TW201634712A - 熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種具有良好的平板部及端部的耐蝕性,並且加工部耐蝕性亦優異的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板。為了達成所述目的,本發明是一種熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其在鋼板表面具有鍍覆皮膜,且特徵在於:所述鍍覆皮膜包含存在於與基底鋼板的界面的界面合金層、及存在於所述合金層上的主層,含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過0.1質量%~25質量%的Mg,所述鍍覆皮膜中的Mg及Si的含量滿足以下式(1); MMg
/(MSi
-0.6)>1.7···(1) MMg
:Mg的含量(質量%)、MSi
:Si的含量(質量%)。
Description
本發明是有關於一種具有良好的平板部及端部的耐蝕性,並且加工部的耐蝕性亦優異的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板及其製造方法。
熔融Al-Zn系鍍覆鋼板可兼顧Zn的犧牲防蝕性與Al的高耐蝕性,因此在熔融鍍鋅鋼板中亦表現出高的耐蝕性。例如,在專利文獻1中揭示一種在鍍覆皮膜中含有25質量%~75質量%的Al的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板。並且,熔融Al-Zn鍍覆鋼板由於其優異的耐蝕性,因此以長期暴露在室外的房頂或壁等建材領域、護欄(guardrail)、配線配管、隔音牆等土木建築領域為中心,近年來需求擴大。
熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的鍍覆皮膜包含主層、及存在於基底鋼板與主層的界面的合金層,主層主要包含:含有過飽和的Zn且Al進行枝晶凝固的部分(α-Al相的枝晶部分)、以及其餘的枝晶間隙的部分(枝晶間),並且具有將α-Al相在鍍覆皮膜的膜厚方向積層多個而成的結構。由於此種特徵性皮膜結構,來自表面的腐蝕行進路徑變得複雜,因此腐蝕難以容易地到達基底鋼板,熔融Al-Zn系鍍覆鋼板與鍍覆皮膜厚度相同的熔融鍍鋅鋼板相比可實現優異的耐蝕性。
此外,已知藉由在熔融Al-Zn系鍍覆的鍍覆皮膜中含有Mg,而旨在進一步提高耐蝕性的技術。 作為關於含有Mg的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板(熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板)的技術,例如在專利文獻2中揭示了Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其包含在鍍覆皮膜中含有Mg的Al-Zn-Si合金,所述Al-Zn-Si合金是含有45重量%~60重量%的元素鋁、37重量%~46重量%的元素鋅及1.2重量%~2.3重量%的元素矽的合金,所述Mg的濃度為1重量%~5重量%。 此外,在專利文獻3中揭示了Al系鍍覆系表面處理鋼材,其以質量%計含有Mg:2%~10%、Ca:0.01%~10%、Si:3%~15%,其餘部分為Al及不可避免的雜質,且Mg/Si的質量比設為特定範圍。
此外,在欲將熔融Al-Zn系鍍覆鋼板用於汽車領域、特別是外板面板(skin panel)時,所述鍍覆鋼板以藉由連續式熔融鍍覆設備實施至鍍覆為止的狀態供給至汽車廠商等,因此通常在加工成面板零件形狀後實施化學合成處理、進一步實施電鍍塗裝、中塗塗裝(intermediate coating)、面塗塗裝(top coating)的汽車用綜合塗裝。然而,使用熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的外板面板在塗膜產生損傷時,以刮傷部為起點引起塗膜/鍍覆界面的包含大量Zn的枝晶間的選擇腐蝕,結果有與熔融鍍鋅相比產生顯著大的塗膜膨脹,而無法確保充分的耐蝕性(塗裝後耐蝕性)的情況。因此,例如在專利文獻4中揭示了熔融Al-Zn系鍍覆鋼板,其藉由在鍍覆組成中添加Mg或Sn等,在鍍覆層中形成Mg2
Si、MgZn2
、Mg2
Sn等Mg化合物,而改善來自鋼板端面的紅鏽產生。 現有技術文獻 專利文獻
專利文獻1:日本專利特公昭46-7161號公報 專利文獻2:日本專利5020228號公報 專利文獻3:日本專利5000039號公報 專利文獻4:日本專利特開2002-12959號公報
[發明所欲解決之課題] 此處,關於熔融Al-Zn系鍍覆鋼板,如上所述般,由於其優異的耐蝕性,因此大多用於長期暴露在室外的房頂或壁等建材領域。因此,根據近年來的對節省資源、節能的要求,為了謀求製品的長壽命化,而期望開發耐蝕性更優異的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板。 此外,關於引用文獻2及引用文獻3中所揭示的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,由於鍍覆皮膜的主層硬質化,因此在進行彎曲加工時鍍覆皮膜破裂而產生裂紋,結果有加工部的耐蝕性(加工部耐蝕性)差的問題。因此,亦期望改善加工部耐蝕性。另外,在引用文獻2中,關於因添加Mg引起的延展性降低,藉由設為「小的」鋅花(spangle)尺寸,而改良延展性降低,但為了達成所述目的,在引用文獻2中實質上在鍍覆層中必須具有TiB,說不上揭示了本質性的解決策略。 而且,對專利文獻4中所揭示的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板實施塗裝時,塗裝後耐蝕性的問題亦依然未消除,根據熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的用途,對於塗裝後耐蝕性亦期望進一步的提高。
本發明鑒於所述情況,目的是提供一種具有良好的平板部及端部的耐蝕性、並且加工部耐蝕性亦優異的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板、以及所述熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法。 [解決課題之手段]
本發明者等人為了解決所述課題而反覆研究,結果著眼於:在熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的腐蝕時,鍍覆皮膜的主層中的枝晶間中所存在的Mg2
Si在初期溶解,使Mg在腐蝕產物的表面濃化,藉此有助於提高耐蝕性;此外,所述主層中所存在的單相Si成為陰極部位,導致周圍的鍍覆皮膜的溶解,因此單相Si必須消除。並且,本發明者等人進一步反覆努力研究,發現藉由規定所述鍍覆皮膜的主層中所存在的Al、Mg及Si成分的含量,並且將鍍覆皮膜中的Mg及Si的含量控制在特定範圍,而可使Mg2
Si微細且均勻地分散在枝晶間中,因此可大幅提高加工部耐蝕性,此外發現,藉由Mg2
Si的微細且均勻的生成,而可自鍍覆皮膜主層中消除單相Si,因此對於平板部及端部的耐蝕性亦可提高。 此外,除了所述外,還發現藉由將鍍覆皮膜中的Mg含量控制在特定範圍,而可獲得優異的塗裝後耐蝕性。
本發明基於以上的發現而成,其要旨如以下所述。 1.一種熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,在鋼板表面具有鍍覆皮膜,且其特徵在於: 所述鍍覆皮膜包含存在於與基底鋼板的界面的界面合金層、及存在於所述合金層上的主層,含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過0.1質量%~25質量%的Mg, 所述鍍覆皮膜中的Mg及Si的含量滿足以下式(1); MMg
/(MSi
-0.6)>1.7···(1) MMg
:Mg的含量(質量%)、MSi
:Si的含量(質量%)。
2.如所述1所記載的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述主層含有Mg2
Si,所述主層中的Mg2
Si的含量為1.0質量%以上。
3.如所述1所記載的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述主層含有Mg2
Si,該主層的剖面中的Mg2
Si的面積率為1%以上。
4.如所述1所記載的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述主層含有Mg2
Si,藉由X射線繞射測得的Mg2
Si的(111)面(面間隔d=0.367 nm)相對於Al的(200)面(面間隔d=0.202 nm)的強度比為0.01以上。
5.如所述1至4中任一項所記載的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述界面合金層的厚度為1 μm以下。
6.如所述1至4中任一項所記載的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述主層具有α-Al相的枝晶部分,所述枝晶部分的平均枝晶徑、與所述鍍覆皮膜的厚度滿足以下式(2); t/d≧1.5···(2) t:鍍覆皮膜的厚度(μm)、d:平均枝晶徑(μm)。
7.如所述1至6中任一項所記載的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述鍍覆皮膜含有25質量%~80質量%的Al、超過2.3質量%~5質量%的Si及3質量%~10質量%的Mg。 8.如所述1至6中任一項所記載的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述鍍覆皮膜含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過5質量%~10質量%的Mg。
9.一種熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法,其特徵在於:在包含25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過0.1質量%~25質量%的Mg,其餘部分包含Zn及不可避免的雜質的鍍覆浴中,浸漬基底鋼板實施熔融鍍覆後,以小於10℃/sec的平均冷卻速度將鍍覆後的鋼板冷卻至作為所述鍍覆浴的浴溫~浴溫-50℃的第一冷卻溫度為止,以10℃/sec以上的平均冷卻速度自所述第一冷卻溫度冷卻至380℃為止。 [發明的效果]
根據本發明,可提供一種具有良好的平板部及端部的耐蝕性、並且加工部耐蝕性亦優異的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板、以及所述熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法。
(熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板) 作為本發明的對象的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,在鋼板表面具有鍍覆皮膜,所述鍍覆皮膜包含:存在於與基底鋼板的界面的界面合金層、及存在於所述合金層上的主層。並且,所述鍍覆皮膜具有如下組成:含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過0.1質量%~25質量%的Mg,其餘部分包含Zn及不可避免的雜質。
就耐蝕性與操作面的平衡而言,所述鍍覆皮膜中的Al含量設為25質量%~80質量%,較佳為35質量%~65質量%。若鍍覆主層的Al含量為25質量%以上,則會引起Al的枝晶凝固。藉此,主層主要包含:含有過飽和的Zn且Al進行枝晶凝固的部分(α-Al相的枝晶部分)、及其餘的枝晶間隙的部分(枝晶間部分),且可確保所述枝晶部分在鍍覆皮膜的膜厚方向積層的耐蝕性優異的結構。此外,所述α-Al相的枝晶部分越多地積層,則腐蝕行進路徑變得越複雜,腐蝕越難以容易地到達基底鋼板,因此耐蝕性提高。為了獲得極高的耐蝕性,更佳為將主層的Al含量設為35質量%以上。另一方面,若主層的Al含量超過80質量%,則對Fe具有犧牲防蝕作用的Zn的含量變少,耐蝕性劣化。因此,主層的Al含量設為80質量%以下。此外,若主層的Al含量為65質量%以下,則鍍覆的附著量變少,即便在鋼坯容易露出的情況下,對Fe亦具有犧牲防蝕作用,獲得充分的耐蝕性。因此,鍍覆主層的Al含量較佳為設為65質量%以下。
此外,Si是為了抑制在與基底鋼板的界面生成的界面合金層的成長,為了提高耐蝕性或加工性而添加在鍍覆浴中,必然包含在鍍覆主層中。具體而言,在為Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板時,若在鍍覆浴中含有Si進行鍍覆處理,則在鋼板浸漬於鍍覆浴中的同時,鋼板表面的Fe與浴中的Al或Si發生合金化反應,而生成Fe-Al系及/或Fe-Al-Si系的化合物。藉由所述Fe-Al-Si系界面合金層的生成,而抑制界面合金層的成長。在鍍覆皮膜的Si含量超過0.6質量%時,可抑制界面合金層的充分的成長。另一方面,在鍍覆皮膜的Si含量超過15質量%時,在鍍覆皮膜中成為裂紋的傳播路徑,因此使加工性降低,成為陰極部位的Si相容易析出。Si相的析出藉由增加Mg含量而可抑制,但所述方法會導致製造成本上升,且使鍍覆浴的組成管理變得更困難。因此,鍍覆皮膜中的Si含量設為15質量%以下。而且,就能以更高的水準抑制界面合金層的成長及Si相的析出的方面而言,較佳為將鍍覆皮膜中的Si含量設為超過2.3質量%~5質量%,特佳為設為超過2.3質量%~3.5質量%。
而且,所述鍍覆皮膜含有超過0.1質量%~25質量%的Mg。在所述鍍覆皮膜的主層腐蝕時,在腐蝕產物中包含Mg,腐蝕產物的穩定性提高,腐蝕的行進延遲,結果有耐蝕性提高的效果。更具體而言,所述鍍覆皮膜的主層的Mg與所述的Si鍵結,生成Mg2
Si。所述Mg2
Si在鍍覆鋼板腐蝕時在初期溶解,因此Mg包含在腐蝕產物中。Mg有在腐蝕產物的表面濃化而使腐蝕產物緻密化的效果,可提高腐蝕產物的穩定性及對外來腐蝕因子的阻隔性。 此處,將所述鍍覆皮膜的Mg含量設為超過0.1質量%的原因是,藉由設為超過0.1質量%,而可生成Mg2
Si,可獲得腐蝕延遲效果。另一方面,將所述Mg的含量設為25質量%以下的原因是,在Mg的含量超過25質量%時,除了耐蝕性的提高效果飽和外,還有製造成本上升與鍍覆浴的組成管理變難。此外,就以更高的水準提高製造成本的降低、且實現更優異的腐蝕延遲效果的方面而言,較佳為將鍍覆皮膜中的Mg含量設為3質量%~10質量%,更佳為設為4質量%~6質量%。
此外,藉由在鍍覆皮膜中含有5質量%以上的Mg,而可改善在本發明中作為課題的塗裝後耐蝕性。若不含Mg的先前的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板的鍍覆層與大氣接觸,則在α-Al相的周圍馬上形成緻密、且穩定的Al2
O3
的氧化膜,藉由因所述氧化膜帶來的保護作用,α-Al相的溶解性與枝晶間中的富Zn相的溶解性相比變得非常低。其結果,將先前的Al-Zn系鍍覆鋼板用於基底的塗裝鋼板,在塗膜產生損傷時,以刮傷部為起點在塗膜/鍍覆界面引起富Zn相的選擇腐蝕,向塗裝完成部的深處行進而引起大的塗膜膨脹,因此塗裝後耐蝕性差。另一方面,在為將含有Mg的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板用於基底的塗裝鋼板時,在枝晶間中析出的Mg2
Si相或Mg-Zn化合物(MgZn2
、Mg32
(Al,Zn)49
等)在腐蝕的初期階段溶出,而在腐蝕產物中混入Mg。含有Mg的腐蝕產物非常穩定,藉此腐蝕在初期階段得到抑制,因此可抑制在將先前的Al-Zn系鍍覆鋼板用於基底的塗裝鋼板時成為問題的因富Zn相的選擇腐蝕引起的大的塗膜膨脹。其結果,在鍍覆層中含有Mg的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板表現出優異的塗裝後耐蝕性。在Mg為5質量%以下時,腐蝕時溶出的Mg的量少,所述所示的穩定的腐蝕產物不會充分生成,因此有塗裝後耐蝕性不提高的擔心。反之,在Mg超過10質量%時,不僅效果飽和,而且Mg化合物的腐蝕會激烈地產生,鍍覆層整體的溶解性過度上升,結果即便使腐蝕產物穩定化,其溶解速度亦變大,因此有產生大的膨脹寬度,塗裝後耐蝕性劣化的擔心。因此,為了穩定地獲得優異的塗裝後耐蝕性,較佳為在超過5質量%~10質量%的範圍內含有Mg。
並且,關於本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,就在所述枝晶間中有效地分散Mg2
Si、降低生成所述單相Si的可能性、實現更優異的加工部耐蝕性的觀點而言,所述鍍覆皮膜中的Mg及Si的含量較佳為滿足以下式(1)。 MMg
/(MSi
-0.6)>1.7···(1) MMg
:Mg的含量(質量%)、MSi
:Si的含量(質量%)
藉由Mg2
Si的微細且均勻的分散,而可在鋼板的腐蝕時Mg2
Si在鍍覆表面及加工部所產生的裂紋破斷面的整個面與Zn一起緩慢地溶解,而在腐蝕產物中混入大量的Mg,在腐蝕產物表面的整個面生成厚的Mg濃化部而抑制腐蝕的行進,因此可飛躍性地提高加工部耐蝕性。此外,藉由不使Mg2
Si分佈不均,而微細且均勻地分散在整個鍍覆皮膜主層中,而對於成為陰極部位的單相Si亦可從所述主層消除,因此亦可提高平板部及端部的耐蝕性。 相對於此,在先前技術中,例如如所述專利文獻3所述般,Mg2
Si成為某一定量以上的大的塊狀(具體而言,長徑為10 μm以上、短徑相對於長徑的比率為0.4以上)。藉此,Mg2
Si變大且分佈亦變得不均勻,因此腐蝕初期的Mg2
Si的溶解速度較Zn顯著地快,Mg2
Si優先溶解流出,結果Mg未有效混入至腐蝕產物中,腐蝕產物表面的Mg濃化部亦變少且成為局部性,無法獲得所期望的耐蝕性提高效果。
此處,圖5是表示所述鍍覆皮膜中的Si的含量與Mg的含量的關係、及鍍覆皮膜的主層中所生成的相的狀態的圖。根據圖5可知,在本發明的組成的範圍內(圖5的由虛線包圍的部分),藉由滿足所述式(1),而可確實地自主層消除單相Si。
此外,本發明的特徵在於:所述鍍覆皮膜的主層具有α-Al相的枝晶部分,所述枝晶部分的平均枝晶徑、與所述鍍覆皮膜的厚度滿足以下式(1)。 t/d≧1.5···(1) t:鍍覆皮膜的厚度(μm)、d:平均枝晶徑(μm) 藉由滿足所述(1)式,可相對減小包含所述α-Al相的枝晶部分的臂(平均枝晶徑),可使Mg2
Si有效地分散在所述枝晶間中,獲得在整個鍍覆主層中Mg2
Si無分佈不均而微細且均勻地分散的狀態。
此處,圖1(a)、圖1(b)是示意性表示本發明及先前技術的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的加工部腐蝕時的鍍覆皮膜主層的狀態變化的圖。 如圖1(a)所示般可知,在本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板中,相對於鍍覆皮膜的厚度t,枝晶小,因此Mg2
Si容易微細且均勻地分散。並且,在本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的加工部(加工部具有多個裂紋)腐蝕時,所述鍍覆皮膜的加工部所產生的裂紋破斷面所存在的Mg2
Si溶解,Mg在腐蝕產物的表面濃化。 另一方面,如圖1(b)所示般可知,在先前的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板中,相對於鍍覆皮膜的厚度t,枝晶大,因此Mg2
Si難以微細且均勻地分散。並且,在先前的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的加工部腐蝕時,所述加工部所產生的裂紋破斷面所存在的Mg2
Si溶解,Mg雖然在腐蝕產物的表面的一部分中濃化,但整個鍍覆主層的Mg2
Si的分散度與本申請案發明相比差,因此覆蓋所述腐蝕產物的表面的Mg濃化部分變少。其結果認為,加工部的腐蝕容易進行,加工部耐蝕性不充分。
此外,圖2是藉由使用掃描電子顯微鏡的能量分散型X射線分光法(SEM-EDS),對本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板表示加工部腐蝕時的各元素的狀態的圖。根據圖2可知,在本申請案發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板中,在加工部腐蝕時,在鍍覆皮膜主層的表面Mg濃化(參照圖2中的Mg的照片)。 此外,圖3是藉由SEM-EDS對雖然鍍覆皮膜的組成包含在本發明的範圍內(Al:55質量%、Si:1.6質量%、Mg:2.5質量%),但主層的枝晶部分的平均枝晶徑、與鍍覆皮膜的厚度不滿足式(1)的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,表示各元素的狀態的圖。觀察的結果為,雖然為少量但可確認Si單相析出,推測耐蝕性降低(參照圖3中的Si的照片)。
另外,所述枝晶徑是指鄰接的枝晶臂間的中心距離(枝晶臂間距)。在本發明中,根據二次枝法(參照[輕金屬學會 鑄造、凝固部會、「輕金屬」38卷、P54、1988年]),測定所述枝晶徑。原因是,本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的鍍覆皮膜主層中的枝晶部分的配向性高,臂排列的部分多。 具體而言,如圖4所示般,使用掃描型電子顯微鏡(SEM)等放大觀察(例如以200倍觀察)經研磨及/或蝕刻的鍍覆皮膜主層的表面,在隨意選擇的視野中,選擇枝晶臂排列3條以上的部分(圖4中,選擇A-B區間的3條),沿著臂排列的方向測定距離(圖4中為距離L)。然後,將所測定的距離除以枝晶臂的條數(圖4中為L/3),而計算枝晶徑。所述枝晶徑在1個視野中測定3個部位以上,計算分別所得的枝晶徑的平均值,並作為平均枝晶徑。
本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板如上所述般,所述主層含有Mg2
Si,但所述主層中的Mg2
Si的含量較佳為1.0質量%以上。更確實而言,可使Mg2
Si微細且均勻地分散在整個鍍覆皮膜主層中,可實現所期望的耐蝕性。 此處,關於本發明的Mg2
Si的含量,例如在使Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的鍍覆皮膜溶解於酸後,藉由高頻電感耦合電漿發光分光分析((Inductively Coupled Plasma,ICP)分析)測定Si及Mg的量(g/m2
)。並且,使用如下的方法:由Si量減去含有於界面合金層的分量(每1 μm的界面合金層、0.45 g/m2
),乘以2.7而換算為Mg2
Si的量(g/m2
),除以鍍覆量(g/m2
)計算出Mg2
Si的質量%,若Mg2
Si的含量已知,則可使用任意的分析方法。
此外,所述主層中的Mg2
Si的面積率在所述主層的剖面上觀察較佳為1%以上。更確實而言,可使Mg2
Si微細且均勻地分散在整個鍍覆皮膜主層中,可實現所期望的耐蝕性。 此處,關於本發明的Mg2
Si的面積率,例如使用如下的方法:藉由SEM-EDX測繪Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的鍍覆皮膜的剖面,藉由圖像處理導出在1個視野中Mg與Si重疊而檢測的部分(Mg2
Si存在的部分)的面積率(%),但若為可掌握Mg2
Si存在的部分的面積率的方法,則並無特別限定。
而且,對於所述主層所含的Mg2
Si,較佳為藉由X射線繞射測得的Mg2
Si的(111)面(面間隔d=0.367 nm)相對於Al的(200)面(面間隔d=0.202 nm)的強度比為0.01以上。更確實而言,可使Mg2
Si微細且均勻地分散在整個鍍覆皮膜主層中,可實現所期望的耐蝕性。 此處,關於本發明的強度比的計算,藉由以下方式進行:例如在管電壓:30 kV、管電流:10 mA、Cu Kα管球(波長λ=0.154 nm)、測定角度2θ=10°~90°的條件下,獲取X射線繞射圖案,分別測定表示Al的(200)面(面間隔d=0.2024 nm)及表示Mg2
Si的(111)面(面間隔d=0.367 nm)的強度,並將後者除以前者,但X射線繞射的條件並無特別限定。
此外,關於微細且均勻地分散在所述枝晶間中的Mg2
Si的粒子,單徑相對於長徑的比較佳為0.4以下,更佳為0.3以下。 在先前技術中,例如如所述專利文獻3所述般,關於Mg2
Si的粒子,以短徑相對於長徑的比率計設為0.4以上。此時,由於Mg2
Si大且分佈亦變得不均勻,因此腐蝕初期的Mg2
Si的溶解速度較Zn顯著地快,Mg2
Si優先溶解而流出,因此Mg未有效混入至腐蝕產物中,腐蝕產物表面的Mg濃化部亦少且成為局部性,無法獲得耐蝕性提高效果。 另一方面,在本發明技術中,藉由增大長徑與短徑的差(縱橫比),而在所述鍍覆皮膜的表面及加工部所產生的裂紋破斷面所存在的Mg2
Si的粒子有助於微細且均勻的分散。其結果,在腐蝕時Mg2
Si與Zn一起緩慢地溶解,Mg大量地混入至腐蝕產物中,在整個腐蝕產物表面生成厚的Mg濃化部而抑制腐蝕的行進,可飛躍性地提高加工部耐蝕性。 此處,所述Mg2
Si的長徑是Mg2
Si的粒子中最長的徑,所述Mg2
Si的短徑是指Mg2
Si的粒子中最短的徑。
此外,就獲得更優異的耐蝕性的方面而言,較佳為在所述鍍覆皮膜中進一步含有Ca。而且在所述鍍覆皮膜進一步含有Ca時,合計含量較佳為0.2質量%~25質量%。原因是,藉由設為所述合計含量,而可獲得充分的腐蝕延遲效果,並且效果亦不會飽和。
而且,與所述Mg或Ca同樣,就取得提高腐蝕產物的穩定性、使腐蝕的行進延遲的效果而言,所述主層較佳為進一步含有合計0.01質量%~10質量%的選自Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B中的一種或二種以上。
另外,所述界面合金層是存在於與基底鋼板的界面的層,如上所述般,是鋼板表面的Fe與浴中的Al或Si發生合金化反應而必然生成的Fe-Al系及/或Fe-Al-Si系化合物。所述界面合金層由於硬且脆,因此若厚厚地成長則會成為加工時的裂紋產生的起點,因此較佳為儘可能薄。
此處,界面合金層及主層可藉由使用掃描型電子顯微鏡等來觀察經研磨及/或蝕刻的鍍覆皮膜的剖面。剖面的研磨方法或蝕刻方法有幾種,但若為通常觀察鍍覆皮膜剖面時所用的方法,則並無特別限定。此外,利用掃描型電子顯微鏡的觀察條件例如若為加速電壓15 kV、反射電子圖像時為1000倍以上的倍率,則可清晰地觀察合金層及主層。 此外,關於主層中是否存在Mg、或選自Ca、Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B中的一種或二種以上,例如可藉由利用輝光放電發光分析裝置對鍍覆皮膜進行貫通分析而確認。但是使用輝光放電發光分析裝置亦不過為一例,若為可調查鍍覆主層中的Mg、或Ca、Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B的有無、分佈的方法,則亦可使用其他方法。
此外,關於所述選自Ca、Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B中的一種或二種以上,在所述鍍覆主層中,較佳為與選自Zn、Al及Si的一種或二種以上生成金屬間化合物。在設置鍍覆皮膜的過程中,由於α-Al相較富Zn相先凝固,因此在鍍覆主層中金屬間化合物在凝固過程中自α-Al相排出而聚集成富Zn相。由於富Zn相較α-Al相先腐蝕,因此選自Ca、Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B中的一種或二種以上混入至腐蝕產物中。其結果,更有效地謀求腐蝕的初期階段的腐蝕產物的穩定化。此外,在所述金屬間化合物包含Si時,金屬間化合物吸收鍍覆皮膜中的Si,鍍覆主層中的剩餘的Si減少,結果可防止因非固溶Si(Si相)在鍍覆主層中生成引起的彎曲加工性的降低,因此更佳。
另外,作為確認所述Mg、或選自Ca、Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B中的一種或二種以上,是否與選自Zn、Al及Si的一種或二種以上生成金屬間化合物的方法,有以下方法。可使用:藉由廣角X射線繞射自鍍覆鋼板的表面檢測該等金屬間化合物的方法;或者在穿透電子顯微鏡中藉由電子束繞射檢測鍍覆皮膜的剖面等的方法等。此外,該等以外的方法中,若為亦可檢測所述金屬間化合物的方法,則可使用任一種方法。
另外,本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的鍍覆皮膜的膜厚較佳為15 μm以上、27 μm以下。原因是,通常所述鍍覆皮膜越薄,則有耐蝕性越惡化的傾向,越厚,則有加工性越劣化的傾向。 此外,所述界面合金層的厚度較佳為1 μm以下。原因是,藉由將界面合金層的厚度設為1 μm以下,而可實現高的加工性,並獲得更優異的加工部耐蝕性。例如,如上所述般,藉由將鍍覆皮膜中的Si含量設為超過0.6質量%,而可抑制界面合金層的成長,因此可將界面合金層的厚度設為1 μm以下。 此處,關於獲得所述鍍覆皮膜及所述界面合金層的厚度的方法,若為可準確地掌握的方法,則並無特別限定。例如可藉由以下方式進行掌握:藉由SEM來觀察熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的剖面,在每1個視野中測定3個部位的厚度,計算在3個視野中測定的9個部位的厚度的平均值。
而且,本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板亦可製成在其表面進一步具備化學合成處理皮膜及/或塗膜的表面處理鋼板。
另外,關於本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板中所用的坯鋼板,並無特別限定,不僅可用於與通常的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板中所用的鋼板同樣的鋼板,而且亦可用於高張力鋼板等。
(熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法) 繼而,對本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法進行說明。 本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法的特徵在於:在含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過0.1質量%~25質量%的Mg,其餘部分包含Zn及不可避免的雜質的鍍覆浴中,浸漬基底鋼板實施熔融鍍覆後,以小於10℃/sec的平均冷卻速度將鍍覆後的鋼板冷卻至作為所述鍍覆浴的浴溫~浴溫-50℃的第一冷卻溫度為止,以10℃/sec以上的平均冷卻速度自所述第一冷卻溫度冷卻至380℃為止。 藉由所述製造方法,可製造具有良好的平板部及端部的耐蝕性、並且加工部耐蝕性亦優異的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板。
在本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法中,雖然並無特別限定,但通常採用在連續式熔融鍍覆設備中進行製造的方法。
關於本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板中所用的基底鋼板的種類,並無特別限定。例如可使用:經酸洗除鏽的熱軋鋼板或鋼帶、或將該等進行冷軋而得的冷軋鋼板或鋼帶。 此外,關於所述預處理步驟及退火步驟的條件,亦無特別限定,可採用任意的方法。
關於所述熔融鍍覆的條件,若可在所述基底鋼板上形成Al-Zn系鍍覆皮膜,則並無特別限定,可根據常法進行。例如可藉由以下方式獲得所期望的膜厚的鍍覆皮膜:在將所述基底鋼板還原退火後,冷卻至鍍覆浴溫附近為止,浸漬於鍍覆浴中,然後進行擦拭。
所述熔融鍍覆的鍍覆浴含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過0.1質量%~25質量%的Mg,其餘部分包含Zn及不可避免的雜質。 此外,為了耐蝕性的進一步提高,所述鍍覆浴亦可進一步包含Ca。
而且,在所述鍍覆浴中,亦可含有合計0.01質量%~10質量%的選自Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及B中的一種或二種以上。藉由設為此種組成的鍍覆浴,而可獲得所述鍍覆皮膜。
另外,關於所述鍍覆浴的溫度,若為鍍覆浴不凝固而可實施熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆的溫度,則並無特別限定,可採用公知的鍍覆浴溫度。例如,Al濃度為55質量%的鍍覆浴的溫度較佳為575℃~620℃,更佳為580℃~605℃。
此外,如上所述般,Al-Zn系鍍覆皮膜包含:存在於與基底鋼板的界面的界面合金層、及存在於所述界面合金層上的主層。所述主層的組成雖然在界面合金層側Al與Si稍變低,但整體與鍍覆浴的組成幾乎同等。因此,鍍覆主層的組成的控制可藉由控制鍍覆浴組成而精度佳地進行。
並且,本發明的製造方法是對所述熔融鍍覆後的鋼板,以小於10℃/sec的平均冷卻速度冷卻至所述第一冷卻溫度為止,以10℃/sec以上的平均冷卻速度自所述第一冷卻溫度冷卻至380℃為止。本發明者等人的研究的結果可知,對於Mg2
Si,在鍍覆浴的浴溫~浴溫-50℃左右(第一冷卻溫度)的溫度區域容易生成,藉由將至所述第一冷卻溫度為止的冷卻速度設為小於平均10℃/sec,而在鍍覆主層中Mg2
Si生成的時間變長而生成量最大化,Mg2
Si在整個鍍覆主層中不會分佈不均而微細且均勻地分散,結果可獲得優異的加工部耐蝕性。另一方面可知,在第一冷卻溫度~380℃為止的溫度區域中,單相Si容易析出,藉由將自第一冷卻溫度至380℃為止的冷卻速度設為平均10℃/sec以上的冷卻速度,而可抑制單相Si的析出。 此外,就更確實地防止單相Si的析出的方面而言,較佳為將自第一冷卻溫度至380℃為止的平均冷卻速度設為20℃/sec以上,更佳為設為40℃/sec以上。
另外,在本發明的製造方法中關於所述熔融鍍覆時及熔融鍍覆後的冷卻條件以外的條件,並無特別限定,可根據常法製造熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板。 例如亦可在熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板表面設置化學合成處理皮膜(化學合成處理步驟),或在另外的塗裝設備中設置塗膜(塗膜形成步驟)。
關於所述化學合成處理皮膜,例如可藉由鉻酸鹽處理或無鉻化學合成處理進行設置,所述處理是塗佈鉻酸鹽處理液或無鉻化學合成處理液,不進行水洗而進行鋼板溫度成為80℃~300℃的乾燥處理。該等化學合成處理皮膜可為單層亦可為多層,在為多層時,只要依序進行多個化學合成處理即可。 此外,作為所述塗膜的形成方法,可列舉:輥塗機塗裝、淋幕式塗裝、噴霧塗裝等。在塗裝含有有機樹脂的塗料後,可藉由熱風乾燥、紅外線加熱、感應加熱等方法進行加熱乾燥而設置塗膜。 實施例
繼而,對本發明的實施例進行說明。 (實施例1) 使用藉由常法製造的板厚為0.5 mm的冷軋鋼板作為基底鋼板,在連續式熔融鍍覆設備中,進行樣品1~樣品57的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造。 關於製造條件(鍍覆浴溫、第一冷卻溫度、冷卻速度)、以及鍍覆皮膜的條件(組成、Mg2
Si的長徑、Mg2
Si的短徑/長徑、鍍覆皮膜的厚度、所述式(1)及式(2)的左邊、主層中的Mg2
Si的含量、主層剖面中的Mg2
Si的面積率、Mg2
Si相對於Al的強度比、界面合金層的膜厚),表示於表1。 另外,在成為樣品的全部的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造中,鍍覆浴的浴溫設為590℃。 此外,對於樣品10,在鍍覆後實施在200℃下保持30分鐘的處理。繼而,對於樣品11~樣品13、樣品20及樣品21,鍍覆皮膜的組成為與專利文獻2所揭示的發明相同的範圍,對於樣品28、樣品29及樣品32,鍍覆皮膜的組成為與專利文獻3所揭示的發明相同的範圍。
○Mg2
Si的短徑及長徑 另外,對於熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的各樣品,藉由光學顯微鏡(100倍)對鍍覆表面進行拍攝,隨意選擇5個Mg2
Si測定各長徑及短徑,計算所測定的全部的長徑及短徑的平均值,藉此導出Mg2
Si的長徑及短徑。將所得的Mg2
Si的長徑(μm)、及短徑相對於長徑的比表示於表1。 ○枝晶徑 此外,對於熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的各樣品,使用SEM以200倍觀察經研磨的鍍覆主層表面,在隨意選擇的視野中,選擇3條以上枝晶臂排列的部分,沿著臂排列的方向測定距離後,將所測定的距離除以枝晶臂的條數,藉此計算枝晶徑。枝晶徑是在1個視野中測定3個部位,計算分別所得的枝晶徑的平均值,並作為平均枝晶徑。將所得的枝晶徑表示於表1。
(鍍覆耐蝕性的評價) (1)平板部及端部耐蝕性評價 對於熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的各樣品,進行日本汽車標準的複合循環試驗(JASO-CCT)。關於JASO-CCT,是如圖6所示般在特定條件下將鹽水噴霧、乾燥及濕潤設為1循環的試驗。 對於各樣品的平板部及端部測定直至紅鏽產生為止的循環數,根據以下基準進行評價。 ◎:紅鏽產生循環數≧600循環 ○:400循環≦紅鏽產生循環數<600循環 △:300循環≦紅鏽產生循環數<400循環 ×:紅鏽產生循環數<300循環 (2)彎曲加工部耐蝕性評價 對於熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的各樣品,在內側夾持3片相同板厚的板實施180°彎曲的加工(3T彎曲)後,在彎曲的外側進行日本汽車標準的複合循環試驗(JASO-CCT)。關於JASO-CCT,是如圖6所示般在特定條件下將鹽水噴霧、乾燥及濕潤設為1循環的試驗。 對於各樣品的加工部測定直至紅鏽產生為止的循環數,根據以下基準進行評價。 ◎:紅鏽產生循環數≧600循環 ○:400循環≦紅鏽產生循環數<600循環 △:300循環≦紅鏽產生循環數<400循環 ×:紅鏽產生循環數<300循環
[表1] 表1
根據表1可知,本發明例的各樣品與比較例的各樣品相比,平板部、端部及加工部的任一部分的耐蝕性均優異。
(實施例2) 在實施例1中所製造的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板中,對多個樣品(關於樣品編號,參照表2),附加以胺基甲酸酯樹脂系為基礎的化學合成皮膜(日本帕卡瀨精(Nihon Parkerizing)(股)製造的CT-E-364)。另外,化學合成皮膜的附著量為1 g/m2
。 關於製造條件(鍍覆浴溫、第一冷卻溫度、冷卻速度)、以及鍍覆皮膜的條件(組成、Mg2
Si的長徑、Mg2
Si的短徑/長徑、鍍覆皮膜的厚度、所述式(1)及式(2)的左邊、主層中的Mg2
Si的含量、主層剖面中的Mg2
Si的面積率、Mg2
Si相對於Al的強度比、界面合金層的膜厚),表示於表2。
(化學合成耐蝕性的評價) (1)平板部及端部耐蝕性評價 對於形成有化學合成皮膜的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的各樣品,進行日本汽車標準的複合循環試驗(JASO-CCT)。關於JASO-CCT,是如圖6所示般在特定條件下將鹽水噴霧、乾燥及濕潤設為1循環的試驗。 對各樣品的平板部及端部測定直至紅鏽產生為止的循環數,根據以下基準進行評價。 ◎:紅鏽產生循環數≧700循環 ○:500循環≦紅鏽產生循環數<700循環 △:400循環≦紅鏽產生循環數<500循環 ×:紅鏽產生循環數<400循環 (2)彎曲加工部耐蝕性評價 對形成有化學合成皮膜的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的各樣品,在內側夾持3片相同板厚的板實施180°彎曲的加工(3T彎曲)後,在彎曲的外側進行日本汽車標準的複合循環試驗(JASO-CCT)。關於JASO-CCT,是如圖6所示般在特定條件下將鹽水噴霧、乾燥及濕潤設為1循環的試驗。 對各樣品的加工部測定直至紅鏽產生為止的循環數,根據以下基準進行評價。 ◎:紅鏽產生循環數≧700循環 ○:500循環≦紅鏽產生循環數<700循環 △:400循環≦紅鏽產生循環數<500循環 ×:紅鏽產生循環數<400循環
[表2] 表2
根據表2可知,本發明例的各樣品與比較例的各樣品相比,平板部、端部及加工部的任一部分的耐蝕性均優異。
(實施例3) 對於在實施例2中所製造的附加了化學合成皮膜的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的樣品,依序塗佈5 μm的環氧樹脂系底塗劑(日本精細塗料(Nippon Fine Coatings)(股)公司製造的JT-25)、15 μm的三聚氰胺硬化聚酯系面塗劑(日本精細塗料(股)公司製造的NT-GLT)並乾燥,藉此製造塗裝鋼板的樣品。 關於製造條件(鍍覆浴溫、第一冷卻溫度、冷卻速度)、以及鍍覆皮膜的條件(組成、Mg2
Si的長徑、Mg2
Si的短徑/長徑、鍍覆皮膜的厚度、所述式(1)及式(2)的左邊、主層中的Mg2
Si的含量、主層剖面中的Mg2
Si的面積率、Mg2
Si相對於Al的強度比、界面合金層的膜厚),表示於表3。
(塗裝耐蝕性的評價) (1)彎曲加工部耐蝕性評價 對於塗裝鋼板的各樣品,在內側夾持3片相同板厚的板實施180°彎曲的加工(3T彎曲)後,在彎曲的外側進行日本汽車標準的複合循環試驗(JASO-CCT)。關於JASO-CCT,是如圖6所示般在特定條件下將鹽水噴霧、乾燥及濕潤設為1循環的試驗。 對於各樣品的加工部測定直至紅鏽產生為止的循環數,根據以下基準進行評價。 ◎:紅鏽產生循環數≧600循環 ○:400循環≦紅鏽產生循環數<600循環 △:300循環≦紅鏽產生循環數<400循環 ×:紅鏽產生循環數<300循環
[表3] 表3
根據表3可知,本發明例的各樣品與比較例的各樣品相比,加工部的耐蝕性優異。
(實施例4) 在實施例1中所製造的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板中,對多個樣品(關於樣品編號,參照表4),分別剪切成90 mm×70 mm的尺寸後,與汽車外板用塗裝處理同樣,進行磷酸鋅處理作為化學合成處理後,實施電鍍塗裝、中塗、及面塗塗裝。 磷酸鋅處理:使用日本帕卡瀨精公司製造的作為脫脂劑的FC-E2001、日本帕卡瀨精公司製造的作為表面調節劑的PL-X、及日本帕卡瀨精公司製造的作為磷酸鋅處理劑的PB-AX35M(溫度:35℃),在磷酸鋅處理液的無氟濃度為200 ppm、磷酸鋅處理液的浸漬時間為120秒鐘的條件下進行。 電鍍塗裝:使用關西塗料(Kansai Paint)公司製造的作為電鍍塗料的GT-100,以膜厚成為15 μm的方式實施電鍍塗裝。 中塗塗裝:使用關西塗料公司製造的作為中塗塗料的TP-65-P,以膜厚成為30 μm的方式實施噴霧塗裝。 面塗塗裝:使用關西塗料公司製造的作為中塗塗料的Neo6000,以膜厚成為30 μm的方式實施噴霧塗裝。 關於製造條件(鍍覆浴溫、第一冷卻溫度、冷卻速度)、以及鍍覆皮膜的條件(組成、Mg2
Si的長徑、Mg2
Si的短徑/長徑、鍍覆皮膜的厚度、所述式(1)及式(2)的左邊、主層中的Mg2
Si的含量、主層剖面中的Mg2
Si的面積率、Mg2
Si相對於Al的強度比、界面合金層的膜厚),表示於表4。
(塗裝耐蝕性的評價) 對於實施了塗裝處理的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的各樣品,如圖7所示般,藉由膠帶對評價面的端部5 mm、及非評價面(背面)進行密封處理後,在評價面的中央藉由截切刀施加直至到達鍍覆鋼板的純鐵體的深度為止、長度為60 mm、中心角為90°的交叉切割傷,將所得的樣品作為塗裝後耐蝕性的評價用樣品。 使用所述評價用樣品藉由圖8所示的循環實施腐蝕促進試驗(SAE J 2334)。自濕潤開始腐蝕促進試驗,進行至30循環後為止,然後測定來自刮傷部的塗膜膨脹最大的部分的塗膜膨脹寬度(最大塗膜膨脹寬度),根據下述基準評價塗裝後耐蝕性。將評價結果表示於表4。 ◎:最大塗膜膨脹寬度≦2.5 mm ○:2.5 mm<最大塗膜膨脹寬度≦3.0 mm ×:3.0 mm<最大塗膜膨脹寬度
[表4] 表4
根據表4可知,在Mg的含量超過5質量%的樣品中,與5質量%以下的樣品不同,最大塗膜膨脹寬度抑制2.5 mm以下,獲得塗裝後耐蝕性優異的熔融Al-Zn系鍍覆鋼板。 因此可知,在本發明例的樣品中,藉由將鍍覆層中的Mg含量分別控制在恰當的範圍,而可獲得具有優異的塗裝後耐蝕性的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板。 [產業上之可利用性]
根據本發明,可提供一種具有良好的平板部及端部的耐蝕性、並且加工部耐蝕性亦優異的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板、以及所述熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法。
t‧‧‧鍍覆皮膜的厚度
L‧‧‧距離
A-B‧‧‧區間
L‧‧‧距離
A-B‧‧‧區間
圖1(a)是對本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的加工部表示腐蝕前後的狀態的圖,圖1(b)是對先前的Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的加工部表示腐蝕前後的狀態的圖。 圖2是在本發明的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的加工部腐蝕時的、藉由掃描電子顯微鏡的能量分散型X射線分光法(Scanning electron microscope-Energy dispersive X-ray analysis,SEM-EDX)表示各元素的狀態的圖。 圖3是先前的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的、藉由SEM-EDX表示各元素的狀態的圖。 圖4是用以說明枝晶徑的測定方法的圖。 圖5是表示鍍覆皮膜中的Si的含量與Mg的含量的關係、及鍍覆皮膜的主層中所生成的相的狀態的圖。 圖6是用以說明日本汽車標準的複合循環試驗(JASO-CCT)的流程的圖。 圖7是表示塗裝後耐蝕性的評價用樣品的圖。 圖8是表示腐蝕促進試驗(SAE J 2334)的循環的圖。
t‧‧‧鍍覆皮膜的厚度
Claims (9)
- 一種熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,在鋼板表面具有鍍覆皮膜,且其特徵在於: 所述鍍覆皮膜包含存在於與基底鋼板的界面的界面合金層、及存在於所述合金層上的主層,含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過0.1質量%~25質量%的Mg, 所述鍍覆皮膜中的Mg及Si的含量滿足以下式(1); MMg /(MSi -0.6)>1.7···(1) MMg :Mg的含量(質量%)、MSi :Si的含量(質量%)。
- 如申請專利範圍第1項所述的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述主層含有Mg2 Si,所述主層中的Mg2 Si的含量為1.0質量%以上。
- 如申請專利範圍第1項所述的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述主層含有Mg2 Si,所述主層的剖面中的Mg2 Si的面積率為1%以上。
- 如申請專利範圍第1項所述的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述主層含有Mg2 Si,藉由X射線繞射測得的Mg2 Si的(111)面(面間隔d=0.367 nm)相對於Al的(200)面(面間隔d=0.202 nm)的強度比為0.01以上。
- 如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述界面合金層的厚度為1 μm以下。
- 如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述主層具有α-Al相的枝晶部分,所述枝晶部分的平均枝晶徑、與所述鍍覆皮膜的厚度滿足以下式(2); t/d≧1.5···(2) t:鍍覆皮膜的厚度(μm)、d:平均枝晶徑(μm)。
- 如申請專利範圍第1項至第6項中任一項所述的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述鍍覆皮膜含有25質量%~80質量%的Al、超過2.3質量%~5質量%的Si及3質量%~10質量%的Mg。
- 如申請專利範圍第1項至第6項中任一項所述的熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板,其中所述鍍覆皮膜含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過5質量%~10質量%的Mg。
- 一種熔融Al-Zn-Mg-Si鍍覆鋼板的製造方法,其特徵在於:在含有25質量%~80質量%的Al、超過0.6質量%~15質量%的Si及超過0.1質量%~25質量%的Mg、其餘部分包含Zn及不可避免的雜質的鍍覆浴中,浸漬基底鋼板實施熔融鍍覆後,以小於10℃/sec的平均冷卻速度將鍍覆後的鋼板冷卻至作為所述鍍覆浴的浴溫~浴溫-50℃的第一冷卻溫度為止,以10℃/sec以上的平均冷卻速度自所述第一冷卻溫度冷卻至380℃為止。
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