JP7417102B2 - 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 - Google Patents
溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7417102B2 JP7417102B2 JP2020100074A JP2020100074A JP7417102B2 JP 7417102 B2 JP7417102 B2 JP 7417102B2 JP 2020100074 A JP2020100074 A JP 2020100074A JP 2020100074 A JP2020100074 A JP 2020100074A JP 7417102 B2 JP7417102 B2 JP 7417102B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- plating layer
- region
- steel material
- mixed structure
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 114
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 114
- 229910018134 Al-Mg Inorganic materials 0.000 title claims description 40
- 229910018467 Al—Mg Inorganic materials 0.000 title claims description 40
- 238000007747 plating Methods 0.000 claims description 173
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 89
- 229910017706 MgZn Inorganic materials 0.000 claims description 31
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 claims description 30
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 claims description 30
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 claims description 27
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 23
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 17
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 191
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 132
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 66
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 66
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 25
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 14
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 12
- 238000010587 phase diagram Methods 0.000 description 11
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 238000000034 method Methods 0.000 description 10
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 7
- 238000013507 mapping Methods 0.000 description 7
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 7
- 229910019018 Mg 2 Si Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 5
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 5
- 229910017708 MgZn2 Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 3
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 3
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 3
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- 229910018571 Al—Zn—Mg Inorganic materials 0.000 description 2
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 2
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000001035 drying Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 2
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M Chloride anion Chemical compound [Cl-] VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 206010015150 Erythema Diseases 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000655 Killed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910019142 PO4 Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 239000004566 building material Substances 0.000 description 1
- ZCDOYSPFYFSLEW-UHFFFAOYSA-N chromate(2-) Chemical compound [O-][Cr]([O-])(=O)=O ZCDOYSPFYFSLEW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000007739 conversion coating Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000005238 degreasing Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000004993 emission spectroscopy Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 1
- 238000009616 inductively coupled plasma Methods 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 230000000737 periodic effect Effects 0.000 description 1
- NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-K phosphate Chemical compound [O-]P([O-])([O-])=O NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-K 0.000 description 1
- 239000010452 phosphate Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 1
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 1
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
Description
本発明は、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材に関する。
家電、自動車、建材または土木の分野では、耐食性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材が使用されることが多い。特許文献1～６には、各種の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材が記載されている。先に例示した分野では、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材を所定の部品形状になるように切断することで鋼材断面が露出する場合があり、また、所定の部品形状になるように曲げ加工等の塑性加工が施されることでめっき層が変形する場合がある。
特許文献１には、鋼板の表面に、Ｍｇ：１～１０重量％、Ａｌ：２～１９重量％、Ｓｉ：０．０１～２重量％を含有し、かつ、ＭｇとＡｌが下式、Ｍｇ（％）＋Ａｌ（％）≦２０％を満たし、残部がＺｎ及び不可避的不純物よりなるＺｎ合金めっき層を有し、Ｚｎ合金めっき層が〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に〔Ｍｇ２Ｓｉ相〕と〔ＭｇＺｎ２相〕及び〔Ｚｎ相〕が混在した金属組織を有する耐食性に優れためっき鋼板が記載されている。
特許文献２には、Ａｌ：４.０～１０重量％、Ｍｇ：１.０～４.０重量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層を鋼板表面に形成した溶融Ｚｎ基めっき鋼板であって、当該めっき層が、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ相〕が混在した金属組織を有する耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき鋼板が記載されている。
特許文献３には、鋼板の片面または両面に、Ａｌ：４～１０質量％、Ｍｇ：１～５質量％、Ｔｉ：０．０１質量％以下を含有し残部が亜鉛及び不可避的不純物よりなる亜鉛系めっき層を有し、中間層としてクロメート皮膜もしくはりん酸塩被膜の化成被膜を有し、上層として０．２～１００μｍ厚の有機被膜層を有する鮮映性の優れた高耐食性塗装鋼板が記載されている。
特許文献４には、Ｍｇ：２．８％以上、Ａｌ：１０．５％以上、Ｓｉ：０．０１～０．５％含有し、残りがＺｎおよび不可避的不純物よりなるＺｎ合金めっき層を有し、このＺｎ合金めっき層中でＭｇ２Ｚｎ１１／ＭｇＺｎ２のＸ線強度比が０．５以下である均一外観を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉめっき鋼板が記載されている。
特許文献５には、鋼板と、４質量％以上２２質量％以下のＡｌと、１質量％以上５質量％以下のＭｇとを含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物を含む溶融めっき層と、を備え、溶融めっき層の表面に平行な前記溶融めっき層の断面における、Ａｌ相の（２００）面のＸ線回折強度Ｉ（２００）とＡｌ相の（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ（１１１）との比である回折強度比Ｉ（２００）／１（１１１）が、０．８以上であるＺｎ－ＡＩ一Ｍｇ系溶融めっき鋼板が記載されている。
特許文献６には、鋼材の表面に、Ａｌ：５～１８質量％、Ｍｇ：１～１０質量％、Ｓｉ：０．０１～２質量％、残部Ｚｎ及び不可避的不純物とからなるめっき層を有するめっき鋼材表面に、〔Ａｌ相〕が１ｍｍ２当たり２００個以上存在する表面性状に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉめっき鋼材が記載されている。
上述のように、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材を所定の部品形状に切断すると、切断面を含む端部に、鋼材とめっき層の断面が現れる。鋼板断面にはめっき層が存在しないため、耐食性が劣位になる場合がある。また、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材に対して曲げ加工等の塑性加工を施すと、曲げ部においてめっき層が変形し、この変形箇所から腐食が進展する場合がある。
このため、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材には、端部の耐食性の向上と、加工部の耐食性の向上とがより一層強く求められている。
このため、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材には、端部の耐食性の向上と、加工部の耐食性の向上とがより一層強く求められている。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、端部の耐食性及び加工部の耐食性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材を提供することを課題とする。
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］ 鋼材と、前記鋼材の表面に形成されためっき層とを備え、
前記めっき層は、平均組成で、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：４～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、前記めっき層の断面における面積率で１０～７０％の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を含んでおり、
前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕には、Ｚｎ濃度が７５質量％以上８５質量％未満の範囲である第１領域と、前記第１領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が６７質量％以上７５質量％未満の範囲である第２領域とを含み、
前記めっき層の断面での前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における前記第２領域の面積率が４０％以上８０％以下であることを特徴とする溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［２］ 前記めっき層の平均組成が、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：８～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物であり、
前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕には、前記第１領域と、前記第２領域と、前記第２領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が５５質量％以上６７質量％未満の範囲である第３領域とを含むことを特徴とする［１］に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［３］ 前記めっき層をめっき厚方向の１／２位置にて前記鋼材側とめっき層表面側とに２等分に分割した場合に、前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点のうちの個数割合で６０％以上の核生成点が、前記めっき層の鋼材側の領域に存在することを特徴とする［１］または［２］に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［４］ 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～２質量％のＳｉを含有することを特徴とする［１］乃至［３］の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［５］ 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１～２質量％の範囲で含有することを特徴とする［１］乃至［４］の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［６］ 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％の範囲で含有することを特徴とする［１］乃至［５］の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［１］ 鋼材と、前記鋼材の表面に形成されためっき層とを備え、
前記めっき層は、平均組成で、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：４～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、前記めっき層の断面における面積率で１０～７０％の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を含んでおり、
前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕には、Ｚｎ濃度が７５質量％以上８５質量％未満の範囲である第１領域と、前記第１領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が６７質量％以上７５質量％未満の範囲である第２領域とを含み、
前記めっき層の断面での前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における前記第２領域の面積率が４０％以上８０％以下であることを特徴とする溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［２］ 前記めっき層の平均組成が、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：８～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物であり、
前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕には、前記第１領域と、前記第２領域と、前記第２領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が５５質量％以上６７質量％未満の範囲である第３領域とを含むことを特徴とする［１］に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［３］ 前記めっき層をめっき厚方向の１／２位置にて前記鋼材側とめっき層表面側とに２等分に分割した場合に、前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点のうちの個数割合で６０％以上の核生成点が、前記めっき層の鋼材側の領域に存在することを特徴とする［１］または［２］に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［４］ 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～２質量％のＳｉを含有することを特徴とする［１］乃至［３］の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［５］ 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１～２質量％の範囲で含有することを特徴とする［１］乃至［４］の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
［６］ 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％の範囲で含有することを特徴とする［１］乃至［５］の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
本発明によれば、端部の耐食性及び加工部の耐食性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材を提供できる。
溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、Ｍｇと、Ａｌと、残部Ｚｎ及び不純物を含む成分を有し、金属組織として、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、〔ＭｇＺｎ２相〕、〔Ｚｎ相〕、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の少なくとも１種が混在しためっき層を有している。また、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇに加えて溶融めっき層にＳｉが含有される場合は、上記の相及び組織に加え、〔Ｍｇ２Ｓｉ相〕が含まれることがある。めっき層を形成する際には、Ｍｇ、Ａｌ及びＺｎを含むめっき浴に鋼材を浸漬させてから鋼材を引き上げることにより、鋼材表面に付着させた溶融金属を凝固させる。めっき層が凝固する際には、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕が晶出し、その後、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地が晶出することで形成される。
このような溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材の端部の耐食性を向上させるために本発明者らが鋭意検討したところ、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕が腐食の初期の起点になることを突き止めた。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇの三元系平衡状態図における高温のＡｌ″相（Ｚｎを固溶するＡｌ固溶体であって少量のＭｇを含むことが多い）に由来するものであり、状態図によれば、常温では微細なＺｎ相と微細なＡｌ相とを含む状態にある。この〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の構造について詳細に検討したところ、Ｚｎ濃度が比較的高い第１領域とＺｎ濃度が比較的低い第２領域とに分けることができ、第２領域の存在割合がある範囲から外れると端部の耐食性及び加工部の耐食性が低下する傾向にあることがわかった。そして、従来の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、第２領域の存在割合が、今回判明した好ましい範囲から外れていることがわかった。そこで、第２領域の存在割合を適切な範囲にするための製造条件を選択することで、端部の耐食性及び加工部の耐食性が更に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材が得られることを知見した。
本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材と、鋼材の表面に形成されためっき層とを備え、めっき層は、平均組成で、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：４～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、めっき層には、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、めっき層の断面における面積率で１０～７０％の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を含んでおり、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕には、Ｚｎ濃度が７５質量％以上８５質量％未満の範囲である第１領域と、第１領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が６７質量％以上７５質量％未満の範囲である第２領域とを含み、めっき層の断面での〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における第２領域の面積率が４０％以上８０％以下である。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層の平均組成が、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：８～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物である場合に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕に、第１領域と、第２領域と、第２領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が５５質量％以上６７質量％未満の範囲である第３領域とが含まれていてもよい。
更に、めっき層をめっき厚方向の１／２位置にて鋼材側とめっき層表面側とに２等分に分割した場合に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点のうちの個数割合で６０％以上の核生成点が、めっき層の鋼材側の領域に存在することが好ましい。
以下、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材について説明する。
また、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層の平均組成が、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：８～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物である場合に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕に、第１領域と、第２領域と、第２領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が５５質量％以上６７質量％未満の範囲である第３領域とが含まれていてもよい。
更に、めっき層をめっき厚方向の１／２位置にて鋼材側とめっき層表面側とに２等分に分割した場合に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点のうちの個数割合で６０％以上の核生成点が、めっき層の鋼材側の領域に存在することが好ましい。
以下、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材について説明する。
めっき層の下地となる鋼材は、材質に特に制限はない。材質として、一般鋼、Ａｌキルド鋼や一部の高合金鋼に適用することが可能であり、形状にも特に制限はない。また、鋼材には、Ｎｉプレめっきを施してもよい。鋼材に対して後述する溶融めっき法を適用することで、本実施形態に係るめっき層が形成される。
次に、めっき層の化学成分について説明する。
本実施形態に係るめっき層は、平均組成で、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：４～２２質量％を含有し、残部としてＺｎおよび不純物を含んでいる。また、めっき層は、平均組成で、Ｓｉ：０．０００１～２質量％を含有していてもよい。更に、めっき層は、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％含有していてもよい。更にまた、めっき層は、平均組成で、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％を含有していてもよい。
本実施形態に係るめっき層は、平均組成で、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：４～２２質量％を含有し、残部としてＺｎおよび不純物を含んでいる。また、めっき層は、平均組成で、Ｓｉ：０．０００１～２質量％を含有していてもよい。更に、めっき層は、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％含有していてもよい。更にまた、めっき層は、平均組成で、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％を含有していてもよい。
Ｍｇの含有量は、平均組成で１～１０質量％の範囲である。Ｍｇは、めっき層の耐食性を向上させるために必要な元素である。めっき層中のＭｇの含有量が１質量％未満では、耐食性を向上させる効果が不十分になり、１０質量％を超えるとめっき浴でのドロス発生が著しくなり、安定的にめっき鋼材を製造するのが困難となる。耐食性とドロス発生のバランスの観点から、好ましくは１．５～６質量％とする。より好ましくは２～５質量％の範囲とする。
Ａｌの含有量は、平均組成で４～２２質量％の範囲である。Ａｌは、耐食性を確保するために必要な元素である。めっき層中のＡｌの含有量が４質量％未満では、耐食性を向上させる効果が不十分になり、２２質量％を超えると耐食性を向上させる効果が飽和する。耐食性の観点から、好ましくは８～２２質量％とする。より好ましくは９～１３質量％とする。
また、めっき層は、Ｓｉを０．０００１～２質量％の範囲で含有していてもよい。Ｓｉは、めっき層の密着性を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉを０．０００１質量％以上含有させることで密着性を向上させる効果が発現するため、Ｓｉを０．０００１質量％以上含有させることが好ましい。一方、２質量％を超えて含有させてもめっき密着性を向上させる効果が飽和するため、Ｓｉの含有量は２質量％以下とする。めっき密着性の観点からは、０．０２～１質量％の範囲にしてもよく、０．０３～０．８質量％の範囲にしてもよい。
また、めっき層中には、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％含有していてもよい。これらの元素を含む金属間化合物は、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の晶出核として作用し、〔Ａｌ／ＭｇＺｎ２／Ｚｎの三元共晶組織〕をより微細、均一にして、めっき層の外観や平滑性を向上させる。これらの元素の１種または２種以上を合計で０．０００１～２質量％とした理由は、０．０００１質量％未満では、凝固組織を微細均一にする効果が不十分になるためであり、２質量％を超えると、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕を微細化させる効果が飽和するばかりか、逆にめっき層の表面粗度を大きくして外観が悪くなるため、上限を２質量％とする。特に外観向上を目的として添加する場合、０．００１～０．５質量％を含有させることが望ましい。より好ましくは０．００１～０．０５質量％の範囲であり、さらに好ましくは０．００２～０．０１質量％の範囲である。
めっき層中には、平均組成で、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆの１種又は２種以上を合計で０．０００１～２質量％を含有していてもよい。これらの元素を含有することで、さらに耐食性を改善することができる。ＲＥＭは、周期律表における原子番号５７～７１の希土類元素の１種または２種以上である。
めっき層の化学成分の残部は、亜鉛及び不純物である。
次に、めっき層の組織について説明する。本実施形態に係るめっき層は、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、面積率で１０～７０％の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を含んでいる。また、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中には、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の他に、〔ＭｇＺｎ２相〕、〔Ｚｎ相〕が含まれてもよく、また、溶融めっき層にＳｉが含まれる場合は、〔Ｍｇ２Ｓｉ相〕が含まれていてもよい。
〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕とは、Ａｌ相と、Ｚｎ相と、金属間化合物であるＭｇＺｎ２相との三元共晶組織であり、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２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相を固溶するＡｌ固溶体であり、少量のＭｇを含むことが多い）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主体相と微細なＺｎ主体相に分離して現れる。また、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕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。〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕中のＭｇＺｎ２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、その他の元素を固溶していても少量であると考えられ、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／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕と表す。
次に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕について説明する。本実施形態では、高温相のＡｌ相が冷却時に微細なＺｎ主体相と微細なＡｌ主体相に分離して形成された組織を〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕と称する。なお、Ｚｎ主体相は、ＡｌとＭｇを固溶することがある。Ａｌ主体相は、ＺｎとＭｇを固溶することがある。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は、走査型電子顕微鏡の反射電子像において、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２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相を固溶する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濃度に応じて固溶する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主体相と微細なＺｎ主体相に分離するが、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、その他の添加元素を固溶していないか、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″相に由来し且つ形状的にはＡｌ″相の形骸を留めている組織を本明細書では〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕と呼ぶ。この〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕を形成しているＡｌ相とは走査型電子顕微鏡の反射電子像において明瞭に区別できる。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は、走査型電子顕微鏡の反射電子像において、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２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相を固溶する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濃度に応じて固溶する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主体相と微細なＺｎ主体相に分離するが、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、その他の添加元素を固溶していないか、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″相に由来し且つ形状的にはＡｌ″相の形骸を留めている組織を本明細書では〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕と呼ぶ。この〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕を形成しているＡｌ相とは走査型電子顕微鏡の反射電子像において明瞭に区別できる。
めっき層の断面における〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率は１０～７０％の範囲である必要がある。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率がこの範囲であれば、端部及び加工部の耐食性を向上させることができる。
面積率の測定方法は、めっき層の断面を走査型電子顕微鏡の反射電子像で観察する。倍率を１０００倍に拡大した状態で、５箇所の写真を撮影する。写真は、めっき層の厚み全体が視野に入るように撮影する。写真撮影位置はランダムに選択する。面積率の計算結果を受けて撮影位置を任意に再選択してはならない。更に、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置を用いて、撮影した写真に対応する元素マッピングデータを取得し、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を特定する。そして、全部の断面写真に現れている〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の全断面積を測定し、これを、全部の断面写真に現れているめっき層の断面積で除することで、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率を測定する。
また、〔Ｚｎ相〕とは、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２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、その他の添加元素を固溶していないか、固溶していても極微量であると考えられる。この〔Ｚｎ相〕は〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕を形成しているＺｎ相とは走査型電子顕微鏡の反射電子像において明瞭に区別できる。本実施形態のめっき層には、製造条件により〔Ｚｎ相〕が含まれる場合も有るが、実験では平面部耐食性向上に与える影響はほとんど見られなかったため、めっき層に〔Ｚｎ相〕が含まれても特に問題はない。
また、〔ＭｇＺｎ２相〕とは、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２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を分散・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、その他の添加元素を固溶していないか、固溶していても極微量であると考えられる。この〔ＭｇＺｎ２相〕は〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕を形成しているＭｇＺｎ２相とは走査型電子顕微鏡の反射電子像において明瞭に区別できる。本実施形態のめっき層には、製造条件により〔ＭｇＺｎ２相〕が含まれない場合も有るが、ほとんどの製造条件ではめっき層中に含まれる。
また、〔Ｍｇ２Ｓｉ相〕とは、Ｓｉを含有する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る。状態図で見る限りＺｎ、Ａｌ、その他の添加元素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〕はめっき中では走査型電子顕微鏡の反射電子像において明瞭に区別できる。
次に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の微細構造について説明する。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は、上述のように、高温でのＡｌ″相の形骸を留めた島状の形状を示す。また、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織の内部構造〕は、状態図によると常温で微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離した形態を示すと推測される。
一方、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕のＺｎ濃度の分布を見ると、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は少なくとも、第１領域と、第１領域の内側にあって第１領域よりも平均Ｚｎ濃度が低い第２領域とに区分できる。また、めっき層の平均Ａｌ濃度が８～２２質量％の場合は、第２領域の内側に、第２領域よりも平均Ｚｎ濃度が低い第３領域が含まれる。第１領域は、めっき層を断面視した場合に〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の最も外側に位置しており、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕との境界を構成している。第２領域は、第１領域の内側にあり、第３領域は、第２領域の更に内側にある。
第１領域は、Ｚｎ濃度が７５質量％以上８５質量％未満の領域であり、第２領域は、Ｚｎ濃度が６７質量％以上７５質量％未満の領域であり、第３領域は、Ｚｎ濃度が５５質量％以上６７質量％未満の領域である。Ｚｎ以外の残部は、Ａｌ及び不純物である。また、めっき層がＳｉを含有する場合は、第１領域、第２領域及び第３領域の何れかまたは全部の領域にＳｉが含まれる場合がある。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における第２領域の割合は、めっき層を断面視した場合の面積率で、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕に対して４０％以上８０％以下の範囲である必要があり、４０％超８０％以下であることが好ましく、５０～７０％の範囲であってもよい。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における第２領域はその存在割合が上記の範囲であることで、端部の耐食性および加工部の耐食性が向上する。第２領域が４０％未満では、第２領域の腐食によって生成する腐食生成物が少なくなり、鋼材の端部や加工部を腐食生成物によって防食できなくなる。また、第２領域が８０％を超えると、局所的に腐食する可能性が高くなる。腐食が開始されると、めっき層の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕のうち、特にＺｎ濃度６７質量％以上７５質量％未満の第２領域が優先的に腐食されることを確認している。従って、腐食の起点となる第２領域を所定の範囲にして、鋼材の端部または加工部を腐食生成物によって防食することで、端部や加工部の耐食性が向上するものと推測される。
なお、第１領域及び第３領域の面積率については特に限定する必要はない。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の微細構造の特定方法について説明する。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の微細構造の特定方法は、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率の測定に用いた写真の元素マッピングデータを活用する。まず、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕内部のＺｎ濃度の分布を分析する。分析する際は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置を用い、ＳＥＭの加速電圧を１５ｋＶに設定する。この場合、特性Ｘ線の脱出深さの関係から、実質上、Ｚｎ濃度は約１μｍ２の領域毎に測定される。これをマッピング化することで約１μｍのメッシュでの成分分析が可能になる。その成分分析結果から得られたＺｎ濃度（質量％）を基に、第１領域、第２領域及び第３領域の範囲を決定する。
具体的には、成分分析結果から、Ｚｎ濃度が７５質量％以上８５質量％未満の範囲の領域を第１領域と特定し、Ｚｎ濃度が６７質量％以上７５質量％未満の範囲の領域を第２領域と特定し、Ｚｎ濃度が５５質量％以上６７質量％未満の範囲の領域を第３領域と特定する。そして、それぞれの領域の断面積を測定する。以上の測定を、全ての写真に現れている全部の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕について実施し、全部の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における第２領域の全面積を測定する。そして、第２領域の全面積を、測定対象とした〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織の全断面積〕で除することで、第２領域の面積率を測定する。
本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、後述するように、鋼材をめっき浴に浸漬させてから鋼材を引き上げることにより、鋼材表面に付着させた溶融金属を凝固させることにより形成する。前述したように、めっき層が凝固する際には、まず〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕が晶出し、その後、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地が晶出する。最初に晶出する〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇの三元系平衡状態図における高温のＡｌ″相に由来し、この高温のＡｌ″相は、最終的に、本実施形態における〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕となる。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕においては、まず、溶融金属中において発生する核生成点が起点となり、核生成点から一次アームが成長し、更に一次アームから二次アームが生成する。そのため、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕は、核生成点を起点とするデンドライト状の組織になっている。
そして、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材では、めっき層をめっき厚方向の１／２位置にて鋼材側とめっき層表面側とに２等分に分割した場合に、Ａｌ・Ｚｎ混合組織の核生成点のうちの個数割合で６０％以上の核生成点が、めっき層の鋼材側の領域に存在することが好ましい。これにより、めっき層の構成組織のうち、腐食の初期の起点となる〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕が、鋼材側の領域に多く存在するようになり、めっき層の表面側の領域における〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の存在割合が少なくなる。これにより、めっき層の加工部の耐食性がより高められる。
また、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕が鋼材側の領域に多く存在することで、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材を任意の位置で切断した場合の切断端面における鋼材の犠牲防食性の向上も期待できる。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕が鋼材の近くにあるため、Ａｌ・Ｚｎ混合組織の腐食によって生成する腐食生成物が鋼材を直ちに覆うことが可能となり、鋼材の端面および加工部の広い範囲に渡って犠牲防食性が向上するようになる。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点の分布の測定方法は、次の通りとする。まず、めっき層の断面観察を行うことでめっき層の厚みを測定する。続いて、めっき層の表面において、一辺が１ｍｍの正方形の領域を測定領域とする。次いで、測定領域におけるめっき層を表面から徐々に研削し、新たに現れた研削面を電子顕微鏡によって観察する。具体的には、めっき層の全厚をｔとしたとき、研削によってめっき層表面から深さ方向にｔ／４位置、ｔ／２位置及び３ｔ／４位置を順次露出させ、各研削面において、都度、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の形態を電子顕微鏡で確認する。研削する深さは事前に付与した圧痕の形状変化を観察することで制御する。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における核生成点は、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の一次アーム同士の結合点である。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点から比較的離れた研削面では、一次アームが離散して配置されているように見えるが、核生成点に比較的近い研削面では、４つまたは６つの一次アームが近接するように見える。そこで、各研削面を観察した際に、核生成点が観察中の研削面の鋼材側にあるのか、またはめっき層の表面側にあるかを、各研削面における一次アームの形状の変化から推測する。このようにして、めっき層表面から深さ方向にｔ／４位置、ｔ／２位置及び３ｔ／４位置における研削面において、都度、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の形態を確認することで、核生成点が、ｔ／２位置よりも鋼材側にあるか、めっき層表面側にあるかを確認できる。そして、測定領域内において観察された〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点の全個数のうち、ｔ／２位置よりも鋼材側にある核生成点の個の割合を求める。以上の方法を計５か所の測定領域に対して実施し、得られた値の平均を当該めっき層のｔ／２位置よりも鋼材側にある核生成点の個の割合とする。
めっき層の付着量は、１０～３００ｇ／ｍ２の範囲が好ましく、２０～２５０ｇ／ｍ２の範囲でもよい。めっき層の付着量が少ないと耐食性を十分に確保できない。また、めっき層の付着量が厚すぎると、部品形状等に加工する際にめっき層に割れが生じるおそれがある。
次に、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材の製造方法を説明する。本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、鋼材表面にめっき浴を付着させ、次いで、鋼材をめっき浴から引き上げて鋼材表面に付着した溶融金属を凝固させる所謂溶融めっき法により形成する。
めっき浴の組成は、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：４～２２質量％を含有し、残部としてＺｎおよび不純物を含むものがよい。また、めっき浴には、Ｓｉ：０．０００１～２質量％を含有していてもよい。更に、めっき浴には、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％含有していてもよい。更にまた、めっき浴には、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％を含有していてもよい。
めっき浴の温度は、３８０℃超６００℃以下の範囲が好ましく、４００～６００℃の範囲であってもよい。
めっき浴に浸漬させる前の鋼材は、還元性雰囲気中で加熱することにより、表面を還元処理することが好ましい。例えば、窒素と水素の混合雰囲気中で６００℃以上、望ましくは７５０℃以上で３０秒以上熱処理する。還元処理が終了した鋼材は、めっき浴の温度まで冷却した後、めっき浴に浸漬させる。浸漬時間は例えば１秒以上でよい。めっき浴に浸漬した鋼材を引き上げる際に、ガスワイピングによってめっきの付着量を調整する。付着量は、上述したように、１０～３００ｇ／ｍ２の範囲が好ましく、２０～２５０ｇ／ｍ２の範囲でもよい。
本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材の製造方法では、めっき浴から引き上げ後の冷却条件が重要である。冷却条件は、次の２通りがあり、どちらの条件を採用してもよい。
なお、めっき浴から引き上げた後、３５０℃以上３６５℃未満の温度に到達するまでの冷却条件は、特に限定されるものではなく、通常の冷却条件である５～１０℃／秒程度であればよい。
なお、めっき浴から引き上げた後、３５０℃以上３６５℃未満の温度に到達するまでの冷却条件は、特に限定されるものではなく、通常の冷却条件である５～１０℃／秒程度であればよい。
第１の冷却条件は、鋼材をめっき浴から引き上げた後、３５０℃以上３６５℃未満の温度範囲内で一定の温度で保持し、その後に急冷する条件とする。ここでの温度は、溶融金属（めっき層）の表面温度である。３５０℃以上３６５℃未満の温度範囲内で一定の温度で保持する場合の保持時間は、１０～３００秒の範囲が好ましい。また、３５０℃以上３６５℃未満で一定保持後に急冷する場合の平均冷却速度は、２０～１００℃／秒の範囲が好ましい。急冷は、温度保持時間の終了後に直ちに急冷するとよい。また、急冷は、めっき層の温度が１００℃以下になるまで行うとよい。
第２の冷却条件は、鋼材をめっき浴から引き上げた後、３６５℃未満から３５０℃までの間を徐冷し、その後、急冷する条件とする。ここでの温度は、溶融金属（めっき層）の表面温度である。３６５℃未満から３５０℃までの温度範囲を徐冷する場合の平均冷却速度は、０．１～２℃／秒の範囲が好ましい。また、徐冷後に急冷する場合の平均冷却速度は、２０～１００℃／秒の範囲が好ましい。急冷は、徐冷の終了後に直ちに急冷するとよい。また、急冷は、めっき層の温度が１００℃以下になるまで行うとよい。
上記の冷却条件から外れると、第２領域の面積率を４０％～８０％の範囲にすることができなくなる。
以上により、本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材を製造できる。
本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、端部及び加工部における耐食性をより向上できる。
本実施形態の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、端部及び加工部における耐食性をより向上できる。
板厚０．８ｍｍまたは２．３ｍｍのＳＰＣＣ（ＪＩＳ Ｇ３１４１）を脱脂後、東栄社製の溶融めっきシミュレーターでＮ２－Ｈ２雰囲気中で８００℃、６０秒加熱還元処理し、めっき浴温まで冷却した後、表１に示すめっき層の平均組成と同じ組成の５００℃のめっき浴に３秒浸漬し、その後、Ｎ２ワイピングで、めっき付着量を片面で１３５ｇ／ｍ２とした。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の制御は、めっき後の冷却制御で行い、３５０℃以上３６５℃未満の間で２０～３００秒間保持または滞留させ、その後、２０～１００℃／秒の平均冷却速度で１００℃以下まで急冷することで目的とする構成組織とした。発明例２は、３６５℃未満から３５０℃までの間で７．５秒間徐冷（徐冷時の平均冷却速度０．１～２℃／秒の範囲内）した後に１００℃以下まで急冷し、他の発明例は３６４℃で表１に示す保持時間だけ保持してから１００℃以下まで急冷した。比較例５～６は３５０℃以上３６５℃未満の間での保持または徐冷を行わなかった。作製試料Ｎｏ．１の断面ＳＥＭ像の一例として発明例Ｎｏ．１のめっき層の断面写真を図１に示す。結果を表１Ａ、表１Ｂ、表２Ａ及び表２Ｂに示す。
表１Ａ、表１Ｂには、めっき後の冷却条件と、めっき層の平均組成を示す。表２Ａ、表２Ｂには、めっき層断面における〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における第２領域の面積率、第１領域、第２領域及び第３領域の平均Ｚｎ濃度、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点の位置を示す。また、端面耐食性及び加工部耐食性の評価結果を示す。
めっき層の平均組成は、めっき層を剥離して溶解した後、誘導結合プラズマ発光分析法により、めっき層に含まれる元素の含有量を分析することで測定した。
めっき層における〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率は、めっき層の断面を、走査型電子顕微鏡で１０００倍に拡大した状態で、反射電子像を５箇所撮影した。写真は、めっき層の厚み全体が視野に入るように撮影した。写真撮影位置はランダムに選択した。更に、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置を用いて、撮影した写真に対応する元素マッピングデータを取得し、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を特定した。そして、全部の断面写真に現れている〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の全断面積を測定し、これを、全部の断面写真に現れているめっき層の断面積で除することで、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率を測定した。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における第２領域の面積率、第１領域、第２領域及び第３領域の平均Ｚｎ濃度は次のようにして測定した。
めっき層の断面を、走査型電子顕微鏡で１０００倍に拡大した状態で、反射電子像を５箇所撮影した。写真は、めっき層の厚み全体が視野に入るように撮影した。写真撮影位置はランダムに選択した。更に、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置を用いて、撮影した写真に対応する元素マッピングデータを取得し、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を特定した。元素マッピングデータの取得時のＳＥＭの加速電圧は１５ｋＶに設定した。この場合、約１μｍ２の領域毎にＺｎ濃度が測定されるようになり、約１μｍのメッシュでの成分分析が可能になる。元素マッピングデータの成分分析結果から得られたＺｎ濃度（質量％）を基に、第１領域、第２領域及び第３領域の範囲を決定した。
めっき層の断面を、走査型電子顕微鏡で１０００倍に拡大した状態で、反射電子像を５箇所撮影した。写真は、めっき層の厚み全体が視野に入るように撮影した。写真撮影位置はランダムに選択した。更に、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置を用いて、撮影した写真に対応する元素マッピングデータを取得し、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を特定した。元素マッピングデータの取得時のＳＥＭの加速電圧は１５ｋＶに設定した。この場合、約１μｍ２の領域毎にＺｎ濃度が測定されるようになり、約１μｍのメッシュでの成分分析が可能になる。元素マッピングデータの成分分析結果から得られたＺｎ濃度（質量％）を基に、第１領域、第２領域及び第３領域の範囲を決定した。
具体的には、Ｚｎ濃度が７５質量％以上８５質量％未満の範囲の領域を第１領域と特定し、Ｚｎ濃度が６７質量％以上７５質量％未満の範囲の領域を第２領域と特定し、Ｚｎ濃度が５５質量％以上６７質量％未満の範囲の領域を第３領域と特定した。そして、それぞれの領域の断面積を測定した。以上の測定を、全ての写真に現れている全部の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕について実施し、全部の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における第２領域の全面積を測定する。そして、第２領域の全面積を、測定対象とした〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の全断面積で除することで、第２領域の面積率を測定した。
また、第１領域、第２領域及び第３領域のＺｎ濃度の測定結果から、各領域におけるＺｎの平均濃度を求めた。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織の〕核生成点の分布の測定方法は、次の通りとした。まず、めっき層の断面観察を行うことでめっき層の厚みを測定した。続いて、めっき層の表面において、一辺が１ｍｍの正方形の領域を測定領域とした。次いで、測定領域におけるめっき層を表面から徐々に研削し、新たに現れた研削面を電子顕微鏡によって観察した。具体的には、めっき層の全厚をｔとしたとき、めっき層表面から深さ方向にｔ／４位置、ｔ／２位置及び３ｔ／４位置において研削面を順次露出させ、各研削面において、都度、Ａｌ・Ｚｎ混合組織の形態を電子顕微鏡で確認した。研削する深さは事前に付与した圧痕の形状変化を観察して制御した。
〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における核生成点は、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の一次アーム同士の結合点である。〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点から比較的離れた研削面では、一次アームが離散して配置されているように見えるが、核生成点に比較的近い研削面では、4つまたは６つの一次アームが近接するように見える。そこで、各研削面を観察した際に、核生成点が観察中の研削面の鋼材側にあるのか、またはめっき層の表面側にあるかを、各研削面における一次アームの形状の変化から推測した。このようにして、めっき層表面から深さ方向にｔ／４位置、ｔ／２位置及び３ｔ／４位置における研削面において、都度、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の形態を確認することで、核生成点が、ｔ／２位置よりも鋼材側にあるか、めっき層表面側にあるかを確認した。そして、測定領域内において観察された〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点の全個数のうち、ｔ／２位置よりも鋼材側にある核生成点の個の割合を求めた。以上の方法を計５か所の測定領域に対して実施し、得られた値の平均を当該めっき層のｔ／２位置よりも鋼材側にある核生成点の個の割合とした。
表２Ａ、表２Ｂに、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点の位置の欄を設け、めっき層をめっき厚方向の１／２位置にて鋼材側とめっき層表面側とに２等分に分割した場合に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点のうちの個数割合で６０％以上の核生成点が、めっき層の鋼材側の領域に存在する場合を、○とし、そうでない場合を×とした。
（端面耐食性（端部耐食性））
板厚２．３ｍｍの板を使用して得られた合金めっき鋼板を、１００ｍｍ×５０ｍｍに切断し、端面耐食性試験に供した。端面耐食性の評価は屋外曝露試験（環境中の塩化物イオン濃度が１００ｐｐｍ以下の場所である。）で行い、３日後の端面赤錆面積率で評価した。評価基準は下記の通りとし、◎、○、△を合格とした。
板厚２．３ｍｍの板を使用して得られた合金めっき鋼板を、１００ｍｍ×５０ｍｍに切断し、端面耐食性試験に供した。端面耐食性の評価は屋外曝露試験（環境中の塩化物イオン濃度が１００ｐｐｍ以下の場所である。）で行い、３日後の端面赤錆面積率で評価した。評価基準は下記の通りとし、◎、○、△を合格とした。
◎：赤錆面積率 ０％以上２０％未満
○：赤錆面積率 ２０％以上３０％未満
△：赤錆面積率 ３０％以上４０％未満
×：赤錆面積率 ４０％以上１００％以下
○：赤錆面積率 ２０％以上３０％未満
△：赤錆面積率 ３０％以上４０％未満
×：赤錆面積率 ４０％以上１００％以下
（加工部耐食性）
板厚０．８ｍｍの板を使用して得られた合金めっき鋼板を、３０×６０ｍｍに切断し、２Ｔ曲げ後に加工部耐食性に供した。加工部耐食性の評価は、ＣＣＴ試験（塩水噴霧（０．５％ＮａＣｌ、３５℃）６時間→乾燥（５０℃、４５％ＲＨ）３時間→湿潤（５０℃、９５％ＲＨ）１４時間→乾燥（５０℃、４５％ＲＨ）１時間）で行い、頭頂部の赤錆発生サイクル数で評価した。評価基準は下記の通りとし、◎、○、△を合格とした。
板厚０．８ｍｍの板を使用して得られた合金めっき鋼板を、３０×６０ｍｍに切断し、２Ｔ曲げ後に加工部耐食性に供した。加工部耐食性の評価は、ＣＣＴ試験（塩水噴霧（０．５％ＮａＣｌ、３５℃）６時間→乾燥（５０℃、４５％ＲＨ）３時間→湿潤（５０℃、９５％ＲＨ）１４時間→乾燥（５０℃、４５％ＲＨ）１時間）で行い、頭頂部の赤錆発生サイクル数で評価した。評価基準は下記の通りとし、◎、○、△を合格とした。
◎：赤錆発生サイクル数 １００サイクル以上
○：赤錆発生サイクル数 ８０以上１００サイクル未満
△：赤錆発生サイクル数 ６０以上８０サイクル未満
×：赤錆発生サイクル数 ６０サイクル以下
○：赤錆発生サイクル数 ８０以上１００サイクル未満
△：赤錆発生サイクル数 ６０以上８０サイクル未満
×：赤錆発生サイクル数 ６０サイクル以下
図１に示すように、発明例Ｎｏ．１のめっき層は、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を含んでいた。
同様に、発明例のＮｏ．２～４６、比較例Ｎｏ．１～６のめっき層は、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を含んでいた。
表１Ａ、表１Ｂ、表２Ａ及び表２Ｂに示すように、発明例のＮｏ．１～４６の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、いずれも本発明の範囲を満たしており、端面耐食性及び加工部耐食性が良好である。また、表２に示すように、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点の位置が「○」と評価された溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、端面耐食性及び加工部耐食性がより優れている。
同様に、発明例のＮｏ．２～４６、比較例Ｎｏ．１～６のめっき層は、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を含んでいた。
表１Ａ、表１Ｂ、表２Ａ及び表２Ｂに示すように、発明例のＮｏ．１～４６の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、いずれも本発明の範囲を満たしており、端面耐食性及び加工部耐食性が良好である。また、表２に示すように、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点の位置が「○」と評価された溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、端面耐食性及び加工部耐食性がより優れている。
一方、比較例Ｎｏ．１の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層のＡｌ含有量が低く、めっき層における〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率が低く、また、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕中に第２領域が含まれなかった。このため、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
比較例Ｎｏ．２の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層のＡｌ含有量が過剰であり、めっき層における〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率が高くなり、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
比較例Ｎｏ．３の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層中にＭｇが含まれず、また、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕中の第２領域の面積率が低くなり、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
比較例Ｎｏ．４の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層中のＭｇ含有量が過剰であったため、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
比較例Ｎｏ．５、６の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、３５０℃以上３６５℃未満の間での保持または徐冷を行わなかったため、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕中の第２領域の面積率が発明範囲から外れ、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
比較例Ｎｏ．２の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層のＡｌ含有量が過剰であり、めっき層における〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の面積率が高くなり、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
比較例Ｎｏ．３の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層中にＭｇが含まれず、また、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕中の第２領域の面積率が低くなり、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
比較例Ｎｏ．４の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、めっき層中のＭｇ含有量が過剰であったため、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
比較例Ｎｏ．５、６の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材は、３５０℃以上３６５℃未満の間での保持または徐冷を行わなかったため、〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕中の第２領域の面積率が発明範囲から外れ、端面耐食性及び加工部耐食性が劣位になった。
Claims (6)
- 鋼材と、前記鋼材の表面に形成されためっき層とを備え、
前記めっき層は、平均組成で、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：４～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物からなり、
前記めっき層には、〔Ａｌ／Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の三元共晶組織〕の素地中に、前記めっき層の断面における面積率で１０～７０％の〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕を含んでおり、
前記Ａｌ・Ｚｎ混合組織には、Ｚｎ濃度が７５質量％以上８５質量％未満の範囲である第１領域と、前記第１領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が６７質量％以上７５質量％未満の範囲である第２領域とを含み、
前記めっき層の断面での前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕における前記第２領域の面積率が４０％以上８０％以下であることを特徴とする溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。 - 前記めっき層の平均組成が、Ｍｇ：１～１０質量％、Ａｌ：８～２２質量％を含有し、残部がＺｎ及び不純物であり、
前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕には、前記第１領域と、前記第２領域と、前記第２領域の内側にあって、Ｚｎ濃度が５５質量％以上６７質量％未満の範囲である第３領域とを含むことを特徴とする請求項１に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。 - 前記めっき層をめっき厚方向の１／２位置にて前記鋼材側とめっき層表面側とに２等分に分割した場合に、前記〔Ａｌ・Ｚｎ混合組織〕の核生成点のうちの個数割合で６０％以上の核生成点が、前記めっき層の鋼材側の領域に存在することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
- 前記めっき層に更に、平均組成で、０．０００１～２質量％のＳｉを含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
- 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｒのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１～２質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項１乃至請求項４の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
- 前記めっき層に更に、平均組成で、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０００１～２質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項１乃至請求項５の何れか一項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020100074A JP7417102B2 (ja) | 2020-06-09 | 2020-06-09 | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020100074A JP7417102B2 (ja) | 2020-06-09 | 2020-06-09 | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021195562A JP2021195562A (ja) | 2021-12-27 |
| JP7417102B2 true JP7417102B2 (ja) | 2024-01-18 |
Family
ID=79196414
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020100074A Active JP7417102B2 (ja) | 2020-06-09 | 2020-06-09 | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7417102B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7464849B2 (ja) | 2020-10-21 | 2024-04-10 | 日本製鉄株式会社 | めっき鋼材、およびめっき鋼材の製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003268517A (ja) | 2002-03-08 | 2003-09-25 | Nippon Steel Corp | 表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材 |
| WO2017073579A1 (ja) | 2015-10-26 | 2017-05-04 | 新日鐵住金株式会社 | めっき鋼板 |
-
2020
- 2020-06-09 JP JP2020100074A patent/JP7417102B2/ja active Active
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003268517A (ja) | 2002-03-08 | 2003-09-25 | Nippon Steel Corp | 表面平滑性に優れる溶融めっき鋼材 |
| WO2017073579A1 (ja) | 2015-10-26 | 2017-05-04 | 新日鐵住金株式会社 | めっき鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021195562A (ja) | 2021-12-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI664315B (zh) | 鍍敷鋼材 | |
| JP6368730B2 (ja) | 溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉめっき鋼板とその製造方法 | |
| JP7445128B2 (ja) | 加工性と耐食性に優れる溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 | |
| US20180051366A1 (en) | HOT-DIP Al-Zn-Mg-Si COATED STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCING SAME | |
| CN113508186B (zh) | 熔融Al-Zn-Mg-Si-Sr镀覆钢板及其制造方法 | |
| CN117026132A (zh) | 熔融Al-Zn-Mg-Si-Sr镀覆钢板及其制造方法 | |
| JP6554360B2 (ja) | Ａｌ／Ｚｎベースの被膜を有する腐食保護 | |
| AU2018297757A1 (en) | STEEL SHEET HAVING A HOT-DIP Zn-Al-Mg-BASED COATING FILM EXCELLENT IN TERMS OF SURFACE APPEARANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME | |
| JP2017066459A (ja) | めっき鋼材 | |
| KR102568545B1 (ko) | 도금 강판 | |
| KR20180039107A (ko) | Mg 함유 Zn 합금 피복 강재 | |
| JP2004068075A (ja) | 加工性および耐食性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP7417102B2 (ja) | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 | |
| EP4230757A1 (en) | Hot-dip zn plated steel sheet | |
| EP4163413A1 (en) | Plated steel material | |
| JP7436840B2 (ja) | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 | |
| JP7356069B2 (ja) | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 | |
| JP7417103B2 (ja) | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼材 | |
| CN114466948A (zh) | 耐蚀性、耐磨性、加工性及表面质量优异的镀覆钢板及其制造方法 | |
| TWI787118B (zh) | 熔融Al-Zn系鍍覆鋼板及其製造方法 | |
| TWI787119B (zh) | 熔融Al-Zn系鍍覆鋼板及其製造方法 | |
| JPWO2019049307A1 (ja) | Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板 | |
| WO2023238934A1 (ja) | Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき鋼板 | |
| JP2023005987A (ja) | Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2023036982A (ja) | 溶融Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230217 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20231122 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20231205 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20231218 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7417102 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |