JPH10306357A - 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造法 - Google Patents
耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造法Info
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- JPH10306357A JPH10306357A JP5744698A JP5744698A JPH10306357A JP H10306357 A JPH10306357 A JP H10306357A JP 5744698 A JP5744698 A JP 5744698A JP 5744698 A JP5744698 A JP 5744698A JP H10306357 A JPH10306357 A JP H10306357A
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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系めっき鋼板を得る。 【解決手段】 Ａｌ：４.０〜１０.０重量％，Ｍｇ：
１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.１重量％，
Ｂ：０.００１〜０.０４５重量％，残部がＺｎおよび不
可避的不純物からなる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，該めっき層が，〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａ
ｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕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Ｚ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
ｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得る。 【解決手段】 Ａｌ：４.０〜１０.０重量％，Ｍｇ：
１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.１重量％，
Ｂ：０.００１〜０.０４５重量％，残部がＺｎおよび不
可避的不純物からなる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，該めっき層が，〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａ
ｌ相〕または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕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Ｚ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
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系めっき鋼板およびその
製造法に関する。
の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその
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帯成品を製造性よく生
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めっき鋼板が安定して連続
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帯成品を製造性よく生
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めっき鋼板が安定して連続
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，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めっき鋼板の製
造にあたっては，一見したところ，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，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めっき鋼板の製
造にあたっては，一見したところ，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Ｚｎ11Ｍｇ2系の相
（詳細は後述するが，Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元
共晶の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または
〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ
2系の相）が局部的に晶出する現象が起きる。この局部
的に晶出したＺｎ11Ｍｇ2系の相は他の相（例えばＺｎ2
Ｍｇ系の相・詳細は後述する）よりも変色しやすく，放
置しておくと，この部分が非常に目立った色調となり，
表面外観を著しく悪くする。したがって，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。
用した場合に，めっき層の組織中にＺｎ11Ｍｇ2系の相
（詳細は後述するが，Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元
共晶の素地自体或いは該素地中に〔Ａｌ初晶〕または
〔Ａｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ11Ｍｇ
2系の相）が局部的に晶出する現象が起きる。この局部
的に晶出したＺｎ11Ｍｇ2系の相は他の相（例えばＺｎ2
Ｍｇ系の相・詳細は後述する）よりも変色しやすく，放
置しておくと，この部分が非常に目立った色調となり，
表面外観を著しく悪くする。したがって，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。
【０００７】加えて，本発明者らの経験によると，この
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が局部的に晶出した場合に，この晶
出部分が優先的に腐食される現象が起きることも明らか
となった。このような問題を解決する有効な手段は前記
の公報類を含め，これまで見いだされていない。
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が局部的に晶出した場合に，この晶
出部分が優先的に腐食される現象が起きることも明らか
となった。このような問題を解決する有効な手段は前記
の公報類を含め，これまで見いだされていない。
【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めっき鋼板を提供しようとするものである。
題を解決し，耐食性と表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ
−Ｍｇめっき鋼板を提供しようとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，Ａｌ：
４.０〜１０.０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，Ｔ
ｉ：０.００２〜０.１重量％，Ｂ：０.００１〜０.０４
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／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を有
する耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍ
ｇめっき鋼板を提供する。
４.０〜１０.０重量％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，Ｔ
ｉ：０.００２〜０.１重量％，Ｂ：０.００１〜０.０４
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／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を有
する耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍ
ｇめっき鋼板を提供する。
【００１０】当該めっき層の金属組織は，好ましくは，
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
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）である。
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
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）である。
【００１１】この金属組織のめっき層を有する溶融めっ
き鋼板は，めっき浴の浴温を融点以上４１０℃未満とし
且つめっき後の冷却速度を７℃／秒以上に制御するか，
またはめっき浴の浴温を４１０℃以上で且つめっき後の
冷却速度を０.５℃／秒以上に制御することによって製
造することができる。
き鋼板は，めっき浴の浴温を融点以上４１０℃未満とし
且つめっき後の冷却速度を７℃／秒以上に制御するか，
またはめっき浴の浴温を４１０℃以上で且つめっき後の
冷却速度を０.５℃／秒以上に制御することによって製
造することができる。
【００１２】ここで，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕とは，例えば図２の電子顕微鏡写真にその代
表例を示すように，Ａｌ相と，Ｚｎ相と，金属間化合物
Ｚｎ2Ｍｇ相との三元共晶組織であり，この三元共晶組
織を形成しているＡｌ相は実際にはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの
三元系平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎ
を固溶するＡｌ固溶体であり，少量のＭｇを含む）に由
来するものである。この高温でのＡｌ”相は常温では通
常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して現れる。ま
た，該三元共晶組織中の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。該三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は，Ｚｎ−Ｍ
ｇの二元系平衡状態図のＺｎ：約８４重量％の付近に存
在する金属間化合物相である。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／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕と表す。
共晶組織〕とは，例えば図２の電子顕微鏡写真にその代
表例を示すように，Ａｌ相と，Ｚｎ相と，金属間化合物
Ｚｎ2Ｍｇ相との三元共晶組織であり，この三元共晶組
織を形成しているＡｌ相は実際にはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇの
三元系平衡状態図における高温での「Ａｌ”相」（Ｚｎ
を固溶するＡｌ固溶体であり，少量のＭｇを含む）に由
来するものである。この高温でのＡｌ”相は常温では通
常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に分離して現れる。ま
た，該三元共晶組織中の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。該三元共晶組織中のＺｎ2Ｍｇ相は，Ｚｎ−Ｍ
ｇの二元系平衡状態図のＺｎ：約８４重量％の付近に存
在する金属間化合物相である。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／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕と表す。
【００１３】また，〔初晶Ａｌ相〕とは，例えば図１の
電子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元
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Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図に
おける高温での「Ａｌ”相」( Ｚｎを固溶するＡｌ固溶
体であり，少量のＭｇを含む）に由来するものである。
この高温でのＡｌ”相はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度応じ
て固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温でのＡ
ｌ”相は常温では通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に
分離するが，常温で見られる島状の形状は高温でのＡ
ｌ”相の形骸を留めたものであると見てよい。この高温
でのＡｌ”相（Ａｌ初晶と呼ばれる）に由来し且つ形状
的にはＡｌ”相の形骸を留めている相を本明細書では
〔初晶Ａｌ相〕と呼ぶ。この〔初晶Ａｌ相〕は前記の三
元共晶組織を形成しているＡｌ相とは顕微鏡観察におい
て明瞭に区別できる。
電子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元
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Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇの三元系平衡状態図に
おける高温での「Ａｌ”相」( Ｚｎを固溶するＡｌ固溶
体であり，少量のＭｇを含む）に由来するものである。
この高温でのＡｌ”相はめっき浴のＡｌやＭｇ濃度応じ
て固溶するＺｎ量やＭｇ量が相違する。この高温でのＡ
ｌ”相は常温では通常は微細なＡｌ相と微細なＺｎ相に
分離するが，常温で見られる島状の形状は高温でのＡ
ｌ”相の形骸を留めたものであると見てよい。この高温
でのＡｌ”相（Ａｌ初晶と呼ばれる）に由来し且つ形状
的にはＡｌ”相の形骸を留めている相を本明細書では
〔初晶Ａｌ相〕と呼ぶ。この〔初晶Ａｌ相〕は前記の三
元共晶組織を形成しているＡｌ相とは顕微鏡観察におい
て明瞭に区別できる。
【００１４】また，〔Ｚｎ単相〕とは，例えば図３の電
子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元共
晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相
（前記の初晶Ａｌ相よりはやや白く見える）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。この〔Ｚｎ単相〕は前記の三元共晶組織を形
成しているＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
子顕微鏡写真にその代表例を示すように，前記の三元共
晶組織の素地中に明瞭な境界をもって島状に見える相
（前記の初晶Ａｌ相よりはやや白く見える）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。この〔Ｚｎ単相〕は前記の三元共晶組織を形
成しているＺｎ相とは顕微鏡観察において明瞭に区別で
きる。
【００１５】本明細書において〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇ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こ
とを「Ｚｎ2Ｍｇ系の相」と略称して呼ぶことがある。
また，本明細書において「Ｚｎ11Ｍｇ2系の相」と呼ぶ
ものは，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕
の素地自体の金属組織，或いはこの素地中に〔初晶Ａｌ
相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した
金属組織を表す。後者のＺｎ11Ｍｇ2系の相が目視可能
な大きさの斑点状として現れると表面外観を著しく悪く
し，耐食性も低下する。本発明に従うめっき層は，目視
可能な大きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が実質上存
在しない点に特徴がある。
ｇ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こ
とを「Ｚｎ2Ｍｇ系の相」と略称して呼ぶことがある。
また，本明細書において「Ｚｎ11Ｍｇ2系の相」と呼ぶ
ものは，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕
の素地自体の金属組織，或いはこの素地中に〔初晶Ａｌ
相〕，または〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した
金属組織を表す。後者のＺｎ11Ｍｇ2系の相が目視可能
な大きさの斑点状として現れると表面外観を著しく悪く
し，耐食性も低下する。本発明に従うめっき層は，目視
可能な大きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が実質上存
在しない点に特徴がある。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍ
ｇめっき鋼板は，そのめっき層の組成（溶融めっき浴の
組成に実質的に対応する）がＡｌ：４.０〜１０.０重量
％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.
１重量％，Ｂ：０.００１〜０.０４５重量％，残部がＺ
ｎおよび不可避的不純物からなる。そして，そのめっき
層の組織を，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組
織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織とし
た点，または該素地中に〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚｎ単
相〕が混在した金属組織とした点に特徴があり，これに
より，耐食性，表面外観および製造性を同時に改善した
ものである。
ｇめっき鋼板は，そのめっき層の組成（溶融めっき浴の
組成に実質的に対応する）がＡｌ：４.０〜１０.０重量
％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.
１重量％，Ｂ：０.００１〜０.０４５重量％，残部がＺ
ｎおよび不可避的不純物からなる。そして，そのめっき
層の組織を，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組
織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した金属組織とし
た点，または該素地中に〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚｎ単
相〕が混在した金属組織とした点に特徴があり，これに
より，耐食性，表面外観および製造性を同時に改善した
ものである。
【００１７】めっき層の組成がＡｌ：４.０〜１０.０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り，めっき層の組織を，〔Ａｌ／Ｚ
ｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ
相〕が混在した金属組織とした点，または該素地中に
〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織
とすると，耐食性，表面外観および製造性が同時に改善
できることを本発明者らは知見し，その内容を先の特願
平８−３５２４６７号（出願日平成８年１２月１３日）
に記載した。この出願後も本発明者らは当溶融Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇめっき鋼板についての研究を続けてきたが，こ
の基本組成および組織をもつめっき層に適量のＴｉとＢ
を添加すると，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相の生成・成長を一層
抑制できることを今回新たに知見した。この知見による
と，Ｔｉ・Ｂ無添加の場合に比べて浴温や冷却速度の制
御範囲をより広くしても，前記の組織をもつめっき層を
形成できることになり，前記の先願の場合よりも，一層
有利に耐食性，表面外観性の優れた溶融めっき鋼板が安
定して製造できる。
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り，めっき層の組織を，〔Ａｌ／Ｚ
ｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ
相〕が混在した金属組織とした点，または該素地中に
〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織
とすると，耐食性，表面外観および製造性が同時に改善
できることを本発明者らは知見し，その内容を先の特願
平８−３５２４６７号（出願日平成８年１２月１３日）
に記載した。この出願後も本発明者らは当溶融Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇめっき鋼板についての研究を続けてきたが，こ
の基本組成および組織をもつめっき層に適量のＴｉとＢ
を添加すると，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相の生成・成長を一層
抑制できることを今回新たに知見した。この知見による
と，Ｔｉ・Ｂ無添加の場合に比べて浴温や冷却速度の制
御範囲をより広くしても，前記の組織をもつめっき層を
形成できることになり，前記の先願の場合よりも，一層
有利に耐食性，表面外観性の優れた溶融めっき鋼板が安
定して製造できる。
【００１８】溶融Ｚｎめっき層に適量のＴｉとＢを添加
しためっき層の合金組成自体は，例えば特開昭５９−１
６６６６６号公報（Ｔｉ・Ｂ添加によるＺｎ−Ａｌ合金
の結晶粒の微細化），特開昭６２−２３９７６号公報
（スパングルの微細化），特開平２−１３８４５１号公
報（塗装後の衝撃による被膜剥離の抑制），特開平２−
２７４８５１号公報（伸びと衝撃値の向上）等に記載さ
れているが，いずれも，本発明で対象とするようなＺｎ
−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっきのものではなく，したがっ
て，Ｚｎ2Ｍｇ相生成とＺｎ11Ｍｇ2相抑制といった組織
挙動に及ぼすＴｉ・Ｂの作用効果は未知であった。なお
特開平２−２７４８５１号公報には０.２重量％までの
Ｍｇを含有しても良いと記載されているが，本発明が対
象とするような１.０重量％以上のＭｇを含むことまで
は意図していない。本発明者らの知見によると，当該Ｚ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっきにおいて，Ｚｎ11Ｍｇ2系
の相が生成するような浴温・冷却速度であっても，Ｔｉ
・Ｂの適量添加によってＺｎ11Ｍｇ2系の相のサイズが
非常に小さくなり，ＴｉとＢはＺｎ2Ｍｇ系の相を安定
して成長させることができることがわかった。
しためっき層の合金組成自体は，例えば特開昭５９−１
６６６６６号公報（Ｔｉ・Ｂ添加によるＺｎ−Ａｌ合金
の結晶粒の微細化），特開昭６２−２３９７６号公報
（スパングルの微細化），特開平２−１３８４５１号公
報（塗装後の衝撃による被膜剥離の抑制），特開平２−
２７４８５１号公報（伸びと衝撃値の向上）等に記載さ
れているが，いずれも，本発明で対象とするようなＺｎ
−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっきのものではなく，したがっ
て，Ｚｎ2Ｍｇ相生成とＺｎ11Ｍｇ2相抑制といった組織
挙動に及ぼすＴｉ・Ｂの作用効果は未知であった。なお
特開平２−２７４８５１号公報には０.２重量％までの
Ｍｇを含有しても良いと記載されているが，本発明が対
象とするような１.０重量％以上のＭｇを含むことまで
は意図していない。本発明者らの知見によると，当該Ｚ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっきにおいて，Ｚｎ11Ｍｇ2系
の相が生成するような浴温・冷却速度であっても，Ｔｉ
・Ｂの適量添加によってＺｎ11Ｍｇ2系の相のサイズが
非常に小さくなり，ＴｉとＢはＺｎ2Ｍｇ系の相を安定
して成長させることができることがわかった。
【００１９】このように，本願発明は，先願の特願平８
−３５２４６７号に提案した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっ
き鋼板とは，溶融めっき層の組成においてＴｉ・Ｂを適
量添加した点で相違があるが，めっき層の組織の点では
実質的な相違はない。すなわち，Ｔｉ・Ｂの適用添加に
よってＺｎ11Ｍｇ2系の相の生成・成長が抑制された結
果として，先願発明のものと同様のＺｎ2Ｍｇ系の相か
らなる金属組織をより有利に得ることができたものであ
り，得られた金属組織においてはＴｉ・Ｂはその添加量
が微量であることもあり，Ｔｉ・Ｂを含む相の存在は現
在のところ識別できていない。したがって，本願発明の
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板は，めっき層中に適量
のＴｉ・Ｂを含有するものではあるが，その金属組織の
面では，先願発明と同様に，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した
金属組織，または該素地中に〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚ
ｎ単相〕が混在した金属組織を有するものとして説明す
る。
−３５２４６７号に提案した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっ
き鋼板とは，溶融めっき層の組成においてＴｉ・Ｂを適
量添加した点で相違があるが，めっき層の組織の点では
実質的な相違はない。すなわち，Ｔｉ・Ｂの適用添加に
よってＺｎ11Ｍｇ2系の相の生成・成長が抑制された結
果として，先願発明のものと同様のＺｎ2Ｍｇ系の相か
らなる金属組織をより有利に得ることができたものであ
り，得られた金属組織においてはＴｉ・Ｂはその添加量
が微量であることもあり，Ｔｉ・Ｂを含む相の存在は現
在のところ識別できていない。したがって，本願発明の
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板は，めっき層中に適量
のＴｉ・Ｂを含有するものではあるが，その金属組織の
面では，先願発明と同様に，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した
金属組織，または該素地中に〔初晶Ａｌ相〕および〔Ｚ
ｎ単相〕が混在した金属組織を有するものとして説明す
る。
【００２０】以下にまず，本発明の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍ
ｇめっき鋼板のめっき層の基本組成（めっき浴に実質的
に対応する）における各成分量の限定理由から説明す
る。
ｇめっき鋼板のめっき層の基本組成（めっき浴に実質的
に対応する）における各成分量の限定理由から説明す
る。
【００２１】めっき層中のＡｌは，当該めっき鋼板の耐
食性の向上と当該めっき鋼板製造時のドロス発生を抑制
する作用を供する。Ａｌ含有量が４.０重量％未満では
耐食性向上効果が十分ではなく，またＭｇ酸化物系のド
ロス発生を抑制する効果も低い。他方，Ａｌ含有量が１
０.０重量％を越えると，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。好ましいＡｌ含有量は４.０〜９.０重量
％，更に好ましいＡｌ含有量は５.０〜８.５重量％，一
層好ましいＡｌ含有量は５.０〜７.０重量％である。
食性の向上と当該めっき鋼板製造時のドロス発生を抑制
する作用を供する。Ａｌ含有量が４.０重量％未満では
耐食性向上効果が十分ではなく，またＭｇ酸化物系のド
ロス発生を抑制する効果も低い。他方，Ａｌ含有量が１
０.０重量％を越えると，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。好ましいＡｌ含有量は４.０〜９.０重量
％，更に好ましいＡｌ含有量は５.０〜８.５重量％，一
層好ましいＡｌ含有量は５.０〜７.０重量％である。
【００２２】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
しく高める作用を供する。Ｍｇ含有量が１.０％未満で
はかような腐食生成物を均一に生成させる作用が十分で
はなく，他方，Ｍｇ含有量が４.０％を越えてもＭｇに
よる耐食性向上効果は飽和し，かえってＭｇ酸化物系の
ドロスが発生しやすくなるので，Ｍｇ含有量は１.０〜
４.０％とする。好ましいＭｇ含有量は１.５〜４.０重
量％，さらに好ましいＭｇ含有量は２.０〜３.５重量
％，一層好ましいＭｇ含有量は２.５〜３.５重量％であ
る。
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
しく高める作用を供する。Ｍｇ含有量が１.０％未満で
はかような腐食生成物を均一に生成させる作用が十分で
はなく，他方，Ｍｇ含有量が４.０％を越えてもＭｇに
よる耐食性向上効果は飽和し，かえってＭｇ酸化物系の
ドロスが発生しやすくなるので，Ｍｇ含有量は１.０〜
４.０％とする。好ましいＭｇ含有量は１.５〜４.０重
量％，さらに好ましいＭｇ含有量は２.０〜３.５重量
％，一層好ましいＭｇ含有量は２.５〜３.５重量％であ
る。
【００２３】めっき層中のＴｉは，Ｚｎ11Ｍｇ2相の生
成・成長を抑制する作用を供する。Ｔｉ含有量が０.０
０２重量％未満ではこのような効果が十分ではない。他
方，Ｔｉ含有量が０.１重量％を越えると，めっき層中
にＴｉ−Ａｌ系の析出物が成長し，めっき層に凹凸が生
じ（現場用語でブツと呼ばれるものに対応する），外観
を損ねるようになるので好ましくはない。したがって，
Ｔｉ含有量は０.００２〜０.１重量％とする。
成・成長を抑制する作用を供する。Ｔｉ含有量が０.０
０２重量％未満ではこのような効果が十分ではない。他
方，Ｔｉ含有量が０.１重量％を越えると，めっき層中
にＴｉ−Ａｌ系の析出物が成長し，めっき層に凹凸が生
じ（現場用語でブツと呼ばれるものに対応する），外観
を損ねるようになるので好ましくはない。したがって，
Ｔｉ含有量は０.００２〜０.１重量％とする。
【００２４】めっき層中のＢは，Ｚｎ11Ｍｇ2相の生成
・成長を抑制する作用を供する。Ｂ含有量が０.００１
重量％未満ではこのような効果が十分ではない。他方，
Ｂ含有量が０.０４５重量％を越えると，めっき層中に
Ｔｉ−ＢあるいはＡｌ−Ｂ系の析出物が成長し，めっき
層に凹凸（同ブツ）が生じ，外観を損ねるようになるの
で好ましくはない。したがって，Ｂ含有量は０.００１
〜０.０４５重量％とするのがよい。なお，このＢ含有
量の範囲では浴中にＴｉ−Ｂ系の化合物例えばＴｉＢ2
が存在しても，その存在量が僅かであるので，めっき層
に凹凸を生じさせるといった問題も起きないことがわか
った。したがって，浴へのＢとＴｉの添加にさいして
は，その一部はＴｉＢ2の形態で添加することもでき，
これによってもＺｎ11Ｍｇ2系の相の生成・成長を抑制
することができる。
・成長を抑制する作用を供する。Ｂ含有量が０.００１
重量％未満ではこのような効果が十分ではない。他方，
Ｂ含有量が０.０４５重量％を越えると，めっき層中に
Ｔｉ−ＢあるいはＡｌ−Ｂ系の析出物が成長し，めっき
層に凹凸（同ブツ）が生じ，外観を損ねるようになるの
で好ましくはない。したがって，Ｂ含有量は０.００１
〜０.０４５重量％とするのがよい。なお，このＢ含有
量の範囲では浴中にＴｉ−Ｂ系の化合物例えばＴｉＢ2
が存在しても，その存在量が僅かであるので，めっき層
に凹凸を生じさせるといった問題も起きないことがわか
った。したがって，浴へのＢとＴｉの添加にさいして
は，その一部はＴｉＢ2の形態で添加することもでき，
これによってもＺｎ11Ｍｇ2系の相の生成・成長を抑制
することができる。
【００２５】該溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板にお
いて，Ｚｎ11Ｍｇ2が晶出すると前記したように表面外
観を悪くすると共に耐食性も悪くすることがわかった。
他方，めっき層の組織を，〔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としたも
のでは，表面外観が極めて良好で且つ耐食性にも優れる
ことがわかった。
いて，Ｚｎ11Ｍｇ2が晶出すると前記したように表面外
観を悪くすると共に耐食性も悪くすることがわかった。
他方，めっき層の組織を，〔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としたも
のでは，表面外観が極めて良好で且つ耐食性にも優れる
ことがわかった。
【００２６】ここで〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共
晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した組織と
は，前記したように，めっき層断面をミクロ的に観察し
たときに，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕
の素地中に最初に析出した〔初晶Ａｌ相〕が混在した金
属組織である。図１は，その代表的な金属組織を示すめ
っき層断面の電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００
倍）であり，下方の鋼板母材（黒っぽく見える部分）の
表面に溶融めっきされためっき層の基本組成は６Ａｌ−
３Ｍｇ−Ｚｎ（Ｔｉ・Ｂ添加材）である。図１の写真の
組織を描写し，組織中の相を解説した図を右側に示した
が，同図に示すように〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した状態に
ある。図２は，図１における〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕の素地部分を拡大した電子顕微鏡２次
電子像（倍率：１００００倍）であり，同右の描写解説
図に示したように，この素地は，Ｚｎ（白色部）とＡｌ
（黒っぽく粒状に見える部分）とＺｎ2Ｍｇ（残部の棒
状に見える部分）とからなる三元共晶組織を有してい
る。
晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した組織と
は，前記したように，めっき層断面をミクロ的に観察し
たときに，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕
の素地中に最初に析出した〔初晶Ａｌ相〕が混在した金
属組織である。図１は，その代表的な金属組織を示すめ
っき層断面の電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００
倍）であり，下方の鋼板母材（黒っぽく見える部分）の
表面に溶融めっきされためっき層の基本組成は６Ａｌ−
３Ｍｇ−Ｚｎ（Ｔｉ・Ｂ添加材）である。図１の写真の
組織を描写し，組織中の相を解説した図を右側に示した
が，同図に示すように〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元
共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が混在した状態に
ある。図２は，図１における〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕の素地部分を拡大した電子顕微鏡２次
電子像（倍率：１００００倍）であり，同右の描写解説
図に示したように，この素地は，Ｚｎ（白色部）とＡｌ
（黒っぽく粒状に見える部分）とＺｎ2Ｍｇ（残部の棒
状に見える部分）とからなる三元共晶組織を有してい
る。
【００２７】また〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶
組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在
した組織とは，めっき層断面をミクロ的に観察したとき
に，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織
である。すなわち，少量の〔Ｚｎ単相〕が晶出している
以外は前者の金属組織と変わりはなく，この〔Ｚｎ単
相〕が少量晶出していても耐食性や外観は前者の組織と
実質的に同様に優れている。
組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在
した組織とは，めっき層断面をミクロ的に観察したとき
に，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
中に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織
である。すなわち，少量の〔Ｚｎ単相〕が晶出している
以外は前者の金属組織と変わりはなく，この〔Ｚｎ単
相〕が少量晶出していても耐食性や外観は前者の組織と
実質的に同様に優れている。
【００２８】図３は，その代表的な金属組織を示すめっ
き層断面の電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００倍）
であり，めっき層の基本組成は６Ａｌ−３Ｍｇ−Ｚｎ
（Ｔｉ・Ｂ添加材）である。図３に見られるように，
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に
〔初晶Ａｌ相〕が混在している点は図１のものと同じで
あるが，さらに島状の〔Ｚｎ単相〕（初晶Ａｌ相よりや
や薄い灰色をした部分）が存在している。
き層断面の電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００倍）
であり，めっき層の基本組成は６Ａｌ−３Ｍｇ−Ｚｎ
（Ｔｉ・Ｂ添加材）である。図３に見られるように，
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に
〔初晶Ａｌ相〕が混在している点は図１のものと同じで
あるが，さらに島状の〔Ｚｎ単相〕（初晶Ａｌ相よりや
や薄い灰色をした部分）が存在している。
【００２９】図４は，図３のものより，溶融めっき後の
冷却速度を速くした場合に得られた金属組織のめっき層
断面の電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００倍）であ
り，めっき層の組成は図３のものと同じである。図４の
組織では，図３のものよりも〔初晶Ａｌ相〕がやや小さ
くなり，その近傍に〔Ｚｎ単相〕が存在しているが，
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に混在している点では変
わりはない。
冷却速度を速くした場合に得られた金属組織のめっき層
断面の電子顕微鏡２次電子像（倍率：２０００倍）であ
り，めっき層の組成は図３のものと同じである。図４の
組織では，図３のものよりも〔初晶Ａｌ相〕がやや小さ
くなり，その近傍に〔Ｚｎ単相〕が存在しているが，
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕が〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に混在している点では変
わりはない。
【００３０】めっき層全体に占めるこれらの組織の割合
は，前者のもの，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に最初に析出した〔初晶Ａｌ
相〕が点在した金属組織では，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ相〕の合計量が８０％
容積％以上，好ましくは９５容積％以上である。残部に
はＺｎ／Ｚｎ2Ｍｇの二元共晶またはＺｎ2Ｍｇが少量混
在してしてもよい。
は，前者のもの，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕の素地中に最初に析出した〔初晶Ａｌ
相〕が点在した金属組織では，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ相〕の合計量が８０％
容積％以上，好ましくは９５容積％以上である。残部に
はＺｎ／Ｚｎ2Ｍｇの二元共晶またはＺｎ2Ｍｇが少量混
在してしてもよい。
【００３１】後者のもの，すなわち，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚ
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が
点在し且つ〔Ｚｎ単相〕が晶出した金属組織では，〔Ａ
ｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ
相〕の合計量が８０％容積％以上，〔Ｚｎ単相〕が１５
容積％以下である。残部にはＺｎ／Ｚｎ2Ｍｇの二元共
晶またはＺｎ2Ｍｇが少量混在していてもよい。
ｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が
点在し且つ〔Ｚｎ単相〕が晶出した金属組織では，〔Ａ
ｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕＋〔初晶Ａｌ
相〕の合計量が８０％容積％以上，〔Ｚｎ単相〕が１５
容積％以下である。残部にはＺｎ／Ｚｎ2Ｍｇの二元共
晶またはＺｎ2Ｍｇが少量混在していてもよい。
【００３２】前者および後者の両組織とも，Ｚｎ11Ｍｇ
2系の相は実質的に存在しないことが望ましい。このＺ
ｎ11Ｍｇ2系の相は，本発明に従うめっき組成範囲で
は，通常の連続溶融めっき設備で連続的に溶融めっき鋼
板を製造しようとすると，〔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の相として
“斑点状”に現れやすくなることがわかった。
2系の相は実質的に存在しないことが望ましい。このＺ
ｎ11Ｍｇ2系の相は，本発明に従うめっき組成範囲で
は，通常の連続溶融めっき設備で連続的に溶融めっき鋼
板を製造しようとすると，〔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の相として
“斑点状”に現れやすくなることがわかった。
【００３３】図５は，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が斑点状に現
れためっき鋼板（後記実施例３の表３中のNo.２のも
の）の表面外観を写した写真である。図５に見られるよ
うに，半径が約２〜７ｍｍの斑点（青く変色したもの）
が母相中に点々と現れている。この斑点の大きさは浴温
と溶融めっき層の冷却速度に依存して異なってくる。
れためっき鋼板（後記実施例３の表３中のNo.２のも
の）の表面外観を写した写真である。図５に見られるよ
うに，半径が約２〜７ｍｍの斑点（青く変色したもの）
が母相中に点々と現れている。この斑点の大きさは浴温
と溶融めっき層の冷却速度に依存して異なってくる。
【００３４】図６は，図５に現れた斑点部分を通るよう
に試料を剪断し，その断面を見た電子顕微鏡２次電子像
（倍率：２０００倍）である。図６に見られるように，
この斑点部分の組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の
三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕が混在したもの
である。なお試料によっては，該素地中に〔Ａｌ初晶〕
と〔Ｚｎ単相〕が混在することもある。
に試料を剪断し，その断面を見た電子顕微鏡２次電子像
（倍率：２０００倍）である。図６に見られるように，
この斑点部分の組織は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の
三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕が混在したもの
である。なお試料によっては，該素地中に〔Ａｌ初晶〕
と〔Ｚｎ単相〕が混在することもある。
【００３５】図７は，図６の素地部分（Ａｌ初晶を含ま
ない部分）だけを倍率を上げて見た電子顕微鏡２次電子
像（倍率：１００００倍）であり，白っぽく縞状に伸び
るＺｎの間にＺｎ11Ｍｇ2とＡｌ（やや黒っぽく粒状に
見える部分）が存在した三元共晶組織すなわち〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕が明瞭に現れてい
る。
ない部分）だけを倍率を上げて見た電子顕微鏡２次電子
像（倍率：１００００倍）であり，白っぽく縞状に伸び
るＺｎの間にＺｎ11Ｍｇ2とＡｌ（やや黒っぽく粒状に
見える部分）が存在した三元共晶組織すなわち〔Ａｌ／
Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕が明瞭に現れてい
る。
【００３６】図８は，図５のように現れた斑点部分につ
いて，母相と斑点相の境界部分を見た電子顕微鏡２次電
子像（倍率：１００００倍）であり，図８の写真におい
て左半分は母相部分，右半分は斑点相である。左半分の
母相部分は，図２のものと同様の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕であり，右半分は図７と同様の
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕が写って
いる。両者の金属間化合物の部分だけを比較すると，Ｚ
ｎ11Ｍｇ2はＺｎ2Ｍｇよりもやや腐食している状況が理
解される得る。
いて，母相と斑点相の境界部分を見た電子顕微鏡２次電
子像（倍率：１００００倍）であり，図８の写真におい
て左半分は母相部分，右半分は斑点相である。左半分の
母相部分は，図２のものと同様の〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕であり，右半分は図７と同様の
〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2の三元共晶組織〕が写って
いる。両者の金属間化合物の部分だけを比較すると，Ｚ
ｎ11Ｍｇ2はＺｎ2Ｍｇよりもやや腐食している状況が理
解される得る。
【００３７】これらの図５〜図８から，斑点状のＺｎ11
Ｍｇ2系の相は，実際には〔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〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有するもので
あること，そして，このＺｎ11Ｍｇ2系の相は，Ｚｎ2Ｍ
ｇ系の相の母地中に，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇ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母
地中に，目視可能な大きさの斑点として点々と出現する
ことがわかる。
Ｍｇ2系の相は，実際には〔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〔Ｚｎ単相〕が混在した金属組織を有するもので
あること，そして，このＺｎ11Ｍｇ2系の相は，Ｚｎ2Ｍ
ｇ系の相の母地中に，すなわち〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍ
ｇ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母
地中に，目視可能な大きさの斑点として点々と出現する
ことがわかる。
【００３８】図９は，前記のような金属組織を特定する
根拠となったＸ線回折の代表例を示したものである。図
中の○印のピークはＺｎ2Ｍｇ金属間化合物のもの，×
印のピークはＺｎ11Ｍｇ2金属間化合物のものである。
いずれのＸ線回折も，１７ｍｍ×１７ｍｍの方形のめっ
き層サンプルを採取し，この方形サンプル表面にＣｕ−
Ｋα管球，管電圧１５０Ｋｖ，管電流４０ｍＡの条件で
Ｘ線を照射して行ったものである。
根拠となったＸ線回折の代表例を示したものである。図
中の○印のピークはＺｎ2Ｍｇ金属間化合物のもの，×
印のピークはＺｎ11Ｍｇ2金属間化合物のものである。
いずれのＸ線回折も，１７ｍｍ×１７ｍｍの方形のめっ
き層サンプルを採取し，この方形サンプル表面にＣｕ−
Ｋα管球，管電圧１５０Ｋｖ，管電流４０ｍＡの条件で
Ｘ線を照射して行ったものである。
【００３９】図９の上段のチャートは後記実施例５の表
４中のNo.１０のもの，中段と下段のチャートは同表４
中のNo.１のものであり，中段と下段のものは，Ｚｎ11
Ｍｇ2系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるように
してサンプルを採取したものである。採取サンプル面積
内の斑点面積の割合は目視観察で，中段のものは約１５
％，下段のものは約７０％である。これらのＸ線回折か
ら，図２に見られる三元共晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ
2Ｍｇの三元共晶組織〕であること，図７に見られる三
元共晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2〕であること
が明らかである。
４中のNo.１０のもの，中段と下段のチャートは同表４
中のNo.１のものであり，中段と下段のものは，Ｚｎ11
Ｍｇ2系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるように
してサンプルを採取したものである。採取サンプル面積
内の斑点面積の割合は目視観察で，中段のものは約１５
％，下段のものは約７０％である。これらのＸ線回折か
ら，図２に見られる三元共晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ
2Ｍｇの三元共晶組織〕であること，図７に見られる三
元共晶組織は〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ2〕であること
が明らかである。
【００４０】このような金属組織上の観点から，後記の
実施例の表３〜４，更には後述の図１０において，Ｚｎ
11Ｍｇ2系の相が実質上存在しない本発明に従うめっき
層は「Ｚｎ2Ｍｇ」と表示し，Ｚｎ2Ｍｇ系の相の母地中
に目視可能な大きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が現
れたものは「Ｚｎ2Ｍｇ＋Ｚｎ11Ｍｇ2」として表示して
いる。このような斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が現れる
と耐食性を劣化させると共に表面外観を著しく低下させ
る。したがって，本発明に従うめっき層は，目視観察で
きるような大きさのＺｎ11Ｍｇ2系の相が実質的に存在
しない金属組織，すなわち実質上Ｚｎ2Ｍｇ系の相から
なることことが望ましい。
実施例の表３〜４，更には後述の図１０において，Ｚｎ
11Ｍｇ2系の相が実質上存在しない本発明に従うめっき
層は「Ｚｎ2Ｍｇ」と表示し，Ｚｎ2Ｍｇ系の相の母地中
に目視可能な大きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が現
れたものは「Ｚｎ2Ｍｇ＋Ｚｎ11Ｍｇ2」として表示して
いる。このような斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が現れる
と耐食性を劣化させると共に表面外観を著しく低下させ
る。したがって，本発明に従うめっき層は，目視観察で
きるような大きさのＺｎ11Ｍｇ2系の相が実質的に存在
しない金属組織，すなわち実質上Ｚｎ2Ｍｇ系の相から
なることことが望ましい。
【００４１】より具体的には，本発明に従う前記範囲の
組成をもつ溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層
は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
が５０容積％以上１００容積％未満の範囲で存在し，こ
の共晶組織の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が０容積％を超え
５０容積％以下の範囲で存在し，場合によっては，さら
に島状の〔Ｚｎ単相〕が０〜１５容積％存在したもので
あって，めっき層の表面を肉眼で観察したときに，斑点
状に現れるＺｎ11Ｍｇ2系の相（Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍ
ｇ2の三元共晶組織の素地をもつ相）は，目視可能な大
きさでは存在しないものである。すなわち，当該めっき
層の金属組織は， 〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地：５
０〜１００容積％未満， 〔初晶Ａｌ相〕：０を超え〜５０容積％以下，および 〔Ｚｎ単相〕：０〜１５容積％ から実質的になる。
組成をもつ溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板のめっき層
は，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地
が５０容積％以上１００容積％未満の範囲で存在し，こ
の共晶組織の素地中に〔初晶Ａｌ相〕が０容積％を超え
５０容積％以下の範囲で存在し，場合によっては，さら
に島状の〔Ｚｎ単相〕が０〜１５容積％存在したもので
あって，めっき層の表面を肉眼で観察したときに，斑点
状に現れるＺｎ11Ｍｇ2系の相（Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍ
ｇ2の三元共晶組織の素地をもつ相）は，目視可能な大
きさでは存在しないものである。すなわち，当該めっき
層の金属組織は， 〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地：５
０〜１００容積％未満， 〔初晶Ａｌ相〕：０を超え〜５０容積％以下，および 〔Ｚｎ単相〕：０〜１５容積％ から実質的になる。
【００４２】ここで，“実質的になる”とは，他の相，
代表的には斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が外観に影響を
与えるような量では存在しないということであり，目視
観察で判別できないような少量のＺｎ11Ｍｇ2系の相は
存在していても，このような少量である限り，耐食性お
よび表面外観に特に影響を及ぼさないので許容され得
る。すなわち，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が肉眼で斑点状に観
察されるような量で存在する場合には，外観と耐食性に
悪い影響を与えるので，本発明の範囲外である。また，
Ｚｎ2Ｍｇ系の二元共晶やＺｎ11Ｍｇ2系の二元共晶など
も，肉眼で目視観察では判別できないような微量で存在
することも許容され得る。
代表的には斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相が外観に影響を
与えるような量では存在しないということであり，目視
観察で判別できないような少量のＺｎ11Ｍｇ2系の相は
存在していても，このような少量である限り，耐食性お
よび表面外観に特に影響を及ぼさないので許容され得
る。すなわち，Ｚｎ11Ｍｇ2系の相が肉眼で斑点状に観
察されるような量で存在する場合には，外観と耐食性に
悪い影響を与えるので，本発明の範囲外である。また，
Ｚｎ2Ｍｇ系の二元共晶やＺｎ11Ｍｇ2系の二元共晶など
も，肉眼で目視観察では判別できないような微量で存在
することも許容され得る。
【００４３】本発明に従う金属組織の溶融Ｚｎ−Ａｌ−
Ｍｇ（Ｔｉ・Ｂ）めっき鋼板を製造するには，前記組成
の溶融めっき浴の浴温とめっき後の冷却速度を代表的に
は図１０に示した斜線域の範囲に制御すればよいことが
わかった。この範囲は，先の特願平８−３５２４６７号
に記載した範囲より広い。これはＴｉ・Ｂ添加による効
果であると見てよい。
Ｍｇ（Ｔｉ・Ｂ）めっき鋼板を製造するには，前記組成
の溶融めっき浴の浴温とめっき後の冷却速度を代表的に
は図１０に示した斜線域の範囲に制御すればよいことが
わかった。この範囲は，先の特願平８−３５２４６７号
に記載した範囲より広い。これはＴｉ・Ｂ添加による効
果であると見てよい。
【００４４】すなわち，図１０に見られるように，また
後記の実施例で示すように，浴温が４１０℃より低く且
つ冷却速度が７℃／秒より遅いと，前記のＺｎ11Ｍｇ2
系の相が斑点状に現れ，本発明の目的が達成できないの
である。このようなＺｎ11Ｍｇ2系の相が現れること自
体は，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ三元平衡状態図上における三元
共晶点近傍の平衡相を見れば或る程度は理解できる。
後記の実施例で示すように，浴温が４１０℃より低く且
つ冷却速度が７℃／秒より遅いと，前記のＺｎ11Ｍｇ2
系の相が斑点状に現れ，本発明の目的が達成できないの
である。このようなＺｎ11Ｍｇ2系の相が現れること自
体は，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ三元平衡状態図上における三元
共晶点近傍の平衡相を見れば或る程度は理解できる。
【００４５】ところが，浴温が４１０℃以上では冷却速
度の影響は少なくなり，冷却速度が０.５℃／秒のよう
な遅いところでも，前記のＺｎ11Ｍｇ2系の相は現れ
ず，本発明で規定する金属組織が得られることがわかっ
た。同様に，浴温が４１０℃未満でも，冷却速度を７℃
／秒以上とした場合には，本発明で規定する金属組織が
得られることがわかった。これは，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの
三元平衡状態図からは予期できない組織状態であり，平
衡論的には説明できない現象である。
度の影響は少なくなり，冷却速度が０.５℃／秒のよう
な遅いところでも，前記のＺｎ11Ｍｇ2系の相は現れ
ず，本発明で規定する金属組織が得られることがわかっ
た。同様に，浴温が４１０℃未満でも，冷却速度を７℃
／秒以上とした場合には，本発明で規定する金属組織が
得られることがわかった。これは，Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇの
三元平衡状態図からは予期できない組織状態であり，平
衡論的には説明できない現象である。
【００４６】この現象を利用すると，インライン焼鈍型
の溶融めっき設備において，Ａｌ：４.０〜１０.０重量
％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.
１重量％，Ｂ：０.００１〜０.０４５重量％，残部がＺ
ｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっき浴とし，こ
のめっき浴の浴温を融点以上４１０℃未満とし且つめっ
き後の冷却速度を７℃／秒以上に制御するか，またはめ
っき浴の浴温を４１０℃以上で且つめっき後の冷却速度
を任意として（実際には実操業上の下限値である０.５
℃／秒以上として）鋼板表面に溶融めっきを施せば，前
記した本発明に従う金属組織のめっき層をもつ耐食性お
よび表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ（Ｔｉ・
Ｂ）めっき鋼板を工業的に製造することができる。
の溶融めっき設備において，Ａｌ：４.０〜１０.０重量
％，Ｍｇ：１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.
１重量％，Ｂ：０.００１〜０.０４５重量％，残部がＺ
ｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっき浴とし，こ
のめっき浴の浴温を融点以上４１０℃未満とし且つめっ
き後の冷却速度を７℃／秒以上に制御するか，またはめ
っき浴の浴温を４１０℃以上で且つめっき後の冷却速度
を任意として（実際には実操業上の下限値である０.５
℃／秒以上として）鋼板表面に溶融めっきを施せば，前
記した本発明に従う金属組織のめっき層をもつ耐食性お
よび表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ（Ｔｉ・
Ｂ）めっき鋼板を工業的に製造することができる。
【００４７】なお，ＡｌとＭｇの浴組成を三元共晶組成
（三元平衡状態図上では，Ａｌ＝４重量％，Ｍｇ＝３重
量％，Ｚｎ＝９３重量％）に完全に一致させたものにす
れば融点が最低となるので有利となると考えられたが，
実際には最終凝固部が引けて凹凸のある表面状態とな
り，外観が悪くなるので，完全三元共晶組成は避けた方
がよい。またＡｌの組成に関しては亜共晶側の組成では
一層Ｚｎ11Ｍｇ2が晶出しやすくなるので，前記の組成
範囲において過共晶側の組成とするのがよい。
（三元平衡状態図上では，Ａｌ＝４重量％，Ｍｇ＝３重
量％，Ｚｎ＝９３重量％）に完全に一致させたものにす
れば融点が最低となるので有利となると考えられたが，
実際には最終凝固部が引けて凹凸のある表面状態とな
り，外観が悪くなるので，完全三元共晶組成は避けた方
がよい。またＡｌの組成に関しては亜共晶側の組成では
一層Ｚｎ11Ｍｇ2が晶出しやすくなるので，前記の組成
範囲において過共晶側の組成とするのがよい。
【００４８】また，浴温については，あまり高くなると
めっき密着性が低下するので，本発明の浴組成において
は浴温の上限は５５０℃とし，これ以下の浴温で溶融め
っきするのがよい。
めっき密着性が低下するので，本発明の浴組成において
は浴温の上限は５５０℃とし，これ以下の浴温で溶融め
っきするのがよい。
【００４９】以下に，前記のめっき層の組成，組織およ
びめっき条件が溶融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，実施例
によって，具体的に示す。
びめっき条件が溶融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，実施例
によって，具体的に示す。
【００５０】
〔実施例１〕組成（特にＭｇ量）が耐食性および製造性
に及ぼす関係について。
に及ぼす関係について。
【００５１】処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融め
っきライン（試験機） 処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：３.２ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成： Ａｌ＝4.0〜9.2重量％， Ｍｇ＝０〜5.2重量％， Ｔｉ：0.003 〜0.041 重量％, Ｂ：0.002 〜0.02, 残部＝Ｚｎ めっき浴温：４３０℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で３℃／秒（冷却速度は
めっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
っきライン（試験機） 処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：３.２ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成： Ａｌ＝4.0〜9.2重量％， Ｍｇ＝０〜5.2重量％， Ｔｉ：0.003 〜0.041 重量％, Ｂ：0.002 〜0.02, 残部＝Ｚｎ めっき浴温：４３０℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で３℃／秒（冷却速度は
めっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
【００５２】以上の条件で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ（Ｔｉ
・Ｂ）めっき鋼板を製造し，その際の浴表面の酸化物
（ドロス）の発生量を観察すると共に，得られた溶融め
っき鋼板の耐食性試験を行った。耐食性はＳＳＴ（ＪＩ
Ｓ−Ｚ−２３７１に従う塩水噴霧試験）を８００時間行
った後の腐食減量（g/m2) で評価した。またドロスの発
生量は目視により多いものを×, やや多いものを△, 少
ないものを◎で評価した。それらの結果を表１に示し
た。
・Ｂ）めっき鋼板を製造し，その際の浴表面の酸化物
（ドロス）の発生量を観察すると共に，得られた溶融め
っき鋼板の耐食性試験を行った。耐食性はＳＳＴ（ＪＩ
Ｓ−Ｚ−２３７１に従う塩水噴霧試験）を８００時間行
った後の腐食減量（g/m2) で評価した。またドロスの発
生量は目視により多いものを×, やや多いものを△, 少
ないものを◎で評価した。それらの結果を表１に示し
た。
【００５３】
【表１】
【００５４】表１の結果から，Ｍｇ量が１％以上となる
と急激に耐食性が向上すること，しかし，４％を越えて
添加しても耐食性は飽和することがわかる。また，４％
を越えるＭｇ量ではＡｌを含有していても浴表面の酸化
物（ドロス）が増加することがわかる。なお，Ｔｉ・Ｂ
無添加では冷却速度が３℃／秒ではＺｎ11Ｍｇ2が晶出
し，この部分が優先腐食している。
と急激に耐食性が向上すること，しかし，４％を越えて
添加しても耐食性は飽和することがわかる。また，４％
を越えるＭｇ量ではＡｌを含有していても浴表面の酸化
物（ドロス）が増加することがわかる。なお，Ｔｉ・Ｂ
無添加では冷却速度が３℃／秒ではＺｎ11Ｍｇ2が晶出
し，この部分が優先腐食している。
【００５５】〔実施例２〕組成（特にＡｌ量）が耐食性
および密着性に及ぼす関係について。
および密着性に及ぼす関係について。
【００５６】処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融め
っきライン（試験機） 処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：１.６ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成： Ａｌ＝0.15〜13.0重量％， Ｍｇ＝3.0重量％， Ｔｉ＝0.05重量％, Ｂ＝0.025 重量％, 残部＝Ｚｎ めっき浴温：４４０℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で４℃／秒（冷却速度は
めっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
っきライン（試験機） 処理鋼板：中炭素鋼の熱延鋼板（厚み：１.６ｍｍ） 還元炉最高到達板温：６００℃，露点：−４０℃ めっき浴組成： Ａｌ＝0.15〜13.0重量％， Ｍｇ＝3.0重量％， Ｔｉ＝0.05重量％, Ｂ＝0.025 重量％, 残部＝Ｚｎ めっき浴温：４４０℃ 浸漬時間：３秒 めっき後の冷却速度：空冷方式で４℃／秒（冷却速度は
めっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
【００５７】以上の条件で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ（Ｔｉ
・Ｂ）めっき鋼板を製造し，得られた溶融めっき鋼板の
耐食性試験と密着性試験を行った。耐食性は実施例１と
同じくＳＳＴによる８００時間後の腐食減量（g/m2) で
評価し，密着性は試片を密着曲げし，曲げ部のセロテー
プ剥離テストにより，剥離なしを◎，剥離量５％未満を
△，剥離量５％以上を×で評価した。その結果を表２に
示した。
・Ｂ）めっき鋼板を製造し，得られた溶融めっき鋼板の
耐食性試験と密着性試験を行った。耐食性は実施例１と
同じくＳＳＴによる８００時間後の腐食減量（g/m2) で
評価し，密着性は試片を密着曲げし，曲げ部のセロテー
プ剥離テストにより，剥離なしを◎，剥離量５％未満を
△，剥離量５％以上を×で評価した。その結果を表２に
示した。
【００５８】
【表２】
【００５９】表２の結果に見られるように，Ａｌ量が
４.０％以上で耐食性に優れるようになるが，１０％を
越えると密着性不良が生じる。これは合金層（Ｆｅ−Ａ
ｌ合金層）の異常発達によるものである。
４.０％以上で耐食性に優れるようになるが，１０％を
越えると密着性不良が生じる。これは合金層（Ｆｅ−Ａ
ｌ合金層）の異常発達によるものである。
【００６０】〔実施例３〕組成（特にＴｉ・Ｂ量）が耐
食性および密着性に及ぼす関係について。
食性および密着性に及ぼす関係について。
【００６１】処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融め
っきライン（試験機） 処理鋼板：弱脱酸鋼の熱延鋼板（インライン酸洗），板
厚：２.３ｍｍ 還元炉最高到達板温：５８０℃，露点：−３０℃ めっき浴組成： Ａｌ＝6.2 重量％ Ｍｇ＝3.0重量％， Ｔｉ＝ 0〜0.135 重量％ Ｂ＝ 0〜0.081 重量％, 残部＝Ｚｎ めっき浴温：４５０℃ 浸漬時間：４秒以内 めっき後の冷却速度：空冷方式で４℃／秒（冷却速度は
めっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
っきライン（試験機） 処理鋼板：弱脱酸鋼の熱延鋼板（インライン酸洗），板
厚：２.３ｍｍ 還元炉最高到達板温：５８０℃，露点：−３０℃ めっき浴組成： Ａｌ＝6.2 重量％ Ｍｇ＝3.0重量％， Ｔｉ＝ 0〜0.135 重量％ Ｂ＝ 0〜0.081 重量％, 残部＝Ｚｎ めっき浴温：４５０℃ 浸漬時間：４秒以内 めっき後の冷却速度：空冷方式で４℃／秒（冷却速度は
めっき浴温からめっき層凝固温度までの平均値）
【００６２】以上の条件で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ（Ｔｉ
・Ｂ）めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっ
き層の組織と表面外観を調べ, その結果を表３に示し
た。
・Ｂ）めっき鋼板を製造し，得られためっき鋼板のめっ
き層の組織と表面外観を調べ, その結果を表３に示し
た。
【００６３】表３のめっき層組織の表示において〔Ｚｎ
2Ｍｇ〕と表示したものは，本発明で規定する金属組
織，すなわち〔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を有するものであり，
実際には，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕との合計が８０容積％以上，〔Ｚｎ単
相〕が１５容積％以下のものである。
2Ｍｇ〕と表示したものは，本発明で規定する金属組
織，すなわち〔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を有するものであり，
実際には，〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇ
の三元共晶組織〕との合計が８０容積％以上，〔Ｚｎ単
相〕が１５容積％以下のものである。
【００６４】また〔Ｚｎ2Ｍｇ＋Ｚｎ11Ｍｇ2〕と表示し
たものは，前記の〔Ｚｎ2Ｍｇ〕系組織の中に，斑点状
のＺｎ11Ｍｇ2系の相が目視判断できるような大きさに
現れたものである。この斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相と
は，本文で説明したように，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ
2の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａ
ｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した斑点状の相である。
このＺｎ11Ｍｇ2系の相はその周囲のものよりも光沢が
あるため目立った模様となり，かつこの部分は室内で２
４時間程度放置しておくと他の部分より先に酸化されて
薄い茶色に変色するので更に目立つようになる。表３に
おける外観評価の表示において，斑点〔有〕としたもの
は，めっき直後とめっき後２４時間経過後の表面を目視
で観察し，このＺｎ11Ｍｇ2系の斑点が見られたものを
指し，斑点〔無〕はこの斑点が見られなかったものであ
る。またブツとはめっき層中で粗大に成長した析出物に
よりめっき層に凹凸が発生したものを指す。
たものは，前記の〔Ｚｎ2Ｍｇ〕系組織の中に，斑点状
のＺｎ11Ｍｇ2系の相が目視判断できるような大きさに
現れたものである。この斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の相と
は，本文で説明したように，〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ11Ｍｇ
2の三元共晶組織〕の素地中に〔Ａｌ初晶〕または〔Ａ
ｌ初晶〕と〔Ｚｎ単相〕が混在した斑点状の相である。
このＺｎ11Ｍｇ2系の相はその周囲のものよりも光沢が
あるため目立った模様となり，かつこの部分は室内で２
４時間程度放置しておくと他の部分より先に酸化されて
薄い茶色に変色するので更に目立つようになる。表３に
おける外観評価の表示において，斑点〔有〕としたもの
は，めっき直後とめっき後２４時間経過後の表面を目視
で観察し，このＺｎ11Ｍｇ2系の斑点が見られたものを
指し，斑点〔無〕はこの斑点が見られなかったものであ
る。またブツとはめっき層中で粗大に成長した析出物に
よりめっき層に凹凸が発生したものを指す。
【００６５】
【表３】
【００６６】表３の結果から，Ｔｉ・Ｂの添加により，
Ｚｎ11Ｍｇ2系の斑点が晶出し難くなり，表面性状の良
好なものが得られたことがわかる。とくに，Ｂ単独では
このような効果は薄く，ＴｉとＢの複合添加の効果が現
れている。しかし，Ｔｉ・Ｂ量が本発明で規定する範囲
より多くなるとブツが発生し，表面性状を悪化させてい
る。
Ｚｎ11Ｍｇ2系の斑点が晶出し難くなり，表面性状の良
好なものが得られたことがわかる。とくに，Ｂ単独では
このような効果は薄く，ＴｉとＢの複合添加の効果が現
れている。しかし，Ｔｉ・Ｂ量が本発明で規定する範囲
より多くなるとブツが発生し，表面性状を悪化させてい
る。
【００６７】〔実施例４〕 浴組成として，次の(1) 〜(5) のもの, すなわち, (1) Ａｌ＝ 4.0重量％ Ｍｇ＝ 1.2重量％， Ｔｉ＝ 0〜0.135 重量％ Ｂ＝ 0〜0.081 重量％, 残部＝Ｚｎ (2) Ａｌ＝ 4.2重量％ Ｍｇ＝ 3.2重量％， Ｔｉ＝ 0〜0.135 重量％ Ｂ＝ 0〜0.081 重量％, 残部＝Ｚｎ (3) Ａｌ＝ 6.2重量％ Ｍｇ＝ 1.1重量％， Ｔｉ＝ 0〜0.135 重量％ Ｂ＝ 0〜0.081 重量％, 残部＝Ｚｎ (4) Ａｌ＝ 6.1重量％ Ｍｇ＝ 3.9重量％， Ｔｉ＝ 0〜0.135 重量％ Ｂ＝ 0〜0.081 重量％, 残部＝Ｚｎ (5) Ａｌ＝ 9.5重量％ Ｍｇ＝ 3.8重量％， Ｔｉ＝ 0〜0.135 重量％ Ｂ＝ 0〜0.081 重量％, 残部＝Ｚｎ とした以外は，実施例３を繰り返した。その結果，これ
ら(1) 〜(5) のように，Ａｌ量とＭｇ量を変化させた場
合も，表３に示した各Ｔｉ量・Ｂ量のものと全く同様の
めっき層組織および外観評価のものが得られた。すなわ
ち，ＴｉとＢの添加効果は，本発明で規定するＡｌとＭ
ｇの添加範囲においてＡｌ量およびＭｇに係わらず発揮
されることがわかった。
ら(1) 〜(5) のように，Ａｌ量とＭｇ量を変化させた場
合も，表３に示した各Ｔｉ量・Ｂ量のものと全く同様の
めっき層組織および外観評価のものが得られた。すなわ
ち，ＴｉとＢの添加効果は，本発明で規定するＡｌとＭ
ｇの添加範囲においてＡｌ量およびＭｇに係わらず発揮
されることがわかった。
【００６８】〔実施例５〕浴温と冷却速度が組織に及ぼ
す関係と，組織と表面外観との関係について。
す関係と，組織と表面外観との関係について。
【００６９】処理設備：ゼンジマータイプの連続溶融め
っきライン（試験機） 処理鋼板：弱脱酸鋼の熱延鋼板（インラインで酸洗），
板厚：２.３ｍｍ 還元炉最高到達板温：５８０℃，露点：−３０℃ めっき浴組成： Ａｌ＝ 6.2重量％， Ｍｇ＝ 3.0重量％， Ｔｉ＝0 または 0.030重量％, Ｂ ＝0 または 0.015重量％, 残部＝Ｚｎ めっき浴温：３９０〜５００℃ 浸漬時間：５秒以内 めっき後の冷却速度：空冷方式で０.５〜１０℃／秒
（冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平
均値）
っきライン（試験機） 処理鋼板：弱脱酸鋼の熱延鋼板（インラインで酸洗），
板厚：２.３ｍｍ 還元炉最高到達板温：５８０℃，露点：−３０℃ めっき浴組成： Ａｌ＝ 6.2重量％， Ｍｇ＝ 3.0重量％， Ｔｉ＝0 または 0.030重量％, Ｂ ＝0 または 0.015重量％, 残部＝Ｚｎ めっき浴温：３９０〜５００℃ 浸漬時間：５秒以内 めっき後の冷却速度：空冷方式で０.５〜１０℃／秒
（冷却速度はめっき浴温からめっき層凝固温度までの平
均値）
【００７０】以上の条件で，めっき浴温とめっき後の冷
却速度を変化させて溶融めっき鋼板を製造し，得られた
めっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を調べ, その結
果を表４に示した。表４におけるめっき層組織の表示お
よび外観評価の斑点の有無は表３で説明したものと同じ
である。
却速度を変化させて溶融めっき鋼板を製造し，得られた
めっき鋼板のめっき層の組織と表面外観を調べ, その結
果を表４に示した。表４におけるめっき層組織の表示お
よび外観評価の斑点の有無は表３で説明したものと同じ
である。
【００７１】
【表４】
【００７２】表４の結果から，Ｔｉ・Ｂ無添加の比較例
に比べて，Ｔｉ・Ｂ添加のものは低い浴温・遅い冷却速
度でもＺｎ11Ｍｇ2系の斑点が現れないことがわかる。
すなわち，本発明に従うめっき組成のものは，図５に示
した斜線域の浴温と冷却速度で溶融めっき処理すれば，
実質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕となり，Ｚｎ11Ｍｇ2系の斑点のない均
一な外観を呈する製品を得ることができる。これに対
し，Ｔｉ・Ｂ無添加の場合は，先の特願平８−３５２４
６７号に記したように，浴温を好ましくは４７０℃以上
とするか，４７０℃未満では冷却速度を１０℃／秒以上
としなければＺｎ11Ｍｇ2系の斑点が現れる。
に比べて，Ｔｉ・Ｂ添加のものは低い浴温・遅い冷却速
度でもＺｎ11Ｍｇ2系の斑点が現れないことがわかる。
すなわち，本発明に従うめっき組成のものは，図５に示
した斜線域の浴温と冷却速度で溶融めっき処理すれば，
実質的に〔初晶Ａｌ相〕と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの
三元共晶組織〕となり，Ｚｎ11Ｍｇ2系の斑点のない均
一な外観を呈する製品を得ることができる。これに対
し，Ｔｉ・Ｂ無添加の場合は，先の特願平８−３５２４
６７号に記したように，浴温を好ましくは４７０℃以上
とするか，４７０℃未満では冷却速度を１０℃／秒以上
としなければＺｎ11Ｍｇ2系の斑点が現れる。
【００７３】
【発明の効果】以上説明したように，本発明によると，
耐食性と表面外観に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっ
き鋼板とその有利な製造法を提供でき，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
なかった新たな分野への用途の拡大ができる。とくに，
Ｔｉ・Ｂの複合添加によってＺｎ11Ｍｇ2系の斑点の生
成が抑制された結果，先の特願平８−３５２４６７号の
発明よりもこの系統の溶融Ｚｎ基めっき鋼板の製造が一
層容易となった。
耐食性と表面外観に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっ
き鋼板とその有利な製造法を提供でき，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
なかった新たな分野への用途の拡大ができる。とくに，
Ｔｉ・Ｂの複合添加によってＺｎ11Ｍｇ2系の斑点の生
成が抑制された結果，先の特願平８−３５２４６７号の
発明よりもこの系統の溶融Ｚｎ基めっき鋼板の製造が一
層容易となった。
【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電子顕微鏡２次電子
像の写真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電子顕微鏡２次電子
像の写真とその説明図である。
【図２】図１の金属組織のうちの〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2
Ｍｇの三元共晶組織〕からなる素地部分を拡大した電子
顕微鏡２次電子像の写真とその説明図である。
Ｍｇの三元共晶組織〕からなる素地部分を拡大した電子
顕微鏡２次電子像の写真とその説明図である。
【図３】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（Ｚｎ単相を含む以外は図
１のものと同じ組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写
真とその説明図である。
のめっき層の断面の金属組織（Ｚｎ単相を含む以外は図
１のものと同じ組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写
真とその説明図である。
【図４】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（Ｚｎ単相を含む以外は図
１のものと同じ組織であり，図３よりも初晶Ａｌ相が小
さい組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写真とその説
明図である。
のめっき層の断面の金属組織（Ｚｎ単相を含む以外は図
１のものと同じ組織であり，図３よりも初晶Ａｌ相が小
さい組織）を示す電子顕微鏡２次電子像の写真とその説
明図である。
【図５】目視可能な大きさの斑点状のＺｎ11Ｍｇ2系の
相が点々と現れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の金
属組織を写した写真である。
相が点々と現れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の金
属組織を写した写真である。
【図６】図５の斑点の部分を裁断した断面の金属組織を
示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率２０００倍）であ
る。
示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率２０００倍）であ
る。
【図７】図６の組織のうち三元共晶部分を拡大して写し
た金属組織を示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率１０
０００倍）である。
た金属組織を示す電子顕微鏡２次電子像写真（倍率１０
０００倍）である。
【図８】図５の斑点の境界部分の金属組織を示す電子顕
微鏡２次電子像写真（倍率１００００倍）であり，左半
分はＺｎ2Ｍｇ系の相の素地部分，右半分は斑点部分の
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相の素地部分である。
微鏡２次電子像写真（倍率１００００倍）であり，左半
分はＺｎ2Ｍｇ系の相の素地部分，右半分は斑点部分の
Ｚｎ11Ｍｇ2系の相の素地部分である。
【図９】実施例５の表４中のＮo.１０とＮo.１のめっき
鋼板から１７ｍｍ×１７ｍｍのサンプルを採取して測定
したＸ線回折図であり，図９の上段のチャートは該Ｎo.
１０のもの，また，中段と下段のものは該Ｎo.１のＺｎ
11Ｍｇ2系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるよう
にしてサンプルを採取したものである。
鋼板から１７ｍｍ×１７ｍｍのサンプルを採取して測定
したＸ線回折図であり，図９の上段のチャートは該Ｎo.
１０のもの，また，中段と下段のものは該Ｎo.１のＺｎ
11Ｍｇ2系の相の斑点が試料面積中に一部含まれるよう
にしてサンプルを採取したものである。
【図１０】本発明の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の
有利な製造条件の範囲を示す図である。
有利な製造条件の範囲を示す図である。
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 会社技術究所内
Claims (8)
- 【請求項１】 Ａｌ：４.０〜１０.０重量％，Ｍｇ：
１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.１重量％，
Ｂ：０.００１〜０.０４５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／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に
〔初晶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系めっき鋼
板。 - 【請求項２】 Ａｌ：４.０〜１０.０重量％，Ｍｇ：
１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.１重量％，
Ｂ：０.００１〜０.０４５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／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の素地中に
〔初晶Ａｌ相〕と〔Ｚｎ単相〕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−Ｍ
ｇ系めっき鋼板。 - 【請求項３】 めっき層の金属組織は，〔初晶Ａｌ相〕
と〔Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ2Ｍｇの三元共晶組織〕の合計
量：８０容積％以上，〔Ｚｎ単相〕：１５容積％以下
（０容積％を含む）である請求項１または２に記載の溶
融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。 - 【請求項４】 めっき層の金属組織は，〔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〔Ｚｎ単相〕が混在してなるＺｎ
11Ｍｇ2系の相を実質上含まないものである請求項１，
２または３に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼
板。 - 【請求項５】 Ａｌ：４.０〜１０.０重量％，Ｍｇ：
１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.１重量％，
Ｂ：０.００１〜０.０４５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系めっき鋼
板の製造法において，該めっき浴の浴温を融点以上４１
０℃未満とし且つめっき後の冷却速度を７℃／秒以上に
制御す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系めっき鋼板の製造法。 - 【請求項６】 Ａｌ：４.０〜１０.０重量％，Ｍｇ：
１.０〜４.０重量％，Ｔｉ：０.００２〜０.１重量％，
Ｂ：０.００１〜０.０４５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系めっき鋼
板の製造法において，該めっき浴の浴温を４１０℃以上
としめっき後の冷却速度を０.５℃／秒以上に制御する
ことを特徴とする耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造法。 - 【請求項７】 めっき鋼板のめっき層が，〔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
金属組織を有する請求項５または６に記載の溶融Ｚｎ−
Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造法。 - 【請求項８】 めっき浴へのＴｉとＢの添加は，それら
の少なくとも一部がＴｉＢ2の形態で添加される請求項
５または６に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板
の製造法。
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|---|---|---|---|
| JP9-63923 | 1997-03-04 | ||
| JP6392397 | 1997-03-04 | ||
| JP05744698A JP3149129B2 (ja) | 1997-03-04 | 1998-02-23 | 耐食性および表面外観の良好な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造法 |
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| JP3149129B2 JP3149129B2 (ja) | 2001-03-26 |
Family
ID=26398496
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