MX2007015836A - Hoja de acero recubierta con un sistema de sn - zn de inmersion en caliente que tiene excelente resistencia a la corrosion. - Google Patents

Abstract

Una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersion en caliente que comprende una hoja de acero y una capa de recubrimiento de inmersion en caliente la cual se forma en la superficie de la hoja de acero y comprende 1 a 8.8% por masa de Zn y un resto compuesto de 91.2 a 99.0% por masa de Sn e impurezas inevitables, en donde una relacion del valor endotermico producido por la fusion del cristal eutectico de Sn-Zn y el valor endotermico generado de calor de fusion por el cristal primario de Sn en la capa de recubrimiento de inmersion en caliente satisface la siguiente formula: (valor endotermico de calor de fusion generado por cristales primarios de Sn) /{ (valor endotermico de calor de fusion generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotermico de calor de fusion generado por cristales eutecticos de Sn-Zn)} =0.3 y una temperatura de un pico endotermico generada por la fusion del cristal primario de Sn es de 200 degree C o mas alta y 230 degree C o mas baja, y una temperatura de un pico endotermico generado por la fusion de cristales eutecticos de Sn-Zn es 198 degree C o mas alta y mas baja de 200 degree C.

Description

HOJA DE ACERO RECUBSERTA CON UN SISTEMA DE Sn Zn DE ?m@RSXON EN CALIENTE QUE TIENE EXCELENTE RESISTENCIA A LA COB&OSSÓN CAMPO TÉCNICO La presente invención se relaciona a una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente que tiene excelente resistencia a la corrosión, soldabilidad y formabilidad, la cual se adapta a materiales para depósitos de combustible para vehículos, aparatos electrodomésticos, maquinaria industrial y similares. Esta solicitud reclama la prioridad de la Solicitud de Patente Japonesa No. 2005-196192 presentada el 5 de julio del 2005, el contenido de la cual se incorpora en la presente para referencia.

ANTECEDENTES DE LA TÉCNICA En la técnica relacionada, las hojas de acero recubiertas con una aleación de Pb-Sn que tienen excelente resistencia a la corrosión, formabilidad, aptitud para estañosoldar (soldabilidad) , y similares se han utilizado principalmente para materiales para depósitos de combustible, y se han utilizado ampliamente para depósitos de combustible para vehículos. Las hojas de acero recubiertas con aleación de Sn-Zn se han fabricado principalmente por medio de un método de galvanización para electrolizar una hoja de acero desnudo en una solución acuosa que contiene iones de Zn y Sn, por ejemplo como se describe en el Documento 1 de la Patente. Las hojas de acero recubiertas con aleación de Sn-Zn que tienen Sn como un componente principal se han utilizado ampliamente para partes electrónicas debido a su excelente resistencia a la corrosión y aptitud para estañosoldar . Estas hojas de acero recubiertas con aleación de Sn-Zn han sido conocidas por tener excelentes propiedades para uso en depósitos de combustible para vehículos, y hojas de acero recubiertas con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente se describieron en los siguientes Documentos 2 a 4 de la Patente. Aunque las hojas de acero recubiertas con aleación de Pb-Sn se han utilizado ampliamente para materiales para depósitos de combustible para vehículos debido a sus propiedades excelentes (por ejemplo, formabilidad, resistencia a la corrosión, aptitud para estañosoldar, soldadura continua y similares) , las condiciones están tendiendo hacia Pb libre con incremento reciente de reconocimiento para el ambiente global. Las hojas de acero recubiertas con aleación eléctrica de Sn-Zn se han utilizado para partes electrónicas requiriendo principalmente aptitud para estañosoldar bajo ambientes corrosivos bajos. Las hojas de acero recubiertas con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente mencionadas anteriormente tienen con seguridad excelente resistencia a la corrosión, formabilidad y aptitud para estañosoldar. Sin embargo, existe una necesidad reciente para mejorar además la resistencia a la corrosión. En algunos casos, la corrosión por picaduras debida a segregación de Zn ocurre incluso en una porción plana no procesada de una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn. En particular, cuando toma un corto tiempo para producir óxido rojo en una prueba de niebla salina bajo ambientes dañados por sal, no se puede decir que haya suficiente resistencia a la corrosión en ambientes dañados por la sal. La cantidad de adición de Zn se puede incrementar para mejorar además un efecto de resistencia a la corrosión protectora. Sin embargo, si la cantidad de adición de Zn es excesiva, un componente principal de una capa de recubrimiento se transforma de Sn a Zn, y de este modo, el Zn se eluye incluso más que el Sn, el cual puede resultar en el deterioro de resistencia a la corrosión de la capa de recubrimiento . (Documento 1 de Patente) Solicitud de Patente Japonesa, Publicación No. S52-130438 (Documento 2 de Patente) Patente Japonesa No. 3126622 (Documento 3 de Patente) Patente Japonesa No. 3126623 (Documento 4 de Patente) Publicación Internacional PCT WO 96/30560 DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Problemas que se Revuelven por la Invención Es un objeto de la invención superar los problemas anteriores y proporcionar una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente que tiene excelente resistencia a la corrosión, formabilidad y soldabilidad con buen equilibrio entre ellas, sin utilizar Pb.

Medios para Resolver los Problemas Una microestructura de recubrimiento de Sn-Zn de inmersión en caliente es posible que llegue a ser una microestructura solidificada que tiene una mezcla de cristales primarios de Sn y celdas estéticas de Zn-Zn binarias y el Zn a partir del cual inicia la corrosión es posible que se segregue en un límite de celda de cristal eutéctico-granulación de celda de cristal eutéctico. De este modo, se han hecho muchos estudios para suprimir el crecimiento de celdas de cristal eutéctico mientras se hacen crecer activamente cristales primarios de Sn. Como un resultado, se ha descubierto que una capa de recubrimiento que tiene cristales primarios de Sn suficientemente cristalizados y una capa de recubrimiento que tiene celdas eutécticas de Sn-Zn crecidas con respecto al comportamiento de fusión único y un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn muestra un comportamiento de fusión único en un análisis térmico. Este descubrimiento conduce al espíritu de la invención en el que la segregación de Zn se alivia al ajustar la relación de un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn y un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn en una región específica. Un primer aspecto de una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente de la presente invención incluye: una hoja de acero; y una capa de recubrimiento de inmersión en caliente la cual se forma en una superficie de la hoja de acero y contiene 1 a 8.8% por masa de Zn y el resto incluye 91.2 a 99.0% por masa de Sn e impurezas inevitables. Una relación de un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn y un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn en la capa de recubrimiento de inmersión en caliente satisface la siguiente fórmula. (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3. Una temperatura de un pico endotérmico generada por la fusión de cristales primarios de Sn es 200°C o más elevada y 230°C o más baja, y una temperatura de un pico endotérmico generada por la fusión de cristales eutécticos de Sn-Zn es 198°C o más elevada y más baja de 200°C. Un segundo aspecto de una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente de la presente invención incluye: una hoja de acero; y una capa de recubrimiento de inmersión en caliente la cual se forma en una superficie de la hoja de acero y contiene 4 a 8.8% por masa de Zn y el resto incluye 91.2 a 96.0% por masa de Sn e impurezas inevitables. Una relación de un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn y un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn en la capa de recubrimiento de inmersión en caliente satisface la siguiente fórmula. (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3. Una temperatura de un pico endotérmico generada por la fusión de los cristales primarios de Sn es 200°C o más elevada y 230 °C o más baja, y una temperatura de un pico endotérmico generada por la fusión de cristales eutécticos de Sn-Zn es 198°C o más elevada y más baja que 200°C. Los valores endotérmicos se refieren a valores medidos en la temperatura de un pico endotérmico generada por la fusión de cristales primarios de Sn y la temperatura de un pico endotérmico generada por la fusión de cristales eutécticos de Sn-Zn utilizando un calorímetro diferencial de barrido (DSC) .

Efectos de la Invención Las hojas de acero recubiertas con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente de la presente invención son útiles como una hoja de acero de prevención de óxido libre de Pb para un depósito de combustible, la cual tiene excelente resistencia a la corrosión, formabilidad y soldabilidad y además durabilidad a largo plazo contra gasolina deteriorada y similares. Por consiguiente, las hojas de acero recubiertas con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente tienen propiedades apropiadas para materiales para depósitos de combustible sin utilizar Pb.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La FIGURA 1 es una gráfica que muestra una curva calorimétrica diferencial de barrido de una capa de recubrimiento de acuerdo con la presente invención.

La FIGURA 2 es una gráfica que muestra una curva calorimétrica diferencial de barrido de una capa de recubrimiento de acuerdo con un ejemplo comparativo.

DESCRIPCIÓN DE LOS NÚMEROS DE REFERENCIA a... una temperatura de un pico endotérmico de cristales eutécticos de Sn-Zn b... una temperatura de una temperatura de un pico endotérmico de cristales primarios de Sn MEJOR MODO PARA LLEVAR A CABO LA INVENCIÓN Más adelante, la presente invención se describirá en detalle. Una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente de acuerdo con una modalidad de la presente invención, incluye una hoja de acero y una capa de recubrimiento de inmersión en caliente formada en una superficie de la hoja de acero. Ejemplos de la hoja de acero pueden incluir una hoja de acero recocida o un material laminado, y la hoja de acero recocida se obtiene al someter una pieza de acero moldeado a una serie de procesos incluyendo laminado en caliente, decapado con ácido, laminado en frío, recocido, laminado endurecido y similares. La hoja de acero se requiere para tener componentes que permitan a un depósito de combustible procesarse en una forma complicada, permita una capa de aleación en una interfaz de capa de acero-recubrimiento hacerse delgada, permita a un recubrimiento evitar ser desprendido, y permita a las corrosiones dentro de un depósito de combustible y en ambientes externos evitar avanzar. En particular, ya que el depósito de combustible es una porción que requiere de un nivel elevado de formabilidad, es preferible aplicar un acero IF (libre de átomo intersticial) que tenga excelente formabilidad, y es también preferible utilizar una hoja de acero agregada con varios ppm de B con el fin de asegurar una propiedad hermética a soldadura, formabilidad secundaria y similares. Normalmente, los componentes del acero IF tienen de preferencia el siguiente intervalo: C <0.003% por masa, Si <0.01% por masa, Mn: 0.10% por masa a 0.20% por masa, P <0.025% por masa, S: 0.005% por masa a 0.02% por masa, Ti: 0.040% por masa a 0.060% por masa y el resto: Fe e impurezas inevitables. Adicionalmente, el acero IF contiene más preferiblemente alrededor de 5 ppm de B. Por ejemplo, el acero IF puede contener los siguientes componentes: C: 0.003% por masa, Si: 0.01% por masa, Mn: 0.20% por masa, P: 0.01% por masa, S: 0.01% por masa, Ti: 0.06% por masa, y el resto: Fe e impurezas inevitables. En el laminado en caliente, se calienta un bloque aproximadamente a 1150°C, y luego se lamina en caliente aproximadamente a 3 a 6 mm. Y luego, un acero laminado se somete a decapado con ácido, y más adelante laminado en frío aproximadamente a 0.5 a 1.5 mm. Enseguida, el aceite de laminación, polvo de hierro y similares en una superficie del mismo se remueven por electrólisis alcalina, y luego el acero laminado se recoce. El recocido es de preferencia un recocido continuo considerando el aspecto de rentabilidad, pero puede también ser recocido discontinuo. Más adelante, el acero laminado se somete a laminado endurecido, un recubrimiento de inmersión en caliente preeliminar de Ni o de aleación de Fe-Ni, y recubrimiento de inmersión en caliente por un método de enchapado el cual se llama en general un método de flujo. En la presente invención, el recubrimiento de aleación de Sn-Zn se forma básicamente por un método de recubrimiento de inmersión en caliente. La primera razón para emplear el método de recubrimiento de inmersión en caliente es asegurar suficiente peso de recubrimiento. Un método de galvanización es poco rentable aunque puede asegurar suficiente peso de recubrimiento mediante electrólisis prolongada. En la presente modalidad, el intervalo de peso del recubrimiento objetivo es 10 a 150 g/m2 (lado superficial sencillo) , el cual es una región de peso de recubrimiento relativamente pesada. Por lo tanto, se prefiere el método de recubrimiento de inmersión en caliente. Además, ya que es difícil controlar apropiadamente la composición de la aleación de Sn-Zn si una diferencia potencial entre los elementos de recubrimiento es grande, el método de recubrimiento de inmersión en caliente se utiliza más preferiblemente para la aleación de Sn-Zn. La capa de recubrimiento de Sn-Zn de inmersión en caliente contiene 1 a 8.8% por masa de Zn y el resto incluye 91.2 a 99.0% por masa de Sn e impurezas inevitables. El Zn en la composición de recubrimiento se limita en consideración de un equilibrio de resistencia a la corrosión en las superficies interna y externa de un depósito de combustible. La superficie externa del depósito de combustible requiere capacidad de prevención de óxido completa, y de este modo se recubre con pintura después que se forma el depósito de combustible. Por consiguiente, el espesor de la pintura tiene un efecto en la capacidad de prevención de óxido; sin embargo, con respecto al material de recubrimiento, el efecto de resistencia a la corrosión de una capa de recubrimiento restringe la aparición de óxido rojo. En particular, el efecto de resistencia a la corrosión de la capa de recubrimiento es muy importante para una porción la cual no se recubre bien. El potencial de la capa de recubrimiento se disminuye por la adición del recubrimiento de Zn al recubrimiento con base en Sn; por lo que, la capacidad de resistencia a la corrosión protectora se da a la capa de recubrimiento. Para hacer esto, la adición de 1% por masa o más de Zn se requiere. La adición excesiva de más de 8.8% por masa de Zn, la cual corresponde a un punto eutéctico de Sn-Zn binario, incrementa el punto de fusión; por lo que se promueve el crecimiento de cristales de Zn toscos. Esto provoca que una capa de compuesto intermetálica (llamada capa de aleación) de una capa subyacente de recubrimiento que está excesivamente crecida. Por esta razón, el contenido de Zn tiene que ser 8.8% por masa o menor. Aunque los cristales de Zn toscos no tienen problema en que la capacidad de resistencia a la corrosión protectora del Zn pueda mostrarse aún, la corrosión selectiva ocurra probablemente en los cristales de Zn toscos. Además, ya que el compuesto intermetálico es muy quebradizo, las grietas de recubrimiento probablemente ocurren en forma de prensado debido al crecimiento de la capa del compuesto intermetálico de la capa subyacente de recubrimiento, la cual puede resultar en el deterioro del efecto de la resistencia a la corrosión de la capa de recubrimiento. Por otro lado, la corrosión en la superficie interna del depósito de combustible no se vuelve un problema para sólo la gasolina normal. Sin embargo, existe una posibilidad de que la superficie interna del depósito de combustible pueda exponerse a un ambiente de corrosión severa debido a la mezcla de agua o iones de cloro en la gasolina, en la generación de ácido carboxílico orgánico producido por deterioro oxidativo de gasolina, y similares. Si la gasolina se fuga del depósito de combustible debido a la corrosión perforada, esto puede conducir a un accidente serio, y de este modo, es necesario evitar completamente que sea corroída la superficie interna del depósito de combustible. Se produjo la gasolina deteriorada que contiene los componentes que promueven la corrosión antes mencionada, y se examinaron las propiedades bajo varias condiciones. Como un resultado, se reveló que un recubrimiento de aleación de Sn-Zn el cual contiene 8.8% por masa, o menos de Zn tiene excelente resistencia a la corrosión. Si la capa de recubrimiento contiene sólo Sn sin Zn o contiene Sn y menos de 1% por masa de Zn, la capa de recubrimiento no tiene capacidad de resistencia a la corrosión protectora para una hoja de acero desnudo (material que se recubre) de una etapa inicial cuando la capa de recubrimiento se expone a un ambiente corrosivo. Por esta razón, la superficie interna del depósito de combustible tiene un problema de corrosión por picaduras en una porción de punteado recubierto y la superficie externa del depósito de combustible tiene un problema de aparición temprana de óxido rojo. Por otro lado, si la capa de recubrimiento contiene más de 8.8% por masa de Zn, el Zn se funde primero, por lo que se produce una pluralidad de productos de corrosión en un tiempo corto. Esto puede provocar obstrucción de un carburador para un motor cuando la hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente se utiliza para el depósito de combustible. Además, desde el aspecto de rendimiento excepto para resistencia a la corrosión, cuando el contenido de Zn se incrementa, la formabilidad de la capa de recubrimiento llega a deteriorarse, por lo que se deteriora la formabilidad de prensado la cual es una característica de recubrimiento con base en Sn. Además, con un incremento del contenido de Zn, la aptitud para estañosoldar llega a deteriorarse notablemente debido a los óxidos de Zn y al ascenso del punto de fusión de la capa de recubrimiento . Por consiguiente, en la presente modalidad, el contenido de Zn en el recubrimiento de aleación de Sn-Zn es de preferencia 1 a 8.8% por masa, y es más preferiblemente 4.0 a 8.8% por masa para obtener un efecto de resistencia a la corrosión protectora suficiente. Después, se describirá el comportamiento de fusión de la capa de recubrimiento. El comportamiento de fusión es el factor más importante en la presente invención y se define por un equilibrio de resistencia a la corrosión en la superficie interna y la superficie externa del depósito de combustible y el proceso de fabricación. En la presente modalidad, la relación de un valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales eutécticos de Sn-Zn y un valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales primarios de Sn en la capa de recubrimiento de inmersión en caliente satisface la siguiente fórmula: (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3 La razón para tal definición de la relación de valor endotérmico es que una microestructura de la capa de recubrimiento de Sn-Zn cambia en gran medida en el límite de (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn) } = 0.3. En una microestructura de recubrimiento que muestra el comportamiento de análisis térmico de (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) / { (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} <0.3, las celdas de cristal eutéctico de Sn-Zn se hacen crecer sobre la superficie completa y es probable que produzcan segregación de Zn pasando a través de la capa de recubrimiento en una dirección profunda en un límite de celda de cristal eutéctico de Sn-Zn-granulación de celda de cristal eutéctico. Por otro lado, en una microestructura de recubrimiento que muestra el comportamiento de análisis térmico de (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) / { (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3, cristales primarios de Sn de los cuales la cantidad es suficiente para suprimir celdas de cristal eutéctico de Sn-Zn que al solidificarse se cristalizan. Esto permite que la segregación de Zn se disminuya notablemente. Como un resultado, la resistencia a la corrosión de la capa de recubrimiento se mejora rápidamente. A partir de la descripción anterior, en la composición de aleación de Sn-Zn binaria que constituye la capa de recubrimiento de inmersión en caliente de la presente modalidad, la relación del valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales eutécticos de Sn-Zn y el valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales primarios de Sn se define por la siguiente fórmula: (valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3. La razón para tal definición de la relación del valor endotérmico se describirá más adelante en más detalle. Como se describe anteriormente, la capacidad de resistencia a la corrosión protectora se da a la capa de recubrimiento al contener Zn en el recubrimiento basado en Sn de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente. Este efecto se utiliza para controlar la corrosión en las superficies interna y externa de un depósito de combustible. Sin embargo, en un ambiente de corrosión, ya que Zn se eluye inherentemente a una velocidad elevada, si existen porciones segregadas de Zn en la capa de recubrimiento, estas porciones se eluyen de preferencia, y de este modo, los orificios se forman probablemente por corrosión realizada en las porciones segregadas de Zn. En el intervalo de la composición de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente de la presente modalidad, la microestructura de recubrimiento de Sn-Zn de inmersión en caliente se vuelve probablemente una microestructura solidificada que tiene una mezcla de cristales primarios de Sn y celdas eutécticas de Sn-Zn binarios y en este momento, Zn probablemente se segregara en el límite de celda de cristal eutéctico-granulación de celda de cristal eutéctico. Aunque la razón para alta posibilidad de segregación de Zn en el límite de celda de cristal eutéctico-granulación de celda de cristal eutéctico no es aparente, la razón puede asumirse como sigue: (a) efecto de una pequeña cantidad de impurezas que tienen alta afinidad con Zn; (b) que una microestructura de cristal eutéctico en un límite de celda de cristal eutéctico-granulación de celda de cristal eutéctico de una porción solidificada final probablemente se vuelva tosco, y (c) que, ya que el Zn es una fase antecedente de solidificación de cristal eutéctico de Sn-Zn, las fases de Zn antecedentes de diferentes celdas de cristal eutéctico en el límite de celda de cristal eutéctico-granulación de celda de cristal eutéctico se unen juntas. El Zn segregado en el límite de celda de cristal eutéctico-granulación de celda de cristal eutéctico se vuelve un punto de partida de la corrosión y es probable que produzca corrosión selectiva, como se describe anteriormente. Es posible aliviar tal segregación de Zn al hacer crecer activamente cristales primarios de Sn mientras se suprimen las celdas de cristal eutéctico de Sn de hacerse crecer. Ya que Sn se cristaliza como cristales primarios en el intervalo de la composición de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente de la presente modalidad, cuando la dendrita de Sn en la forma de una red se dispersa sobre la capa de recubrimiento en una etapa de solidificación inicial, las celdas eutécticas de Sn-Zn binarios crecidas por una reacción de cristal eutéctico se suprimen de hacerse crecer además debido a un brazo de la dendrita. Por consiguiente, celdas de cristal eutéctico grandes no chocan entre sí, y de este modo, nada del Zn se segrega en el límite de celda de cristal eutéctico-granulación de celda de cristal eutéctico, por lo que se mejora en gran medida la resistencia a la corrosión de las superficies interna y externa del depósito de combustible. Con el fin de hacer crecer activamente los cristales primarios de Sn, los puntos de partida de crecimiento (sitios de nucleación) de Sn pueden extenderse. En el procedimiento de solidificación del recubrimiento de inmersión en caliente, ya que se elimina mucho calor del lado de la hoja de acero, la solidificación progresa desde una interfaz entre el recubrimiento/la hoja de acero desnudo. Por consiguiente, cuando una desigualdad diminuta se forma en una capa de aleación subyacente de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente o en la hoja de acero desnudo, es posible formar puntos de partida de crecimiento (sitios de nucleación) del cristal dendrítico primario Sn . El método más efectivo para proporcionar sitios de nucleación es controlar la forma de fase de aleación (generado por la hoja de acero desnudo y el metal de inmersión en caliente) de la capa subyacente de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente. Con el fin de tener un efecto en la nucleación de Sn, la desigualdad diminuta es efectiva y un método para generar la fase de aleación puede controlarse. Es decir, los sitios en donde la fase de aleación se genera, se vuelven proyecciones, y los sitios en donde la fase de aleación se suprime se vuelven depresiones. Tal control es posible al controlar la temperatura de baño de recubrimiento de inmersión en caliente, y el tiempo de inmersión del recubrimiento de inmersión en caliente, y si la hoja de acero se somete a pre-recubrimiento antes del recubrimiento de inmersión en caliente, tal control es posible también para controlar además el tipo y el peso del recubrimiento del pre-recubrimiento adicional. Varios factores utilizados para generar la fase de aleación se describirán más adelante en detalle.

(Clase y Peso del Recubrimiento del Pre-Recubrimiento) (a) Elemento Ni Se suprimen el metal de Sn-Zn y Fe (hoja de acero desnudo) al ser aleados en sitios recubiertos con Ni pre-recubriendo en el proceso de solidificación del recubrimiento de inmersión en caliente. Por otro lado, se alean el metal de Sn-Zn y Fe (hoja de acero desnudo) en sitios no recubiertos con Ni. Como un resultado, una fase de aleación que tiene desigualdad diminuta se genera. Cuando el peso del pre-recubrimiento cae dentro de un intervalo de 0.01 a 0.3 g/m2 por lado superficial sencillo, una capa de pre-recubrimiento no se recubre uniformemente (teniendo porciones sin recubrimiento de un orden de micrómetro observable por SEM (aproximadamente 5000 veces) ; por lo que la fase de aleación que tiene desigualdad diminuta se genera por una diferencia de crecimiento de fase de aleación como se describe anteriormente. El peso del pre-recubrimiento es de preferencia 0.01 a 0.24 g/m2, más preferiblemente 0.01 a 0.09 g/m2 de manera que se aseguran los sitios de nucleación apropiadamente. No es suficiente el recubrimiento con un baño de Watt utilizado comúnmente. Para referencia, la composición típica del baño de Watt incluye 240 a 350 g/L de sulfato de níquel, 30 a 60 g/L de cloruro de níquel y 30 a 45 g/L de ácido bórico, y las condiciones del recubrimiento son 2.5 a 4.5 de pH, 40 a 60°C de la temperatura de baño, y 2 a 10 A/dm2 de densidad de corriente. (b) Aleación de Fe-Ni Aunque al traslapar la descripción con respecto al elemento Ni, los comportamientos de aleación de Fe y Ni con el metal de Sn-Zn parecen diferentes entre sí. Es decir, Fe se alea con metal de Sn-Zn mientras Ni se suprime al ser aleado con metal de Sn-Zn. Como un resultado, se genera una fase de aleación que tiene desigualdad diminuta. Por consiguiente, el pre-recubrimiento de la aleación de Fe-Ni también proporciona los mismos efectos. La composición del pre-recubrimiento de la aleación de Fe-Ni es opcional siempre y cuando no se predisponga extremadamente a cualquiera de Fe y Ni. Por ejemplo, la composición del pre-recubrimiento no tiene influencia en un intervalo de Fe-10% por masa de Ni a Fe-80% por masa de Ni. La composición del pre-recubrimiento está de preferencia en un intervalo de Fe-21% de masa de Ni a Fe-70% por masa de Ni, en la cual los cristales primarios de Sn pueden generarse más establemente. Como un baño de recubrimiento de aleación de Fe-Ni, el baño de Watt del recubrimiento de Ni descrito anteriormente con 30 a 200 g/L de sulfato de hierro agregado puede utilizarse. A diferencia del elemento Ni, la aleación de Fe-Ni no necesita ser recubierta no uniformemente. Por lo tanto, el límite superior de peso del pre-recubrimiento no necesita ajustarse. Sin embargo, desde un punto de vista económico, el peso del pre-recubrimiento es de preferencia 0.01 a 2.0 g/m2 por lado sencillo . (Temperatura de baño del recubrimiento de inmersión en caliente y tiempo de inmersión) La temperatura de baño del recubrimiento de inmersión en caliente y el tiempo de inmersión tienen un efecto en el crecimiento de la fase de aleación. La fase de aleación no se hace crecer si la temperatura de baño del recubrimiento de inmersión en caliente es muy baja mientras se promueve si la temperatura de baño del recubrimiento de inmersión en caliente es muy alta. Desde el punto de vista del proceso de fabricación, en muchos casos, el límite inferior de la temperatura de baño del recubrimiento de inmersión en caliente se establece para ser una temperatura de licuefacción del metal de inmersión en caliente + 10 a 50°C, mientras su límite superior se establece para ser la temperatura de licuefacción + 100°C como mucho. Si la temperatura de baño del recubrimiento de inmersión en caliente es baja, existe un riesgo de solidificación de metal de inmersión en caliente debido a la irregularidad de la temperatura de baño en un horno de recubrimiento de inmersión en caliente. Por otro lado, si la temperatura de baño del recubrimiento de inmersión en caliente es alta, existen desventajas de que la fase de aleación crezca excesivamente, de que la solidificación se requiera para enfriarse después del recubrimiento de inmersión en caliente, y que de que el recubrimiento de inmersión en caliente sea poco rentable. En el recubrimiento de sistema de Sn-Zn de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente de la presente modalidad, en consideración del intervalo de composición de Sn-Zn, la temperatura de baño del recubrimiento de inmersión en caliente está de preferencia en el intervalo de 240 a 300°C, en la cual es posible generar una fase de aleación que tenga desigualdad diminuta por una combinación del pre-recubrimiento descrito anteriormente y el tiempo de inmersión el cual se describirá posteriormente. En general, existe una tendencia de que la fase de aleación se hace crecer de forma insuficiente si el tiempo de inmersión es corto mientras se hace crecer excesivamente si el tiempo de inmersión es largo. En la presente modalidad, la fase de aleación se hace crecer previamente por una inmersión de un segundo, y el crecimiento de la fase de aleación se satura lentamente incluso con la inmersión por un largo tiempo. En un recubrimiento de inmersión en caliente continuo actual, el tiempo de inmersión es al menos aproximadamente 2 segundos. Normalmente, en consideración del tamaño del horno para recubrimientos de inmersión en caliente, no existe ningún caso en donde la capa de recubrimiento de inmersión en caliente se sumerja durante 15 segundos o más. Un tiempo de inmersión más prolongado significa productividad inferior y es poco rentable. Cuando el tiempo de inmersión está en un intervalo de 2 a 15 segundos, es posible generar una fase de aleación que tiene desigualdad diminuta por una combinación con el pre-recubrimiento descrito anteriormente y la temperatura de baño de inmersión en caliente.

(Desigualdad de hoja de acero) Ya que la desigualdad se vuelve un sitio de nucleación, la desigualdad diminuta formada mecánicamente en la hoja de acero tiene el mismo efecto como la desigualdad en la fase de aleación. Ejemplos de métodos para formar desigualdad diminuta en la hoja de acero pueden incluir un método de transferencia utilizando un cilindro laminador que tiene desigualdad diminuta, un método de chorro con granalla utilizando un polvo rígido diminuto y similares. Además, con respecto a la condición para desarrollar los cristales primarios de Sn, el efecto de una velocidad de enfriamiento después de la eliminación del gas realizada para controlar el peso del recubrimiento debe también considerarse. Aunque los cristales primarios de Sn se solidifican primero en la microestructura que tiene cristales primarios de Sn y los cristales eutécticos de Sn-Zn binarios, es preferible disminuir la velocidad de enfriamiento para desarrollar suficientemente los cristales primarios de Sn . Cuando la capa de recubrimiento de Sn-Zn de inmersión en caliente se fabrica por una combinación con el método de pre-recubrimiento descrito anteriormente, la velocidad de enfriamiento de la capa de recubrimiento de Sn-Zn de inmersión en caliente es de preferencia 30°C/segundos o menor. Aunque su límite inferior no se define particularmente, ya que la productividad se reduce si la velocidad de enfriamiento es muy baja, la velocidad de enfriamiento es de preferencia 10°C/segundos, o más en la producción actual. La capa de recubrimiento de Sn-Zn que tiene una microestructura de solidificación en la cual los cristales primarios de Sn se cristalizan de forma positiva hacia fuera como se describe anteriormente muestra un único comportamiento de fusión, y una relación de un valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales eutécticos de Sn-Zn y un valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales primarios de Sn en la capa de recubrimiento de inmersión en caliente satisface la siguiente fórmula: (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3. En la presente modalidad, con respecto al comportamiento de solidificación de la composición de aleación de Sn-Zn binario de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente, los cristales primarios de Sn se cristalizan en un estado de equilibrio. Sin embargo, en un proceso de recubrimiento de Sn-Zn de inmersión en caliente actual, si los medios para crear positivamente los cristales primarios de Sn cristalizados hacia fuera como se describe anteriormente no se proporcionan, el recubrimiento de Sn-Zn de inmersión en caliente va a sobreenfriarse probablemente, lo cual puede resultar en una microestructura de recubrimiento que tiene sólo celdas de cristal eutéctico de Sn-Zn sobre un amplio intervalo de composición desde un punto de cristal eutéctico para disminuir el % de masa del Zn. Sin embargo, a través de análisis térmico para la capa de recubrimiento, la presente invención ha encontrado que aparece una diferencia definitiva en valores endotérmicos de calor de fusión generados por cristales primarios de Sn entre una capa de recubrimiento que tiene celdas de cristal eutéctico de Sn-Zn crecidas y una capa de recubrimiento en la cual los cristales primarios de Sn se cristalizan en forma suficiente hacia fuera. Al utilizar tal diferencia, es posible distinguir entre ambas microestructuras. Es decir, la capa de recubrimiento que tiene celdas de cristal eutéctico de Sn-Zn crecidas no muestra por mucho un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn mientras en su mayor parte muestra un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn. Por otro lado, la capa de recudimiento en la cual los cristales primarios de Sn se cristalizan en forma suficiente hacia fuera aparentemente muestra un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn, y ya que la composición de aleación de Sn-Zn binaria de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente de la presente modalidad satisface la siguiente fórmula, es identificable. Por consiguiente, en la presente modalidad, la relación del valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales eutécticos de Sn-Zn y el valor endotérmico de calor de fusión generado por los cristales primarios de Sn se define por la siguiente fórmula: (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3 Además, en la composición de la capa de recubrimiento de inmersión en caliente de la presente modalidad, la temperatura de un pico endotérmico, b, generado por fusión de cristales primarios de Sn es 200°C o más alto y 230°C o más bajo, y la temperatura de un pico endotérmico, a, generado por la fusión de cristales eutécticos de Sn-Zn es 198°C o más alta y más baja de 200°C. Entre los diversos métodos para examinar el comportamiento de fusión, a través de calorimetría diferencial de barrido (DSC) el cual es uno de los métodos para análisis térmico, la presente invención ha encontrado que existe una correlación entre el resultado del análisis térmico por DSC y resistencia a la corrosión de una hoja de acero de recubrimiento. DSC es un método para calentar un material de referencia y una muestra al mismo tiempo, agregando la energía requerida para cancelar una diferencia de temperatura entre el material de referencia y la muestra y midiendo una variación temporal de la energía requerida (variación del contenido térmico) y la temperatura del material de referencia. Una curva calorimétrica diferencial de barrido obtenida por la medición proporciona una señal para una reacción endotérmica y una reacción exotérmica en cualquier temperatura (se obtiene un pico) . En este método, ya que se proporciona la energía térmica como calentamiento Joule de electricidad, es posible medir el calor de reacción cuantitativamente. En la presente modalidad, DSC7 (disponible de PerkinElmer Co., Ltd.) se utiliza como el calorímetro diferencial de barrido. Como una muestra que se mide, una hoja de acero de recubrimiento del sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente (que tiene un espesor de 0.5 mm a 2.0 mm) se perfora para tener un diámetro de 6 mm f y luego se sella en una cacerola de aluminio. La velocidad de calentamiento se selecciona normalmente de un intervalo de 2°C/minutos a 20°C/minutos . El resultado de medición depende de la velocidad de calentamiento. Con incrementos de la velocidad de calentamiento, el comportamiento de fusión completo se cambia a una temperatura elevada, y la resolución de pico se reduce. Sin embargo, ya que la variación por hora se incrementa, la sensibilidad de la apariencia externa se eleva, lo cual es ventajoso para detección de picos diminutos. Además, ya que el comportamiento de fusión propuesto puede depender de la velocidad de calentamiento, existe una necesidad para crear medidas en varias velocidades de calentamiento. En la presente modalidad, una curva calorimétrica diferencial de barrido eficiente y óptima podría obtenerse en una velocidad de calentamiento de 2.5°C/minutos . En esta velocidad de calentamiento, es posible separar un pico endotérmico en un intervalo de 198°C o más alto a más bajo de 200°C desde un pico endotérmico en el intervalo de 200°C o más alto a 230°C o más bajo. En la presente modalidad, la temperatura de un pico endotérmico indica la temperatura más elevada del pico endotérmico (temperatura superior pico) descrita por la curva calorimétrica diferencial de barrido. Un valor endotérmico se obtiene de un área definida por una línea base y la curva. En la presente modalidad, se espera que la resistencia a la corrosión perfecta se obtenga a través de un post-tratamiento de recubrimiento de una superficie de la capa de recubrimiento con otra capa de recubrimiento que contiene un compuesto inorgánico, un compuesto orgánico o un compuesto del mismo. Este tratamiento es muy compatible con la capa de recubrimiento de Sn-Zn y tiene efectos de recubrir una porción detectada tales como picaduras microscópicas, disolviendo la capa de recubrimiento para restaurar las picaduras, y similares; por lo que se mejora en gran medida la resistencia a la corrosión.

EJEMPLOS Los ejemplos de la presente invención se describirán más adelante.

(Ejemplo 1) Se recubrieron hojas de acero recocidas y endurecidas de 0.8 mm de espesor con 0.1 g/m2 de Ni (con 50°C de temperatura de baño y 10A/dm2 de una densidad de corriente por lado superficial sencillo) utilizando un baño de Watt (240 g/L de sulfato de níquel, 45 g/L de cloruro de níquel, 30 g/L de ácido bórico y pH = 4.0) por un método de galvanización. Luego, estas hojas de acero se recubrieron con flujo de recubrimiento que contiene cloruro de zinc, cloruro de amonio y ácido clorhídrico y luego se introdujeron en baños de recubrimiento de inmersión en caliente de Sn-Zn a 280°C. Después de hacer reaccionar el baño de recubrimiento con una superficie de la hoja de acero durante 5 segundos, las hojas de acero se extrajeron de los baños de recubrimiento, y luego, el peso de recubrimiento (peso de recubrimiento total de Sn + Zn) se controló para ser 40 g/m2 (por lado superficial sencillo) utilizando un método de eliminación de gas. Después de la eliminación de gas, se varío la velocidad de enfriamiento utilizando un enfriador de chorro de aire para solidificar la capa de recubrimiento de inmersión en caliente. Una curva calorimétrica diferencial de barrido para la hoja de acero de recubrimiento de Sn-Zn obtenida se midió utilizando DSC7 (disponible de PerkinElmer Co . , Ltd.). Como una muestra para medirse, la hoja de acero de recubrimiento de Sn-Zn se perforó para tener un diámetro de 6 mm f y luego se selló en una cacerola de aluminio. Con la velocidad de calentamiento establecida a 2.5°C/minutos, la medición de la muestra se condujo en un intervalo de temperatura normal a 250°C. Las temperaturas de los picos endotérmicos, a y b, se obtuvieron de las temperaturas más elevadas de los picos endotérmicos (temperaturas superior pico) descritas por la curva calorimétrica diferencial de barrido, y los valores endotérmicos se obtuvieron de áreas definidas por una línea base y la curva. La resistencia a la corrosión de la superficie externa de un depósito de combustible bajo un ambiente dañado por sal se evalúo con una relación de área de óxido rojo después de SST960 horas. El caso en el cual la relación de área del óxido rojo fue 10% o menor se evalúo como un buen resultado. La resistencia a la corrosión de la superficie interna del depósito de combustible se evalúo como sigue. Se preparó un líquido corrosivo agregando 10% en volumen de agua a una gasolina deteriorada a la fuerza la cual se había dejado a 100°C durante 24 horas en una recipiente de presión. Se condujo una prueba de corrosión en la cual una hoja de acero de recubrimiento que se formó con una cuenta de succión (velocidad de reducción del espesor de hoja de 14% y 30 x 35 mm de sellos del borde y la cara posterior) se corroe a 45°C durante tres semanas en 350 ml del líquido corrosivo, y luego las clases y cantidades de elución de los iones metálicos eluídos en la prueba de corrosión se midieron. El caso en el cual la cantidad de elución de iones metálicos fue menor de 200 ppm en términos de la cantidad total del metal se evalúo como un buen resultado. La FIGURA 1 muestra una curva calorimétrica diferencial de barrido para la Muestra No. 1. La Tabla 1 muestra los resultados obtenidos de evaluación. Ejemplos Inventivos de las Muestras Nos. 1 a 5 mostrados en la Tabla 1 tienen durabilidad suficiente para utilizarse. Las Muestras Nos. 1 a 3 son muestras preparadas para examinar el efecto de velocidad de enfriamiento. Aunque la relación del valor endotérmico disminuyó (es decir, cristales primarios de Sn disminuidos) con incremento de la velocidad de enfriamiento, la Muestra No. 3 estuvo en un nivel de uso práctico. El Ejemplo Comparativo de la Muestra No. 6 estuvo bajo en su contenido de Zn (% por masa) y de este modo, un efecto de resistencia a la corrosión protectora suficiente no se obtuvo y la resistencia a la corrosión de su superficie externa se deterioro un poco. Los Ejemplos Comparativos Nos. 7 y 8 fueron elevados en sus contenidos de Zn (% por masa) , bajos en su relación de valor endotérmico, y no aparecieron cristales primarios de Sn. Ya que la segregación de Zn en el límite de granulación de celda de cristal eutéctico y el crecimiento de cristales de Zn toscos se promovieron, la resistencia a la corrosión de las superficies interna y externa de lo depósitos de combustible se deterioró. Aquí, el resultado de la evaluación integral en cada muestra se indicó como sigue: Bueno, excelente resistencia a la corrosión Aceptable, apta Mala, inservible ra I ra (Ejemplo 2) Se utilizó una hoja de acero laminada en frío de 0.8 mm de espesor con aspereza de 1.5 µm en RMS dada por un labrado. Después que se removió el aceite de laminación de la hoja de acero por calor utilizando un método de Sendzimir, una superficie de la hoja de acero se desoxidó, y luego la hoja de acero se introdujo en un Sn de 8% por masa de un baño de recubrimiento de Zn a 300°C. La RMS utilizada en la presente significa aspereza de raíz cuadrada promedio obtenida al dividir un valor integral del cuadro de una curva de aspereza en cualquier intervalo por una longitud de intervalo, y calculando una raíz cuadrada del valor dividido. Después de hacer reaccionar el baño de enfriamiento con la superficie de la hoja de acero durante 3 segundos, la hoja de acero se extrajo del baño de recubrimiento, y luego, el peso del recubrimiento (peso total del recubrimiento de Sn-Zn) se controló para ser 40 g/m2 (por lado superficial sencillo) utilizando un método de eliminación de gas. Los resultados obtenidos de evaluación se muestran en la Tabla 1. Como se muestra en la Muestra No. 9 en la Tabla 1, se confirmó que los cristales primarios de Sn se hicieron crecer suficientemente. La resistencia a la corrosión de la superficie externa de un depósito de combustible en un ambiente dañado por sal fue bueno sin óxido rojo aunque el óxido blanco ocurrió después de SST960 horas.

La resistencia a la corrosión de la superficie interna del depósito de combustible también fue excelente mientras una cantidad muy pequeña del Zn de la capa de recubrimiento se eluyó como iones metálicos eluidos, y la cantidad de elución fue 15 ppm.

(Ejemplo 3) Hojas de acero recocidas y endurecidas de 0.8 mm de espesor se recubrieron suave y uniformemente con 0.5 g/m2 de Ni (con 50°C de temperatura de baño y 10A/dm2 de una densidad de corriente por lado superficial sencillo) utilizando un baño Watt (240 g/L de sulfato de níquel, 45 g/L de cloruro de níquel, y 30 g/L de ácido bórico, y pH = 4.0) por un método de galvanización. Luego, estas hojas de acero se recubrieron con flujo de recubrimiento conteniendo cloruro de zinc, cloruro de amonio y ácido clorhídrico y luego se introdujeron en un baño de recubrimiento de inmersión en caliente de Sn-Zn a 280°C. Después de hacer reaccionar el baño de recubrimiento con una superficie de la hoja de acero durante 5 segundos, las hojas de acero se extrajeron de los baños de recubrimiento, y luego, el peso del recubrimiento (peso de recubrimiento total de Sn + Zn) se controló para ser 40 g/m2 (por lado superficial sencillo) utilizando un método de eliminación de gas. La FIGURA 2 muestra una curva calorimétrica diferencial de barrido para la Muestra No. 10. La Tabla 2 muestra los resultados obtenidos de evaluación. La Muestra No. 10 en la Tabla 2 tuvo en su mayoría cristales eutécticos de Sn-Zn mientras pocos cristales primarios de Sn se cristalizaron hacia fuera. Se reconoció que esta muestra tuvo segregación de Zn en el límite de granulación de celda de cristal eutéctico a través de la observación por un microscopio óptico. Con respecto a la resistencia a la corrosión de la superficie externa del depósito de combustible, la relación de área del óxido rojo que ocurre después de SST960 horas fue 80%, y una pluralidad de corrosión por picaduras ocurrió. Con respecto a la resistencia a la corrosión de la superficie interna del depósito de combustible, se eluyeron Zn y Fe como iones metálicos eluidos, y la cantidad de elución fue 1800 ppm, y la corrosión por picaduras ocurrió. En comparación con la Muestra No. 10, las Muestras Nos. 11 y 13 tuvieron una relación un poco más alta del valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn, pero no exceden de 0.3, y la resistencia a la corrosión no se mejoró entonces . o cp o p Tabla 2 (Ejemplo 4) Se recubrieron hojas de acero recocido y endurecido de 0.8 mm de espesor con 1.0 g/m2 de aleación de Ni-Ni que tiene varias composiciones (con 50°C de temperatura de baño y 10A/dm2 de una densidad de corriente por lado superficial sencillo) utilizando baños de recubrimiento de Fe-Ni (240 g/L de sulfato de níquel, 30 g/L de cloruro de níquel, 30 g/L de ácido bórico (15), 30, 50, 100, 150, 200 y (250) g/L de sulfato de hierro, y pH 2.5), por un método de galvanización. Luego, estas hojas de acero se recubrieron con flujo de recubrimiento conteniendo cloruro de zinc, cloruro de amonio y ácido clorhídrico y luego se introdujeron en baños de recubrimiento de inmersión en caliente de Sn-Zn que tiene varias composiciones a 250, 300, 350 y 400°C. Después de hacer reaccionar el baño de recubrimiento con una superficie de hoja de acero durante 2, 5, 10, 15 y 20 segundos, las hojas de acero se extrajeron de los baños de recubrimiento, y luego, el peso del recubrimiento (peso de recubrimiento total de Sn+Zn) se controló para ser 40 g/m2 (por lado superficial sencillo) utilizando un método de eliminación de gas. Las Tablas 3 y 4 muestran los resultados de evaluación. 25 Las Muestras Nos. 14 a 20 se prepararon para examinar el efecto de una pre-composición de Fe-Ni. En Fe-10% por masa de Ni a Fe-80% por masa de Ni de las Muestras Nos. 15 a 19, los cristales primarios de Sn se generaron en forma suficiente y la relación de valor endotérmico fue 0.3 o más elevada y mostró excelente resistencia a la corrosión. Sin embargo, en las Muestras Nos. 14 y 20 con las composiciones predispuestas a Fe o Ni, se generaron insuficientemente cristales primarios de Sn y la relación del valor endotérmico fue más baja de 0.3, y mostró deficiente resistencia a la corrosión . Las Muestras Nos. 21 a 24 se prepararon para examinar el efecto de una composición de Sn-Zn. Ya que la Muestra No. 21 tuvo una cantidad insuficiente de Zn, la capacidad de corrosión protectora fue insuficiente, y mostró deficiente resistencia a la corrosión superficial externa. Por otro lado, ya que la Muestra No. 24 tuvo una cantidad excesiva de Zn, la cantidad de elución del metal se volvió remarcablemente grande. Las Muestras Nos. 22 y 23 tuvieron capacidad de resistencia a la corrosión protectora, elución excesiva suprimida de Zn, y mostró excelente resistencia a la corrosión equilibrada. Las Muestras Nos. 25 a 27 se prepararon para examinar el efecto de temperatura del baño de recubrimiento de inmersión en caliente, y las Muestras Nos. 28 a 31 se prepararon para examinar el efecto del tiempo de inmersión del recubrimiento de inmersión en caliente. Todas las muestras mostraron buenos resultados mientras se tiene poco efecto en la relación de valor endotérmico en intervalos de uso práctico. Las Muestras Nos. 32 a 33 se prepararon para examinar el efecto de la velocidad de enfriamiento. Aunque la relación del valor endotérmico disminuyó (es decir, los cristales primarios de Sn disminuyeron) con un incremento de la velocidad de enfriamiento, incluso la Muestra No. 33 estuvo en un nivel de uso práctico.

APLICABILIDAD INDUSTRIAL La hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente de la presente invención tiene excelente resistencia a la corrosión, formabilidad y soldabilidad y además durabilidad a largo plazo contra gasolina deteriorada y similares. Por consiguiente, la hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente es útil sobre un intervalo amplio incluyendo materiales para depósitos de combustible sin utilizar Pb, y similares .

Claims (1)

1. REIVINDICACIONES 1. Una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente que comprende: una hoja de acero; y una capa de recubrimiento de inmersión en caliente la cual se forma en una superficie de la hoja de acero y contiene 1 a 8.8% por masa de Zn y el resto incluye 91.2 a 99.0% por masa de Sn e impurezas inevitables, en donde una relación de un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn y un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn en la capa de recubrimiento de inmersión en caliente satisface la siguiente fórmula: (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3, y una temperatura de un pico endotérmico generado por la fusión de los cristales primarios Sn es 200°C o más alta y 230°C o más baja, y una temperatura de un pico endotérmico generado por la fusión de los cristales eutécticos de Sn-Zn es 198°C o más alta y más baja de 200°C. 2. Una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente que comprende: una hoja de acero; y una capa de recubrimiento de inmersión en caliente que se forma en una superficie de la hoja de acero y contiene 4 a 8.8% por masa de Zn y el resto incluye 91.2 a 96.0% por masa de Sn e impurezas inevitables, en donde una relación de un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn y un valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn en la capa de recubrimiento de inmersión en caliente satisface la siguiente fórmula: (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3, y una temperatura de un pico endotérmico generado por la fusión de cristales primarios de Sn es 200°C o más alta y 230°C o más baja, y una temperatura de un pico endotérmico generado por la fusión de cristales eutécticos de Sn-Zn es 198°C o más alta y más baja de 200°C. RESUMEN D? ? INVENCIÓN Una hoja de acero recubierta con un sistema de Sn-Zn de inmersión en caliente que comprende una hoja de acero y una capa de recubrimiento de inmersión en caliente la cual se forma en la superficie de la hoja de acero y comprende 1 a 8.8% por masa de Zn y un resto compuesto de 91.2 a 99.0% por masa de Sn e impurezas inevitables, en donde una relación del valor endotérmico producido por la fusión del cristal eutéctico de Sn-Zn y el valor endotérmico generado de calor de fusión por el cristal primario de Sn en la capa de recubrimiento de inmersión en caliente satisface la siguiente fórmula: (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn)/{ (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales primarios de Sn) + (valor endotérmico de calor de fusión generado por cristales eutécticos de Sn-Zn)} >0.3 y una temperatura de un pico endotérmico generada por la fusión del cristal primario de Sn es de 200°C o más alta y 230°C o más baja, y una temperatura de un pico endotérmico generado por la fusión de cristales eutécticos de Sn-Zn es 198°C o más alta y más baja de 200°C