JPH0261544B2

JPH0261544B2 -

Info

Publication number: JPH0261544B2
Application number: JP59246229A
Authority: JP
Inventors: Hajime Hinoto; Hiroshi Takechi; Katsuhiko Yabe; Norio Morita; Seishiro Bando; Yukio Numakura; Yukinobu Higuchi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-11-22
Filing date: 1984-11-22
Publication date: 1990-12-20
Also published as: JPS61124558A

Description

【発明の詳細な説明】

産業上の利用分野本発明は、自動車排気管、家庭用熱器具等のよ
うに耐熱性および耐食性が要求される材料に使用
される耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の製造法
に関するものである。従来の技術および発明が解決しようとする問題点近年、耐酸化性にすぐれた表面処理鋼板の要求
が高まり、溶融アルミニウム表面処理鋼板の改良
がさかんに行われるよううになつた。周知のよう
に、アルミニウム表面処理鋼板は、普通鋼の表面
に溶融アルミニウムめつきをほどこしたものであ
るが、これが高温にさらされると、AlとFeの相
互拡散が生じ、アルミニウムめつき層がFe−Al
合金にかわり（合金化と云う）、耐酸化性が劣化
すると同時に、耐食性も劣化することが知られて
いる。このようなアルミニウムめつき層の耐酸化性お
よび耐食性の劣化は、この合金化（Al₃Fe→
Al₅Fe₂→FeAl）が進むとともに促進され、めつ
き層がFe−Al相にかわると耐酸化性はもとより
耐食性の劣化は著しい。したがつて、アルミニウ
ムめつき層の耐酸化性および耐食性の劣化を防止
するためには、合金化の抑制が必須である。このアルミニウムめつき層の合金化技術につい
ては、すでに例えば、鉄と鋼70（1984）S.475頁記
載の論文或は、特公昭56−34629号公報、特開昭
58−224159号公報などに開示があり、これらから
明らかなように、熱漬鋼板のSiを含むアルミニウ
ムめつきでは、鋼板素地とAl−Siめつき層の間
に、３〜5μ程度の六方晶型（ａ＝12.4、ｃ＝
26.1）の９％Si−32％Fe−59％Al合金層が生成
されるが、高温加熱の過程でめつき層全体が
Al₃FeからAl₅Fe₂、そしてFeAlに変態する。しかしながら、鋼中の固溶窒素（SOlN）量が
0.0020％以上（総Ｎ量で0.0055％以上）含有する
アルミニウム表面処理鋼板の地鉄とAl−Siめつ
き層との間には緻密なAlN層が形成されるので、
その後の加熱処理においてFeとAlの相互拡散が
防止され、Al−Siめつき層の合金化が阻止され
ることが知られている。しかし、上記の如く、固
溶窒素（SOlN）量が高いアルミニウム表面処理
鋼板は、加工性が悪く、時効硬化にも問題があ
る。本発明は上記従来の技術における問題点を解決
し、耐熱性、耐食性および加工性のすべてを兼ね
備えた耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の製造方
法を提供するものである。問題点を解決するための手段このような溶融アルミニウム表面処理鋼板の
Al−Siめつき層の合金化の防止について本発明
者らは、既に種々の研究を行つており、前述の鉄
と鋼、70（1984）、S.475頁において、地鉄界面に
存在する緻密で極く薄いAlN層が合金化抑制効
果を有することを述べているが、その後もさらに
研究を進めた結果、このAlN層の生成は、鋼中
の固溶窒素（SOlN）量が高値である程容易で、
そのSOlN量が0.0020％以上であれば、製造工程
のめつき鈴却過程ですでに生成しているという知
見を得た。また、これにより低値のSOlN量を有するアル
ミニウム表面処理鋼板には、このFe、Alの相互
拡散を防止するAlN層の生成は、同上工程のめ
つき冷却材には認められないこともわかつた。したがつて、このAlN層が存在しない低SOlN
量素材の溶融アルミニウム表面処理鋼板は、耐熱
温度450℃以上ではAl−Siめつき層全体が合金化
され耐熱性および耐食性が劣化する。そこで、この溶融アルミニウム表面処理鋼板の
耐熱性の向上について、Al−Siめつき層が合金
化を起さず、しかも、めつき層の加工性および耐
食性にもすぐれる条件を種々検討した結果、めつ
き過程で地鉄とAl−Siめつき層の界面に生じる
厚さ３〜5μの六方晶型合金層を単斜晶型（ａ＝
6.12、ｂ＝6.12、ｃ＝41.5）の13％Si−27％Fe−
60％Al合金層に変態させることなく、六方晶型
合金層と地鉄の境界にFe、Alの相互拡散を防止
する緻密なAlN層を生成させ、合金化を抑制す
る予備加熱条件を見出したのである。この予備加
熱の条件は、加熱温度495℃以下で0.32時間以上、
420℃以下で８時間以上300時間以内、250℃以上
で５時間以上300時間以内、および320℃以上で１
時間以上の温度と時間の範囲内にある。したがつて、この範囲より低い温度側では、六
方晶型合金層と地鉄界面には、AlN層は生成し
ない。また、高い温度側では地鉄界面にAlN層
が生成して、地鉄のFeとAl−Siめつき層のAlの
相互拡散を防止するものの、めつき層中の六方晶
型９％Si−32％Fe−59％合金層がAl−Siめつき
層中のSiと反応して単斜晶型13％Si−27％Fe−
60％Al合金層に変態する。この結果、単斜晶型合金層の厚さは、変態前の
六方晶型合金層に比べ６〜10μと厚さが倍増し、
硬度も1500〜2000Hvと高くなるため、加工時に
割れを助長し、プレス成形性が低下する。一方、上記の適正予備加熱範囲で得られた耐熱
性アルミニウム表面処理鋼板は、耐熱性試験570
℃×1000hrにおいて、Al−Siめつき層の合金化
はなく、しかも鋼素地のSOlN量が低値であるこ
とと、六方晶型合金層の厚さが薄いために、アル
ミニウム表面処理鋼板およびめつき層の加工性は
すぐれ、従来のアルミニウム表面処理鋼板では考
えられない、すべての諸特性に良好な耐熱性アル
ミニウム表面処理鋼板となる。即ち、本発明は、以上の知見に基いてなされた
ものであつて、その要旨は、重量％でMn0.20〜
1.5％、内部摩擦法で測定したSOlN量が0.0003％
以上0.0020％未満であり、且つ、C0.10％未満、
Si0.05％以下、Al0.005％以下、P0.025％以下、
S0.015％以下に夫々制限し、残部がFeおよび不
可避の不純物からなる鋼の表面に、Si濃度３〜15
％を含むAlの目付量が両面合計で30〜120ｇ／m²
のめつき層を有する鋼板を、第１図のＡ、Ｂ、
Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦで囲まれる図形内の温度と時
間で予備加熱することを特徴とする耐熱性アルミ
ニウム表面処理鋼板の製造法にある。但し、Ａ（0.32時間、495℃）、Ｂ（８時間、420
℃）、Ｃ（300時間、420℃）、Ｄ（300時間、250℃）、
Ｅ（５時間、250℃）、Ｆ（１時間、320℃）である。作用以下に、本発明を詳細に説明する。最初に対象とするアルミニウム表面処理鋼板の
鋼成分の限定理由について述べる。先ずMnは、鋼の脱酸に使用されるものである
が、Mnの下限を0.20％とした理由は、後述する
ように、脱酸剤としてのSi量を極力低く制御する
ので、脱酸工程上0.20％以上は必要とするもので
ある。一方、上限を1.5％としたのは、SOlNにお
よぼすMnの影響を考慮した結果定めたものであ
つて、あまり多いとプレス成形性およびその他の
特性を劣化させるので1.5％を上限とした。次にＮは、前述のように、Al−Siめつき層の
下に生じる六方晶型合金層と地鉄との間に緻密な
薄いAlN層を形成させ、Al−Siめつき層の合金
化を抑制する効果があるので、その存在を必要と
するが、この場合、内部摩擦法で測定した鋼中の
SOlN量が0.020％以上となると、低SOlN材に比
べ、耐力、引張強さが大幅に上昇し、伸びが低下
するとともに、プレス成形性も劣化するため、上
限を0.0020％未満とした。また、下限濃度は、
SOlN量が0.0003％未満では、前記の予備加熱を
行つてもAlN量が生成されないため、AlN量が
生成するSOlN量0.0003％を下限とした。この場
合、鋼中のSOlNを内部摩擦法で測つた量に測定
したのは、鋼材の加工性劣化に大きな影響を与え
るSOlN量およびAlN量生成に必要なSOlN量を
正確に把握するためであつて、通常用いられる化
学分析法によるＮ測定量では、同値のＮ量であつ
ても鋼中の成分元素の影響によつてSOlN量が異
り、鋼中のSOlN量を知ることはできないからで
ある。なお、内部摩擦測定装置による鋼中のSOlN量
の測定は、例えば、測定周波数280Hz、試料の昇
温速度10℃／分で実施することができる。一方、Ｃは同程度のSOlNの水準であれば、総
Ｃ含有量が低い程Al−Siめつき層の合金化を抑
制する。したがつて、合金化の抑制および加工性
の上からは、低Ｃの方が好ましい。よつて低
SOlN材における許容総Ｃ量を0.10％未満に制限
した。なお、現在の技術水準において、溶製可能
なＣ量の下限は0.002％程度である。次にSiは、製鋼段階で酸素と反応して珪酸およ
び珪酸塩を生成し、溶鋼中の酸素を除去するが、
これと同時にＮと反応してSi₃N₄、SiNを生成す
る。これは、鋼素地内に析出して存在する。ま
た、SiはSOlN量を減少させることが知られてい
るので、低く抑えなければならない。したがつ
て、Si量は、現在の転炉吹練の実積をふまえその
上限を0.05％に制限した。また、AlとSiは同じように、製鋼段階におい
て酸素と反応してAl₂O₃を生成し、溶鋼中の酸素
を除去するが、Alが固溶Alとして存在した場合、
鋼板の製造過程の温度600〜900℃においてAlN
として析出し、鋼中に存在するSOlNが減少す
る。したがつて、Al濃度を極力低く抑えなけれ
ばならず、その量は、これまでの実積をふまえそ
の上限を0.0005％とした。さらに、Ｐを0.025％以下、Ｓを0.015％以下に
限定した理由は、Ｐ、Ｓとも低い方が鋼板特性向
上に有利であることはすでに知られており、これ
までの製鋼実積をふまえ、その濃度を決定した。次に溶融アルミニウムめつき成分の限定理由で
あるが、通常の溶融アルミニウム表面処理鋼板の
めつき層には、めつき層の加工性の上から、めつ
き過程で生じるめつき層の合金化を抑えるために
10％程度のSiが添加されている。そこで、本発明
者らは、Si濃度とめつき層の合金化の度合（Al
−Si−Feの厚さ）とその加工性について実験し
た結果、Al−Siめつき層中のSi濃度が３％未満
になると、六方晶型合金層は急激な生長を示して
厚くなり（約10μ）、曲げ加工でAl−Siめつき層
に割れが生じることを見出した。したがつて、め
つき層の加工性が良好であるSi濃度３％を下限値
とした。また、上限のSi濃度15％は、Si濃度を20％に高
めても、めつき層の合金化は抑制されるが、15％
をこえるとめつき層の加工性が急激に低下し、簡
単な曲げ加工でめつき層に割れが生じるため、Si
濃度の上限を15％とした。また、めつき層の目付量を両面で30〜120ｇ／
m²とした理由は、下限の30ｇ／m²については、こ
れまでの溶融アルミニウムめつき目付量の操業実
積から安定してめつきができる下限値が30ｇ／m²
だからである。目付量の上限120ｇ／m²としたの
は、めつき層中のSi濃度が15％において、120
ｇ／m²をこえ目付量が多くなるとめつき層の加工
性は低下し、密着曲げ加工において、めつき層に
割れが生じるからである。最後に、本発明において最大の骨子とするとこ
ろの予備加熱範囲の限定定理由であるが、前述か
ら明らかなように、耐熱性を向上させるために
は、地鉄とAl−Siめつき層中の合金層との界面
にFeとAlの相互拡散を防止するAlN層の存在が
必要である。本発明の対象とする鋼は、低低SOlNであるた
め、鋼板およびめつき層の加工性ならびに耐食性
はすぐれているものの、耐熱性を向上させる
AlN層は、溶融アルミニウムめつきのままでは
界面に存在しない。したがつて、めつき後予備加
熱によつて地鉄と六方晶型合金層の界面にAlN
層を生成させる必要がある。そこで、本発明者らは、前述の如く、この予備
加熱条件について種々の温度と時間について検討
を行つた。その結果、これらの温度と時間につい
ての適正範囲は、第１図のＡ（0.32時間、495℃）、
Ｂ（８時間、420℃）、Ｃ（300時間、420℃）、Ｄ
（300時間、250℃）、Ｅ（５時間、250℃）およびＦ
（１時間、320℃）で囲まれる範囲が、地鉄とAl
−Siめつき層中の六方晶型合金層との界面にAlN
が生成し、すぐれた耐熱性および加工性を示す範
囲であることを見出したのである。この図におい
て、ED線は、加熱温度250℃の線を示すものであ
つて、これ未満の温度では、地鉄と六方晶型合金
層の界面にAlNは生成しない。 CD線は、加熱温度が250℃以上から420℃以下
で300時間の加熱を示す線である。加熱時間がこ
れより長くてもAl−Siめつき層中の合金層が六
方晶型でAlN層の生成は認められるが、300時間
を超す加熱は、操業効率を著しく阻害するので加
熱時間の上限を300時間とした。 BC線は、加熱温度420℃の線を示すものであつ
て、この線を超える範囲では、AlN層は生成す
るもののAl−Siめつき層中の六方晶型合金層が
斜方晶型合金層に変態し、合金層が厚くなつて、
Alめつき層の加工性を低下させる。 AB線は、座標Ａ（0.32時間、495℃）と座標Ｂ
（８時間、420℃）を結ぶ直線で、この直線より上
方範囲では、Al−Siめつき層中の六方晶型合金
層が斜方晶型合金層に変態する。 AF線は座標Ａ（0.32時間、495℃）と座標Ｆ（１
時間、320℃）、EF線は座標Ｅ（５時間、250℃）
と座標Ｆ（１時間、320℃）を結ぶ直線で、これら
の直線より左方範囲では、いずれも地鉄と六方晶
型合金層の界面にはAlN層は生成しない。以下実施例により、本発明の効果をさらに具体
的に示す。実施例第１表に示す成分の鋼を真空溶解炉（300Kg）
で300Kgの鋼塊を溶製し、これを鍛造して厚さ25
mmとし、次いでこれを熱延して４mmｔの熱延板と
して、更に冷延により0.8mmｔの薄鋼板のコイル
を作製した。このコイルをゼンジミア方式の溶融アルミニウ
ムめつきラインを通して溶融アルミニウム表面処
理鋼板を作製し、供試材とした。第１表に、製造条件に関わるめつきおよび予備
加熱の条件と種々の評価試験の結果を示す。なお、めつき層中の相は、Ｘ線回析（管球
Mo）により測定し、AlN層は、抽出レプリカ法
でAlN層を採取し、電子顕微鏡により回折およ
び観察によつてAlN層の有無を測定した。Ｈは
六方晶型合金層、Ｍは斜方晶型合金層を示す。また、各種の評価試験としては、予備加熱を行
つた試料につき、10R加工部の塩水噴霧（５％
NaCl水溶液）100Hrの耐食性試験、めつき層の
加工性を評価する密着性試験、570℃×1000Hrの
耐熱性試験およびめつき層と地鉄の加工性を評価
する80mmφの直径で深さ40mmのプレス成形試験と
引張試験（５号引張試験片）を夫々行なつた。試
番の◎印は本発明例を示す。又評価における〇は
良、×は不良を示す。同表から明らかなように、本発明の予備加熱範
囲内で処理した限定成分の溶融アルミニウム表面
処理鋼板には、全てにAlN層が生成し、なお且
つ、六方晶型合金層（３〜5μ）が存在して、耐
熱性、耐食性、密着曲げ性、機械的性質およびプ
レス成形性にすぐれている。これに対し、本発明範囲外のSOlN量が高いNo.
３とNo.４、Ｃ量が高いNo.５、そしてMn量が高い
No.７のアルミニウム表面処理鋼板の適正予備加熱
をほどこした材料は、プレス成形性および機械的
性質が悪く、SOlN量が少ないNo.１とNo.２は、予
備加熱でAlN層が生成されないため、耐熱性が
悪いことがわかる。さらに、Si量が多いNo.６材は、めつきぬれ性が
悪いために、耐食性、耐熱性およびプレス成形性
が悪い。また、本発明鋼板成分のアルミニウム表面処理
鋼板を第１図の範囲外で予備加熱を行つたNo.10、
11およびNo.15材は、AlN層が生成されないため
に、耐熱性が悪く、No.19、20およびNo.21材は、
AlN膜が存在するものの六方晶型合金層が斜方
晶型合金層に変態して、プレス成形性、密着曲げ
性および耐食性が悪い。また、Al−Siめつきの目付量および溶中のSi
濃度も、目付量が多いNo.25材、Si量が少ないNo.26
材およびSi量が多いNo.29材は、プレス成形性、密
着曲げ性および耐食性が劣ることがわかる。

【表】

【表】発明の効果以上の実施例からも明らかなように、本発明に
よれば、耐熱性、耐食性および加工性のすべてを
兼ね備えた耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の製
造が可能となり、産業上貢献するところ極めて大
なるものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明の製造法における予備加熱温
度と時間の関係を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でMn0.20〜1.5％、内部摩擦法で測定
したSOlN量が0.0003％以上0.0020％未満であり、
且つ、C0.10％未満、Si0.05％以下、Al0.005％以
下、P0.025％以下、S0.015％以下に夫々制限し、
残部がFeおよび不可避の不純物からなる鋼の表
面に、Si濃度３〜15％を含むAlの目付量が両面
合計で30〜120ｇ／m²のめつき層を有する鋼板を、
第１図に示すように、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆで
囲まれる範囲内の温度と時間で予備加熱すること
を特徴とする耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の
製造法。但し、Ａ（0.32時間、495℃）、Ｂ（８時間、420
℃）、Ｃ（300時間、420℃）、Ｄ（300時間、250℃）、
Ｅ（５時間、250℃）、Ｆ（１時間、320℃）である。