JP7290757B2 - めっき鋼線及びその製造方法 - Google Patents
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Description
亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼材は、腐食しやすい環境に暴露されたとき、Feより酸化還元電位の低いZnが先に腐食されて鋼材の腐食を抑制する犠牲方式(Sacrificial Corrosion Protection)の特性を有し、亜鉛めっき層のZnが酸化することで鋼材の表面に緻密な腐食生成物を形成させ、酸化雰囲気から鋼材を遮断するため、鋼材の耐腐食性を効果的に向上させることができる。
このような要求を満たすために、Zn-Al合金めっき鋼線が開発された。
Zn-Al合金めっき鋼線は一般に、酸洗-洗浄-脱脂などの清浄化作業後、亜鉛との界面での反応を活性化させるためにフラックス処理し、Alが含まれたZn系めっき浴に浸漬して製造する。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明のさらなる課題を理解する上で何らの困難もない。
上記亜鉛合金めっき層の断面においてZn単相組織の柱状晶の平均間隔は1~5μmであることが好ましい。
上記1次浸漬された亜鉛めっき鋼線をZnの融点以下の温度範囲まで冷却して上記溶融亜鉛合金めっき浴に2次浸漬することができる。
上記亜鉛めっき鋼線は、440~460℃の上記溶融亜鉛合金めっき浴に10~20秒間2次浸漬されることが好ましい。
本発明の一側面によるめっき鋼線は、素地鋼線及び亜鉛合金めっき層を含むことができる。本発明の素地鋼線は、特定の種類の鋼線に限定されるものではなく、溶融亜鉛めっき又は溶融亜鉛合金めっきに用いられるあらゆる種類の鋼線を含む意味として解釈することができる。
以下では、本発明の亜鉛合金めっき層の組成についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、合金組成の含量に係る%は重量%を意味する。
Mgは亜鉛合金めっき層の耐食性向上に非常に重要な役割を果たす元素である。Mgは亜鉛合金めっき層内に含有され、過酷な腐食環境で耐食性向上効果の少ない亜鉛酸化物系腐食生成物の生成を抑制することができ、緻密で耐食性向上効果の大きい亜鉛水酸化物系腐食生成物をめっき層の表面で安定化させることができる。したがって、このような効果を達成するために、本発明のMg含量は1.0%以上であることがよい。ただし、Mnの含量が過剰に添加された場合、Mgの添加による耐食性向上効果が飽和に達し、Mgが酸化して形成される酸化性ドロス(dross)が溶融亜鉛合金めっき浴の液面で急激に増加するため、本発明のMg含量は2.0%以下に制限する。
Alは、Mgが添加された溶融亜鉛合金めっき浴内でMgの酸化反応によって発生するドロスを減少させるために添加される元素である。また、AlはZn及びMgと組み合わせてめっき鋼線の耐食性を向上させることができる元素である。したがって、このような効果を達成するために、本発明のAl含量は1.0%以上であることがよい。好ましいAl含量は1.5%以上である。ただし、Al含量が過剰に添加された場合、溶融亜鉛合金めっき浴に浸漬された鋼線のFe溶出量が急激に増加するようになり、Fe合金系ドロスが形成される虞がある。また、溶融亜鉛合金めっき浴内にAl-Zn金属組織が形成されてめっき浴の温度が上昇し、亜鉛合金めっき層内に形成されたAl-Zn金属組織は、亜鉛合金めっき層の加工性を阻害する虞がある。したがって、本発明のAl含量は3.0%以下であることがよい。好ましいAl含量は2.8%以下である。
本発明の亜鉛合金めっき層に含まれるFeは、素地鋼板のFeと溶融亜鉛合金めっき浴のZnが反応してFe-Znを形成することにより亜鉛合金めっき層に流入される元素である。本発明は、亜鉛合金めっき層の界面部にFe-Zn-Al系結晶組織を形成してめっき層の密着性を確保するため、本発明の亜鉛合金めっき層に含まれるFe含量は0.5%以上であることがよく、好ましいFe含量は0.8%以上である。一方、亜鉛合金めっき層内に流入されるFe含量が過剰な場合、亜鉛合金めっき層の硬度が過度に上昇し、局部的な耐食性が低下する現象が発生する虞がある。したがって、本発明の亜鉛合金めっき層に含まれるFe含量は5.0%以下であることがよく、好ましいFe含量は4.3%以下である。
本発明の亜鉛合金めっき層は、Zn/MgZn2/Alの3元系工程組織、Zn単相組織及びFe-Zn-Al系結晶組織を含むことができる。Fe-Zn-Al系結晶組織は素地鋼線と隣接して形成され、亜鉛合金めっき層の平均厚さに対して1/5~1/2の平均厚さを有するように形成されることがよい。すなわち、Fe-Zn-Al系結晶組織は、素地鋼線との界面から、亜鉛合金めっき層の平均厚さに対する1/5~1/2厚さの領域まで形成されるため、亜鉛合金めっき層と素地鋼線との密着性を効果的に確保することができる。したがって、本発明のめっき鋼線の加工時に亜鉛合金めっき層におけるクラック発生または亜鉛合金めっき層の剥離現象を効果的に防止することができるため、本発明のめっき鋼線は優れた加工性を確保することができる。
本発明の一側面によるめっき鋼線の製造方法は、溶融亜鉛めっき浴に素地鋼線を1次浸漬して亜鉛めっき鋼線を提供し、上記1次浸漬された亜鉛めっき鋼線を溶融亜鉛合金めっき浴に2次浸漬して亜鉛合金めっき鋼線を提供し、上記2次浸漬された亜鉛合金めっき鋼線を15~50℃/sの冷却速度で冷却する。
酸洗、洗浄脱脂等の工程により素地鋼線を清浄化処理し、フラックス処理を実施する。このような前処理工程を経た素地鋼線を440~460℃の溶融亜鉛めっき浴に10~20秒間1次浸漬して亜鉛めっき鋼線を製造する。したがって、1次浸漬された亜鉛めっき鋼線には、主成分がZnである亜鉛めっき層が形成されることになる。
所定のZn-Al-Mg含有複合インゴットあるいは個別成分が含有されたZn-Mg、Zn-Alインゴットを使用して、重量%で、Al:1.0~3.0%、Mg:1.0~2.0%、残りはZn及び不可避な不純物からなる溶融亜鉛合金めっき浴を製造する。これらのインゴットを溶融するのに適切な温度範囲は440~520℃である。インゴットの溶融温度が高いほど、めっき浴内の流動性が確保され、また、均一な組成が可能であり、浮遊ドロスの発生量を減少させることができるため、440℃以上の温度範囲でインゴットを加熱して溶解することがよい。ただし、溶融亜鉛合金めっき浴の温度が520℃を超える場合、Znの蒸発によるアッシュ(ash)性表面欠陥が発生する虞があるため、インゴットの溶融温度も520℃以下に制限することが好ましい。好ましくは、インゴットの溶融の初期段階で溶融亜鉛合金めっき浴の温度を500~520℃レベルに保持して溶解を開始した後、溶融亜鉛合金めっき浴の温度を安定化させ、440~480℃の温度範囲で溶解を完了することが好ましい。
1次浸漬された亜鉛めっき鋼線をZnの融点以下の温度範囲まで冷却した後、上記の過程を経て準備された溶融亜鉛合金めっき浴に浸漬する。
一般に、めっき浴内の成分中、Alの含量が高くなると、融点が高くなるため、めっき浴の内部設備が侵食され、装置の寿命短縮を招くだけでなく、めっき浴内のFe合金ドロスが増加してめっき材の表面が不良になる虞がある。しかし、本発明の溶融亜鉛系めっき浴のAlの含量は1.0~2.0%と比較的に低いレベルであるため、溶融亜鉛合金めっき浴の温度を必要以上に高く設定する必要はない。したがって、2次浸漬に提供される溶融亜鉛合金めっき浴の温度は、通常のめっき浴の温度を適用することができ、好ましくは440~480℃の温度範囲を適用することができる。また、2次浸漬時間も、亜鉛合金めっき層の厚さなどを考慮して適切に適用することができ、好ましくは10~20秒間の2次浸漬が行われることがよい。
1次浸漬によって素地鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層は、2次浸漬時に一部または全部が再溶解され、このとき、亜鉛合金めっき溶液に含まれたAl成分が素地鋼板との界面側に拡散移動する。
2次浸漬が完了した亜鉛合金めっき鋼線は15~50℃/sの冷却速度で冷却されることがよく、好ましくは2次浸漬が終了した直後15~50℃/sの冷却速度で亜鉛合金めっき鋼線を冷却されることである。すなわち、溶融亜鉛合金めっき浴の湯面から冷却が開始されることがよい。Zn単相組織の柱状晶の粗大化を防止し、Zn/MgZn2の2元系工程組織の形成を防止するために、本発明の冷却速度は15℃/s以上であることがよい。Zn単相組織の柱状晶の平均間隔が5μmを超える場合、Zn単相組織の柱状性が過度に粗大化するため、均一な耐食性が確保できない。また、めっき層内に形成されたZn/MgZn2の2元系工程組織は、めっき鋼線の加工時にクラックを誘発するため、均一な耐食性及び加工性を損なう虞がある。一方、冷却速度が過度な場合、Zn単相組織の柱状晶が過度に微細化して局部的に均一でない耐食性が発現される虞があり、Fe-Zn-Al系組織の拡散が不十分となり界面層に密集して結晶組織が形成されるため、溶融亜鉛合金めっき層と素地鋼線との十分な結合力が期待できず、それによりめっき鋼線の加工性が劣る虞がある。
(実施例)
重量%で、C:0.82%、Si:0.2%、Mn:0.5%、P:0.003%、残りはFe及び不可避な不純物からなり、5mmの直径を有する鋼線を試験片として準備した後、脱脂及び酸洗を実施し、塩化亜鉛(ZnCl2)及び塩化アンモニウム(NH4Cl)を主成分とするフラックスを用いてフラックス処理を実施した。その後、0.2wt%のAlを含み、460℃に加熱された溶融亜鉛めっき浴にフラックス処理された鋼線を15秒間1次浸漬し、溶融亜鉛めっき層の平均厚さを20μmに調節した後、Znの融点以下の温度まで冷却した。以後、以下の表1のめっき層組成と対応する組成(Fe成分を除く)を有する460℃のZn-Mg-Al系めっき浴に15秒間浸漬した後、冷却条件をそれぞれ別に適用してめっき鋼線を製造した。
図1及び図2に示したとおり、発明例1の場合、Zn単相組織の面積分率は約85%レベルであり、Zn単相組織の柱状晶の平均間隔は3μmレベルであって、Zn単相組織の柱状晶が微細に形成されたことが確認できる。また、発明例1の場合、Fe-Zn-Al系結晶組織は、全体めっき層の厚さに対して界面から約1/5レベルで形成され、Zn/MgZn2/Alの3元系工程組織がZn単相組織の間に均一に分布することが確認できる。
図3及び図4に示したとおり、比較例1の場合、Zn単相組織の面積分率は約50%レベルであり、Zn単相組織の柱状晶の平均間隔は15μmレベルであって、Zn単相組織の柱状晶が粗大に形成されたことが確認できる。また、比較例1の場合、Fe-Zn-Al系結晶組織は、全体めっき層の厚さに対して界面から約1/6レベルに薄く形成され、Zn/MgZn2の2元系粗大工程組織が混入され、全体的に組織が不均一に分布することが確認できる。
図5に示したとおり、発明例1の場合、伸線後、めっき層の表面にクラックが発生しないことが確認できる。一方、図6に示したとおり、比較例1の場合、伸線後、めっき層の表面にクラックが発生したことが確認できる。
したがって、本発明の一側面によるめっき鋼線及びその製造方法は、加工性及び耐食性を効果的に確保しためっき鋼線及びその製造方法を提供することができる。
Claims (6)
- 素地鋼線及び亜鉛合金めっき層を含み、
前記亜鉛合金めっき層は、重量%で、Al:1.0~3.0%、Mg:1.0~2.0%、Fe:0.5~5.0%、残りはZn及び不可避な不純物からなり、Zn/MgZn2/Alの3元系工程組織、Zn単相組織及びFe-Zn-Al系結晶組織を含み、
前記Fe-Zn-Al系結晶組織は、前記素地鋼線に隣接して形成され、前記亜鉛合金めっき層の平均厚さに対して1/5~1/2の平均厚さを有し、
前記亜鉛合金めっき層の断面において、Zn単相組織の柱状晶の平均間隔は1~5μmであることを特徴とするめっき鋼線。 - 前記亜鉛合金めっき層の断面において、前記Zn/MgZn2/Alの3元系工程組織及び前記Zn単相組織が占める面積のうち、前記Zn単相組織が占める面積分率は60%以上であることを特徴とする請求項1に記載のめっき鋼線。
- 溶融亜鉛めっき浴に素地鋼線を1次浸漬して亜鉛めっき鋼線を製造する段階と、
前記1次浸漬された亜鉛めっき鋼線を溶融亜鉛合金めっき浴に2次浸漬して亜鉛合金めっき鋼線を製造する段階と、
前記2次浸漬された亜鉛合金めっき鋼線を15~50℃/sの冷却速度で冷却する段階と、を含み、
前記溶融亜鉛合金めっき浴は、重量%で、Al:1.0~3.0%、Mg:1.0~2.0%、残りはZn及び不可避不純物からなり、
前記亜鉛合金めっき鋼線の亜鉛合金めっき層は、Zn/MgZn 2 /Alの3元系工程組織、Zn単相組織及びFe-Zn-Al系結晶組織を含み、
前記Fe-Zn-Al系結晶組織は、前記素地鋼線に隣接して形成され、前記亜鉛合金めっき層の平均厚さに対して1/5~1/2の平均厚さを有し、
前記亜鉛合金めっき層の断面において、Zn単相組織の柱状晶の平均間隔は1~5μmであることを特徴とするめっき鋼線の製造方法。 - 前記素地鋼線は、440~460℃の前記溶融亜鉛めっき浴に10~20秒間1次浸漬されることを特徴とする請求項3に記載のめっき鋼線の製造方法。
- 前記1次浸漬された亜鉛めっき鋼線をZnの融点以下の温度範囲まで冷却して前記溶融亜鉛合金めっき浴に2次浸漬することを特徴とする請求項3に記載のめっき鋼線の製造方法。
- 前記亜鉛めっき鋼線は、440~460℃の前記溶融亜鉛合金めっき浴に10~20秒間2次浸漬されることを特徴とする請求項3に記載のめっき鋼線の製造方法。
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