WO2023181428A1 - 溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2023181428A1
WO2023181428A1 PCT/JP2022/017435 JP2022017435W WO2023181428A1 WO 2023181428 A1 WO2023181428 A1 WO 2023181428A1 JP 2022017435 W JP2022017435 W JP 2022017435W WO 2023181428 A1 WO2023181428 A1 WO 2023181428A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
plated steel
dip
hot
plating layer
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/017435
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
洋一 飛山
修 進
利彦 大居
一郎 芦刈
英嗣 藤沢
Original Assignee
Ｊｆｅ鋼板株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅ鋼板株式会社 filed Critical Ｊｆｅ鋼板株式会社
Publication of WO2023181428A1 publication Critical patent/WO2023181428A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip Al-Zn coated steel sheet that has high bending workability and excellent yield elongation and formability after aging, and a method for producing the same.
  • Hot-dip Al-Zn coated steel sheets containing 20 to 95% by mass of Al in the coating layer has been increasing in demand in recent years, mainly in the building materials field, as it exhibits excellent corrosion resistance.
  • Patent Documents 1 to 3 Although the processability of hot-dip Al-Zn coated steel sheets can be improved to some extent by applying heat treatment to steel sheets after the coating layer has been formed, When using low carbon steel, which is often used as a building material, there is a problem that yield elongation tends to occur in the steel plate due to heat treatment.
  • FIG. 2 shows the relationship between the cooling time and temperature and the state of the Fe 3 C nose after reheating the steel plate on which the plating layer has been formed .
  • the plated steel sheet disclosed in the present invention is used as a building material, it is often used as a coated steel sheet.
  • CCL coating line
  • such a method lowers the yield point (YP) of the steel plate, which becomes a factor that worsens the stickiness of the steel plate (decreases oil can resistance). Therefore, in order to suppress the yield elongation of low carbon steel sheets while maintaining good oil can resistance, other means were required.
  • the yield elongation of the hot-dip Al-Zn coated steel sheet mentioned above tends to deteriorate especially after a certain period of time because solid solution C near the dislocations needs time to diffuse to the dislocations, and the yield elongation after aging tends to deteriorate.
  • an object of the present invention is to provide a hot-dip Al-Zn plated steel sheet that has high bending workability and excellent yield elongation and formability after aging, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have proposed a hot-dip Al-Zn coated steel sheet in which the plating layer contains 40 to 70% by mass of Al and 0.5 to 3.0% by mass of Si, with the remainder consisting of Zn and unavoidable impurities.
  • the heat treatment conditions to improve the bending workability of the plating, while keeping the yield elongation (YEL) after accelerated aging tests to a low level of 10% or less. It has been found that by improving this, it is possible to maintain good oil can resistance while also suppressing wrinkles during processing, thereby achieving excellent moldability.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. 1.
  • the test piece was bent 180° with an inner spacing nt (where t: thickness of the plated steel plate, n: number of plated steel plates).
  • the bending workability indicated by the minimum nt without any cracks is 6t or less, and the yield elongation after accelerated aging test ( A hot-dip Al-Zn based plated steel sheet, characterized in that YEL) is 10% or less.
  • the present invention it is possible to provide a hot-dip Al-Zn plated steel sheet that has high bending workability and excellent yield elongation and formability after aging, and a method for producing the same.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing a state in which a 180° bending process is performed on a hot-dip Al-Zn-based plated steel sheet.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between cooling time and temperature and the state of the Fe 3 C nose after reheating a steel plate on which a plating layer has been formed.
  • FIG. 3 is a diagram schematically showing a shape to be molded for evaluation of moldability in an example.
  • the hot-dip Al-Zn coated steel sheet of the present invention has a coating layer containing 40 to 70% by mass of Al and 0.5 to 3.0% by mass of Si, with the balance consisting of Zn and inevitable impurities.
  • -Zn-based plated steel sheet has a coating layer containing 40 to 70% by mass of Al and 0.5 to 3.0% by mass of Si, with the balance consisting of Zn and inevitable impurities.
  • the plating layer has a composition containing 40 to 70% by mass of Al and 0.5 to 3.0% by mass of Si, with the remainder being Zn and inevitable impurities.
  • the Al content in the plating layer is 40 to 70% by mass, preferably 50 to 60% by mass, in view of the balance between corrosion resistance and operational aspects. If the Al content of the main layer of the plating layer is at least 40% by mass, dendrite solidification of Al will sufficiently occur.
  • the main layer mainly contains Zn in a supersaturated state, and consists of a portion in which Al dendrites are solidified (dendritic phase of ⁇ -Al phase) and a portion in the remaining dendrite gaps (interdendritic phase), and the dendrite phase is plated. It is possible to realize a structure with excellent corrosion resistance in which the layers are laminated in the thickness direction.
  • the Al content in the plating layer exceeds 70% by mass, the content of Zn, which has a sacrificial anticorrosion effect against Fe, decreases, resulting in deterioration of corrosion resistance. Therefore, the Al content in the plating layer is 70% by mass or less. In addition, if the Al content in the plating layer is 60% by mass or less, the amount of plating deposited will be small, and even if the base steel sheet is easily exposed, it will have a sacrificial corrosion protection effect against Fe and will be sufficient. Provides excellent corrosion resistance. Therefore, the Al content of the main plating layer is preferably 70% by mass or less.
  • Si in the plating layer is added to the plating bath for the purpose of suppressing the growth of the interfacial alloy layer that forms at the interface with the base steel sheet and improving corrosion resistance and workability.
  • the hot-dip Al-Zn coated steel sheet used in the hot-dip Al-Zn coated steel sheet of the present invention when the hot-dip plating treatment is performed with Si contained in the plating bath, the base steel sheet is immersed in the plating bath at the same time. , Fe on the surface of the steel sheet undergoes an alloying reaction with Al and Si in the bath, producing an alloy consisting of Fe-Al and/or Fe-Al-Si compounds.
  • this Fe-Al-Si based interfacial alloy layer By forming this Fe-Al-Si based interfacial alloy layer, growth of the interfacial alloy layer can be suppressed.
  • the Si content in the plating layer is 0.5% by mass or more, the growth of the interfacial alloy layer can be sufficiently suppressed.
  • the Si content of the plating layer exceeds 3.0% by mass, workability is reduced in the plating layer, and a Si phase that becomes a cathode site is likely to precipitate. Therefore, the Si content in the plating layer is set to 0.5 to 3.0% by mass.
  • the plating layer contains Zn as a main component of the plating layer.
  • Zn a sacrificial anticorrosion effect can be obtained, and corrosion resistance can be improved.
  • the Zn content is 80% by mass or less because the Al content can be ensured and the corrosion resistance due to the above-mentioned dendrite phase and interdendritic phase can be achieved.
  • the plating layer can also contain 5% by mass or less of optionally added components in addition to the above-mentioned Al, Si, and Zn.
  • the optional additive components can be appropriately selected depending on the performance required of the plating layer. Examples include alkaline earth metals such as Ca and Mg, and additive components such as Mn, V, Cr, Mo, Ti, Sr, Ni, Co, Sb, and B. Although these optional addition components have the effect of further improving corrosion resistance, they may reduce the workability of the coating layer and worsen the critical elongation rate of the hot-dip Al-Zn coated steel sheet.
  • the added content is preferably 5% by mass or less.
  • the plating layer can contain Mg and/or Ca.
  • Mg and/or Ca are included in the corrosion products, which improves the stability of the corrosion products and delays the progression of corrosion, resulting in improved corrosion resistance. It will be done.
  • the total content of Ca and/or Mg is not particularly limited as long as it is 5% by mass or less, but is preferably 0.01 to 5% by mass. By setting the content to 0.01% by mass or more, a sufficient corrosion retarding effect can be obtained, while by setting the content to 5% by mass or less, the effect does not become saturated, suppressing the increase in manufacturing costs, and improving the plating process. This is because the composition of the bath can be easily controlled. Further, it is preferable that the plating layer contains at least the Mg.
  • the content of Mg in the plating layer is preferably 0.01 to 5% by mass, more preferably 2 to 4.9% by mass.
  • the plating layer also has the effect of improving the stability of corrosion products and retarding the progress of corrosion.
  • Ti, Sr, Ni, Co, Sb and B in a total amount of 5% by mass or less, preferably 0.01 to 5% by mass.
  • the plating layer does not contain components of the base steel sheet that are incorporated into the plating due to the reaction between the plating bath and the base steel sheet during the plating process, and unavoidable impurities contained in the ingot used when preparing the plating bath. Contains unavoidable impurities that are slightly eluted from equipment in the bath.
  • the base steel sheet component incorporated into the plating may contain Fe in an amount of about several percent. Examples of the types of unavoidable impurities in the plating bath include Fe, Mn, P, S, C, Nb, Ti, B, and the like as base steel sheet components. Further, impurities in the ingot include Fe, Pb, Sb, Cd, As, Ga, V, and the like.
  • impurities from equipment in the bath include Cr, Ni, W, Co, etc.
  • Fe in the plating layer it is not possible to distinguish between what is taken in from the base steel sheet and what is present in the plating bath and quantify it.
  • the total content of the unavoidable impurities is not particularly limited, but from the viewpoint of maintaining the corrosion resistance and uniform solubility of the plating, the total amount of unavoidable impurities excluding Fe should be 1% by mass or less. preferable.
  • the means for forming the plating layer on the base steel plate is not particularly limited, and normal continuous hot-dip plating equipment can be used.
  • the base steel sheet is heated to a predetermined temperature in an annealing furnace maintained in a reducing atmosphere, and at the same time as annealing, rolling oil, etc. adhering to the steel sheet surface is removed, and the oxide film is reduced and removed, and then the lower end is plated.
  • the snout is immersed in a hot-dip galvanizing bath containing predetermined concentrations of Al and Zn through the snout.
  • the steel plate immersed in the plating bath is lifted above the plating bath via a sink roll, and pressurized gas is injected toward the surface of the steel plate from a gas wiping nozzle placed above the plating bath. By doing so, the amount of plating deposited is adjusted, and then the plating layer is formed by cooling with a cooling device.
  • the structure of the plating layer has a dendrite phase and an interdendritic phase, and it is preferable that the Vickers hardness of Al primary crystals in the dendrite phase is 120 HV 0.01 or less.
  • the Vickers hardness of the Al primary crystals in the dendrite phase is more preferably 110HV 0.01 or less, and more preferably 100HV 0.01 or less.
  • the Vickers hardness of the Al primary crystal of the dendrite phase is preferably 10HV 0.01 or more from the viewpoint of improving the scratch resistance of the surface of the plating layer.
  • the test was conducted with an indentation load of 10 g (HV 0.01 ).
  • the amount of the plating layer deposited is not particularly limited, but from the viewpoint of achieving both corrosion resistance and bending workability, the amount of deposit on one side is preferably 30 to 90 g/ m2 , and 40 to 80 g/m2. More preferably, it is g/ m2 .
  • the said plating layer has the layer interface alloy layer which exists in the interface with a base steel plate among this plating layer.
  • the interfacial alloy layer is a Fe-Al-based and/or Fe-Al-Si-based compound that is inevitably produced by an alloying reaction between Fe on the surface of the steel sheet and Al or Si in the bath.
  • This interfacial alloy layer is hard and brittle, and if it grows too thick, it will become a starting point for cracks during processing, so it is preferable to make it as thin as possible. Therefore, the thickness of the interfacial alloy layer is preferably 1 ⁇ m or less.
  • the test piece was bent 180° with an inner spacing nt, When the outer surface of the bent portion is observed with a 10x magnifying glass, the bending workability indicated by the minimum nt at which no cracks are observed is 6t or less. When the bending workability is 6t or less, excellent bending workability and, by extension, post-working corrosion resistance can be achieved. From the same viewpoint, the bending workability of the hot-dip Al-Zn plated steel sheet of the present invention is preferably 5 tons or less, more preferably 4 tons or less.
  • the bending test to obtain the bending workability is a bending test based on the plating adhesion test described in JIS G 3321 (2019), and as shown in FIG. is the plate thickness of the plated steel plate, and n is the number of plated steel plates; for example, when two steel plates are sandwiched, it is 2t, and when three steel plates are sandwiched, it is 3t.
  • the entire surface of the bent portion of the test piece is observed using a 10x magnifying glass to confirm the presence or absence of cracks. For example, if there are no cracks in a bending test up to 3t, but cracks are confirmed when the bending test is carried out at 2t, the bending workability of the steel plate will be 3t.
  • the hot-dip Al-Zn coated steel sheet of the present invention is characterized in that it satisfies the above-mentioned bending workability (6 tons or less) and has a yield elongation (YEL) of 10% or less after an accelerated aging test.
  • YEL yield elongation
  • the YEL after the accelerated aging test is preferably 9.0% or less, more preferably 8.5% or less, and even more preferably 8.0% or less.
  • the YEL can be measured by a tensile test.
  • a JIS Z 2201 No. 5 test piece is taken from a hot-dip Al-Zn plated steel sheet, and a tensile test is conducted at a strain rate of 10 -3 /s in accordance with JIS Z 2241.
  • accelerated aging treatment is carried out by holding at 100° C. for 3600 seconds.
  • a test piece was taken from a hot-dip Al-Zn coated steel sheet, and the test piece was subjected to accelerated aging treatment at 100°C for 3600 seconds, and then a tensile test was performed. It can be measured by
  • the hot-dip Al-Zn coated steel sheet of the present invention there are no particular limitations on the method of suppressing the YEL after the accelerated aging test to 10% or less or the method of maintaining the above-mentioned bending workability to 6T or less.
  • Examples include a method of controlling the composition of the plating layer, the temperature conditions during formation of the plating layer, the temperature conditions during reheating after formation of the plating layer, and the like.
  • the YEL and bending workability after the accelerated aging test are controlled by controlling the temperature conditions during reheating after forming the plating layer.
  • the yield point (YP) of the hot-dip Al-Zn plated steel sheet of the present invention is preferably 400 N/mm 2 or more, more preferably 450 N/mm 2 or more. This is because if the YP is less than 400 N/mm 2 , even if the YEL is good, the oil canning property may be lowered, leading to deterioration of the moldability.
  • a coating film can be formed directly or via an intermediate layer on the plating layer, depending on the required performance.
  • the method for forming the coating film is not particularly limited, and can be appropriately selected depending on the required performance. Examples include forming methods such as roll coater painting, curtain flow painting, and spray painting. After applying a paint containing an organic resin, it is possible to form a coating film by heating and drying using means such as hot air drying, infrared heating, and induction heating. Further, the intermediate layer is not particularly limited as long as it is a layer formed between the plating film of the hot-dip plated steel sheet and the coating film.
  • the method for producing a hot-dip Al-Zn coated steel sheet of the present invention contains Al: 40 to 70% by mass and Si: 0.5 to 3.0% by mass, After forming a plating layer on the base steel plate using a plating bath having a composition in which the balance consists of Zn and unavoidable impurities, When reheating the steel plate on which the plating layer has been formed, the maximum temperature reached by the steel plate is T (°C), and the residence time at 150°C to T°C is x (hr), the following formula (1) is used. and (2). 150 ⁇ T ⁇ 300...(1) 0.5 ⁇ x ⁇ 1000/(T+273) ...(2)
  • continuous hot-dip plating equipment is usually employed from the viewpoint of production efficiency and quality stability.
  • type of base steel plate used in the manufacturing method of the present invention there are no particular limitations on the type of base steel plate used in the manufacturing method of the present invention.
  • a hot rolled steel plate or steel strip that has been pickled and descaled, or a cold rolled steel plate or steel strip obtained by cold rolling them can be used.
  • low carbon steel which is also desirable in terms of cost.
  • the present invention does not particularly limit the components in the steel, for example, C: 0.01 to 0.10% by mass can be used. However, the present invention does not exclude steel sheets containing less than 0.01% C.
  • trace addition elements include N, S, O, B, V, Nb, Ti, Cu, Mo, Cr, Co, Ni, Ca, Sr, In, Steel plates containing Sn, Sb, etc. are also within the scope of the present invention.
  • the plating bath has a composition containing 40 to 70% by mass of Al and 0.5 to 3.0% by mass of Si, with the remainder consisting of Zn and inevitable impurities.
  • a hot-dip Al-Zn based plated steel sheet having a desired composition can be obtained.
  • the types, contents, and effects of each element contained in the plating bath are explained in the hot-dip Al-Zn-based plated steel sheet of the present invention described above.
  • the hot-dip Al-Zn-based plated steel sheet obtained by the manufacturing method of the present invention has almost the same composition as the plating bath as a whole. Therefore, the composition of the plating layer of the hot-dip Al-Zn-based plated steel sheet can be controlled by adjusting the plating bath composition.
  • the maximum temperature T that is reached satisfies the following formula (1).
  • 150 ⁇ T ⁇ 300...(1) Equation (1) defines the range of the maximum temperature T to be reached when reheating the steel plate on which the plating layer is formed.
  • the reason why the maximum temperature T is set to be 150° C. or higher is that unless the temperature is higher than this temperature, sufficient softening of the plating layer will not occur, and the bending workability of the hot-dip Al-Zn plated steel sheet will deteriorate.
  • the reason why the maximum temperature T is set to be 300° C. or lower is that at temperatures above this temperature, the thickness of the interfacial alloy layer formed at the interface between the plating and the steel sheet becomes thicker, and the bending workability deteriorates.
  • the cooling time x from T° C. to 150° C. satisfies the following formula (2). 0.5 ⁇ x ⁇ 1000/(T+273) ...(2)
  • the cooling time x from the maximum temperature T°C to 150°C as shown in equation (2), it is possible to avoid the Fe 3 C precipitation nose (conditions where Fe 3 C tends to precipitate).
  • the amount of solid solute C it becomes possible to suppress the yield elongation and the yield elongation after accelerated aging tests.
  • the residence time x is less than 0.5 hr, the plating layer cannot be sufficiently softened and good bending workability cannot be ensured.
  • the cooling time x exceeds 1000/(T+273), there is a possibility that the Fe 3 C precipitation nose will pass, so the amount of solid solute C cannot be reduced and the yield elongation cannot be suppressed.
  • FIG. 2 shows the relationship between cooling time and temperature and the state of the Fe 3 C precipitation nose when the steel plate on which the plating layer is formed is reheated.
  • cooling that satisfies equation (2) shown in FIG. 2 is an example of a cooling mode from T° C. to 150° C. Note that the cooling curve in the figure is just an example, and the present invention does not specify this cooling rate.
  • the composition of the plating bath and the conditions for reheating the steel plate on which the plating layer has been formed are satisfied, and other conditions are not particularly limited. , it can be the same as a known hot-dip Al-Zn based plated steel sheet.
  • Examples 1 to 9 of hot-dip Al-Zn coated steel sheets A cold-rolled steel plate with a thickness of 0.40 mm manufactured by a conventional method was used as a base steel plate, and annealing treatment, plating treatment, and skin pass treatment were performed in a continuous hot-dip coating facility. Next, this coil was heat-treated in a batch-type heating furnace under the conditions shown in Table 1. Note that the temperature of the steel plate was measured with a thermocouple attached to the steel plate. Furthermore, this coil was subjected to chemical conversion treatment and coated with primer and top coat on a continuous painting line. For some samples, a tension leveler was used to give the steel plate an elongation rate of 0.1% after painting.
  • Samples 1 to 9 shown in Table 1 were produced.
  • the thickness of the interfacial alloy layer of each sample was measured by SEM cross-sectional observation (X2000) of the plating layer.
  • X2000 SEM cross-sectional observation
  • each sample was embedded in a resin that dried at room temperature, polished, and the dendrite phase of the plating layer was selected from the cross section.
  • the Vickers hardness of the selected dendrite phase was measured using a Shimadzu microhardness meter (HMV-G21). The measurement method was conducted in accordance with JIS Z 2244, and the indentation load was 10gf.
  • each sample of the present invention example has better bending resistance, YEL after accelerated aging, and formability (presence of wrinkles, oil can resistance) than each sample of the comparative example. , it can be seen that it is well-balanced and excellent.
  • the present invention it is possible to provide a hot-dip Al-Zn plated steel sheet that has high bending workability and excellent yield elongation and formability after aging, and a method for producing the same.

Abstract

高い曲げ加工性を有しつつ、時効後の降伏伸び及び成形性に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板を提供する。　上記目的を達成するべく、本発明は、めっき層が、Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有する、溶融Al-Zn系めっき鋼板であって、JIS G 3321（2019年）に記載のめっきの密着性試験に準拠した曲げ試験において、試験片を内側間隔ｎｔ（但し、ｔ：めっき鋼板の板厚、ｎ：めっき鋼板の枚数）で180°曲げ加工し、曲げ加工部の外側表面を10倍ルーペで観察した際の、クラックが認められない最小のｎｔで示される曲げ加工性が、６ｔ以下であり、且つ、時効促進試験後の降伏伸び（ＹＥＬ）が10％以下であることを特徴とする。

Description

溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法
　本発明は、高い曲げ加工性を有しつつ、時効後の降伏伸び及び成形性に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
　55％Al-Zn系めっき鋼板に代表される、めっき層中にAlを20～95質量％含有する溶融Al-Zn系めっき鋼板（以下、「55％Al-Zn系めっき鋼板」ということがある。）は、優れた耐食性を示すことから、近年、建材分野を中心に需要が増加している。
　ただし、55％Al-Zn系めっき鋼板は、めっき層が純亜鉛めっき層等に比較して硬質であることから、めっき鋼板が曲げ加工を受けた際、めっき層の加工部にクラックが入りやすいという問題がある。このような加工時のめっき層のクラックは、加工部の耐食性劣化をひきおこすおそれがあるため、改善することが望まれている。
　このような加工性や加工部耐食性の改善を目的として、めっき層形成後の鋼板に熱処理を施すことで、めっき層の軟質化を行う技術（例えば、特許文献１～３を参照。）が知られている。
特開２００２－３２２５７３号公報 特開２００３－２１３３９５号公報 特開２００６－７０３２６号公報
　特許文献１～３に示されるような、めっき層形成後の鋼板に熱処理を施す技術については、溶融Al-Zn系めっき鋼板の加工性をある程度改善することができるものの、素地鋼板として一般的な建材用として多用されている低炭素鋼を用いる場合、熱処理によって鋼板に降伏伸びが発生しやすくなる、という問題があった。
　これは、めっき層形成後の鋼板に対して加工性改善のための熱処理を施した際、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）のスキンパス工程等により導入された転位にFe3Cが多量に析出し、析出したFe3Cが、次工程の塗装焼き付け工程で再固溶する結果、転位近傍の鋼中の固溶Cが増えるためであると考えられる。
　ここで、図２は、めっき層を形成した鋼板を再加熱した後の、冷却時間と温度との関係、並びに、Fe3Cノーズの状態を示したものであるが、低炭素鋼板のFe3C析出ノーズを見た場合、通常連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）でのめっき後冷却速度は、この析出ノーズを回避するため、Fe3Cはほとんど析出しない。しかしながら、めっきの曲げ加工性を改善するために特許文献１～３に示されるような熱処理を施した場合には、熱処理過程、特に、加熱後の冷却時に、鋼板の熱履歴が析出ノーズにかかることがあり、この場合、ＣＧＬのスキンパス工程などで導入された転位にFe3Cが析出することになる。塗装鋼板製造の場合には、析出したFe3Cが、次工程の塗装焼き付け工程で再固溶する結果、転位近傍の鋼中の固溶Cがバルクに比較して増え、この固溶Cが時効により転位に固着し、降伏伸びが生じることが考えられる。
　そして、発生した降伏伸びは、加工時にシワ（ストレッチャーストレイン）の原因となるため、抑制できる技術の開発が望まれている。
　また、本発明で開示されるめっき鋼板は、建材用として使用される場合、塗装鋼板として用いられることが多い。この場合、上述した降伏伸びを抑制するためには、最終工程である塗装ライン（ＣＣＬ）で鋼板にスキンパスやテンションレベラーなどで歪みを付与することが知られている。ただし、このような方法では、鋼板の降伏点（ＹＰ）を下げるため、鋼板のべこつきが悪化する（耐オイルキャン性を低下させる）要因となる。そのため、耐オイルキャン性を良好に維持しつつ、低炭素鋼板の降伏伸びを抑制するためには、別の手段が必要であった。
　さらに、上述した溶融Al-Zn系めっき鋼板の降伏伸びについては、転位近傍の固溶Cが転位まで拡散する時間が必要になるため、特に一定時間経過後に悪化する傾向があり、時効後の降伏伸びを改善できる技術についても望まれていた。
　かかる事情を鑑み、本発明は、高い曲げ加工性を有しつつ、時効後の降伏伸び及び成形性に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、めっき層が、Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有する、溶融Al-Zn系めっき鋼板について、上記の課題を解決すべく検討を行った結果、めっきの曲げ加工性改善のために施す熱処理条件の適正化を行いつつ、時効促進試験後の降伏伸び（ＹＥＬ）を10％以下と低く抑えるよう改善することによって、耐オイルキャン性を良好に維持できつつ、加工時のシワも抑制できるため、優れた成形性を実現できることを見出した。
　本発明は、以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．めっき層が、Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有する、溶融Al-Zn系めっき鋼板であって、
　JIS G 3321（2019年）に記載のめっきの密着性試験に準拠した曲げ試験において、試験片を内側間隔ｎｔ（但し、ｔ：めっき鋼板の板厚、ｎ：めっき鋼板の枚数）で180°曲げ加工し、曲げ加工部の外側表面を10倍ルーペで観察した際の、クラックが認められない最小のｎｔで示される曲げ加工性が、６ｔ以下であり、且つ、時効促進試験後の降伏伸び（ＹＥＬ）が10％以下であることを特徴とする、溶融Al-Zn系めっき鋼板。
２．前記めっき層中のデンドライト相のAl初晶のビッカース硬さが、120HV0.01以下であることを特徴とする、前記１に記載の溶融Al-Zn系めっき鋼板。
３．Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有するめっき浴を用いて、下地鋼板にめっき層を形成した後、
　前記めっき層が形成された鋼板を再加熱する際の、鋼板の最高到達温度をＴ（℃）、Ｔ℃から150℃までの冷却時間をｘ（hr）としたときに、以下の式（１）及び（２）を満足することを特徴とする、溶融Al-Zn系めっき鋼板の製造方法。
　150≦Ｔ≦300　・・・（１）
　0.5≦ｘ≦1000／（Ｔ＋273）　・・・（２）
　本発明によれば、高い曲げ加工性を有しつつ、時効後の降伏伸び及び成形性に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板及びその製造方法を提供できる。
溶融Al-Zn系めっき鋼板に180°曲げ加工を行った状態を模式的に示した図である。 めっき層を形成した鋼板を再加熱した後の、冷却時間と温度との関係、並びに、Fe3Cノーズの状態を示した図である。 実施例の成形性評価のために成形する形状を模式的に示した図である。
＜溶融Al-Zn系めっき鋼板＞
　本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板は、めっき層が、Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有する、溶融Al-Zn系めっき鋼板である。
（めっき層の組成）
　前記めっき層は、Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有する。前記溶融Al-Zn系めっき鋼板のめっき層が、上述した組成を有することによって、めっき層中にデンドライト相及び該デンドライト相を網目状に取り囲んだインターデンドライト相を形成でき、耐食性の向上を図ることができる。
　前記めっき層中のAl含有量は、耐食性と操業面のバランスから、40～70質量％とし、好ましくは50～60質量％である。前記めっき層の主層のAl含有量が少なくとも40質量％あれば、Alのデンドライト凝固が十分に起こる。これにより、前記主層は主としてZnを過飽和に含有し、Alがデンドライト凝固した部分（α-Al相のデンドライト相）と残りのデンドライト間隙の部分（インターデンドライト相）からなり且つ該デンドライト相がめっき層の膜厚方向に積層した耐食性に優れる構造を実現できる。またこのα-Al相のデンドライト相が、多く積層するほど、腐食進行経路が複雑になり、腐食が容易に下地鋼板に到達しにくくなるので、耐食性が向上する。一方、前記めっき層中のAl含有量が70質量％を超えると、Feに対して犠牲防食作用を有するZnの含有量が少なくなり、耐食性が劣化する。このため、前記めっき層中のAl含有量は70質量％以下とする。また、前記めっき層中のAl含有量が60質量％以下であれば、めっきの付着量が少なくなり、下地鋼板が露出しやすくなった場合にもFeに対して犠牲防食作用を有し、十分な耐食性が得られる。そのため、めっき主層のAl含有量は70質量％以下とすることが好ましい。
　前記めっき層中のSiは、下地鋼板との界面に生成する界面合金層の成長を抑制する目的で、耐食性や加工性の向上を目的にめっき浴中に添加され、必然的に前記めっき層に含有される。本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板で用いる溶融Al-Zn系めっき鋼板の場合、めっき浴中にSiを含有させて溶融めっき処理を行うと、下地鋼板がめっき浴中に浸漬されると同時に、鋼板表面のFeと浴中のAlやSiが合金化反応し、Fe-Al系及び／又はFe-Al-Si系の化合物からなる合金を生成する。このFe-Al-Si系界面合金層の生成によって、界面合金層の成長を抑制することができる。そして、前記めっき層中のSi含有量が0.5質量％以上の場合には、前記界面合金層の成長を十分に抑制できる。一方、めっき層のSi含有量が、3.0質量％を超えた場合、めっき層において、加工性を低下させ、カソードサイトとなるSi相が析出し易くなる。このため、めっき層中のSi含有量は0.5～3.0質量％とする。
　また、前記めっき層は、該めっき層の主成分としてZnを含有する。前記めっき層にZnを含有することで、犠牲防食作用を得ることができ、耐食性の向上を図ることが可能となる。なお、前記Znの含有量が80質量％以下の場合には、Al含有量を確保でき、上述したデンドライト相とインターデンドライト相による耐食性を実現できる点で好ましい。
　さらに、前記めっき層は、上述したAl、Si及びZnに加えて、任意添加成分を5質量％以下含有することもできる。
　ここで、前記任意添加成分としては、めっき層に要求される性能に応じて適宜選択することが可能である。例えば、CaやMg等のアルカリ土類金属や、Mn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及びB等の添加成分が挙げられる。
　これらの任意添加成分については、耐食性をより向上できる等の効果が得られるものの、めっき層の加工性が低下し、溶融Al-Zn系めっき鋼板の限界伸び率を悪化させるおそれがあるため、任意添加の含有量は5質量％以下であることが好ましい。
　前記めっき層は、Mg及び／又はCaを含有することができる。前記めっき層が腐食した際、腐食生成物中にMg及び／又はCaが含まれることとなり、腐食生成物の安定性が向上し、腐食の進行が遅延する結果、耐食性が向上するという効果が得られる。前記Ca及び／又はMgの合計含有量は、5質量％以下であれば特に限定はされないが、0.01～5質量％であることが好ましい。含有量を0.01質量％以上とすることで、十分な腐食遅延効果が得られ、一方、含有量を5質量％以下とすることで、効果が飽和することなく、製造コストの上昇を抑え、めっき浴の組成管理を容易に行えるためである。
　また、前記めっき層は、前記Mgを少なくとも含有することが好ましい。前記めっき層がMgを含有することで、上述したSiとともにMg2Siを生成できるようになり、腐食遅延効果を得ることができるからである。ここで、前記めっき層中のMgの含有量は、0.01～5質量％であることが好ましく、2～4.9質量％であることがより好ましい。
　さらに、前記CaやMgのアルカリ土類金属と同様に、腐食生成物の安定性を向上させ、腐食の進行を遅延させる効果を奏することから、前記めっき層は、さらにMn、V、Cr、Mo、Ti、Sr、Ni、Co、Sb及びBのうちから選択される一種又は二種以上を、合計で5質量％以下、好ましくは0.01～5質量％含有することもできる。
　なお、前記めっき層は、めっき処理中にめっき浴と下地鋼板の反応でめっき中に取り込まれる下地鋼板成分や、めっき浴を建浴する際に使用するインゴット中に含有されている不可避的不純物、浴中機器から若干溶出する不可避的不純物が含まれる。前記めっき中に取り込まれる下地鋼板成分としては、Feが数％程度含まれることがある。めっき浴中の不可避的不純物の種類としては、例えば、下地鋼板成分としては、Fe、Mn、P、S、C、Nb、Ti、B等が挙げられる。また、インゴット中の不純物としては、Fe、Pb、Sb、Cd、As、Ga、V等が挙げられる。さらに、浴中機器からの不純物としては、Cr、Ni、W、Coなどが挙げられる。なお、前記めっき層中のFeについては、下地鋼板から取り込まれるものと、めっき浴中にあるものとを区別して定量することはできない。前記不可避的不純物の総含有量は、特に限定はしないが、めっきの耐食性と均一な溶解性を維持するという観点から、Feを除いた不可避的不純物量は合計で1質量％以下であることが好ましい。
　なお、下地鋼板上に前記めっき層を形成する手段としては、特に限定はされず、通常の連続式溶融めっき設備を用いることができる。例えば、下地鋼板は還元性雰囲気に保持された焼鈍炉内で所定温度に加熱され、焼鈍と同時に鋼板表面に付着する圧延油等の除去、酸化膜の還元除去が行われた後、下端がめっき浴に浸漬されたスナウト内を通って所定濃度のAl及びZnを含有した溶融亜鉛めっき浴中に浸漬される。その後、めっき浴に浸漬された鋼板は、シンクロールを経由してめっき浴の上方に引き上げられた後、めっき浴上に配置されたガスワイピングノズルから鋼板の表面に向けて加圧した気体を噴射することによりめっき付着量が調整され、次いで冷却装置により冷却されることで、めっき層が形成される。
　また、前記めっき層の組織中には、デンドライト相及びインターデンドライト相を有するが、前記デンドライト相のAl初晶のビッカース硬さが120HV0.01以下であることが好ましい。前記デンドライト相のAl初晶のビッカース硬さを120HV0.01以下と小さくすることで、後述するめっき鋼板の曲げ加工性をより高めることができる。同様の観点から、前記めっき層中のデンドライト相のAl初晶のビッカース硬さは、110HV0.01以下であることがより好ましく、100HV0.01以下であることがより好ましい。一方、前記デンドライト相のAl初晶のビッカース硬さは、前記めっき層表面の耐傷つき性を改善する観点からは、10HV0.01以上とすることが好ましい。
　なお、前記ビッカース硬さについては、10gの押し込み荷重（HV0.01）で試験を実施している。
　さらに、前記めっき層の付着量については、特に限定はされないが、耐食性と曲げ加工性との両立の観点から、片面の付着量で、30～90g／m2であることが好ましく、40～80 g／m2であることがより好ましい。
　なお、前記めっき層は、該めっき層のうち、下地鋼板との界面に存在する層界面合金層を有する。
　前記界面合金層は、鋼板表面のFeと浴中のAlやSiが合金化反応して必然的に生成するFe-Al系及び／又はFe-Al-Si系の化合物である。この界面合金層は、硬くて脆いため、厚く成長すると加工時のクラック発生の起点となることから、できるだけ薄くすることが好ましい。そのため、前記界面合金層の厚さを、1μm以下とすることが好ましい。
（曲げ加工性）
　ここで、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板では、JIS G 3321（2019年）に記載のめっきの密着性試験に準拠した曲げ試験において、試験片を内側間隔ｎｔで180°曲げ加工し、曲げ加工部の外側表面を10倍ルーペで観察した際の、クラックが認められない最小のｎｔで示される曲げ加工性が、６ｔ以下である。曲げ加工性が６ｔ以下となることで、優れた曲げ加工性、ひいては加工後耐食性を実現することができる。
　同様の観点から、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板の曲げ加工性は、５ｔ以下であることが好ましく、４ｔ以下であることがより好ましい。
　なお、前記曲げ加工性を得るための曲げ試験は、JIS G 3321（2019年）に記載のめっきの密着性試験に準拠した曲げ試験であり、図１に示すように、内側間隔ｎｔの、ｔはめっき鋼板の板厚、ｎはめっき鋼板の枚数であり、例えば、２枚の鋼板を挟んだ場合は２ｔ、３枚の鋼板を挟んだ場合は３ｔとなる。
　前記試験片の曲げ加工部は、10倍ルーペで加工部表面の全体を観察し、クラックの有無を確認する。例えば、曲げ試験において３ｔまではクラックがなく、２ｔで実施した際にクラックが確認された場合、鋼板の曲げ加工性は３ｔとなる。
（時効促進試験後のＹＥＬ、ＹＰ）
　そして、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板は、上述した曲げ加工性（６ｔ以下）を満たしつつ、時効促進試験後の降伏伸び（ＹＥＬ）が10％以下であることを特徴とする。
　時効促進試験後のＹＥＬを10％以下の抑えることで、耐オイルキャン性を良好に維持できつつ、加工時のシワも抑制できるため、優れた成形性を実現できる。また、時効促進後のＹＥＬを規定しているため、その後の時効によるＹＥＬの悪化を考慮する必要はなく、時効後の降伏伸びにも優れる。同様の観点から、前記時効促進試験後のＹＥＬは、9.0％以下であることが好ましく、8.5％以下であることがより好ましく、8.0％以下であることがさらに好ましい。
　ここで、前記ＹＥＬについては、引張試験によって測定することができる。本発明では、溶融Al-Zn系めっき鋼板から、JIS Z 2201の５号試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、歪み速度10-3／sの条件で引張試験を行う。
　また、本発明では、前記時効促進試験として、100℃で3600s 保持する促進時効処理を行っている。
　つまり、前記時効促進試験後のＹＥＬは、溶融Al-Zn系めっき鋼板から試験片を採取し、該試験片に対して、100℃で3600s 保持する促進時効処理を施した後、引張試験を実施することで測定できる。
　なお、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板について、時効促進試験後のＹＥＬを10％以下に抑える方法や、上述した曲げ加工性を６Ｔ以下に維持する方法については、特に限定はされない。例えば、めっき層の組成、めっき層の形成時の温度条件、めっき層形成後の再加熱時の温度条件等を制御する方法が挙げられる。
　例えば、本発明では、後述するように、めっき層形成後の再加熱時の温度条件を制御することで、時効促進試験後のＹＥＬ及び曲げ加工性の制御を行っている。
　また、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板は、降伏点（ＹＰ）が、400N／mm2以上であることが好ましく、450N／mm2以上であることがさらに好ましい。前記ＹＰが400N／mm2未満の場合、ＹＥＬが良好な場合であっても、オイルキャン性が低下し、成形性の悪化を招くおそれがあるためである。
　なお、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板は、要求される性能に応じて、前記めっき層の上に、直接又は中間層を介して、塗膜を形成することもできる。
　なお、前記塗膜を形成する方法については、特に限定はされず、要求される性能に応じて適宜選択することができる。例えば、ロールコーター塗装、カーテンフロー塗装、スプレー塗装等の形成方法が挙げられる。有機樹脂を含有する塗料を塗装した後、熱風乾燥、赤外線加熱、誘導加熱等の手段により加熱乾燥して塗膜を形成することが可能である。
　また、前記中間層についても、溶融めっき鋼板のめっき皮膜と前記塗膜との間に形成される層であれば特に限定はされない。
＜溶融Al-Zn系めっき鋼板の製造方法＞
　本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板の製造方法（以下、「本発明の製造方法」ということがある。）は、Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有するめっき浴を用いて、下地鋼板にめっき層を形成した後、
　前記めっき層が形成された鋼板を再加熱する際の、鋼板の最高到達温度をＴ（℃）、150℃～Ｔ℃における滞留時間をｘ（hr）としたときに、以下の式（１）及び（２）を満足することを特徴とする。
　150≦Ｔ≦300　・・・（１）
　0.5≦ｘ≦1000／（Ｔ＋273）　・・・（２）
　従来、溶融Al-Zn系めっき鋼板のＹＥＬを抑えるためには、塗装ラインで鋼板にスキンパスやテンションレベラーなどで歪みを付与する手段が知られていたが、これらの手段を用いた場合、鋼板の降伏点（ＹＰ）を下げるため、鋼板の耐オイルキャン性が悪化する要因となっている。
　そのため、本発明の製造方法では、前記めっき層が形成された鋼板を再加熱する際の温度条件について、鋼板の最高到達温度Ｔの温度範囲を規定しつつ、鋼板の150℃以上の滞留時間ｘの範囲を規定すること、つまり、式（１）及び（２）を満足させることで、優れた曲げ加工性を実現できることに加え、耐オイルキャン性を良好に維持しつつ、溶融Al-Zn系めっき鋼板の時効促進試験後のＹＥＬを抑えることもできる。
　なお、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板の製造方法では、特に限定はされないが、製造効率や品質の安定性の観点から、連続式溶融めっき設備が通常採用される。
　また、本発明の製造方法に用いられる下地鋼板の種類については、特に限定はされない。例えば、酸洗脱スケールした熱延鋼板若しくは鋼帯、又は、それらを冷間圧延して得られた冷延鋼板若しくは鋼帯を用いることができる。ただし、本発明による時効促進試験後のＹＥＬを抑制する効果がより顕著に得られる観点からは、コスト的にも望ましい低炭素鋼を用いることが好ましい。
　さらに、鋼中成分としても本発明では特にこれを限定するものではないが、例えば、C：0.01～0.10質量％のもの等を用いることができる。ただし、C：0.01％未満の鋼板も本発明では除くものではない。また、成分元素としてC、Al、Si、Mn、P以外に微量添加元素としてN、S、O、B、V、Nb、Ti、Cu、Mo、Cr、Co、Ni、Ca、Sr、In、Sn、Sb等を含有する鋼板も本発明の範疇にある。
　また、本発明の製造方法では、前記めっき浴が、Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　これによって、所望の組成の溶融Al-Zn系めっき鋼板を得ることができる。なお、前記めっき浴中に含有される各元素の種類や、含有量、作用については、上述した本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板の中で説明されている。
　なお、本発明の製造方法により得られた溶融Al-Zn系めっき鋼板は、全体としてはめっき浴の組成とほぼ同等となる。そのため、溶融Al-Zn系めっき鋼板のめっき層の組成は、めっき浴組成を調整することにより制御できる。
　本発明の製造方法では、前記めっき層が形成された鋼板を再加熱する際、最高到達温度Ｔが、以下の式（１）を満足する。
　150≦Ｔ≦300　・・・（１）
　（１）式では、前記めっき層が形成された鋼板を再加熱する際の最高到達温度Ｔの範囲を規定している。前記最高到達温度Ｔを150℃以上としたのは、この温度以上でないと前記めっき層の十分な軟質化が起こらないため、溶融Al-Zn系めっき鋼板の曲げ加工性が低下するためである。一方、前記最高到達温度Ｔを300℃以下としたのは、この温度以上では、めっきと鋼板の界面に生じる界面合金層の厚みが厚くなり、曲げ加工性が低下するためである。
　本発明の製造方法では、前記めっき層が形成された鋼板を再加熱する際、Ｔ℃から150℃までの冷却時間ｘが、以下の式（２）を満足する。
　0.5≦ｘ≦1000／（Ｔ＋273）　・・・（２）
　前記最高到達温度Ｔ℃から150℃までの冷却時間ｘを（２）式のように規定することにより、Fe3Cの析出ノーズ（Fe3Cが析出しやすい条件）を回避することができるため、固溶C量を低減できる結果、降伏伸び及び時効促進試験後の降伏伸びを抑えることが可能となる。なお、前記滞留時間ｘが0.5hr未満の場合には、めっき層が十分軟質化できず良好な曲げ加工性が確保できない。一方、前記冷却時間ｘが1000／（Ｔ＋273）を超えると、Fe3C析出ノーズを通る可能性が出てくるため、固溶C量を低減できず、降伏伸びを抑えることができない。
　また、本発明の製造方法では、前記めっき層が形成された鋼板について、塗装ラインで鋼板にスキンパスやテンションレベラーなどで歪みを付与する必要がないため、ＹＰの低下に起因した耐オイルキャン性等の成形性の悪化を招くこともない。
　ここで、図２は、前記めっき層が形成された鋼板を再加熱した際の、冷却時間と温度との関係、並びに、Fe3C析出ノーズの状態を示したものである。上述したように、再加熱後の冷却では、時効による降伏伸びを抑制するため、前記最高到達温度Ｔ℃から冷却時にFe3C析出ノーズを極力回避する必要がある。そのため、本発明の製造方法では、前記最高到達温度Ｔ℃から150℃までの冷却時間を制御することによって、冷却時におけるFe3C析出ノーズ回避を可能とし、目的を達成している。図２から明らかなように、Fe3C析出ノーズを回避するためには、Ｔが高い場合には冷却時間を短くする必要があり、この冷却時間の上限は1000／（Ｔ＋273）で表せられる。また、この下限は先述のとおり、めっきの加工性確保のために決まる。なお、図２中に示した「（２）式を満たす冷却」については、Ｔ℃から150℃までの冷却態様の一例を示したものである。なお、図中の冷却曲線はあくまでも一例であり、本発明ではこの冷却速度を規定するものではない。
　なお、本発明の製造方法では、上述したように、めっき浴の組成、及び、めっき層が形成された鋼板を再加熱した際の条件を満たせばよく、その他の条件については特に限定はされず、公知の溶融Al-Zn系めっき鋼板と同様とすることができる。
　以下、具体的な実施例、比較例を挙げて本発明を説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
＜溶融Al-Zn系めっき鋼板のサンプル１～９＞
　常法で製造した板厚0.40mmの冷延鋼板を下地鋼板として用い、連続式溶融めっき設備で焼鈍処理、めっき処理、スキンパス処理を行った。
　次に、本コイルをバッチ式の加熱炉にて、表１に示す条件で熱処理を施した。なお、鋼板の温度は、鋼板に付けた熱電対で測定した。さらに、このコイルに連続式塗装ラインで、化成処理を施し、プライマー、トップコートを塗装した。また、一部のサンプルについては、塗装後テンションレベラーで0.1％の伸び率を鋼板に付与した。
　以上により、表１に示すサンプル１～９を作製した。
　なお、各サンプルの界面合金層の厚さについては、めっき層のSEMによる断面観察（X2000）によって測定した。
　また、各サンプルのめっき層中のデンドライト相のビッカース硬さについては、各サンプルを常温乾燥樹脂で埋め込み、研磨し、断面からめっき層のデントライト相を選択し、微小硬度計（島津製作所製、島津微小硬度計HMV-G21）を用いて、選択したデンドライト相のビッカース硬さを測定した。測定方法はJIS Z 2244に準拠した方法で行い、押し込み荷重は10gfで実施した。
＜評価＞
　上記のように得られた各サンプルの溶融Al-Zn系めっき鋼板について、以下の評価を行った。評価結果を表１に示す。
（１）耐曲げ加工性
　各サンプルの溶融Al-Zn系めっき鋼板について、JIS G 3321（2019年）に記載のめっきの密着性試験に準拠した曲げ試験を実施した。50mm幅で180度曲げを行い、両端10mmを除く30mm幅内の曲げ加工部の断面５箇所を、10倍ルーペで観察し、クラックが認められない最小のｎｔ（但し、ｔ：めっき鋼板の板厚、ｎ：めっき鋼板の枚数）を測定した。
　そして、得られたｎｔについて、以下の基準に沿って評価を行った。
　〇：６ｔ以下
　×：７ｔ以上
（２）時効促進試験後のＹＥＬ
　各サンプルの溶融Al-Zn系めっき鋼板から、JIS Z 2201の５号試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、歪み速度10-3／sの条件で引張試験を行った。なお、各試験片の採取から引張試験までの間に、100℃で3600秒保持する時効促進試験を行った後、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行い、降伏点伸び量を測定した。
　なお、引張試験は、鋼板のＬ，Ｃ方向で、各３回（Ｎ＝３）実施し、それらの平均値をとった。
（３）成形性（しわの有無、耐オイルキャン性）
　各サンプルの溶融Al-Zn系めっき鋼板を、図３に示す形状に成形した後、目視によって、平端部の、しわの有無及びベコツキの発生について確認した。
　評価については、しわ及びベコツキがそれぞれ発生しないものは〇、発生したものは×とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１の結果から、本発明例の各サンプルは、比較例の各サンプルに比べて、耐曲げ加工性、促進時効後のＹＥＬ及び成形性（しわの有無、耐オイルキャン性）のいずれについても、バランスよく優れていることがわかる。
　本発明によれば、高い曲げ加工性を有しつつ、時効後の降伏伸び及び成形性に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板及びその製造方法を提供を提供できる。

Claims (3)

  1. 　めっき層が、Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有する、溶融Al-Zn系めっき鋼板であって、
    　JIS G 3321（2019年）に記載のめっきの密着性試験に準拠した曲げ試験において、試験片を内側間隔ｎｔ（但し、ｔ：めっき鋼板の板厚、ｎ：めっき鋼板の枚数）で180°曲げ加工し、曲げ加工部の外側表面を10倍ルーペで観察した際の、クラックが認められない最小のｎｔで示される曲げ加工性が、６ｔ以下であり、且つ、時効促進試験後の降伏伸び（ＹＥＬ）が10％以下であることを特徴とする、溶融Al-Zn系めっき鋼板。
  2. 　前記めっき層中のデンドライト相のAl初晶のビッカース硬さが、120HV0.01以下であることを特徴とする、請求項１に記載の溶融Al-Zn系めっき鋼板。
  3. 　Al：40～70質量％及びSi：0.5～3.0質量％を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる組成を有するめっき浴を用いて、下地鋼板にめっき層を形成した後、
    　前記めっき層が形成された鋼板を再加熱する際の、鋼板の最高到達温度をＴ（℃）、Ｔ℃から150℃までの冷却時間をｘ（hr）としたときに、以下の式（１）及び（２）を満足することを特徴とする、溶融Al-Zn系めっき鋼板の製造方法。
    　150≦Ｔ≦300　・・・（１）
    　0.5≦ｘ≦1000／（Ｔ＋273）　・・・（２）
PCT/JP2022/017435 2022-03-24 2022-04-08 溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法 WO2023181428A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022049013 2022-03-24
JP2022-049013 2022-03-24

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023181428A1 true WO2023181428A1 (ja) 2023-09-28

Family

ID=83279952

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/017435 WO2023181428A1 (ja) 2022-03-24 2022-04-08 溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法

Country Status (3)

Country Link
JP (2) JP7137730B1 (ja)
TW (1) TWI807796B (ja)
WO (1) WO2023181428A1 (ja)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5687654A (en) * 1979-11-08 1981-07-16 Bethlehem Steel Corp Heat treated metal coated iron base product having improved ductility and method
JPH06122940A (ja) * 1992-08-31 1994-05-06 Nippon Steel Corp 優れた焼付硬化性と常温非時効性を兼備した冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびその製造方法
JP2002226960A (ja) * 2001-02-01 2002-08-14 Nkk Corp 加工性と加工部耐食性に優れた塗装鋼板およびその製造方法
JP2002302777A (ja) * 2001-01-31 2002-10-18 Nkk Corp 加工性と加工部耐食性に優れた表面処理鋼板及びその製造方法
JP2011511162A (ja) * 2008-02-07 2011-04-07 ブルースコープ・スティール・リミテッド 金属被覆スチールストリップ
JP2021031759A (ja) * 2019-08-29 2021-03-01 Ｊｆｅ鋼板株式会社 加工部耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ系合金めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MY162058A (en) * 2006-08-29 2017-05-31 Bluescope Steel Ltd Metal-coated steel strip
US9741309B2 (en) 2009-01-22 2017-08-22 Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. Method for driving display device including first to fourth switches
JP5687654B2 (ja) 2012-03-29 2015-03-18 株式会社東芝 画像処理装置、立体画像表示装置、画像処理方法および画像処理プログラム

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5687654A (en) * 1979-11-08 1981-07-16 Bethlehem Steel Corp Heat treated metal coated iron base product having improved ductility and method
JPH06122940A (ja) * 1992-08-31 1994-05-06 Nippon Steel Corp 優れた焼付硬化性と常温非時効性を兼備した冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびその製造方法
JP2002302777A (ja) * 2001-01-31 2002-10-18 Nkk Corp 加工性と加工部耐食性に優れた表面処理鋼板及びその製造方法
JP2002226960A (ja) * 2001-02-01 2002-08-14 Nkk Corp 加工性と加工部耐食性に優れた塗装鋼板およびその製造方法
JP2011511162A (ja) * 2008-02-07 2011-04-07 ブルースコープ・スティール・リミテッド 金属被覆スチールストリップ
JP2021031759A (ja) * 2019-08-29 2021-03-01 Ｊｆｅ鋼板株式会社 加工部耐食性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎ系合金めっき鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP7137730B1 (ja) 2022-09-14
TW202338121A (zh) 2023-10-01
TWI807796B (zh) 2023-07-01
JP2023143618A (ja) 2023-10-06
JP2023143589A (ja) 2023-10-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4804996B2 (ja) 加工性、パウダリング性、摺動性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
JP5482914B2 (ja) 外観均一性に優れた高耐食性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101160612B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 용융 Ｚｎ-Ａｌ계 합금 도금 강재 및그 제조 방법
CN117026132A (zh) 熔融Al-Zn-Mg-Si-Sr镀覆钢板及其制造方法
CN117987688A (zh) 熔融Al-Zn-Mg-Si-Sr镀覆钢板及其制造方法
WO2014119268A1 (ja) 溶融Al－Zn系めっき鋼板とその製造方法
KR101719947B1 (ko) 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
WO2020179148A1 (ja) 溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板及びその製造方法
TWI521092B (zh) 熔融Ａｌ－Ｚｎ系鍍覆鋼板及其製造方法
JP4987510B2 (ja) 塗装鮮映性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
WO2020179147A1 (ja) 溶融Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｓｒめっき鋼板及びその製造方法
WO2023181428A1 (ja) 溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法
JP2016153539A (ja) 溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板とその製造方法
WO2023181429A1 (ja) 溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法
KR102305753B1 (ko) 가공부 내식성이 우수한 Zn-Al-Mg계 용융합금도금 강재 및 그 제조방법
JP4508378B2 (ja) プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP7291860B1 (ja) 溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法
JP2000290764A (ja) 耐加熱黒変性に優れた溶融アルミめっき鋼板とその製造法
JP2003251401A (ja) 冷延鋼板の製造方法および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4600951B2 (ja) 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2022077158A (ja) 材質安定性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法
TW202338120A (zh) 熔融Al-Zn系鍍覆鋼板及其製造方法
JP6242576B6 (ja) 溶融Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼板とその製造方法
JP2003041356A (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH0610332B2 (ja) 溶融亜鉛めつき鋼帯の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22933565

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1