 1.0 to 4.0%, Sr: 0.001 to 1.0%, Ti: 0.002 to 0.1%, B: Any one of 0.001 to 0.045%, the balance Provides a method for producing a highly corrosion-resistant hot-dip Zn-Al-Mg-plated steel sheet having excellent surface properties by applying hot-dip plating comprising Zn and inevitable impurities to the steel sheet surface.
[0016]
Further, as a method for producing a plated steel sheet which hardly appears a Zn ₁₁ Mg ₂ phase further, a method of manufacturing a plated steel sheet which contains a composite of Ti and B in the plating layer, i.e., in mass%, Al: from 4.0 to 15.0% , Mg: 1.0 to 4.0%, Sr: 0.001 to 1.0%, Ti: 0.002 to 0.1%, B: 0.001 to 0.045%, High surface properties that provide hot-dip plating consisting of Zn and inevitable impurities on the steel sheet surface A method for producing a corrosion-resistant molten Zn-Al-Mg-plated steel sheet is provided.
[0017]
In addition, as a method for producing a material exhibiting excellent plating adhesion, in the method for producing the above-described plated steel sheet (including those containing no Ti and B in the plating layer) , the Al content of hot dipping is determined. In particular, what is defined as 0.4 to 10% by mass is provided.
[0018]
Moreover, in the manufacturing method of these plated steel plates , what provided the Sr content of hot-dipping especially in the range of 0.01-1.0 mass% is provided. As will be described later, this is a method for producing a plated steel sheet that significantly improves the surface properties so that the occurrence of edge wrinkles is practically not observed.
Furthermore, in the manufacturing method of the above plated steel plate , what has a plating adhesion amount of 20 to 300 g / m ² per one surface of the steel plate is provided.
[0019]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
A normal continuous hot dipping line can be applied to the method for producing a hot-dip Zn-Al-Mg plated steel sheet of the present invention. At that time, the plating bath composition may be the same as the target plating layer composition. That is, it has been confirmed that the composition of the plating layer defined in the present invention reflects the composition of the plating bath almost as it is. Specifically, the plating bath is, in mass%, Al: 4.0 to 15.0%, preferably 4.0 to 10%, Mg: 1.0 to 4.0%, Sr: 0.001 to 1.0%, preferably 0.01 to 1.0%, the balance being Zn and A composition composed of inevitable impurities may be used. When one or more of Ti and B are contained in the plating layer, by mass, Al: 4.0-15.0%, preferably 4.0-10%, Mg: 1.0-4.0%, Sr: 0.001-1.0% May contain 0.01 to 1.0%, contain one or two of Ti: 0.002 to 0.1%, B: 0.001 to 0.045%, with the balance being Zn and inevitable impurities. The plating adhesion amount can be controlled by a gas throttle device (gas wiping nozzle).
[0020]
In the present invention, the main problem is to provide a hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheet in which the occurrence of edge wrinkles is remarkably suppressed.To provide a more valuable plated steel sheet as an industrial product, It is desirable to prevent a discoloration caused by the Zn ₁₁ Mg ₂ phase and to provide a plated steel sheet having a really good surface appearance. As a result of various studies, in the production of the plated steel sheet of the present invention in which Sr is added to the plating bath, the production conditions in accordance with the production methods proposed in JP-A-10-226865 and JP-A-10-306357 are adopted. Was found to be very effective.
[0021]
That is, in mass%, Al: 4.0 to 15.0%, Mg: 1.0 to 4.0%, Sr: 0.001 to 1.0%, the balance being Zn and inevitable impurities, or Ti: 0.002 to 0.1%, B : When using a plating bath to which only one of 0.001 to 0.045% is added, the following two production conditions are effective. One is that the bath temperature of the plating bath should be higher than the melting point and lower than 470 ° C, and the cooling rate of the plating layer should be 10 ° C / second or more after the plating from the bath temperature to the solidification temperature of the plating layer. The manufacturing conditions to be controlled. The other is that the bath temperature of the plating bath is 470 ° C or higher, and the cooling rate of the plating layer is such that the average cooling rate from the bath temperature to the solidification temperature of the plating layer after plating is 0.5 ° C / second or higher. The manufacturing conditions to be controlled. In the latter, the upper limit of the bath temperature of the plating bath is more preferably 550 ° C. or less.
[0022]
When Ti and B are added in combination to the plating bath, that is, by mass, Al: 4.0 to 15.0%, Mg: 1.0 to 4.0%, Sr: 0.001 to 1.0%, Ti: 0.002 to 0.1%, B: 0.001 to When a plating bath comprising 0.045%, the balance being Zn and inevitable impurities is used, the formation of Zn ₁₁ Mg ₂ phase can be effectively suppressed under a wider range of production conditions. Specifically, the following two manufacturing conditions can be adopted. One is that the bath temperature of the plating bath is not lower than the melting point and lower than 410 ° C, and the cooling rate of the plating layer is such that the average cooling rate from the bath temperature to the solidification temperature of the plating layer after plating is 7 ° C / second or more. The manufacturing conditions to be controlled. The other one is that the bath temperature of the plating bath is 410 ° C or higher, and the cooling rate of the plating layer is such that the average cooling rate from the bath temperature to the solidification temperature of the plating layer after plating is 0.5 ° C / second or higher. The manufacturing conditions to be controlled. In the latter, the upper limit of the bath temperature of the plating bath is more preferably 550 ° C. or less.
[0023]
Various steel plates can be used as the plating base plate. For example, it is effective to use Al killed steel, Ti-added steel, medium carbon steel, low alloy steel, high tensile steel, or the like.
[0024]
Hereinafter, matters for specifying the present invention will be described.
Al in the plating layer plays a role of improving the corrosion resistance in the Zn-based plated steel sheet, but in addition, there is an effect of suppressing the generation of Mg oxide-based dross by containing Al in the plating bath. If the Al content of the hot dipping is less than 4.0% by mass, the effect of improving the corrosion resistance is not sufficient, and the effect of suppressing the generation of Mg oxide dross is low. On the other hand, when the Al content exceeds 15.0% by mass, the growth of the Fe—Al alloy layer becomes remarkable at the interface between the plating layer and the base steel sheet, and the plating adhesion deteriorates. In order to ensure particularly excellent plating adhesion, the Al content is preferably 10% by mass or less. Therefore, in the present invention, the Al content of the hot dipping is defined as 4.0 to 15.0% by mass, and 4.0% to 10% by mass when emphasizing excellent plating adhesion. In addition, the more preferable lower limit of Al content of hot dipping is a value exceeding 5.0% by mass, the more preferable upper limit is 8.5% by mass, and the more preferable upper limit is 7.0% by mass.
[0025]
Mg in the plating layer exhibits the effect of significantly increasing the corrosion resistance of the plated steel sheet by generating a uniform corrosion product on the surface of the plating layer. If the Mg content of the hot dipping is less than 1.0% by mass, such an effect is not sufficiently exhibited. On the other hand, even if Mg is contained in excess of 4.0% by mass, the effect of improving corrosion resistance is saturated, and the adverse effect that Mg oxide-based dross tends to occur is increased. Therefore, the Mg content of hot dipping is defined as 1.0 to 4.0% by mass. A more preferable lower limit value of the Mg content of hot dipping is 1.5% by mass, a more preferable lower limit value is 2.0% by mass, and a still more preferable lower limit value is 2.5% by mass. A more preferable upper limit of the Mg content is 3.5% by mass.
[0026]
The present invention has the greatest feature in that Sr is contained in the hot dip plating layer. As shown in the examples described later, by including an appropriate amount of Sr in the hot-dip plated layer, the occurrence of edge wrinkles that are a problem in hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheets is remarkably suppressed. The reason for this is not necessarily clear, but Sr is preferentially oxidized over Mg in the surface layer portion of the unsolidified plating layer that has come out of the plating bath, and the above-mentioned `` Mg ( This may be because the formation of “Al) -based oxide film” is prevented.
[0027]
Such an effect of Sr appears when the Sr content of the hot dipping is about 0.001% by mass, and the effect increases as the content increases. In particular, when the Sr content is 0.01% by mass or more, the surface properties are remarkably improved so that the occurrence of edge wrinkles is practically not observed. However, if the Sr content exceeds 1.0% by mass, solidification sinks increase and the appearance of the plated steel sheet is impaired. In addition, the corrosion resistance begins to be adversely affected. Therefore, the Sr content of hot dipping is specified to be 0.001 to 1.0% by mass, and particularly 0.01 to 1.0% by mass in order to prevent edge wrinkles almost completely. A more preferable upper limit of the Sr content in hot dipping is 0.5% by mass.
[0028]
Ti and B in the plating layer, as shown in JP-A-10-306357, in a Zn-Al-Mg-based plated steel sheet containing no Sr, a Zn ₁₁ Mg ₂ phase that gives spotted appearance defects It is known to exhibit an action of suppressing generation / growth. Subsequent research by the inventors has revealed that the effects of Ti and B similar to those described above can also be enjoyed in a hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheet containing Sr in the plating layer. Even if Ti and B are contained alone, the effect of suppressing the Zn ₁₁ Mg ₂ phase occurs. However, in order to ensure significant relaxation of the manufacturing conditions, it is desirable to contain Ti and B in combination.
[0029]
If the Ti content of the hot dip plating is less than 0.002% by mass, the effect of Ti that suppresses the formation and growth of the Zn ₁₁ Mg ₂ phase cannot be sufficiently exhibited. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.1% by mass, Ti—Al-based precipitates are generated in the plating layer, and irregularities called “bumps” are generated in the plating layer, thereby impairing the appearance. Therefore, when Ti is contained, the Ti content of the hot dipping is preferably in the range of 0.002 to 0.1% by mass.
[0030]
If the B content of the hot dip plating is less than 0.001% by mass, the effect of B that suppresses the formation and growth of the Zn ₁₁ Mg ₂ phase cannot be sufficiently exhibited. On the other hand, if the B content exceeds 0.045% by mass, Al-B or Ti-B-based precipitates are generated and coarsened in the plating layer, resulting in irregularities called "bumps" that are detrimental to the appearance. . Therefore, when B is contained, the B content of the hot dipping is preferably in the range of 0.001 to 0.045% by mass. In this B content range, even if a Ti-B-based compound such as TiB ₂ is present in the bath, the amount thereof is so small that it does not cause “buzz” in the plating layer. . For this reason, when Ti and B are contained in combination, upon addition of Ti and B to the plating bath, Ti, B or a Ti-B alloy, or a Zn alloy containing one or more of these, Zn— It can also be added as an Al alloy, a Zn-Al-Mg alloy, or an Al alloy.
[0031]
In the plating layer composition of the present invention, the balance other than Al, Mg, Sr, Ti, and B is essentially Zn. Here, essentially, the basic characteristics of the plated steel sheet intended for the present invention, ie, corrosion resistance It means that other substances to the extent that the surface appearance is not impaired may be contained. For example, up to about 1% by mass of Fe can be contained as an impurity that is normally allowed in a hot dipping bath for Zn-Al alloy plating.
[0032]
It is desirable to adjust the plating adhesion amount to ²⁰ to 300 g / m ² per one side of the steel plate. On the other hand, when the plating bath temperature exceeds 550 ° C., the evaporation of zinc from the bath becomes remarkable, so that plating defects are likely to occur and the amount of oxidized dross on the bath surface increases, which is not preferable.
[0033]
【Example】
[Example 1]
Using a continuous hot dipping simulator (continuous hot dipping test line), hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheets with various contents of Al, Mg, Ti, B, and Sr were prepared. The plating conditions are as follows.
[0034]
[Plating conditions]
-Treated steel sheet: Cold-rolled Al killed steel (thickness: 0.8 mm)
・ Plate speed: 70m / min ・ Plating bath composition (mass%): as shown in Table 1 ・ Plating bath temperature: 470 ℃
・ Plating bath immersion time: 2 seconds ・ Wiping gas: Air ・ Plating adhesion amount (per one side): 100 g / m ²
-Average cooling rate from bath temperature to plating layer solidification temperature: 11 ° C / sec [0035]
The surface appearance of the produced hot-dip galvanized steel sheet was visually observed, and the degree of occurrence of edge wrinkles was evaluated by ranking in three levels (（, ○, ×) according to the following criteria.
-A: Edge wrinkles are not observed at all.
O: Edge wrinkles are observed, but the “wrinkle width” (the width from the edge of the wrinkled region as indicated by reference numeral 9 in FIG. 3) is less than 10 mm.
X: Edge wrinkles are observed and the “wrinkle width” is 10 mm or more.
However, even if edge wrinkles are not observed, those with surface irregularities that are thought to be due to an increase in Sr content are caused by new defects that are not found in conventional materials. It was evaluated.
[0036]
In addition, the plating adhesion was forcibly peeled off with cello tape on the outer surface that was bent by 1t and evaluated according to the following criteria.
・ ◎: No peeling at all.
-○: Fine spot-like peeling (several points) is observed.
・ △: The peeling is recognized with a certain area.
These evaluation results are shown in Table 1.
[0037]
[Table 1]

[0038]
When the Sr content in hot dipping was 0.001% by mass or more, an edge wrinkle suppressing effect was observed. In the case where the Sr content is in the range of 0.01 to 0.1% by mass, the surface properties were remarkably improved so that no edge wrinkle was observed. However, when the Sr content was 1.2% by mass, new irregularities were generated in the plating layer and the surface appearance was impaired.
In any of these samples, no spot-like appearance defects thought to be attributed to the Zn ₁₁ Mg ₂ phase were observed.
[0039]
[Example 2]
Using a commercial continuous hot dipping line, hot-dip Zn-Al-Mg plating with various Sr contents was applied to a steel strip with a width of 1000 mm. The plating conditions are as follows.
[0040]
[Plating conditions]
-Treated steel sheet: Hot rolled medium carbon steel (thickness: 3.2 mm)
・ Plate speed: 60m / min ・ Plating bath composition (mass%)
Al: 6.2% by mass, Mg: 2.9% by mass, Ti: 0.01% by mass, B: 0.002% by mass, Sr: 0 (no addition) to 1.3% by mass, balance Zn
・ Plating bath temperature: 420 ℃
・ Plating bath immersion time: 3 seconds ・ Wiping gas: Nitrogen ・ Plating coverage (per side): 150 g / m ²
-Average cooling rate from bath temperature to plating layer solidification temperature: 4 ° C / sec [0041]
About the obtained hot-dip plated steel sheet, the surface appearance was evaluated according to the same criteria as in Example 1. Moreover, the corrosion weight loss was measured after performing a salt spray test (SST) based on JIS Z 2371 for 1000 hours to evaluate the corrosion resistance. These results are shown in Table 2.
[0042]
[Table 2]

[0043]
When the Sr content of the hot dip plating was 0.5% by mass or less, there was no difference in the corrosion weight loss, and no effect on the corrosion resistance due to the addition of Sr was observed. When the Sr content exceeds 0.5% by mass, a decrease in corrosion resistance is observed, but it can be said that it has good corrosion resistance within the range of 1.0% by mass or less. However, when the Sr content was 1.2% by mass, a significant deterioration in corrosion resistance occurred.
[0044]
【The invention's effect】
According to the present invention, the problem of edge wrinkles peculiar to a hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheet has been solved by a new technique that is easy to implement, in which an appropriate amount of Sr is contained in the plating layer. According to this technique, it is possible to stably obtain a molten Zn-Al-Mg-based plated steel sheet having a good surface appearance using a normal mass production line, and the obtained product is a conventional molten Zn--containing no Sr. Compared to Al-Mg plated steel sheet, it exhibits excellent corrosion resistance that is inferior. Therefore, the present invention greatly contributes to the industrial spread of hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheets.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a photograph of a portion where edge wrinkles are generated on the surface of a molten Zn-Al-Mg-based steel sheet.
FIG. 2 is an electron microscope (SEM) photograph observing the vicinity of an arrow point in FIG.
FIG. 3 is a schematic diagram for explaining a surface state in the vicinity of a bath of a hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet (steel strip) pulled up from a plating bath of a continuous hot-dip plating line.
[Explanation of symbols]
1 Molten Zn-Al-Mg plating bath 2 Steel strip 5 Gas throttle device (wiping nozzle)
6 Plating layer solidification completion position 9 Wrinkle width

Claims

By mass%, Al: 4.0~15.0%, Mg : 1.0~4.0%, Sr: 0.001~1.0%, the balance being excellent in surface properties is subjected to hot dip plated steel sheet surface made of Zn and unavoidable impurities high corrosion molten Zn- A method for producing an Al-Mg plated steel sheet.

In mass%, Al: 4.0-15.0%, Mg: 1.0-4.0%, Sr: 0.001-1.0%, Ti: 0.002-0.1%, B: 0.001-0.045% A method for producing a highly corrosion-resistant hot-dip Zn-Al-Mg-plated steel sheet , which is excellent in surface properties, in which the steel sheet surface is subjected to hot-dip plating comprising the balance Zn and inevitable impurities.

Hot-dip plating consisting of Al: 4.0 to 15.0%, Mg: 1.0 to 4.0%, Sr: 0.001 to 1.0%, Ti: 0.002 to 0.1%, B: 0.001 to 0.045%, the balance being Zn and inevitable impurities high corrosion resistance hot-dip Zn-Al-Mg method for producing a coated steel sheet having excellent surface properties applying on the surface of the steel sheet.

The method for producing a plated steel sheet according to any one of claims 1 to 3 , wherein the Al content in hot dipping is 4.0 to 10 mass%.

The method for producing a plated steel sheet according to any one of claims 1 to 4 , wherein the Sr content in hot dipping is 0.01 to 1.0 mass%.

The method for producing a plated steel sheet according to any one of claims 1 to 5 , wherein the plating adhesion amount is 20 to 300 g / m ² per one surface of the steel sheet.