JPS6411112B2 - - Google Patents
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- JPS6411112B2 JPS6411112B2 JP503085A JP503085A JPS6411112B2 JP S6411112 B2 JPS6411112 B2 JP S6411112B2 JP 503085 A JP503085 A JP 503085A JP 503085 A JP503085 A JP 503085A JP S6411112 B2 JPS6411112 B2 JP S6411112B2
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
本発明は耐食性に優れた溶融メツキ鋼板に関す
る。 ［従来の技術］ 従来、薄鋼板は建材、自動車、家電製品等の用
途に幅広く用いられているが、鋼はどのような使
用環境においても腐食を受け易いという欠点があ
り、使用に当つては何らかの防錆処理を施すこと
が必要不可欠となる。実際、ほとんどの用途にお
いてメツキや塗装等の表面処理がなされるのが通
常である。このような防錆処理の代表的なものと
して亜鉛メツキがあり、そのうちでも最も広く用
いられているものとしては前処理により表面の油
分、酸化被膜等が除去された鋼板を、亜鉛を溶解
した浴中に浸漬することによつて得られる溶融亜
鉛メツキ鋼板がある。このような溶融亜鉛メツキ
鋼板の耐食性は、ひとえにその付着量に依存して
おり、付着量が多くなるほど鋼板を保護する性能
が高まり、腐食による薄鋼板の劣化までの時間が
長くなる。ところが、このように溶融亜鉛メツキ
鋼板のメツキ量をある程度以上増加させると、表
面外観が著しく損なわれるとともに、加工性が劣
化し、実用に耐え得ないものとなつてしまう。 そこで、通常の溶融亜鉛メツキ鋼板と同等の付
着量で優れた耐食性を有する溶融合金メツキ鋼板
が研究開発され、多くの提案がなされている。そ
の主なものはAl―Zn合金メツキ鋼板であり、
Al5wt％系、同55wt％系が中心に検討（特公昭
46―7161号、特公昭54―33223号等）がなされて
いる。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、これらのうちAl5wt％―Zn系ではメ
ツキ被膜―鋼素地界面に生成する合金層が薄く、
密着性、加工性には優れているが、通常の亜鉛メ
ツキの約２倍程度の耐食性しか期待できず、長期
間の使用に対しては十分でない。また、Al55wt
％―Zn系では耐食性は著しく改善されるものの、
Fe―Al系の粗大で脆い合金層の発達を抑制する
ためにSiを適量添加する必要があり、また、この
ようにしてもタイトな合金層が形成されるため加
工性は通常の溶融亜鉛メツキと比較してかなり劣
つてしまう。またこの鋼板は上述したように耐食
性は著しく改善されるものの、亜鉛による犠牲防
食能が低下するため、切断エツジ部の腐食という
問題を生じてしまう。 本発明はこのような従来の問題に鑑みなされた
もので、耐食性に優れるとともに、密着性、加工
性にも優れ、しかもエツジ腐食等の問題を生ずる
ことがないAl―Zn合金メツキ鋼板の提供をその
目的とする。 ［問題を解決するための手段］ このため本発明はメツキ鋼板として通常の溶融
亜鉛メツキ鋼板と比較して加工性に優れ、しかも
良好なメツキ密着性が得られるAl5wt％―Zn系
に着目し、このメツキ系において優れた耐食性を
確保すべく検討を重ねたものであり、このような
本発明の基本的特徴とするところは、２〜10wt
％のAlを含有するZn―Al合金メツキ被膜が形成
された溶融メツキ鋼板であつて、前記メツキ被膜
中に1.0wt％未満のMgと、Na，Ca及びBaの１
種または２種以上とを、 0.1＜〔Na〕＋〔Ca〕／３ ＋〔Ba〕＜0.2 0.4＜〔Mg〕＋（〔Na〕 ＋〔Ca〕／３＋〔Ba〕） の範囲で含有し、且つメツキ被膜のβ相中に分散
した粒状のα相の粒径をメツキ被膜厚さの1/20〜
１／４とした点にある。 Al5wt％―Zn系メツキ鋼板は通常の溶融亜鉛
メツキ鋼板に比べても同等若しくはそれ以上のメ
ツキ密着性、加工性を有しているが、このような
基本特性は、前述したようにメツキ層と鋼素地と
の界面に生成するFe―Al系合金層が極めて緻密
で薄いことによるほか、メツキ被膜構造がAl―
Zn共晶系であることに由来している。 Zn―Al共晶系のメツキ被膜構造は、亜共晶
（Al含有率が共晶点［Al：5wt％］以下）組成で
あるか、過共晶（Al含有率が共晶点以上）組成
であるかによつて初晶がそれぞれβ相（Zn rich
相）、α相（Al rich相）と異なるが、このような
初晶を取り囲むようにメツキ被膜の大部分がα相
とβ相との共晶組織となる。そして、このような
共晶構造では、例えばＯ―Ｔ密着曲げやデユポン
衝撃試験のような厳しい加工や衝撃加工を受けて
もその応力が分散され、メツキ被膜が鋼素地から
浮き上がつたり、剥離したりするというような欠
陥の発生が抑えられる。しかし、従来のこの種の
鋼板は、その共晶組織がα相とβ相とが薄層状に
重なり合つたα―β積層組織であり、耐食性が通
常の亜鉛メツキの約２倍程度にしか向上し得ない
原因もこの薄層積層構造にある。このような薄層
積層構造における耐食性の問題は、まず第１にβ
相中にほぼ均一に分布しているα相が非常に微細
であるため、腐象環境に曝された場合にZnの酸
化、溶出抑止能力が分散されてしまうことによる
ものと考えられる。 また第２にα相はβ相よりも薄く且つこれら薄
層がメツキ被膜表面と鋼素地とを直線的に繋ぐ構
造であるため一旦腐食が開始するとその進行を妨
げる因子が無く、耐食性がそれほど向上しないこ
とによるものと考えられる。 そこで、このような薄層積層構造の欠点を補う
ようなAl―Zn共晶系の被膜構造を模索した結果、
局部的なβ相の溶出を起さないためにα相の存在
はメツキ被膜中に均一であること、但し、α相は
微細ではなくある程度凝集して存在すること、さ
らにメツキ被膜表面から鋼素地へ向つての直線的
な腐食の進行を妨げる構造となつていること、が
必要であるとの結論を得た。これを換言すれば、
Zn含有率99.5％以上からなるβ相を基本とした被
膜中にある程度以上の大きさを持つた粒状のα相
が均一に分散した構造からなるメツキ被膜が耐食
性を著しく向上させるものと考えられる。しか
し、その一方で、α相が肥大化するに従い、Al
―Zn共晶系に特有な加工に対する優れた性能が
劣化して行き、深く大きなクラツクを生ずるよう
になるという問題がある。 そこで、本発明者等は耐食性及び加工性の面か
らAl―Zn共晶系における粒状α相の粒径の適正
範囲について検討したものであり、この結果β相
中に分散する粒状α相の粒径がメツキ被膜厚さの
１／２０〜1/4の範囲にあるとき、加工性、耐食性と
も良好な状態となることが解つた。そしてさらに
このようなメツキ被膜構造を通常の溶融亜鉛メツ
キラインによつて得るためのメツキ被膜組成につ
いて検討した結果、Al―Zn共晶系としてAl2〜
10wt％―Znメツキ被膜とし、しかもこのメツキ
被膜中に第三添加元素として、Mgと、さらにこ
れにNa，Ca及びBaの１種または２種以上を適量
含有せしめることにより、上記被膜構造が得られ
ることが解つた。 上記中、Al含有率の２〜10wt％はAl―Zn共晶
系において5wt％の共晶点を中心とした範囲の含
有量である。ここでAlが2wt％未満ではメツキ被
膜がほとんど共晶構造とはならず、逆に10wt％
を越えると加工性等の面で目的とするような共晶
構造が得られず、加工性の著しい低下が避けられ
ない。 また、第三添加元素としての上記Mg，Na，
Ca，Baは、Al2〜10wt％―Zn系メツキ被膜にお
いてα相粒径を増すことを目的として添加され
る。しかし、これら添加元素はともにα粒径の粗
大化作用を有するものではあるが、それらの作用
効果は必ずしも同一、同質ではなく、それらの選
択や組み合せによりそれぞれ異つた作用効果が得
られる。すなわち、添加元素はその作用効果上の
違いからMgと他の３種の元素とに分けることが
でき、本発明では特に、Mgを必須成分として添
加するとともに、Na，Ca及びBaの１種以上を添
加するようにしたものである。 上記各元素の作用効果の違いを考慮すれば、各
元素の添加の態様として、Mg単独添加の場合、
Mgと他の元素の１種以上を複合添加する場合、
そして、Mg以外のNa，Ca及びBaの１種以上を
添加する場合とが考えられる。本発明者らはこれ
ら各場合についてその条件と作用効果について検
討を行つた。 まず、Mgを単独で添加する場合、その含有量
は0.5wt％超〜1.0wt％未満の範囲に規制される。
Mgは他の添加元素に比べ粒粗大化作用が大き
く、1.0wt％以上含有せしめると、α相の粒径が
メツキ被膜厚の1~4を越える大きさとなり、加工
性が大きく劣化する。加えてメツキ被膜表面の平
滑さが失われ、肌荒れ状となつて外観上好ましく
ない状態となる。一方、含有量が0.5wt％以下で
あると、α相粒径の粗大化作用が十分でなく、α
相粒径をメツキ被膜厚の1/20以上の大きさにする
ことが困難になる。 また、Mgを除く第三添加元素、すなわちNa，
Ca及びBaの１種または２種以上を含有せしめる
場合、これら元素は、 0.1＜〔Na〕＋〔Ca〕／３ ＋〔Ba〕＜0.2 の範囲で規制される。これら元素の添加量が上記
式で規定する下限値を下回るとα相粒径の粗大化
作用が十分でなく、α相粒径をメツキ被膜厚の1/
２０以上の大きさにすることが困難となる。一方、
これらの各元素はMgに比べα相粒径の粗大化作
用が小さく、上述したようなMgを添加する場合
に比べ耐食性は相対的に低い。そして、上記式の
上限値を越えて添加しても、それ以上のα粒粗大
化効果は期待できず、逆に肌荒れ等の問題を生じ
てしまう。 これらに対し、Mgを必須成分とし且つこれに
Na，Ca，Baのうちの１種以上の元素を複合添加
した場合、Mg単独の場合に比べ加工性の劣化を
押えつつ耐食性を確保できるという大きな利点が
あることが判つた。上述したように耐食性及び加
工性は基本的にはα相粒径に依存するものであ
り、このようなα相粒径の粗大化作用という観点
だけからみるとMgはNa，Ca，Baよりも大きい
作用効果を有している。しかし本発明者等が検討
したところ、それらの添加元素はどれをどの組み
合せで添加してもその作用効果が同質であるとい
う訳では必ずしもなく、特にMgを必須成分と
し、これにNa，Ca，Baの１種以上を複合添加す
ることにより、上記したような効果が得られるこ
とが解つた。これは上記複合添加により単にα相
粒が目的とする所定の粒径に調整されるだけでな
く、被膜組織が加工性に適した構造に調整される
ことによるものと推定される。 ここで上記各添加元素は、1.0wt％未満のMg
と、Na，Ca及びBaの１種または２種以上とを 0.1＜〔Na〕＋〔Ca〕／３ ＋〔Ba〕＜0.2 0.4＜〔Mg〕＋（〔Na〕 ＋〔Ca〕／３＋〔Ba〕） の範囲で含有せしめる。 この場合も、Mgを1.0wt％以上含有せしめる
とα相の粒径が大きくなり過ぎ、加工性が劣化す
る。一方、Mgに複合添加されるNa，Ca，Baの
各元素は(1)式に規定する下限値を下回ると(2)式と
の関係でα相粒径の粗大化作用が十分でなく、ま
た、上述したような複合添加による相乗的効果も
期待できなくなる。逆に上限値を越えて添加して
も、効果が飽和するため添加量に見合う作用効果
が期待できず、却つて肌荒れ等の問題を生じてし
まう。さらに、添加元素が上記(2)式に示される下
限値を下回るとα相粒径の粗大化作用が十分でな
く、α相粒径をメツキ被膜厚の1/20の大きさにす
ることが困難となる。なお、以上のようにMgと
元素を複合添加する場合、上記(1)，(2)式からMg
含有量は実質的に0.2wt％超がその下限となる。 第１図はMg単独添加の場合及びMgと他の元
素との複合添加の各場合におけるMg含有率と耐
食性及び加工性との関係を示すもので、実線が耐
食性、破線が加工性（加工性は各場合に対して共
通）を示している。なお、耐食性は塩水噴霧試験
で赤錆５％発生までの時間（赤錆発生時間）を測
定し、これを （赤錆発生時間、hr）／（メツキ付着量、ｇ／
m2） で評価し、また加工性は後記した第１表と同様の
方法により評価したものである。 これによればMg単独添加の場合、Mg含有量
0.5wt％以下や1.0wt％以上の範囲では、α相粒径
の問題から耐食性や加工性に問題を生じている。
一方、Mgと他の元素（同図の場合はBa，Na）
とを複合添加した場合は、Mg単独添加の場合と
同程度の耐食性を確保しても、加工性はより高い
レベルに維持されており、Mg単独添加の場合に
比べ加工性の低下を押えつつ耐食性を確保できる
ことが判る。また、上述したようにMg含有量の
下限が実質的に0.2wt％超になるため、Mg単独
添加の場合に比べ広い成分範囲において所望の特
性を得ることができる。 但し、第１図から判るように、Mgを単独で
0.5wt％添加した場合に匹敵するような耐食性を
得るにはMgの下限を0.3wt％、またさらに高度
な耐食性を確保するにはMgの下限を0.5wt％と
することが好ましい。 第２図は以上のような本発明メツキ鋼板のメツ
キ被膜結晶構造の一例（顕微鏡拡大写真、倍率
1500倍）である。 また、本発明のメツキ鋼板では上記のような範
囲で第三添加元素を添加することにより、後処理
を施さなくとも銀白色で美麗なミニマムスパング
状となる特徴を有している。従来のAl―Zn共晶
メツキ被膜では薄層積層上の共晶層が形成する際
に薄層の方向性によつていわゆる粒界をはつきり
と生成するために、後処理なしでは亀甲状のスパ
ングルがメツキ表面にあらわれるのに対し、本発
明ではメツキ被膜構造が適度な大きさの粒状α相
がβ相中に均一分散した組織となるため、大きな
粒界を生じず、その結果、浸漬メツキのままで微
細なミニマムスパングル外観を呈することにな
る。 なお、粒状α相の粒径は上述したように1/20〜
１／４の範囲に規制されるが、このうち、より大き
い耐食性が要求される場合には1/15〜1/4の範囲
が、また、かなり厳しい加工性（例えば加工速度
の大きいプレス成型等）が要求される場合には、
１／２０〜1/5の範囲がそれぞれ好ましい。 ［実施例］ 通常の低炭素冷延コイルをメツキ用の原板と
し、ゼンジマー方式による連続溶融亜鉛メツキラ
インによりメツキ金属浴を第１表に示すように調
整して下記する条件で浸漬メツキを行つた。この
ようにして製造された鋼板について、メツキ被膜
中のα相の粒径、裸耐食性、メツキ密着性、加工
性、メツキ表面外観を第１表に示す。 冷延コイル寸法：0.6mm（ｔ）×914mm（ｗ） 最高到達板温 ：800℃ 還元炉雰囲気 ：15％H2―N2 浸漬時板温 ：480℃ メツキ金属浴温：450℃ ラインスピード：80mpm
る。 ［従来の技術］ 従来、薄鋼板は建材、自動車、家電製品等の用
途に幅広く用いられているが、鋼はどのような使
用環境においても腐食を受け易いという欠点があ
り、使用に当つては何らかの防錆処理を施すこと
が必要不可欠となる。実際、ほとんどの用途にお
いてメツキや塗装等の表面処理がなされるのが通
常である。このような防錆処理の代表的なものと
して亜鉛メツキがあり、そのうちでも最も広く用
いられているものとしては前処理により表面の油
分、酸化被膜等が除去された鋼板を、亜鉛を溶解
した浴中に浸漬することによつて得られる溶融亜
鉛メツキ鋼板がある。このような溶融亜鉛メツキ
鋼板の耐食性は、ひとえにその付着量に依存して
おり、付着量が多くなるほど鋼板を保護する性能
が高まり、腐食による薄鋼板の劣化までの時間が
長くなる。ところが、このように溶融亜鉛メツキ
鋼板のメツキ量をある程度以上増加させると、表
面外観が著しく損なわれるとともに、加工性が劣
化し、実用に耐え得ないものとなつてしまう。 そこで、通常の溶融亜鉛メツキ鋼板と同等の付
着量で優れた耐食性を有する溶融合金メツキ鋼板
が研究開発され、多くの提案がなされている。そ
の主なものはAl―Zn合金メツキ鋼板であり、
Al5wt％系、同55wt％系が中心に検討（特公昭
46―7161号、特公昭54―33223号等）がなされて
いる。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、これらのうちAl5wt％―Zn系ではメ
ツキ被膜―鋼素地界面に生成する合金層が薄く、
密着性、加工性には優れているが、通常の亜鉛メ
ツキの約２倍程度の耐食性しか期待できず、長期
間の使用に対しては十分でない。また、Al55wt
％―Zn系では耐食性は著しく改善されるものの、
Fe―Al系の粗大で脆い合金層の発達を抑制する
ためにSiを適量添加する必要があり、また、この
ようにしてもタイトな合金層が形成されるため加
工性は通常の溶融亜鉛メツキと比較してかなり劣
つてしまう。またこの鋼板は上述したように耐食
性は著しく改善されるものの、亜鉛による犠牲防
食能が低下するため、切断エツジ部の腐食という
問題を生じてしまう。 本発明はこのような従来の問題に鑑みなされた
もので、耐食性に優れるとともに、密着性、加工
性にも優れ、しかもエツジ腐食等の問題を生ずる
ことがないAl―Zn合金メツキ鋼板の提供をその
目的とする。 ［問題を解決するための手段］ このため本発明はメツキ鋼板として通常の溶融
亜鉛メツキ鋼板と比較して加工性に優れ、しかも
良好なメツキ密着性が得られるAl5wt％―Zn系
に着目し、このメツキ系において優れた耐食性を
確保すべく検討を重ねたものであり、このような
本発明の基本的特徴とするところは、２〜10wt
％のAlを含有するZn―Al合金メツキ被膜が形成
された溶融メツキ鋼板であつて、前記メツキ被膜
中に1.0wt％未満のMgと、Na，Ca及びBaの１
種または２種以上とを、 0.1＜〔Na〕＋〔Ca〕／３ ＋〔Ba〕＜0.2 0.4＜〔Mg〕＋（〔Na〕 ＋〔Ca〕／３＋〔Ba〕） の範囲で含有し、且つメツキ被膜のβ相中に分散
した粒状のα相の粒径をメツキ被膜厚さの1/20〜
１／４とした点にある。 Al5wt％―Zn系メツキ鋼板は通常の溶融亜鉛
メツキ鋼板に比べても同等若しくはそれ以上のメ
ツキ密着性、加工性を有しているが、このような
基本特性は、前述したようにメツキ層と鋼素地と
の界面に生成するFe―Al系合金層が極めて緻密
で薄いことによるほか、メツキ被膜構造がAl―
Zn共晶系であることに由来している。 Zn―Al共晶系のメツキ被膜構造は、亜共晶
（Al含有率が共晶点［Al：5wt％］以下）組成で
あるか、過共晶（Al含有率が共晶点以上）組成
であるかによつて初晶がそれぞれβ相（Zn rich
相）、α相（Al rich相）と異なるが、このような
初晶を取り囲むようにメツキ被膜の大部分がα相
とβ相との共晶組織となる。そして、このような
共晶構造では、例えばＯ―Ｔ密着曲げやデユポン
衝撃試験のような厳しい加工や衝撃加工を受けて
もその応力が分散され、メツキ被膜が鋼素地から
浮き上がつたり、剥離したりするというような欠
陥の発生が抑えられる。しかし、従来のこの種の
鋼板は、その共晶組織がα相とβ相とが薄層状に
重なり合つたα―β積層組織であり、耐食性が通
常の亜鉛メツキの約２倍程度にしか向上し得ない
原因もこの薄層積層構造にある。このような薄層
積層構造における耐食性の問題は、まず第１にβ
相中にほぼ均一に分布しているα相が非常に微細
であるため、腐象環境に曝された場合にZnの酸
化、溶出抑止能力が分散されてしまうことによる
ものと考えられる。 また第２にα相はβ相よりも薄く且つこれら薄
層がメツキ被膜表面と鋼素地とを直線的に繋ぐ構
造であるため一旦腐食が開始するとその進行を妨
げる因子が無く、耐食性がそれほど向上しないこ
とによるものと考えられる。 そこで、このような薄層積層構造の欠点を補う
ようなAl―Zn共晶系の被膜構造を模索した結果、
局部的なβ相の溶出を起さないためにα相の存在
はメツキ被膜中に均一であること、但し、α相は
微細ではなくある程度凝集して存在すること、さ
らにメツキ被膜表面から鋼素地へ向つての直線的
な腐食の進行を妨げる構造となつていること、が
必要であるとの結論を得た。これを換言すれば、
Zn含有率99.5％以上からなるβ相を基本とした被
膜中にある程度以上の大きさを持つた粒状のα相
が均一に分散した構造からなるメツキ被膜が耐食
性を著しく向上させるものと考えられる。しか
し、その一方で、α相が肥大化するに従い、Al
―Zn共晶系に特有な加工に対する優れた性能が
劣化して行き、深く大きなクラツクを生ずるよう
になるという問題がある。 そこで、本発明者等は耐食性及び加工性の面か
らAl―Zn共晶系における粒状α相の粒径の適正
範囲について検討したものであり、この結果β相
中に分散する粒状α相の粒径がメツキ被膜厚さの
１／２０〜1/4の範囲にあるとき、加工性、耐食性と
も良好な状態となることが解つた。そしてさらに
このようなメツキ被膜構造を通常の溶融亜鉛メツ
キラインによつて得るためのメツキ被膜組成につ
いて検討した結果、Al―Zn共晶系としてAl2〜
10wt％―Znメツキ被膜とし、しかもこのメツキ
被膜中に第三添加元素として、Mgと、さらにこ
れにNa，Ca及びBaの１種または２種以上を適量
含有せしめることにより、上記被膜構造が得られ
ることが解つた。 上記中、Al含有率の２〜10wt％はAl―Zn共晶
系において5wt％の共晶点を中心とした範囲の含
有量である。ここでAlが2wt％未満ではメツキ被
膜がほとんど共晶構造とはならず、逆に10wt％
を越えると加工性等の面で目的とするような共晶
構造が得られず、加工性の著しい低下が避けられ
ない。 また、第三添加元素としての上記Mg，Na，
Ca，Baは、Al2〜10wt％―Zn系メツキ被膜にお
いてα相粒径を増すことを目的として添加され
る。しかし、これら添加元素はともにα粒径の粗
大化作用を有するものではあるが、それらの作用
効果は必ずしも同一、同質ではなく、それらの選
択や組み合せによりそれぞれ異つた作用効果が得
られる。すなわち、添加元素はその作用効果上の
違いからMgと他の３種の元素とに分けることが
でき、本発明では特に、Mgを必須成分として添
加するとともに、Na，Ca及びBaの１種以上を添
加するようにしたものである。 上記各元素の作用効果の違いを考慮すれば、各
元素の添加の態様として、Mg単独添加の場合、
Mgと他の元素の１種以上を複合添加する場合、
そして、Mg以外のNa，Ca及びBaの１種以上を
添加する場合とが考えられる。本発明者らはこれ
ら各場合についてその条件と作用効果について検
討を行つた。 まず、Mgを単独で添加する場合、その含有量
は0.5wt％超〜1.0wt％未満の範囲に規制される。
Mgは他の添加元素に比べ粒粗大化作用が大き
く、1.0wt％以上含有せしめると、α相の粒径が
メツキ被膜厚の1~4を越える大きさとなり、加工
性が大きく劣化する。加えてメツキ被膜表面の平
滑さが失われ、肌荒れ状となつて外観上好ましく
ない状態となる。一方、含有量が0.5wt％以下で
あると、α相粒径の粗大化作用が十分でなく、α
相粒径をメツキ被膜厚の1/20以上の大きさにする
ことが困難になる。 また、Mgを除く第三添加元素、すなわちNa，
Ca及びBaの１種または２種以上を含有せしめる
場合、これら元素は、 0.1＜〔Na〕＋〔Ca〕／３ ＋〔Ba〕＜0.2 の範囲で規制される。これら元素の添加量が上記
式で規定する下限値を下回るとα相粒径の粗大化
作用が十分でなく、α相粒径をメツキ被膜厚の1/
２０以上の大きさにすることが困難となる。一方、
これらの各元素はMgに比べα相粒径の粗大化作
用が小さく、上述したようなMgを添加する場合
に比べ耐食性は相対的に低い。そして、上記式の
上限値を越えて添加しても、それ以上のα粒粗大
化効果は期待できず、逆に肌荒れ等の問題を生じ
てしまう。 これらに対し、Mgを必須成分とし且つこれに
Na，Ca，Baのうちの１種以上の元素を複合添加
した場合、Mg単独の場合に比べ加工性の劣化を
押えつつ耐食性を確保できるという大きな利点が
あることが判つた。上述したように耐食性及び加
工性は基本的にはα相粒径に依存するものであ
り、このようなα相粒径の粗大化作用という観点
だけからみるとMgはNa，Ca，Baよりも大きい
作用効果を有している。しかし本発明者等が検討
したところ、それらの添加元素はどれをどの組み
合せで添加してもその作用効果が同質であるとい
う訳では必ずしもなく、特にMgを必須成分と
し、これにNa，Ca，Baの１種以上を複合添加す
ることにより、上記したような効果が得られるこ
とが解つた。これは上記複合添加により単にα相
粒が目的とする所定の粒径に調整されるだけでな
く、被膜組織が加工性に適した構造に調整される
ことによるものと推定される。 ここで上記各添加元素は、1.0wt％未満のMg
と、Na，Ca及びBaの１種または２種以上とを 0.1＜〔Na〕＋〔Ca〕／３ ＋〔Ba〕＜0.2 0.4＜〔Mg〕＋（〔Na〕 ＋〔Ca〕／３＋〔Ba〕） の範囲で含有せしめる。 この場合も、Mgを1.0wt％以上含有せしめる
とα相の粒径が大きくなり過ぎ、加工性が劣化す
る。一方、Mgに複合添加されるNa，Ca，Baの
各元素は(1)式に規定する下限値を下回ると(2)式と
の関係でα相粒径の粗大化作用が十分でなく、ま
た、上述したような複合添加による相乗的効果も
期待できなくなる。逆に上限値を越えて添加して
も、効果が飽和するため添加量に見合う作用効果
が期待できず、却つて肌荒れ等の問題を生じてし
まう。さらに、添加元素が上記(2)式に示される下
限値を下回るとα相粒径の粗大化作用が十分でな
く、α相粒径をメツキ被膜厚の1/20の大きさにす
ることが困難となる。なお、以上のようにMgと
元素を複合添加する場合、上記(1)，(2)式からMg
含有量は実質的に0.2wt％超がその下限となる。 第１図はMg単独添加の場合及びMgと他の元
素との複合添加の各場合におけるMg含有率と耐
食性及び加工性との関係を示すもので、実線が耐
食性、破線が加工性（加工性は各場合に対して共
通）を示している。なお、耐食性は塩水噴霧試験
で赤錆５％発生までの時間（赤錆発生時間）を測
定し、これを （赤錆発生時間、hr）／（メツキ付着量、ｇ／
m2） で評価し、また加工性は後記した第１表と同様の
方法により評価したものである。 これによればMg単独添加の場合、Mg含有量
0.5wt％以下や1.0wt％以上の範囲では、α相粒径
の問題から耐食性や加工性に問題を生じている。
一方、Mgと他の元素（同図の場合はBa，Na）
とを複合添加した場合は、Mg単独添加の場合と
同程度の耐食性を確保しても、加工性はより高い
レベルに維持されており、Mg単独添加の場合に
比べ加工性の低下を押えつつ耐食性を確保できる
ことが判る。また、上述したようにMg含有量の
下限が実質的に0.2wt％超になるため、Mg単独
添加の場合に比べ広い成分範囲において所望の特
性を得ることができる。 但し、第１図から判るように、Mgを単独で
0.5wt％添加した場合に匹敵するような耐食性を
得るにはMgの下限を0.3wt％、またさらに高度
な耐食性を確保するにはMgの下限を0.5wt％と
することが好ましい。 第２図は以上のような本発明メツキ鋼板のメツ
キ被膜結晶構造の一例（顕微鏡拡大写真、倍率
1500倍）である。 また、本発明のメツキ鋼板では上記のような範
囲で第三添加元素を添加することにより、後処理
を施さなくとも銀白色で美麗なミニマムスパング
状となる特徴を有している。従来のAl―Zn共晶
メツキ被膜では薄層積層上の共晶層が形成する際
に薄層の方向性によつていわゆる粒界をはつきり
と生成するために、後処理なしでは亀甲状のスパ
ングルがメツキ表面にあらわれるのに対し、本発
明ではメツキ被膜構造が適度な大きさの粒状α相
がβ相中に均一分散した組織となるため、大きな
粒界を生じず、その結果、浸漬メツキのままで微
細なミニマムスパングル外観を呈することにな
る。 なお、粒状α相の粒径は上述したように1/20〜
１／４の範囲に規制されるが、このうち、より大き
い耐食性が要求される場合には1/15〜1/4の範囲
が、また、かなり厳しい加工性（例えば加工速度
の大きいプレス成型等）が要求される場合には、
１／２０〜1/5の範囲がそれぞれ好ましい。 ［実施例］ 通常の低炭素冷延コイルをメツキ用の原板と
し、ゼンジマー方式による連続溶融亜鉛メツキラ
インによりメツキ金属浴を第１表に示すように調
整して下記する条件で浸漬メツキを行つた。この
ようにして製造された鋼板について、メツキ被膜
中のα相の粒径、裸耐食性、メツキ密着性、加工
性、メツキ表面外観を第１表に示す。 冷延コイル寸法：0.6mm（ｔ）×914mm（ｗ） 最高到達板温 ：800℃ 還元炉雰囲気 ：15％H2―N2 浸漬時板温 ：480℃ メツキ金属浴温：450℃ ラインスピード：80mpm
【表】
［発明の効果］
以上述べた本発明によれば、優れた密着性及び
加工性に加え、優れた耐食性を有し、しかも
Al5wt％―Zn系を基本とするためエツジ腐食等
の問題を生ずることがないという優れた特性を有
する。
加工性に加え、優れた耐食性を有し、しかも
Al5wt％―Zn系を基本とするためエツジ腐食等
の問題を生ずることがないという優れた特性を有
する。
第１図は第三添加元素の含有率と耐食性及び加
工性との関係を示すものである。第２図は本発明
メツキ鋼板のメツキ被膜の結晶構造の一例を示す
顕微鏡拡大写真である。
工性との関係を示すものである。第２図は本発明
メツキ鋼板のメツキ被膜の結晶構造の一例を示す
顕微鏡拡大写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ ２〜10wt％のAlを含有するZn―Al合金メツ
キ被膜が形成された溶融メツキ鋼板であつて、前
記メツキ被膜中に1.0wt％未満のMgと、Na，Ca
及びBaの１種または２種以上とを、 0.1＜〔Na〕＋〔Ca〕／３ ＋〔Ba〕＜0.2 0.4＜〔Mg〕＋（〔Na〕 ＋〔Ca〕／３＋〔Ba〕） の範囲で含有し、且つメツキ被膜のβ相中に分散
した粒状のα相の粒径がメツキ被膜厚さの1/20〜
１／４である高耐食性溶融メツキ鋼板。 ２ メツキ被膜中のMgが0.3wt％以上、1.0wt％
未満である特許請求の範囲１記載の高耐食性溶融
メツキ鋼板。 ３ メツキ被膜中のMgが0.5wt％以上、1.0wt％
未満である特許請求の範囲１記載の高耐食性溶融
メツキ鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP503085A JPS61166961A (ja) | 1985-01-17 | 1985-01-17 | 高耐食性溶融メツキ鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP503085A JPS61166961A (ja) | 1985-01-17 | 1985-01-17 | 高耐食性溶融メツキ鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61166961A JPS61166961A (ja) | 1986-07-28 |
| JPS6411112B2 true JPS6411112B2 (ja) | 1989-02-23 |
Family
ID=11600079
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP503085A Granted JPS61166961A (ja) | 1985-01-17 | 1985-01-17 | 高耐食性溶融メツキ鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61166961A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012091385A2 (en) | 2010-12-28 | 2012-07-05 | Posco | High corrosion resistant hot dip zn alloy plated steel sheet and method of manufacturing the same |
| CN106606806A (zh) * | 2015-10-21 | 2017-05-03 | 北京大学 | 一种Zn-Mg1Ca系锌合金及其制备方法与应用 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4409007B2 (ja) * | 1999-10-12 | 2010-02-03 | 日新製鋼株式会社 | 表面性状に優れる高耐食性溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法 |
| CN1258613C (zh) * | 1999-10-25 | 2006-06-07 | 新日本制铁株式会社 | 耐蚀性能高且可加工性能出色的电镀钢丝及其制造方法 |
| JP4555499B2 (ja) * | 2000-04-11 | 2010-09-29 | 新日本製鐵株式会社 | 表面性状に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉめっき鋼材とその製造方法 |
| JPWO2007052683A1 (ja) * | 2005-11-01 | 2009-04-30 | 三桜工業株式会社 | 自動車配管用鋼管 |
| EP3561138B1 (en) * | 2014-12-24 | 2023-11-15 | POSCO Co., Ltd | Zinc alloy plated steel material having excellent weldability |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5696062A (en) * | 1979-12-28 | 1981-08-03 | Nippon Steel Corp | Manufacture of corrosion resistant steel products coated with zinc alloy by hot dipping |
| JPS56112452A (en) * | 1980-02-06 | 1981-09-04 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | Galvanized material |
| JPS56156745A (en) * | 1980-05-06 | 1981-12-03 | Shimada Phys & Chem Ind Co Ltd | Treatment of iron surface |
| JPS59166664A (ja) * | 1983-03-08 | 1984-09-20 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐熱亜鉛合金めつき製品 |
-
1985
- 1985-01-17 JP JP503085A patent/JPS61166961A/ja active Granted
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| WO2012091385A2 (en) | 2010-12-28 | 2012-07-05 | Posco | High corrosion resistant hot dip zn alloy plated steel sheet and method of manufacturing the same |
| EP3954800A2 (en) | 2010-12-28 | 2022-02-16 | Posco | High corrosion resistant hot dip zn alloy plated steel sheet and method of manufacturing the same |
| CN106606806A (zh) * | 2015-10-21 | 2017-05-03 | 北京大学 | 一种Zn-Mg1Ca系锌合金及其制备方法与应用 |
| CN106606806B (zh) * | 2015-10-21 | 2019-07-09 | 北京大学 | 一种Zn-Mg1Ca系锌合金及其制备方法与应用 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61166961A (ja) | 1986-07-28 |
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