TWI463035B - Aluminum coated steel and its manufacturing method - Google Patents

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TWI463035B TW101146879A TW101146879A TWI463035B TW I463035 B TWI463035 B TW I463035B TW 101146879 A TW101146879 A TW 101146879A TW 101146879 A TW101146879 A TW 101146879A TW I463035 B TWI463035 B TW I463035B
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Tatsuo Sato
Masao Takeyama
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Sachiko Suzuki
Satoru Ando
Hiroki Nakamaru
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Description

鋁系鍍敷鋼材及其製造方法
本發明係有關一種鋁系鍍敷鋼材及其製造方法，特別是與習知相比時，可更為提高耐腐蝕性。
在汽車用排氣管材或建材領域等廣泛使用鋁系鍍敷鋼材作為耐腐蝕性及耐高溫氧化性優異的鍍敷鋼材。惟鋁系鍍敷鋼材在乾燥下之腐蝕環境中，對使腐蝕性生成物安定化而呈現優異的耐腐蝕性而言，另外在暴露於濕潤狀態之環境中，由於鍍敷溶出速度極快，容易導致鋼板腐蝕，故會有無法發揮充分的耐腐蝕性的問題。
因此，以提高耐腐蝕性為目的時，例如於專利文獻1中揭示，在鋼板表面上具有含Al、Fe、Si且厚度為5μm以下之金屬間化合物被覆層，並在前述金屬間化合物被覆層之表面上具有由以重量%為Si：2~13%、Mg：超過3%~15%、且殘餘部分實質上為由鋁所形成的被覆層之熔融鋁鍍敷鋼板。
另外，於專利文獻2中揭示，在鋼板表面上形成含有以重量%為Mg：3~10%、Si：1~15%，且殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成的熔融Al-Mg-Si系鍍敷層之熔融鋁基鍍敷鋼板，該鍍敷層為至少由「Al相」、「Mg2 Si相」所形成，且具有「Mg2 Si相」之長徑為10μm以下之金屬組織的高耐腐蝕應鍍敷鋼板。
此外，於專利文獻3中揭示，在鋼材表面之鋁系鍍敷層中含有由1種以上之IIa族(鹼土類金屬)元素與1種以上之IVb族元素所構成的塊狀(massive)之金屬間化合物，且前述金屬間化合物之長徑為1μm以上，短徑對長徑而言之比例為0.4以上的耐腐蝕性優異的鋁鍍敷系表面處理鋼材。
然而，有關專利文獻1~3之鍍敷鋼材，各有下述之問題。
換言之，於專利文獻1中會有塊狀之Mg2 Si或Al3 Mg2 相析出，且以此等為起點之鍍敷層局部溶解的問題。
而且，於專利文獻2中會有Mg2 Si相優先溶解與以其周邊為起點的鍍敷層局部溶解的問題。
另外，於專利文獻3中會有金屬間化合物相優先溶解與鍍敷層局部溶解的問題。
為解決上述問題者，本發明人等於專利文獻4中提案具有含Al、Mg、Si之犧牲防腐蝕被膜之鋼材，規定Mg為6~10質量%之範圍、Si為3~7質量%之範圍、Mg/Si為1.1~3.0質量%之範圍的鋼材。
[習知技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：特開2000-239820號公報
專利文獻2：專利4199404號公報
專利文獻3：再公表WO00/56945號公報
專利文獻4：特開2010-168645號公報
藉由開發上述專利文獻4之鋼材，更為提高有關耐腐蝕性。然而，有時會有產生局部腐蝕性惡化的情形。
因此，本發明係更為改善上述專利文獻4之鋼材者，以更為提高含有防止局部耐腐蝕性惡化的耐腐蝕性為目的。
本發明人等為達成上述目的，再三檢討有關成為鋁系鍍敷層之鋼板的局部耐腐蝕性惡化原因之結果，發現於鍍敷層中存在細長針狀或板狀Al-Fe化合物之析出物時，藉由該析出物為腐蝕的起點，會引起鍍敷層腐蝕的情形。
因此，進行研究阻止該腐蝕的研究時，藉由於鍍敷層中添加適量的錳，形成αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，於該擬3次元共晶組織中微細混入鐵系化合物的結果，可顯著提高耐腐蝕性。
本發明係以上述見解為基準者，其要旨如下所述。
(1)一種鋁系鍍敷鋼材，其特徵為在鋼材表面上具備由含有Mg：6~10質量%、Si：3~7質量%、Fe：0.2~2質量%及Mn：0.02~2質量%，殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成的鍍敷層，該鍍敷層具有αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，且該鍍敷層中之擬3次元共晶組織的面積率為30%以上。
(2)如上述(1)記載之鋁系鍍敷鋼材，其係於前述鍍敷層中滿足以莫耳比Mg/Si為1.7~2.3、Mn/Fe為0.1~1.0、Mg2 Si/Al為1以下。
(3)一種鋁系鍍敷鋼材之製造方法，其特徵為使被鍍敷處理鋼材含有Mg：6~10質量%、Si：3~7質量%、Fe：2質量%以下(惟包含0%)及Mn：0.02~2質量%、殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成的組成，在浴溫為(熔點+20℃)~750℃之鍍敷浴中浸漬0.5秒以上後，以20℃/s以上之冷卻速度予以冷卻。
本發明與習知的製品相比時，可提供耐腐蝕性更為優異的鋁系鍍敷鋼材及其製造方法。
[為實施發明之形態]
於下述中，具體地說明本發明。
本發明之鋁系鍍敷鋼材，其特徵為在鋼材表面上具備由含有Mg：6~10質量%、Si：3~7質量%、Fe：0.2~2質量%及Mn：0.02~2質量%，殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成的鍍敷層，該鍍敷層具有αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，且該鍍敷層中之擬3次元共晶組織的面積率為30%以上。
第2圖係表示鋁系鍍敷層中析出的Al-Fe化合物之照片。
有關習知的鋁系鍍敷鋼板，如第2(a)圖所示，藉由在鍍敷層中具有由Al-Fe化合物所形成的細長形狀的針狀或板狀析出物(以下稱為「針狀Al-Fe化合物」)，且以其Al-Fe化合物為腐蝕起點，如第2(b)圖所示，會有引起鍍敷層腐蝕的問題。
對此而言，如第1圖所示，於鋁系鍍敷層中形成αAl、Mg2 Si、與(Al-Fe-Si-Mn)所構成的αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織時，由於該擬3次元共晶組織中微細地混入Fe成分，可阻止腐蝕起點之針狀Al-Fe化合物析出，與習知的鋁系鍍敷鋼材相比時，可實現優異的耐腐蝕性。
如上所述，αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，係指由αAl、Mg2 Si、與Al、Fe、Si及Mn所形成的化合物等3種成分而成的共晶組織。前述擬3次元共晶組織之形狀，如第1圖所示，與前述針狀Al-Fe化合物相比時，為微細的形狀，平均粒子直徑(長度方向)為約0.5~5μm。前述擬3次元共晶組織之具體例，如殘餘部分Al-7質量%Mg-4質量%Si-0.8質量%Fe-0.1質量%Mn、或殘餘部分Al-7.5質量%Mg-4.3質量%Si-1.2質量%Fe-0.5質量%Mn、殘餘部分Al-8質量%Mg-4.6質量%Si-1.2質量%Fe-0.5質量%Mn等。
而且，前述針狀Al-Fe化合物為含有Al及Fe之化合物，例如α-AlFeSi、β-AlFeSi、η-AlFe、θ-AlFe、θ-AlFeSi等。此外，前述針狀Al-Fe化合物之針狀形狀，係 指觀察該化合物之組織時，長徑與短徑之比(長短徑比)為5以上的形狀。
另外，前述鍍敷層中αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織之面積率，必須為30%以上。其理由係前擬3次元共晶組織之面積率未達30%時，無法充分減低前述針狀Al-Fe化合物析出，且無法得到企求的耐腐蝕性。為更為提高耐腐蝕性時，前述αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織的面積率，以35%以上較佳，以40%以上更佳，以45%以上最佳。
此處，前述αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織之面積率，係在前述鍍敷層之截面中占有的前述擬3次元共晶組織之比例，例如藉由進行觀察前述鍍敷層之截面的任意1個視野，測定前述擬3次元共晶組織之面積，且求取對觀察視野而言之比例(%)而得。
前述擬3次元共晶組織形成於前述鍍敷層中的結果，可減低前述針狀Al-Fe化合物析出，惟前述針狀Al-Fe化合物以面積率計，被容許為2%以下。前述針狀Al-Fe化合物之面積率為2%以下時，不會有很多的腐蝕起點，可得充分的耐腐蝕性。而且，前述針狀Al-Fe化合物之面積率，以1%以下較佳，以0.5%以下更佳。
此外，前述鍍敷層如第1圖所示，亦可含有Al-Mg2 Si擬2次元共晶組織。藉由具有Al-Mg2 Si擬2次元共晶組織，可得以微細均勻地分散有對腐蝕而言活性的Mg2 Si金屬組織。而且，藉由擬2次元及擬3次元共晶組 織之陽極分極溶解，幾乎均勻地溶解，可防止鍍敷層不均勻溶解或局部腐蝕。
有關前述鍍敷層中Al-Mg2 Si擬2次元共晶組織之面積率，沒有特別的限制，惟為減低Al-Fe化合物之析出量，且得優異的耐腐蝕性而言，以0~40%之範圍較佳，以10~25%之範圍更佳。
另外，前述鍍敷層中具有塊狀Mg2 Si擬2次元共晶組成時，以塊狀Mg2 Si之長徑未達5μm較佳。塊狀Mg2 Si之長徑未達5μm時，可得以微細均勻地分散有對腐蝕而言活性的Mg2 Si之金屬組織。
而且，前述鍍敷層中之殘餘組織，如第1圖所示，主要為初晶αAl。
本發明之鋁系鍍敷鋼材之鍍敷層，係由含有Mg：6~10質量%、Si：3~7質量%、Fe：0.2~2質量%及Mn：0.02~2質量%，殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成。
．Mg：6~10質量%
Mg係為維持鍍敷層之均勻的溶解特性，且確保犧牲防腐蝕特性時，前述鍍敷層中所含有的元素。有關其含量，必須為6~10質量%。未達6質量時，無法得到鍍敷層之均勻的溶解特性，不易得到充分的犧牲防腐蝕性能。另外，超過10質量%時，會使大尺寸的塊狀Mg2 Si或Al3 Mg2 析出而導致耐腐蝕性惡化。
．Si：3~7質量%
Si為得到鍍敷層之均勻的溶解特性時，為使以Mg作為Mg2 Si之微細共晶組織均勻地分散於鍍敷層內時，於前述鍍敷層中所含有的元素。有關其含量，必須為3~7質量%。未達3質量%時，過剩的Mg作為Al3 Mg2 析出於鍍敷層內，恐使鍍敷層之局部溶解加速，另外，超過7質量%時，恐會有大尺寸的塊狀Mg2 Si析出的情形。
．Fe：0.2~2質量%
Fe係在前述鋼材上形成鍍敷層時，自鋼材溶出的Fe混入鍍敷浴中的結果，為鍍敷層中含有的元素。有關其含量的上限值，由於鍍敷浴中鐵之飽和溶解量的關係，為2質量%。反之，超過2質量%時，由於鐵之含量變多，前述針狀Al-Fe化合物之析出量變多，無法得到充分的耐腐蝕性。另外，有關Fe之下限值，為0.2質量%，惟未達0.2質量%時，幾乎完全不會產生起因於前述Al-Fe化合物析出的腐蝕情形，不易發揮本發明之效果之故。
．Mn：0.02~2質量%
Mn係於前述鍍敷層中為形成αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織時必要的元素。藉由於前述鍍敷層中含有Mn時，Fe與針狀Al-Fe化合物相比時，形成更安定的(Al-Fe-Si-Mn)化合物，結果以大的冷卻速度下形成微細的析出物，而形成前述擬3次元共晶組織。
有關前述Mn之含量，為0.02~2質量%，較佳者為0.1~2質量%。前述Mn之含量未達0.02質量%時，無法充分地形成前述αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，另外，前述Mn之含量超過2質量%時，為形成另外的含Mn之化合物時，不易形成前述擬3次元共晶組織。
．不可避免的雜質
於前述鍍敷層中包含來自前述鋼材之擴散、或前述Al合金原料中所含的不可避免的雜質。有關不可避免的雜質之種類，例如Cr、Cu、Mo、Ni、Ti、Zr等。有關前述不可避免的雜質之總含量，沒有特別的限制，就維持鍍敷層之耐腐蝕性與均勻的溶解特性而言，以1質量%以下較佳。而且，有關上述例示的不可避免的雜質之含量，以Cr：100質量ppm以下、Cu：100質量ppm以下、Mo：100質量ppm以下、Ni：100質量ppm以下、Ti：100質量ppm以下、Zr：10質量ppm以下較佳。
而且，於前述鍍敷層中，以莫耳比計滿足Mg/Si為1.7~2.3、Mn/Fe為0.1~1.0、Mg2 Si/Al為1以下之範圍較佳。
．Mg/Si：1.7~2.3
如上所述，Mg與Si係於互相形成Al-Mg2 Si擬2次元共晶組織時必要的元素，Mg與Si之比(Mg/Si)以1.7~ 2.3之範圍較佳。Mg/Si為1.7以上時，Mg之量不會變少，另外，由於Mg/Si為2.3以下時，Si之量不會變得過少，於該範圍內時可形成Al-Mg2 Si擬2次元共晶組織。
．Mn/Fe：0.1~1.0
如上所述，Fe與Mn係於互相形成αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織時必要的元素，Mn與Fe之比(Mn/Fe)以0.1~1.0之範圍較佳。Mn/Fe為0.1以上時，Mn之量不會變少，另外，Mn/Fe為1.0以下時，由於Mn之量不會變得過多，不會形成含有Mn之化合物，故於該範圍內時可形成前述擬3次元共晶組織。
．Mg2 Si/Al：1以下
Mg2 Si與Al之比例(Mg2 Si/Al)為1以下時，與Al相比時，Mg2 Si量不會變得過多，可充分地形成Al-Mg2 Si擬2次元共晶組織，針狀Al-Fe化合物之析出量不會變得過多，產生鍍敷層均勻地溶解現象之故。
此外，有關前述鍍敷層之附著量，沒有特別的限制，可視用途等而定適當選擇。例如就確實地得到企求的耐腐蝕性而言，前述鍍敷層之附著量以25g/m2 以上較佳；就確保良好的加工性而言，前述附著量之上限值以125g/m2 以下較佳。
另外，視其所需亦可在前述鍍敷層上形成指定的化成皮膜。藉由形成化成皮膜，企求更為提高耐腐蝕性、密接 性、耐擦傷性等。有關前述化成皮膜之種類，沒有特別的限制，就對環境之負荷而言，以不含鉻較佳。而且，就密接性與耐腐蝕性而言，以含有二氧化矽微粒子較佳；就耐腐蝕性而言，以含有磷酸及/或磷酸化合物較佳。前述二氧化矽微粒子可使用濕式二氧化矽、乾式二氧化矽中任何一種，以提高密接性之效果大的二氧化矽微粒子、特別是含有乾式二氧化矽較佳。有關前述磷酸及磷酸化合物，例如含有選自鄰磷酸、焦磷酸、聚磷酸及此等之金屬鹽或化合物等中之1種以上。
此外，亦可在前述鍍敷層或前述化成皮膜上形成指定的塗膜。
而且，有關形成前述鍍敷層之鋼材的種類，只要是可在表面上形成鍍敷層之鋼材即可，沒有特別的限制，例如鋼板、鋼管、鋼條等。
 (製造方法)
本發明之鋁系鍍敷鋼材的製造方法，其特徵為使被鍍敷處理鋼材含有Mg：6~10質量%、Si：3~7質量%、Fe：2質量%以下(惟包含0%)及Mn：0.02~2質量%、殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成的組成，在浴溫為(熔點+20℃)~750℃之鍍敷浴中浸漬0.5秒以上後，以20℃/s以上之冷卻速度予以冷卻。
藉由上述製造方法所製造的鋁系鍍敷鋼材，可減低於 所形成的鍍敷層中腐蝕起點的針狀Al-Fe化合物析出，結果與習知的鋁系鍍敷鋼材相比時，具有優異的耐腐蝕性。
．被鍍敷處理鋼材
有關本發明之製造方法所使用的被鍍敷處理鋼材，沒有特別的限制。例如鋼板、或鋼管、鋼條等。
有關製得前述被鍍敷處理鋼材之方法，沒有特別的限制。
例如，可藉由熱間壓延步驟、酸洗步驟、冷間壓延步驟及再結晶退火步驟予以製造。
有關熱間壓延步驟，可經由平板加熱、粗壓延、及加工壓延捲取的一般方法實施。另外，有關加熱溫度、加工壓延溫度等，沒有特別的指定，可以一般的溫度實施。
有關於前述熱間壓延後進行的酸洗步驟，亦可藉由一般使用的方法進行，例如使用鹽酸或硫酸等之洗淨。
有關於前述酸洗後進行的冷間壓延步驟，亦沒有特別的限制，例如可以30~90%之壓下率進行。前述壓下率為30%以上時，不會有機械特性惡化，而為90%以下時，不會使壓延成本提高的情形。
有關前述再結晶退火步驟，例如使用連續式熔融鍍敷設備之退火爐，以脫脂等進行清淨化處理後，進行在前段之加熱帶加熱至鋼板之指定溫度的加熱處理，可在後段之均熱帶實施指定的熱處理。以在具有所要求的機械特性之溫度條件下處理較佳。而且，退火爐內之環境，為使鍍敷 處理前之鋼板表層予以活性化時，對Fe而言在還原氣體環境中進行退火。而且，還原氣體之種類沒有特別的限制，以使用已知一般使用的還原性氣體環境較佳。
．鍍敷浴
本發明之製造方法所使用的鍍敷浴，具有含有Mg：6~10質量%、Si：3~7質量%、Fe：2質量%以下(惟包含0%)及Mn：0.02~2質量%、殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成的組成。
而且，有關前述鍍敷浴中各組成成分之限定理由，有關前述鍍敷層之Fe含量亦可為0%，此係相當於沒有浸漬鋼材的新鍍敷浴。
前述鍍敷浴之浴溫，為(熔點+20℃)~750℃之範圍。使前述浴溫之下限值為熔點+20℃時，進行熔融鍍敷處理時，前述浴溫必須為凝固點以上，藉由熔點+20℃，藉由減低局部前述鍍敷浴之局部浴溫，可防止組成成分局部凝固。另外，使前述浴溫之上限值超過750℃時，不易使鍍敷層急速冷卻，且使形成於鍍敷層與鋼板間之Al-Fe合金層之厚度變厚之故。
．浸入板溫
而且，浸入於前述鍍敷浴之前述鍍敷處理鋼材的溫度(浸入板溫)，沒有特別的限制，就確保連續式熔融鍍敷操作時之鍍敷特性或防止浴溫度變化而言，以控制對前述鍍 敷浴之溫度而言±20℃以內較佳。
．浸漬時間
有關前述鍍敷處理鋼材之鍍敷浴中的浸漬時間，必須為0.5秒以上。未達0.5秒時，恐會無法在前述被鍍敷處理鋼材表面上形成充分的鍍敷層。有關前述浸漬時間之上限值，沒有特別的限制，惟浸漬時間長時，恐會使鍍敷層與鋼板之間所形成的Al-Fe合金層之厚度變厚，考慮約為5秒時，可充分地形成前述鍍敷層。
有關浸漬於前述鍍敷浴之條件，沒有特別的限制。例如對軟鋼而言進行鍍敷處理時，對約150~230mpm之線速度、對厚物而言進行鍍敷處理時，可以約40mpm之線速度進行；有關浸漬長度，可約為5~7m。
．冷卻速度
本發明之製造方法，該冷卻速度特別重要。換言之，將被處理鋼材浸漬於鍍敷浴中後，以20℃/s以上之冷卻速度予以冷卻。藉由20℃/s以上之高速冷卻，可於所形成的鍍敷層中形成企求的αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，使形成於鍍敷層與鋼板間之Al-Fe合金層的厚度變薄。
第3圖係表示觀察有關將前述被處理鋼材浸漬於鍍敷浴後之冷卻速度(℃/s)、αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織之面積率(%)及針狀Al-Fe化合物之面積率(%) 的關係之結果。由第3圖可知，前述冷卻速度愈高時，前述擬3次元共晶之面積率愈大，針狀Al-Fe化合物之面積率愈小。本發明之製造方法，可確實地使鍍敷層中之擬3次元共晶的面積率為30%以上，將前述冷卻速度設定為20℃/s以上，以25℃/s以上較佳，以30℃/s以上更佳，以35℃/s以上最佳。
．其他
有關除前述鋁鍍敷處理之上述者以外，沒有特別的限制，可依照通常所使用的方法進行。
[實施例]
其次，藉由實施例及比較例說明本發明之效果，惟本實施例僅為說明本發明之一例，本發明其限制。
(試料1~7)
藉由將冷延鋼板於還原氣體、800℃下進行退火30秒後，在板溫700℃下保持於680℃之鍍敷浴中浸漬5秒，進行熔融鍍敷。於熔融鍍敷後，藉由調整冷卻速度，進行控制(表1)鍍敷層組織，製造鋁系鍍敷鋼板。有關所得的鋁系鍍敷鋼板在一面上之鍍敷附著量、鍍敷層組成、鍍敷層組織，如表1所示。
而且，所得的鍍敷鋼板，計算以重量法之鍍敷附著量，以及以化學分析分析組成，同時藉由500倍及2000倍 之掃描型電子顯微鏡觀察，進行觀察αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織、Al-Mg2 Si擬2次元共晶組織、αAl及針狀Al-Fe化合物，求得此等之面積率。有關所得的αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織、Al-Mg2 Si擬2次元共晶組織、αAl及針狀Al-Fe化合物之面積率，如表1所示。
(評估)
有關所得的各試料，進行下述之評估。
(1)耐腐蝕性
有關將各試料之鍍敷鋼板浸漬於0.5kmol/m3 之NaCl水溶液，且經過3日及7日後之鍍敷表面，藉由目視及光學顯微鏡進行觀察。
有關觀察經過7日後之鍍敷表面，依照下述基準進行評估。評估結果如表2所示。
○：沒有鍍敷層溶解、腐蝕生成物附著的情形
△：有部分鍍敷層溶解、且被覆於腐蝕生成物上
×：鍍敷層全體溶解、且全面附著紅銹
(2)犧牲防腐蝕性
在各試料之鍍敷層上附有底層鋼板露出的寬度1mm之x字狀傷痕後，將試料浸漬於0.5kmol/m3 之NaCl水溶液3日。然後，藉由目視及光學顯微鏡觀察擦傷部分之鋼板的腐蝕情形。
而且，有關各試料之鍍敷鋼板，藉由電氣短路或無電阻電流計連接鍍敷鋼板及與原料同一材質的鋼板之狀態，浸漬於0.5kmol/m3 之NaCl水溶液中3日及7日後，藉由目視及光學顯微鏡觀察鋼板表面之腐蝕情形。而且，鍍敷鋼板及與原料同一材質之鋼板的表面積比為10：1。
有關觀察的結果，依照下述基準進行評估。評估結果 如表2所示。
○：在擦傷部分之底層鋼板表面及浸漬7日後連接的鋼板表面上沒有腐蝕情形，保持金屬光澤
△：在傷痕部分之底層鋼板表面及浸漬7日後連接的鋼板表面上沒有紅銹產生，傷痕部分之底層鋼板表面或浸漬7日後連接的鋼板表面有變色情形
×：在傷痕部分之底層鋼板表面及浸漬7日後連接的鋼板表面上被紅銹被覆
(3)局部腐蝕性
有關將各試料之鍍敷鋼板浸漬於0.5莫耳/L之NaCl水溶液中，且經過3日及7日後之鍍敷表面，藉由目視及光學顯微鏡確認是否有鍍敷層局部溶解的情形。有關下述基準進行評估經過7日後之鍍敷表面。評估結果如表2所示。
○：在鍍敷層表面上沒有引起局部溶解的情形
×：在鍍敷層表面上有局部溶解情形
由表2可知，有關發明例之試料1~4與比較例之試料5~6相比時，就局部腐蝕性而言特別優異。此係有關發明例之試料，大多數在鍍敷層中形成αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，故考慮可抑制進行以針狀Al-Fe化合物為起點之腐蝕情形。另外，比較例之試料係考慮由於針狀Al-Fe化合物為腐蝕起點，故容易產生局部腐蝕情形。
[產業上之利用價值]
本發明藉由形成具有αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織之鍍敷層，與習知製品相比時，可提供局部耐腐蝕性特別優異的鋁系鍍敷鋼材及其製造方法。
[第1圖]係說明鍍敷層中之αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織的照片。
[第2圖]係表示於鍍敷層中析出的Al-Fe化合物之照片，(a)具有Al-Fe化合物之鍍敷層的狀態，(b)在0.5莫耳之NaCl溶液中浸漬3日後之鍍敷層的狀態。
[第3圖]係表示浸漬於鍍敷浴後之冷卻速度、與αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織之面積率及Al-Fe化合物之面積率的關係圖。

Claims (3)

  1. 一種鋁系鍍敷鋼材，其特徵為在鋼材表面上具備由含有Mg：6~10質量%、Si：3~7質量%、Fe：0.2~2質量%及Mn：0.02~2質量%，殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成的鍍敷層，該鍍敷層具有αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，且該鍍敷層中之擬3次元共晶組織的面積率為30%以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之鋁系鍍敷鋼材，其係於前述鍍敷層中滿足以莫耳比Mg/Si為1.7~2.3、Mn/Fe為0.1~1.0、Mg2 Si/Al為1以下。
  3. 一種鋁系鍍敷鋼材之製造方法，其特徵為使被鍍敷處理鋼材含有Mg：6~10質量%、Si：3~7質量%、Fe：2質量%以下(惟包含0%)及Mn：0.02~2質量%，殘餘部分為Al及不可避免的雜質所形成的組成，在浴溫為(熔點+20℃)~750℃之鍍敷浴中浸漬0.5秒以上後，藉由以20℃/s以上之冷卻速度予以冷卻，具有αAl-Mg2 Si-(Al-Fe-Si-Mn)擬3次元共晶組織，且該3次元共晶組織形成面積率為30%以上之鍍敷層。
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