JPH10265926A - 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造法 - Google Patents
耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造法Info
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- JPH10265926A JPH10265926A JP8870497A JP8870497A JPH10265926A JP H10265926 A JPH10265926 A JP H10265926A JP 8870497 A JP8870497 A JP 8870497A JP 8870497 A JP8870497 A JP 8870497A JP H10265926 A JPH10265926 A JP H10265926A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造する。 【解決手段】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.５重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融めっき浴中に鋼帯を連続的に通過させる溶融め
っき鋼帯の製造法において，該めっき浴の浴温を融点以
上４８０℃以下に維持し，このめっき浴を出た鋼帯の未
凝固のめっき層の全表面に対し，該めっき層の凝固が開
始する前から凝固が完了するまで，水または水溶液を液
滴状で噴霧し続けることを特徴とする耐食性および表面
外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造
法。
ｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造する。 【解決手段】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.５重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融めっき浴中に鋼帯を連続的に通過させる溶融め
っき鋼帯の製造法において，該めっき浴の浴温を融点以
上４８０℃以下に維持し，このめっき浴を出た鋼帯の未
凝固のめっき層の全表面に対し，該めっき層の凝固が開
始する前から凝固が完了するまで，水または水溶液を液
滴状で噴霧し続けることを特徴とする耐食性および表面
外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造
法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は，耐食性と表面外観
の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造法に関
する。
の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造法に関
する。
【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
きた。しかし，現在のところ工業製品としての商業的成
功例を見ない。
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
きた。しかし，現在のところ工業製品としての商業的成
功例を見ない。
【０００３】例えば米国特許第3,505,043 号明細書にお
いてＡｌ：３〜１７重量％，Ｍｇ：１〜５％重量％，残
部がＺｎからなる溶融めっき浴を用いた耐食性に優れた
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板が提案されて以来，こ
の種の基本浴組成に対して各種の添加元素を配合したり
製造条件を規制することにより，一層の耐食性や製造性
を改善する提案が特公昭６４−８７０２号公報，特公昭
６４−１１１１２号公報，特開平８−６０３２４号公報
等になされている。
いてＡｌ：３〜１７重量％，Ｍｇ：１〜５％重量％，残
部がＺｎからなる溶融めっき浴を用いた耐食性に優れた
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板が提案されて以来，こ
の種の基本浴組成に対して各種の添加元素を配合したり
製造条件を規制することにより，一層の耐食性や製造性
を改善する提案が特公昭６４−８７０２号公報，特公昭
６４−１１１１２号公報，特開平８−６０３２４号公報
等になされている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】かような溶融Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇめっき鋼板の工業的な製造にあたっては，得ら
れる溶融めっき鋼板が優れた耐食性を有することはもと
より，耐食性と表面外観が良好な鋼帯製品を製造性よく
生産できることが必要である。すなわち，インライン焼
鈍型の連続溶融めっき設備を用いて，耐食性と表面外観
の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯が安定して連
続生産できることが必要である。
ｌ−Ｍｇめっき鋼板の工業的な製造にあたっては，得ら
れる溶融めっき鋼板が優れた耐食性を有することはもと
より，耐食性と表面外観が良好な鋼帯製品を製造性よく
生産できることが必要である。すなわち，インライン焼
鈍型の連続溶融めっき設備を用いて，耐食性と表面外観
の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯が安定して連
続生産できることが必要である。
【０００５】Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元平衡状態図上で
は，Ａｌが約４重量％付近でＭｇが約３重量％近傍にお
いて，融点が最も低くなる三元共晶点（融点＝３４３
℃）が見られる。したがって，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元
合金を基本とした溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製
造にあたっては，一見したところ，めっき浴組成をこの
三元共晶点の近傍の組成とすることが有利である。
は，Ａｌが約４重量％付近でＭｇが約３重量％近傍にお
いて，融点が最も低くなる三元共晶点（融点＝３４３
℃）が見られる。したがって，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの三元
合金を基本とした溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製
造にあたっては，一見したところ，めっき浴組成をこの
三元共晶点の近傍の組成とすることが有利である。
【０００６】しかし，この三元共晶点近傍の浴組成を採
用した場合に，めっき層の組織中にＺｎ2Ｍｇ系の相と
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が混在して晶出する現象が起きる。
これらの相は変色の程度が相違するので，これらの相が
混在しためっき層では表面外観が著しく悪くなり，この
ため溶融Ｚｎ基めっき鋼板としての製品価値を著しく低
下させる。加えて，これらの相は耐食性の程度が異なる
ので，両相が混在すると良好な耐食性を維持することが
できない。
用した場合に，めっき層の組織中にＺｎ2Ｍｇ系の相と
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が混在して晶出する現象が起きる。
これらの相は変色の程度が相違するので，これらの相が
混在しためっき層では表面外観が著しく悪くなり，この
ため溶融Ｚｎ基めっき鋼板としての製品価値を著しく低
下させる。加えて，これらの相は耐食性の程度が異なる
ので，両相が混在すると良好な耐食性を維持することが
できない。
【０００７】なお，本明細書において，Ｚｎ2Ｍｇ系の
相とは，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の
素地中に〔初晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ
単相〕が混在した金属組織の相を言い，またＺｎ11Ｍｇ
2系の相とは，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組
織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚ
ｎ単相〕が混在した金属組織の相を言う。
相とは，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の
素地中に〔初晶Ａｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ
単相〕が混在した金属組織の相を言い，またＺｎ11Ｍｇ
2系の相とは，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組
織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚ
ｎ単相〕が混在した金属組織の相を言う。
【０００８】したがって，本発明の課題はこのような問
題を解決し，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき鋼帯を安定して製造できる技術を確立する
ことにある。
題を解決し，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき鋼帯を安定して製造できる技術を確立する
ことにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，Ａｌ：
４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.５重量％，残部
がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっき浴中に
鋼帯を連続的に通過させる溶融めっき鋼帯の製造法にお
いて，該めっき浴の浴温を融点以上４８０℃以下に維持
し，このめっき浴を出た鋼帯の未凝固のめっき層表面に
対し水または水溶液を液滴状で噴霧し続けることを特徴
とする耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−
Ｍｇめっき鋼帯の製造法を提供する。
４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.５重量％，残部
がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっき浴中に
鋼帯を連続的に通過させる溶融めっき鋼帯の製造法にお
いて，該めっき浴の浴温を融点以上４８０℃以下に維持
し，このめっき浴を出た鋼帯の未凝固のめっき層表面に
対し水または水溶液を液滴状で噴霧し続けることを特徴
とする耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−
Ｍｇめっき鋼帯の製造法を提供する。
【００１０】本発明法によって得られるめっき層は，Ｚ
ｎ11Ｍｇ2系の相，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2
の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ
初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有する。こ
の金属組織は，好ましくは，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2三元共晶組織〕の合計量：８０容積
％以上，〔Ｚｎ単相〕：１５容積％以下（０容積％を含
む）であり，Ｚｎ2Ｍｇ系の相は実質的に含まない。
ｎ11Ｍｇ2系の相，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2
の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａｌ
初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有する。こ
の金属組織は，好ましくは，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2三元共晶組織〕の合計量：８０容積
％以上，〔Ｚｎ単相〕：１５容積％以下（０容積％を含
む）であり，Ｚｎ2Ｍｇ系の相は実質的に含まない。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明は，通常の溶融亜鉛めっき
製造設備，例えばインライ焼鈍型の溶融めっきライン
に，通常の溶融亜鉛めっき鋼板を製造するのと同様の熱
延鋼帯や冷延鋼板を通板して，通常の溶融亜鉛めっき鋼
板では達しえなかったような非常に耐食性に優れたＺｎ
11Ｍｇ2系の金属組織をもつＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ基の溶融
亜鉛めっき鋼板を連続的に製造するものであり，本発明
法を実施するのに使用する設備と母材鋼板は，従来の溶
融亜鉛めっき鋼板の製造と実質的に変わるとこはない。
製造設備，例えばインライ焼鈍型の溶融めっきライン
に，通常の溶融亜鉛めっき鋼板を製造するのと同様の熱
延鋼帯や冷延鋼板を通板して，通常の溶融亜鉛めっき鋼
板では達しえなかったような非常に耐食性に優れたＺｎ
11Ｍｇ2系の金属組織をもつＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ基の溶融
亜鉛めっき鋼板を連続的に製造するものであり，本発明
法を実施するのに使用する設備と母材鋼板は，従来の溶
融亜鉛めっき鋼板の製造と実質的に変わるとこはない。
【００１２】しかし，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ基の溶融亜鉛め
っき鋼板を製造する場合の基本的な問題点，例えばＺｎ
2Ｍｇ系の相とＺｎ11Ｍｇ2系の相が混在すると表面外観
を著しく悪くする点，浴表面にＭｇＯ系のドロスが発生
しやすい点，このドロス発生を回避するためにＡｌ量を
増やすとめっき層の密着性が劣化する点などを総合的に
解決すべく，めっき浴組成と浴温度並びに冷却操作を請
求項に記載したように規制したものであり，これによ
り，耐食性・密着性・表面外観が共に優れたＺｎ−Ａｌ
−Ｍｇ基の溶融亜鉛めっき鋼板を製造性よく生産できる
ようしたものである。以下に，本発明で規制するめっき
浴組成と浴温度並びに冷却操作について具体的に説明す
る。
っき鋼板を製造する場合の基本的な問題点，例えばＺｎ
2Ｍｇ系の相とＺｎ11Ｍｇ2系の相が混在すると表面外観
を著しく悪くする点，浴表面にＭｇＯ系のドロスが発生
しやすい点，このドロス発生を回避するためにＡｌ量を
増やすとめっき層の密着性が劣化する点などを総合的に
解決すべく，めっき浴組成と浴温度並びに冷却操作を請
求項に記載したように規制したものであり，これによ
り，耐食性・密着性・表面外観が共に優れたＺｎ−Ａｌ
−Ｍｇ基の溶融亜鉛めっき鋼板を製造性よく生産できる
ようしたものである。以下に，本発明で規制するめっき
浴組成と浴温度並びに冷却操作について具体的に説明す
る。
【００１３】〔めっき浴組成について〕本発明は，Ａ
ｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.５重量％，
残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっき浴
を用いる。この組成範囲内であれば，後記の実施例１に
示すように，本発明で規制する浴温および冷却操作の条
件下において，耐食性と密着性が共に優れ且つＺｎ11Ｍ
ｇ2系の相からなる表面外観が良好なめっき鋼板が浴表
面酸化物の少ない状態で製造できる。
ｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.５重量％，
残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっき浴
を用いる。この組成範囲内であれば，後記の実施例１に
示すように，本発明で規制する浴温および冷却操作の条
件下において，耐食性と密着性が共に優れ且つＺｎ11Ｍ
ｇ2系の相からなる表面外観が良好なめっき鋼板が浴表
面酸化物の少ない状態で製造できる。
【００１４】すなわち，Ａｌが４.０重量％未満では耐
食性が十分でなく且つ浴表面酸化物が多くなり，他方，
Ａｌが１０重量％を越えると，Ｆｅ−Ａｌ合金層の発達
により密着性が悪くなるので好ましくない。したがっ
て，Ａｌは４.０〜１０重量％の範囲とする。好ましい
Ａｌ量は４.５〜１０重量％，さらに好ましいＡｌ量は
４.５〜８重量％の範囲である。
食性が十分でなく且つ浴表面酸化物が多くなり，他方，
Ａｌが１０重量％を越えると，Ｆｅ−Ａｌ合金層の発達
により密着性が悪くなるので好ましくない。したがっ
て，Ａｌは４.０〜１０重量％の範囲とする。好ましい
Ａｌ量は４.５〜１０重量％，さらに好ましいＡｌ量は
４.５〜８重量％の範囲である。
【００１５】また，Ｍｇが１.０重量％未満では意図す
る耐食性が得られず，４.５重量％を越えると浴表面酸
化物の発生が多くなり操業に支障をきたす。したがっ
て，Ｍｇは１.０〜４.５重量％の範囲とする。好ましい
Ｍｇ量は１.０〜４.０重量％の範囲，さらに好ましいＭ
ｇ量は２〜４重量％の範囲である。
る耐食性が得られず，４.５重量％を越えると浴表面酸
化物の発生が多くなり操業に支障をきたす。したがっ
て，Ｍｇは１.０〜４.５重量％の範囲とする。好ましい
Ｍｇ量は１.０〜４.０重量％の範囲，さらに好ましいＭ
ｇ量は２〜４重量％の範囲である。
【００１６】〔めっき浴温について〕本発明は，前記組
成のめっき浴の温度を融点以上４８０℃以下に維持した
状態で浴中に鋼帯を通過させる。この温度の維持は，浴
に入る前の鋼帯温度を制御することによって行うことが
できる。融点以上に維持することは勿論必要であるが，
浴温が４８０℃を越えると，後記の実施例２に見られる
ように，前記組成範囲のめっき浴であっても，また本発
明に従う冷却操作を行っても，得られるめっき鋼板の密
着性が悪くなる。その理由はＦｅ−Ａｌ合金層の成長に
よるものと考えられる。また４８０℃を越える浴温では
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が晶出し難くなる。したがって，浴
温は４８０℃以下融点以上の範囲に制御すべきである。
成のめっき浴の温度を融点以上４８０℃以下に維持した
状態で浴中に鋼帯を通過させる。この温度の維持は，浴
に入る前の鋼帯温度を制御することによって行うことが
できる。融点以上に維持することは勿論必要であるが，
浴温が４８０℃を越えると，後記の実施例２に見られる
ように，前記組成範囲のめっき浴であっても，また本発
明に従う冷却操作を行っても，得られるめっき鋼板の密
着性が悪くなる。その理由はＦｅ−Ａｌ合金層の成長に
よるものと考えられる。また４８０℃を越える浴温では
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が晶出し難くなる。したがって，浴
温は４８０℃以下融点以上の範囲に制御すべきである。
【００１７】〔冷却操作について〕本発明によれば，前
記組成と浴温をもつめっき浴中を通過し，このめっき浴
を出た鋼帯に対し，その鋼帯表面の未凝固のめっき層の
全表面に，そのめっき層の凝固が開始する前から凝固が
完了するまで，水または水溶液を液滴状で噴霧し続ける
という冷却操作を行う。これによって，後記の実施例３
に見られるように，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相からなる金属組
織とすることができ，均一な外観をもつ溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇ溶融めっき鋼板を製造できる。
記組成と浴温をもつめっき浴中を通過し，このめっき浴
を出た鋼帯に対し，その鋼帯表面の未凝固のめっき層の
全表面に，そのめっき層の凝固が開始する前から凝固が
完了するまで，水または水溶液を液滴状で噴霧し続ける
という冷却操作を行う。これによって，後記の実施例３
に見られるように，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相からなる金属組
織とすることができ，均一な外観をもつ溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇ溶融めっき鋼板を製造できる。
【００１８】めっき浴を出た鋼帯に対して水または水溶
液を噴霧すること自体は，例えば特公昭６４−８７０２
号公報に見られるように公知である。本発明において
は，このような噴霧技術を用いてＺｎ11Ｍｇ2系の相を
晶出させ，Ｚｎ2Ｍｇ系の相を晶出させないようにする
のであり，このためには，適切な噴霧圧のもとで噴霧エ
リアを適切に管理することが肝要である。噴霧液として
は水または各種の水溶液例えばりん酸塩水溶液や硝酸コ
バルト水溶液等が使用でき，噴霧圧は０.１kgf/cm2 以
上，好ましくは０.５kgf/cm2 以上が必要であり，その
上限は設備が許す範囲であればよく特に制限はない。
液を噴霧すること自体は，例えば特公昭６４−８７０２
号公報に見られるように公知である。本発明において
は，このような噴霧技術を用いてＺｎ11Ｍｇ2系の相を
晶出させ，Ｚｎ2Ｍｇ系の相を晶出させないようにする
のであり，このためには，適切な噴霧圧のもとで噴霧エ
リアを適切に管理することが肝要である。噴霧液として
は水または各種の水溶液例えばりん酸塩水溶液や硝酸コ
バルト水溶液等が使用でき，噴霧圧は０.１kgf/cm2 以
上，好ましくは０.５kgf/cm2 以上が必要であり，その
上限は設備が許す範囲であればよく特に制限はない。
【００１９】噴霧エリアについては，未凝固のめっき層
が付着している帯域から凝固が完了するまでの全面に対
して行うことが必要である。めっき浴組成によりめっき
層の凝固開始温度と凝固完了温度は異なるので，そのめ
っき浴組成に応じて，噴霧エリアを調整して，めっき層
の凝固が開始する前から凝固が完了するまでの全域をカ
バーするように噴霧を行うことが必要となる。鋼帯の流
れにおいて，めっき層の凝固が開始した時点よりも下流
側から噴霧を開始すると，たとえ凝固が完了するまで噴
霧を行ったとしても，Ｚｎ2Ｍｇ系の相が晶出して，不
均一な外観となる。すなわち，噴霧を開始した時点で既
に凝固が始まっていると，Ｚｎ2Ｍｇ系の相が晶出した
あとで噴霧を行うことになり，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相だけ
にするという目的が達成できない。
が付着している帯域から凝固が完了するまでの全面に対
して行うことが必要である。めっき浴組成によりめっき
層の凝固開始温度と凝固完了温度は異なるので，そのめ
っき浴組成に応じて，噴霧エリアを調整して，めっき層
の凝固が開始する前から凝固が完了するまでの全域をカ
バーするように噴霧を行うことが必要となる。鋼帯の流
れにおいて，めっき層の凝固が開始した時点よりも下流
側から噴霧を開始すると，たとえ凝固が完了するまで噴
霧を行ったとしても，Ｚｎ2Ｍｇ系の相が晶出して，不
均一な外観となる。すなわち，噴霧を開始した時点で既
に凝固が始まっていると，Ｚｎ2Ｍｇ系の相が晶出した
あとで噴霧を行うことになり，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相だけ
にするという目的が達成できない。
【００２０】他方，たとえ凝固が開始する前から噴霧を
行ったとしても，凝固が完了する前で噴霧を止めると，
やはりＺｎ2Ｍｇ系の相が晶出して，不均一な外観とな
る。この場合は未凝固の部分にＺｎ2Ｍｇ系の相が晶出
することになる。
行ったとしても，凝固が完了する前で噴霧を止めると，
やはりＺｎ2Ｍｇ系の相が晶出して，不均一な外観とな
る。この場合は未凝固の部分にＺｎ2Ｍｇ系の相が晶出
することになる。
【００２１】このように噴霧の条件によって金属組織が
変化する。本発明においては，めっき層が鋼板側から凝
固を開始することを極力防止し，めっき層の表面側から
全層厚にわたって強制的に凝固を進行させることによ
り，前記の浴組成範囲および浴温のもとで，Ｚｎ2Ｍｇ
系の相の晶出を抑え，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相だけを晶出さ
せる点に特徴があり，これによってＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ基
の溶融めっき鋼板の耐食性・密着性に加えて表面外観も
改良できたものである。
変化する。本発明においては，めっき層が鋼板側から凝
固を開始することを極力防止し，めっき層の表面側から
全層厚にわたって強制的に凝固を進行させることによ
り，前記の浴組成範囲および浴温のもとで，Ｚｎ2Ｍｇ
系の相の晶出を抑え，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相だけを晶出さ
せる点に特徴があり，これによってＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ基
の溶融めっき鋼板の耐食性・密着性に加えて表面外観も
改良できたものである。
【００２２】以下に，実施例によって，前記のめっき浴
組成，浴温および冷却操作が溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっ
き鋼板の耐食性，密着性および表面外観に及ぼす作用効
果を具体的に示す。
組成，浴温および冷却操作が溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっ
き鋼板の耐食性，密着性および表面外観に及ぼす作用効
果を具体的に示す。
【００２３】
【実施例】 〔実施例１〕下記の処理設備と処理条件で溶融Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造した。
ｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造した。
【００２４】 処理設備：連続溶融めっきライン（試験機） 処理鋼帯：中炭素鋼の熱延鋼帯（インライン酸洗，厚
み：１.６ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６５０℃，露点：−２０℃ めっき浴組成（下記範囲で変化させた） Ａｌ＝０.２〜１３.５重量％ Ｍｇ＝０〜６.０重量％ 残部＝Ｚｎ めっき浴温：４３０℃ 浸漬時間：３秒 液滴噴霧条件 噴霧液：リン酸２水素アンモニウム２％水溶液 噴霧圧：２kgf/cm2 噴霧エリア：鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前
の位置から凝固を完了する位置までの全面
み：１.６ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６５０℃，露点：−２０℃ めっき浴組成（下記範囲で変化させた） Ａｌ＝０.２〜１３.５重量％ Ｍｇ＝０〜６.０重量％ 残部＝Ｚｎ めっき浴温：４３０℃ 浸漬時間：３秒 液滴噴霧条件 噴霧液：リン酸２水素アンモニウム２％水溶液 噴霧圧：２kgf/cm2 噴霧エリア：鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前
の位置から凝固を完了する位置までの全面
【００２５】めっき浴組成を変えた以外は前記の諸条件
を一定として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造し
た。なお，めっき組成が異なると凝固開始温度が異なる
ので液滴の噴霧エリアの位置はめっき浴組成に応じて変
えたが，鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前の位
置から凝固を完了する位置までの全面とした点では変わ
りはない。
を一定として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造し
た。なお，めっき組成が異なると凝固開始温度が異なる
ので液滴の噴霧エリアの位置はめっき浴組成に応じて変
えたが，鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前の位
置から凝固を完了する位置までの全面とした点では変わ
りはない。
【００２６】処理中に浴表面の酸化物（ドロス）の発生
量を観察すると共に，得られた溶融めっき鋼板の密着性
試験および耐食性試験を行ない，それらの結果を表１に
示した。
量を観察すると共に，得られた溶融めっき鋼板の密着性
試験および耐食性試験を行ない，それらの結果を表１に
示した。
【００２７】これらの試験において，浴表面酸化物の評
価は，目視によりドロス発生量が多いものを×, やや多
いものを△, 少ないものを◎で評価した。密着性試験
は，密着曲げ後にセロテープ剥離試験を行い，剥離無し
を◎，剥離量５％未満を○，剥離量５％以上を×で評価
した。耐食性はＳＳＴ（ＪＩＳ−Ｚ−２３７１に従う塩
水噴霧試験）を１０００時間行った後の腐食減量（g/
m2) で評価し，耐食性が十分という基準はＳＳＴ減量３
０g/m2以下とした。
価は，目視によりドロス発生量が多いものを×, やや多
いものを△, 少ないものを◎で評価した。密着性試験
は，密着曲げ後にセロテープ剥離試験を行い，剥離無し
を◎，剥離量５％未満を○，剥離量５％以上を×で評価
した。耐食性はＳＳＴ（ＪＩＳ−Ｚ−２３７１に従う塩
水噴霧試験）を１０００時間行った後の腐食減量（g/
m2) で評価し，耐食性が十分という基準はＳＳＴ減量３
０g/m2以下とした。
【００２８】
【表１】
【００２９】表１の結果から次のことがわかる。
【００３０】No.１および２は，Ａｌ量が少ないために
耐食性が十分ではない。No.１，２および３は，Ｍｇ量
に対するＡｌ量が十分でないので，浴表面酸化物が多く
なっている。No.４および５は，Ｍｇ量が少ないために
耐食性が十分でない。No.９は，Ｍｇ量が多いものであ
るが，耐食性が飽和しており且つ浴表面酸化物がやや多
くなっている。No.１６および１７は，Ａｌが高いので
密着性が悪くなっている。これはＦｅ−Ａｌ合金層が発
達したことによると考えられる。
耐食性が十分ではない。No.１，２および３は，Ｍｇ量
に対するＡｌ量が十分でないので，浴表面酸化物が多く
なっている。No.４および５は，Ｍｇ量が少ないために
耐食性が十分でない。No.９は，Ｍｇ量が多いものであ
るが，耐食性が飽和しており且つ浴表面酸化物がやや多
くなっている。No.１６および１７は，Ａｌが高いので
密着性が悪くなっている。これはＦｅ−Ａｌ合金層が発
達したことによると考えられる。
【００３１】これに対し，本発明で規定する１.０〜４.
５重量％のＭｇ量と，４.０〜１０重量％のＡｌ量を含
むめっき浴では，耐食性と密着性が共に良好であり，且
つ浴表面酸化物も少ない。
５重量％のＭｇ量と，４.０〜１０重量％のＡｌ量を含
むめっき浴では，耐食性と密着性が共に良好であり，且
つ浴表面酸化物も少ない。
【００３２】このように本実施例によれば，Ｍｇ量が１
％以上となると急激に耐食性が向上するが，４.５％を
越えて添加しても耐食性は飽和し，また適量のＡｌを含
有しても浴表面酸化物が増加するので，Ｍｇ量は４.５
〜１０重量％の範囲とするのがよいことがわかる。Ａｌ
量については４％未満では耐食性が不十分で且つ表面酸
化物も発生するので４.０重量％以上とするのがよい
が，１０重量％を越えると密着性が劣化するので，４.
０〜１０重量％とするのがよいことがわかる。
％以上となると急激に耐食性が向上するが，４.５％を
越えて添加しても耐食性は飽和し，また適量のＡｌを含
有しても浴表面酸化物が増加するので，Ｍｇ量は４.５
〜１０重量％の範囲とするのがよいことがわかる。Ａｌ
量については４％未満では耐食性が不十分で且つ表面酸
化物も発生するので４.０重量％以上とするのがよい
が，１０重量％を越えると密着性が劣化するので，４.
０〜１０重量％とするのがよいことがわかる。
【００３３】図１は，No.11で得られためっき鋼板のめ
っき層断面を写した走査型電子顕微鏡の二次電子像であ
る（倍率×５０００倍）。図１に見られるように，この
金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組
織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕が混在した組織であり，Ｚ
ｎ2Ｍｇ系の相は見られない。なお，このNo.11の試料と
同様の組織をNo.６，７，８，10, 11, 12, 13, 14のも
のは有しており，これらはいずれも表面外観が良好であ
る。
っき層断面を写した走査型電子顕微鏡の二次電子像であ
る（倍率×５０００倍）。図１に見られるように，この
金属組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組
織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕が混在した組織であり，Ｚ
ｎ2Ｍｇ系の相は見られない。なお，このNo.11の試料と
同様の組織をNo.６，７，８，10, 11, 12, 13, 14のも
のは有しており，これらはいずれも表面外観が良好であ
る。
【００３４】〔実施例２〕下記の処理設備と処理条件で
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造した。
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造した。
【００３５】処理設備：ＮＦＯタイプの連続溶融めっき
ライン（試験機） 処理鋼帯：弱脱酸鋼の冷延鋼帯（厚み：０.８ｍｍ） 還元炉最高到達板温：７８０℃，露点：−２５℃ めっき浴組成（下記範囲で変化させた） Ａｌ＝４.５〜９.５重量％ Ｍｇ＝１.４〜３.８重量％ 残部＝Ｚｎ めっき浴温：３９０〜５５０℃の範囲で変化させた。 浸漬時間：３秒 液滴噴霧条件 噴霧液：硝酸コバルトの１％水溶液 噴霧圧：１kgf/cm2 噴霧エリア：鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前
の位置から凝固を完了する位置までの全面
ライン（試験機） 処理鋼帯：弱脱酸鋼の冷延鋼帯（厚み：０.８ｍｍ） 還元炉最高到達板温：７８０℃，露点：−２５℃ めっき浴組成（下記範囲で変化させた） Ａｌ＝４.５〜９.５重量％ Ｍｇ＝１.４〜３.８重量％ 残部＝Ｚｎ めっき浴温：３９０〜５５０℃の範囲で変化させた。 浸漬時間：３秒 液滴噴霧条件 噴霧液：硝酸コバルトの１％水溶液 噴霧圧：１kgf/cm2 噴霧エリア：鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前
の位置から凝固を完了する位置までの全面
【００３６】めっき浴温とめっき浴組成を変えた以外は
前記の諸条件を一定として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき
鋼板を製造した。得られた鋼板の密着性試験結果を表２
に示した。密着性は実施例１と同じ方法で評価した。
前記の諸条件を一定として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき
鋼板を製造した。得られた鋼板の密着性試験結果を表２
に示した。密着性は実施例１と同じ方法で評価した。
【００３７】
【表２】
【００３８】表２の結果から，いずれの浴組成のものも
本発明で規定する範囲のものであるが，どの組成のもの
も，めっき浴温が４８０℃を越えると密着性が低下する
ことがわかる。これはＦｅ−Ａｌ合金層の成長によるも
のと考えられる。
本発明で規定する範囲のものであるが，どの組成のもの
も，めっき浴温が４８０℃を越えると密着性が低下する
ことがわかる。これはＦｅ−Ａｌ合金層の成長によるも
のと考えられる。
【００３９】〔実施例３〕下記の処理設備と処理条件で
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造した。
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造した。
【００４０】処理設備：連続溶融めっきライン（試験
機） 処理鋼帯：中炭素鋼の熱延鋼帯（インライン酸洗，厚
み：１.６ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成：Ａｌ＝６.９重量％，Ｍｇ＝３.２％，残
部Ｚｎ めっき浴温：４３０℃ 浸漬時間：３秒 液滴噴霧条件 噴霧液：水 噴霧圧：０.０１〜５０kgf/cm2 の範囲 噴霧エリア：鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前
後の位置から凝固完了前後の位置に種々変化させる。
機） 処理鋼帯：中炭素鋼の熱延鋼帯（インライン酸洗，厚
み：１.６ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成：Ａｌ＝６.９重量％，Ｍｇ＝３.２％，残
部Ｚｎ めっき浴温：４３０℃ 浸漬時間：３秒 液滴噴霧条件 噴霧液：水 噴霧圧：０.０１〜５０kgf/cm2 の範囲 噴霧エリア：鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前
後の位置から凝固完了前後の位置に種々変化させる。
【００４１】噴霧条件を変えた以外は，前記の諸条件を
一定として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造し
た。本例の浴組成のものは，めっき層の凝固開始温度は
３７０℃，凝固終了温度は３４３℃である。したがっ
て，めっき層の温度が３７０℃より高いエリアから噴霧
を行えば凝固開始前からの噴霧となり，３７０℃より低
いエリアからでは凝固開始後となる。また，めっき層の
温度が３４３℃より低いエリアまで噴霧を行えば凝固完
了後までの噴霧となり，３４３℃より高いエリアで噴霧
を終えれば凝固完了前での噴霧となる。このように噴霧
エリアを変化させると共に噴霧圧も変化させ，得られた
溶融めっき鋼板の金属組織と表面外観を調査した結果を
表３に示した。
一定として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造し
た。本例の浴組成のものは，めっき層の凝固開始温度は
３７０℃，凝固終了温度は３４３℃である。したがっ
て，めっき層の温度が３７０℃より高いエリアから噴霧
を行えば凝固開始前からの噴霧となり，３７０℃より低
いエリアからでは凝固開始後となる。また，めっき層の
温度が３４３℃より低いエリアまで噴霧を行えば凝固完
了後までの噴霧となり，３４３℃より高いエリアで噴霧
を終えれば凝固完了前での噴霧となる。このように噴霧
エリアを変化させると共に噴霧圧も変化させ，得られた
溶融めっき鋼板の金属組織と表面外観を調査した結果を
表３に示した。
【００４２】表３において，噴霧の開始温度は，めっき
層の温度がその温度となる位置で噴霧を開始したことを
意味しており，噴霧の終了温度とは，めっき層の温度が
その温度となる位置で噴霧を終えたことを意味してい
る。いずれにしても，噴霧開始位置から終了位置までの
エリアではめっき層の全面に対して噴霧を行った。また
めっき層の金属組織はめっき層の断面を電子顕微鏡観察
で評価し，外観はめっき後２４時間放置後の目視観察に
よった。表中に〔Ｚｎ11Ｍｇ2＋Ｚｎ2Ｍｇ〕と表示した
ものは，本文に記載のＺｎ11Ｍｇ2系の相とＺｎ2Ｍｇ系
の相が混在した組織であることを表し，〔Ｚｎ11Ｍ
ｇ2〕と表示したものは，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相だけが現れ
たものを表している。
層の温度がその温度となる位置で噴霧を開始したことを
意味しており，噴霧の終了温度とは，めっき層の温度が
その温度となる位置で噴霧を終えたことを意味してい
る。いずれにしても，噴霧開始位置から終了位置までの
エリアではめっき層の全面に対して噴霧を行った。また
めっき層の金属組織はめっき層の断面を電子顕微鏡観察
で評価し，外観はめっき後２４時間放置後の目視観察に
よった。表中に〔Ｚｎ11Ｍｇ2＋Ｚｎ2Ｍｇ〕と表示した
ものは，本文に記載のＺｎ11Ｍｇ2系の相とＺｎ2Ｍｇ系
の相が混在した組織であることを表し，〔Ｚｎ11Ｍ
ｇ2〕と表示したものは，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相だけが現れ
たものを表している。
【００４３】
【表３】
【００４４】表３の結果から，次のことがわかる。
【００４５】No.１では噴霧圧が低いのでＺｎ11Ｍｇ2系
の相とＺｎ2Ｍｇ系の相が混在したものとなり，外観が
不均一である。これは，噴霧圧が低いとめっき層を表面
側から凝固させる効果がないことを示している。
の相とＺｎ2Ｍｇ系の相が混在したものとなり，外観が
不均一である。これは，噴霧圧が低いとめっき層を表面
側から凝固させる効果がないことを示している。
【００４６】No.４では，噴霧の開始温度が低いので，
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相とＺｎ2Ｍｇ系の相が混在したものと
なり，外観が不均一である。これは，噴霧を開始した位
置では既に鋼板側から凝固が始まっており，このために
Ｚｎ2Ｍｇを含む三元共晶組織が表面の一部に生成した
ことを示している。
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相とＺｎ2Ｍｇ系の相が混在したものと
なり，外観が不均一である。これは，噴霧を開始した位
置では既に鋼板側から凝固が始まっており，このために
Ｚｎ2Ｍｇを含む三元共晶組織が表面の一部に生成した
ことを示している。
【００４７】No.５では，噴霧の終了温度が高いので，
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相とＺｎ2Ｍｇ系の相が混在したものと
なり，外観が不均一である。これは，凝固が完了する前
に噴霧を止めてしまったために，その時点で未凝固の部
分からＺｎ2Ｍｇを含む三元共晶組織が晶出したことを
示している。
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相とＺｎ2Ｍｇ系の相が混在したものと
なり，外観が不均一である。これは，凝固が完了する前
に噴霧を止めてしまったために，その時点で未凝固の部
分からＺｎ2Ｍｇを含む三元共晶組織が晶出したことを
示している。
【００４８】これに対し，No.２および３のように，凝
固開始前から凝固完了後まで所要の噴霧圧で噴霧したも
のでは，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相だけとなり，外観も均一な
ものが得られる。そのさい，No.６や７のように噴霧圧
がさらに高くてもとくに問題はない。
固開始前から凝固完了後まで所要の噴霧圧で噴霧したも
のでは，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相だけとなり，外観も均一な
ものが得られる。そのさい，No.６や７のように噴霧圧
がさらに高くてもとくに問題はない。
【００４９】したがって，表面外観の良好なＺｎ11Ｍｇ
2系の相の金属組織を得るには，凝固開始前から凝固完
了後まで所要の噴霧圧で噴霧することが肝要であること
がわかる。
2系の相の金属組織を得るには，凝固開始前から凝固完
了後まで所要の噴霧圧で噴霧することが肝要であること
がわかる。
【００５０】
【発明の効果】以上説明したように，本発明によると，
耐食性，密着性および表面外観に共に優れた溶融Ｚｎ−
Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造法することができ，その優
れた耐食性ゆえに従来の溶融Ｚｎ基めっき鋼板のもので
はなし得なかった新たな耐食性材料を提供できる。
耐食性，密着性および表面外観に共に優れた溶融Ｚｎ−
Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造法することができ，その優
れた耐食性ゆえに従来の溶融Ｚｎ基めっき鋼板のもので
はなし得なかった新たな耐食性材料を提供できる。
【図１】本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板
のめっき層の断面の金属組織を示す走査型電子顕微鏡の
二次電子像とその説明図である。
のめっき層の断面の金属組織を示す走査型電子顕微鏡の
二次電子像とその説明図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成９年１１月６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３５】 処理設備：連続溶融めっきライン（試験機） 処理鋼帯：弱脱酸鋼の冷延鋼帯（厚み：０．８ｍｍ） 還元炉最高到達板温：７８０℃，露点：−２５℃ めっき浴組成（下記範囲で変化させた） Ａｌ＝４．５〜９．５重量％ Ｍｇ＝２．７〜３．９重量％ 残部＝Ｚｎ めっき浴温：３９０〜５５０℃の範囲で変化させた。 浸漬時間：２秒 液滴噴霧条件 噴霧液：硝酸コバルトの１％水溶液 噴霧圧：１ｋｇｆ／ｃｍ２ 噴霧エリア：鋼帯表面上のめっき層が凝固を開始する前
の位置から凝固を完了する位置までの全面
の位置から凝固を完了する位置までの全面
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 橘高 敏晴 大阪府堺市石津西町５番地 日新製鋼株式 会社技術研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ａｌ：４.０〜１０重量％，Ｍｇ：１.０
〜４.５重量％，残部がＺｎおよび不可避的不純物から
なる溶融めっき浴中に鋼帯を連続的に通過させる溶融め
っき鋼帯の製造法において，該めっき浴の浴温を融点以
上４８０℃以下に維持し，このめっき浴を出た鋼帯の未
凝固のめっき層の全表面に対し，該めっき層の凝固が開
始する前から凝固が完了するまで，水または水溶液を液
滴状で噴霧し続けることを特徴とする耐食性および表面
外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造
法。 - 【請求項２】 得られるめっき層は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕ま
たは〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を
有する請求項１に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼
帯の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8870497A JPH10265926A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8870497A JPH10265926A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10265926A true JPH10265926A (ja) | 1998-10-06 |
Family
ID=13950279
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8870497A Pending JPH10265926A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼帯の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10265926A (ja) |
Cited By (22)
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|---|---|---|---|---|
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| JP2001329354A (ja) * | 2000-03-16 | 2001-11-27 | Nippon Steel Corp | 化成処理性に優れた溶融亜鉛−アルミニウム合金めっき鋼板とその製造方法 |
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| JP2002030405A (ja) * | 2000-03-31 | 2002-01-31 | Nippon Steel Corp | 高耐食性を有し加工性に優れためっき鋼材およびその製造方法 |
| JP2002030404A (ja) * | 2000-03-31 | 2002-01-31 | Nippon Steel Corp | 高耐食性を有し加工性に優れためっき鋼材およびその製造方法 |
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| WO2012091385A3 (en) * | 2010-12-28 | 2012-09-13 | Posco | High corrosion resistant hot dip zn alloy plated steel sheet and method of manufacturing the same |
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-
1997
- 1997-03-25 JP JP8870497A patent/JPH10265926A/ja active Pending
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