JP2003003238A

JP2003003238A - 耐食性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材

Info

Publication number: JP2003003238A
Application number: JP2001189164A
Authority: JP
Inventors: Atsushi Ando; 敦司安藤; Yasunori Hattori; 保徳服部; Nobuhiko Yamaki; 信彦山木; Yuichi Higo; 裕一肥後; Hiroshi Asada; 博朝田
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2001-06-22
Filing date: 2001-06-22
Publication date: 2003-01-08
Anticipated expiration: 2021-06-22
Also published as: JP3715220B2

Abstract

(57)【要約】【目的】溶融金属脆化を抑え、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶
融めっき本来の高耐食性が活用されるめっき鋼板を提供
する。【構成】Ｃ：０．０００５〜０．２５％，Ｎ：０．０
０７％以下，Ｓｉ：１．５％以下，Ｍｎ：０．０５〜
２．０％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１０％，Ｂ：
０．００００２〜０．０１％，必要に応じＴｉ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０．０１〜１．２
０％，必要に応じＣｕ：０．０５〜２．０％，Ｎｉ：
０．０２〜２．０％，Ｃｒ：０．０２〜１．０％，Ｐ：
０．０３０〜０．１２％の１種又は２種以上を含む下地
鋼に、Ａｌ：４〜２２％，Ｍｇ：０．０５〜１０％を含
むＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層が形成されためっき鋼材
である。めっき層は、更にＴｉ：０．００２〜０．１
％，Ｂ：０．００１〜０．０４５％，Ｓｉ：２．０％以
下の１種又は２種以上を含むことができる。連続溶融め
っき法，ドブ漬け法の何れでも製造される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、建築用資材，各種構造
材，機械構造部品，配管等として使用され、長期間にわ
たって優れた耐食性及び機械強度を維持するＺｎ−Ａｌ
−Ｍｇ系溶融めっき鋼材に関する。

【０００２】

【従来の技術】溶融めっき鋼板は、優れた耐食性を活用
し、腐食雰囲気に曝される屋根材，構造材，配管，部品
等、広範な用途に使用されている。なかでも、Ｚｎ−Ａ
ｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板は、環境悪化が深刻な昨今に
おいて長期間にわたり優れた耐食性や機械強度を維持す
ることから、従来の亜鉛めっき鋼板に代わる材料として
注目されている。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板の
表面に形成されているめっき層は、Ａｌ／Ｚｎ／Ｚｎ₂
Ｍｇの三元共晶マトリックスに初晶Ａｌ相又は初晶Ａｌ
相とＺｎ単相が分散した組織をもっており、Ａｌ及びＭ
ｇにより耐食性が向上している。特にＭｇ由来の緻密で
安定な腐食生成物がめっき層表面に均一に形成されるこ
とから、めっき層の耐食性が格段に向上する。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶
融めっき鋼板は、本出願人が特開平１０−２２６８６５
号公報，特開平１０−３０６３５７号公報等で紹介した
めっき鋼板であり、高耐食性を活用して種々の分野にお
ける用途開発が進められている。その過程で、従来の溶
融亜鉛めっき鋼板では問題にされていなかった割れが散
見されることが判った。たとえば、オープンパイプ形状
に成形したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を溶接し
て溶接鋼管を製造するとき、熱影響部に割れが生じやす
い。そこで、本出願人等は、溶接条件を制御することに
より溶接割れを防止することを特願２０００−３０８０
８３号で提案した。

【０００４】溶接条件の制御によって溶接割れは確かに
抑制されるが、この方法では溶接工程を経て製造される
溶接鋼管に適用対象が限られる。同様な割れは、製品形
状に組み立てたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を張
力負荷状態で使用する場合にも生じる。割れが発生する
と、割れを介した下地鋼の露出部が腐食発生の起点とな
り、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の高耐食性が損なわれ
ることは勿論、機械強度や疲労特性も低下する。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、下地鋼及び溶融
めっき層の組成を特定の組合せとすることにより、Ｚｎ
−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板に生じがちな割れを抑
え、長期間にわたり本来の高耐食性を活用できるＺｎ−
Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材を提供することを目的とす
る。

【０００６】本発明のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼
材は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０００５〜
０．２５質量％，Ｎ：０．００７質量％以下，Ｓｉ：
１．５質量％以下，Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％以
下，Ａｌ：０．００５〜０．１０質量％，Ｂ：０．００
００２〜０．０１質量％，必要に応じＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０．０１〜１．２０質
量％を含む下地鋼に、Ａｌ：４〜２２質量％，Ｍｇ：
０．０５〜１０質量％を含むＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき
層が形成されていることを特徴とする。

【０００７】下地鋼は、更にＣｕ：０．０５〜２．０質
量％，Ｎｉ：０．０２〜２．０質量％，Ｃｒ：０．０２
〜１．０質量％，Ｐ：０.０３０〜０.１２質量％の１種
又は２種以上を含むことができる。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系
めっき層は、更にＴｉ：０．００２〜０．１質量％，
Ｂ：０．００１〜０．０４５質量％，Ｓｉ：２．０質量
％以下の１種又は２種以上を含むことができる。このＺ
ｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材は、連続搬送される鋼
帯を溶融めっき浴に導入する連続溶融めっき法，所定形
状に成形した鋼材を溶融めっき浴に浸漬するドブ漬け法
の何れでも製造される。

【０００８】

【作用】本発明者等は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき
鋼板に生じる割れの発生メカニズムを種々の観点から調
査・研究した。その結果、結晶粒界に沿った溶融金属脆
化が割れの発生原因であることを究明した。溶融金属脆
化は、下地鋼に接触した溶融めっき金属が凝固するまで
の段階で溶融めっき金属又はその成分が下地鋼の結晶粒
界に浸透し、結晶粒界を脆化させる現象である。同様な
現象は、溶融めっき層が再溶融する溶接時においても生
じる。溶融亜鉛めっき鋼板を溶接する際に割れ発生原因
となる溶融金属脆化の抑制には、下地鋼の低成分化，Ｐ
やＳの添加，ＺｒやＴｉの添加が有効な対策であると報
告されている（川崎製鉄技報第２５巻第１号第２０〜２
６頁）。しかし、これらの対策は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系
溶融めっき鋼板に生じる溶融金属脆化には有効でない。
実際、本発明者等による調査・研究では、下地鋼の低成
分化，Ｓの添加によって溶融金属脆化に起因する割れ発
生に有意差が検出できなかった。また、割れ感受性に悪
影響を及ぼすとされているＢがＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融
めっき鋼板の割れ防止に有効なことが判った。

【０００９】割れ防止策の相違は、溶融亜鉛めっき鋼板
及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板の溶接時に生じ
る割れは発生メカニズムが異なることを示唆している。
本発明者等は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板につ
いて割れ発生メカニズムを次のように推察した。連続溶
融めっきやドブ漬けめっき等の際、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合
金めっき浴がめっき原板に接触すると、活性度の高いＡ
ｌがめっき原板のＦｅと先ず反応し、原板表面にＦｅ−
Ａｌ合金層が形成される。Ｆｅ−Ａｌ合金層を介しＺｎ
−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層が形成されるが、Ｆｅ−Ａｌ合
金層の形成に伴ってＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層のＡｌ
濃度が低下し、反射効的にＭｇ濃度が増加する。Ｍｇ濃
度の増加は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を融点降下さ
せる。因みに、Ｚｎ−３質量％Ｍｇでは凝固終了温度が
３６０℃まで低下する。

【００１０】Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の生成・成長
に伴う組成変化及び融点降下は、通常の溶融亜鉛めっき
層の生成・成長過程ではみられない現象である。融点降
下のため、溶融状態又は半溶融状態にあるＺｎ−Ａｌ−
Ｍｇ合金が下地鋼に接触する時間が長くなり、下地鋼の
結晶粒界に対するＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金の浸透が進行す
る。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の生成・成長過程を前
提にし、本発明者等は、下地鋼の結晶粒界を強化する元
素としてＢを使用することに想到した。結晶粒界を強化
するＢの作用自体は従来から知られている技術である
が、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の生成・成長過程で溶
融金属脆化の抑制にＢが有効なことは、本発明者等が見
出した新規な知見である。また、溶融金属脆化に起因す
る割れがＢ添加で顕著に抑制されることから、結晶粒界
の強化に留まらず、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の生成
・成長にも何らかの影響をＢが及ぼしていることが窺わ
れる。その結果、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層では、
「Ｂは悪影響を及ぼす」（川崎製鉄技報第２４頁右欄下
から１１行）ことなく、溶融金属脆化が抑制されるもの
と推察される。

【００１１】Ｂは、α結晶粒界に偏析して粒界強度を高
め、γ結晶の粒界エネルギーを下げて焼入れ性を向上す
る作用を呈する。また、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき
鋼板では、下地鋼の結晶粒界にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金が
浸透すること、溶融又は半溶融状態のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ
合金に鋼成分が結晶粒界から溶け出すことを防止する作
用を呈するものと考えられる。このようなＢの作用・効
果を発現させる上で、下地鋼のマトリックスに固溶して
いる有効Ｂ量を確保することが要求される。下地鋼に含
まれているＮは、フリーのＢと反応してＢＮ化合物とな
り、有効Ｂ量を大幅に低減する。したがって、下地鋼と
してＮを低減し、或いはＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等でＮを
固定した鋼材を使用することにより、有効Ｂ量を低減す
るＮの影響が抑えられ、溶融金属脆化に起因する割れが
抑制されたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板が得られ
る。

【００１２】以上の考察から、本発明では、下地鋼及び
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の組成を次のように特定し
た。〔下地鋼〕Ｃ：０．０００５〜０．２５質量％フェライト相に固溶すると共に炭化物を形成することに
より延性を低下させる合金成分であり、高い加工性が要
求される用途ではＣ含有量が低いほど好ましい。他方、
鋼材を強化する作用も呈することから、構造材等の用途
ではＣ含有量を増加させて高強度化する必要がある。こ
のような観点から、本発明ではＣ含有量の上限を０．２
５質量％に設定した。加工性が特に要求される用途で
は、Ｃ含有量の上限を０．０１質量％と設定することに
より固溶Ｂ量を確保することが好ましい。他方、０．０
００５質量％未満にＣ含有量を下げることは、製造工程
で過度の脱炭精錬を必要とし、製造コストを上げる原因
となる。

【００１３】Ｎ：０．００７質量％以下Ｂと反応してＢＮを生成し、マトリックスに固溶してい
る有効Ｂ量を消費する成分であるので、Ｎ含有量は可能
な限り低いほうが好ましい。しかし、過度にＮ含有量を
下げることは、鋼材の製造コストを上昇させる原因とな
る。そこで、Ｎ含有量の上限を０．００７質量％に設定
する。固溶Ｂに与えるＮの悪影響は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｚｒ等でＮを固定することによっても抑制できる。しか
し、０．００７質量％を超えるＮ含有量では、Ｎの固定
に必要なＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒの添加量が多くなり、鋼
材清浄度や加工性に悪影響が現れやすくなる。

【００１４】Ｓｉ：１．５質量％以下フェライト相に固溶し鋼材の強度向上に有効な成分であ
るが、多量のＳｉが含まれる鋼材では鋼材表面にＳｉ濃
化層が生じ、めっき性が低下する。そのため、Ｓｉ含有
量の上限を１．５質量％に設定した。Ｓｉ含有量の増加
に応じて延性が低下するので、加工性が要求される用途
ではＳｉ含有量の上限を０．３０質量％に設定すること
が好ましい。Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％以下熱延時にＳ起因の脆化を防止すると共に強度向上に有効
な成分であり、０．０５質量％以上の含有量でＭｎの添
加効果が顕著になる。しかし、加工性や溶接性が要求さ
れる用途では低いＭｎ含有量ほど望ましく、鋼材表面に
濃化してめっき性にも悪影響を及ぼすことから、Ｍｎ含
有量の上限を２．０質量％に設定した。

【００１５】Ａｌ：０．００５〜０．１０質量％製鋼時に脱酸剤として添加される成分であり、鋼中のＮ
をＡｌＮとして固定し、Ｎの時効硬化に起因した加工性
の低下を防止すると共に、ＢＮとして消費されやすい有
効Ｂ量を確保する上でも有効である。このような効果
は、０．００５質量％以上のＡｌ含有量で顕著になる。
ＡｌによるＮの固定を前提にすると、Ｎ≦Ａｌ×０．５
２が満足されるようにＡｌ含有量を設定することが好ま
しい。しかし、０．１０質量％を超える過剰量のＡｌ含
有では酸化物系介在物が増加し、加工性やめっき性に悪
影響が現れる。

【００１６】Ｂ：０．００００２〜０．０１０質量％溶融金属脆化の抑制に有効な合金成分であり、０．００
００２質量％以上でＢの添加効果が顕著になり、０．０
１０質量％で添加効果が飽和する。０．０１０質量％を
超える過剰量のＢ添加は、硼化物の生成，結晶粒の成長
阻害等を促し、鋼板の加工性を劣化させる原因にもな
る。結晶粒界へのＢ偏析は、結晶粒界の生成・移動及び
Ｂの拡散速度に依存し、変態したままのα粒界等では有
効なＢの粒界偏析が期待できないことがある。このよう
な場合、Ｂを結晶粒界に十分拡散させる製造条件が冷延
・焼鈍工程で採用される。

【００１７】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒの１種又は２種以
上：合計で０．０１〜１．２０質量％必要に応じて添加
される合金成分であり、何れもＮを窒化物として固定
し、溶融金属脆化抑制に有効な固溶Ｂ量を確保する作用
を呈し、０．０１質量％以上で添加効果が顕著になる。
Ｃの固定に有効でもある。しかし、１．２０質量％を超
える過剰添加は、製造コストの上昇を招くことは勿論、
鋼材の加工性を劣化させる。下地鋼に含まれているＴ
ｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等は、溶融めっき浴に浸漬された鋼
板からＦｅが溶出する際に同時に溶融めっき浴に溶出す
る。鋼板近傍の溶融めっき浴は鋼板が溶融めっき浴から
引き上げられた後で溶融めっき層となるものであり、溶
融めっき浴に溶解したＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，ＺｒやＢの多く
は溶融めっき層に取り込まれる。その結果、溶融めっき
層の組織が微細化され、均一で美麗な外観をもつ溶融め
っき層が形成される。

【００１８】本発明で使用する下地鋼は、更にＣｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｐの１種又は２種以上を含むことができる。
これら任意成分のうち、ＣｕはＰと複合して耐食性を改
善し、強度向上にも有効であり、０．０５質量％以上で
添加効果が顕著になるが、２．０質量％を超える過剰添
加では延性の低下を招く。Ｎｉも強度向上に有効な成分
であり、０．０２質量％以上で添加効果が顕著になる
が、２．０質量％を超える過剰添加では延性の低下を招
く。Ｃｒは強度向上及び母材耐食性の改善に有効な成分
であり、０．０５質量％以上で添加効果が顕著になる
が、１．０質量％を超える過剰添加は加工性の劣化を招
く。Ｐを合金成分として添加する場合、０．０３０〜
０．１２質量％の範囲でＰ含有量を選定する。

【００１９】下地鋼には、製鋼上からＰ，Ｓ等が不純物
として混入する。不純物としてのＰは延性に悪影響を及
ぼすので、高い加工性が要求される用途ではＰ含有量を
可能な限り低くすることが好ましい。しかし、強度改善
にも働くことから高強度が要求される用途では、加工性
やめっき性に悪影響を与えない０．１２質量％までの範
囲でＰを含有させてもよい。Ｓは熱間脆化の原因であ
り、加工性，耐食性を劣化させる有害成分であるので、
快削性等の特殊性能が要求される用途を除き、可能な限
り低く（具体的には、０．０３質量％以下）に規制する
ことが好ましい。

【００２０】〔Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層〕Ａｌ：４〜２２質量％Ａｌは、めっき層からほとんど溶出することなく、当初
のめっき層であった部分にＺｎ−Ａｌ系腐食生成物を形
成する。Ｚｎ−Ａｌ系腐食生成物は、極めて固着性が強
く、上層にあるＭｇ含有Ｚｎ系腐食生成物が腐食過程で
消失しても、環境遮断機能のあるバリアとなって下地め
っき層の腐食を抑制する。Ｚｎ−Ａｌ系腐食生成物の一
部は、環境中のＳＯｘを取り込み、より強固な保護皮膜
としても作用する。固着性が強く下地に対するバリアと
して働くＺｎ−Ａｌ系腐食生成物を形成するためには、
４質量％のＡｌ含有量が必要である。また、溶融めっき
層形成時に鋼中Ｎと反応してＡｌＮとなり、固溶Ｂにと
って有害なＮを低減する上でも有効である。しかし、２
２質量％を超える過剰量のＡｌが含まれると、Ｚｎ−Ａ
ｌ系腐食生成物による効果が飽和するばかりでなく、め
っき層の加工性も低下する。

【００２１】Ｍｇ：０．０５〜１０質量％めっき層に含まれるＭｇは，めっき層最表層にＭｇを含
むＺｎ系腐食生成物を形成し、屋外等の一般腐食環境下
でめっき層の腐食速度を抑える効果を奏する。このよう
な作用は、０．０５質量％以上のＭｇ含有量でみられ、
Ｍｇ：１０質量％で飽和する。１０質量％を超える過剰
量のＭｇ含有は、ドロスの多量発生等によって溶融めっ
き浴の安定性を低下させる。好ましくは、１．０〜１０
質量％の範囲でＭｇ含有量を選定する。

【００２２】Ｔｉ：０．００２〜０．１質量％，Ｂ：
０．００１〜０．０４５質量％共に任意成分として添加される合金成分であり、表面外
観に悪影響を及ぼすＺｎ₁₁Ｍｇ₂相の生成を抑制し、め
っき層中に晶出するＺｎ−Ｍｇ系金属間化合物を実質的
にＺｎ₂Ｍｇのみにする作用を呈する。具体的には、
０．００２質量％以上のＴｉを含ませると、Ｚｎ₁₁Ｍｇ
₂相の生成が効果的に抑制される。しかし、０．１質量
％を超える過剰量のＴｉが含まれると、めっき層中にＴ
ｉ−Ａｌ系析出物が成長してめっき層に凹凸が生じ、外
観が劣化しやすい。Ｚｎ₁₁Ｍｇ₂相の生成は、０．００
１質量％以上のＢを含ませることによっても抑制され
る。Ｂ含有の場合でも、０．０４５質量％を超える過剰
量ではＴｉ−Ｂ系，Ａｌ−Ｂ系析出物がめっき層中に析
出し、同様に外観劣化の原因となる凹凸のあるめっき層
が生じやすくなる。また、ＴｉやＢを含む鋼材を下地鋼
に使用しているので、下地鋼から溶融めっき浴に溶出し
たＴｉ，Ｂによっても同様な効果が奏せられる。

【００２３】Ｓｉ：０．００５〜２．０質量％必要に応じて添加される合金成分であり、下地鋼／めっ
き層の界面にＦｅ−Ａｌ金属間化合物が厚く成長するこ
とを抑え、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板の加工性
を向上する作用を呈する。溶融めっき層の黒変化を防止
し、表面の光沢性を維持する上でも有効な成分である。
Ｆｅ−Ａｌ金属間化合物の生成抑制に及ぼすＳｉの作用
は０．００５質量％以上の含有量でもみられるが、２．
０質量％を超える過剰量のＳｉが含まれると、ポットに
収容している溶融めっき金属に発生するドロス量が多く
なる。

【００２４】Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき層は、その他
の成分として、めっき層表面におけるＭｇの酸化を防止
する作用を呈するＣａ，Ｓｒ，Ｎａ，Ｙ，ミッシュメタ
ルの１種又は２種以上、耐黒変性に有効なＮｉ，Ｃｏ，
Ｓｎの１種又は２種以上、塗装後耐食性に有効なＣｕ，
Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗの１種又は２種以上を添加
してもよい。

【００２５】

【実施例１】表１の組成をもつ板厚０．８ｍｍの冷延鋼
帯を７５０〜８５０℃で３０秒還元焼鈍した後、Ｚｎ−
６．４質量％Ａｌ−３．１質量％Ｍｇ合金めっき浴（浴
温：４００℃）にラインスピード１２５ｍ／分で送り込
み、浸漬時間２秒でＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴から
引き上げた後、めっき付着量を９０ｇ／ｍ²に調整し
た。

【００２６】

【００２７】得られた各Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき
鋼板から試験片を切り出し、溶融金属脆化に起因した割
れが最も現れやすい溶接試験に供した。溶接試験では、
電流２５Ａ，電圧１２Ｖ，溶接速度２５０ｍｍ／分の条
件で幅５０ｍｍの試験片を相互に溶接長４０ｍｍでＴＩ
Ｇ溶接し、溶接された試験片の両端を把持して張力を加
えた。そして、溶接された試験片が破断したときの張力
を測定することにより溶接強度を求めた。

【００２８】Ｎ含有量が高いＡグループの鋼材を下地鋼
とするめっき鋼板では、溶接強度が最高でも９０ＭＰａ
に留まっていた。また、張力が８５ＭＰａを超えた時点
で亀裂の発生が検出された。亀裂は溶接熱影響部に集中
しており、溶融金属脆化が原因であることが推測され
る。Ｎ含有量を下げたＢグループの鋼材を下地鋼とする
めっき鋼板では、破断に至る溶接強度が１００ＭＰａと
若干向上したが、この場合にも張力が８５ＭＰａを超え
た時点で亀裂の発生が検出された。

【００２９】Ｎ含有量を下げてＢを添加したＣグループ
の鋼材を下地鋼とするめっき鋼板では、破断に至る溶接
強度が１１０ＭＰａと更に向上した。また、めっき鋼板
の下地鋼を顕微鏡観察したところ、ＢＮ等の化合物とし
て析出しているＢが観察され、マトリックスに固溶して
いる有効Ｂ量が減少していることが窺われるものの、亀
裂の発生が抑制されていた。

【００３０】Ｎ含有量を低下すると共にＴｉ，Ｎｂ，
Ｖ，ＺｒでＮを固定し且つＢを添加したＤグループの鋼
材を下地鋼とするめっき鋼板では、１４７ＭＰａの張力
を加えた状態でも破断しなかった。また、張力付加中に
亀裂の発生も検出されなかった。引張試験後に溶接部を
観察すると、結晶粒界にめっき金属が浸透した痕跡が検
出されず、溶接前の下地鋼／めっき層界面と同様な界面
組織を維持していた。以上の対比から明らかなように、
Ｎ含有量を下げてＢを添加した鋼、或いは更にＴｉ，Ｎ
ｂ，Ｖ，ＺｒでＮを固定した鋼材をめっき原板に使用す
るとき、溶融金属脆化に起因した割れが防止できること
が判る。

【００３１】

【実施例２】実施例１で好結果が得られたＤグループの
鋼材Ｄ−１をめっき原板に使用し、連続溶融めっきライ
ンで表２に示した組成のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を
付着量９０ｇ／ｍ²で設けた。

【００３２】

【００３３】各Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板から
試験片を切り出し、実施例１と同じ条件下で溶接した。
溶接された試験片を腐食試験した。腐食試験では、塩水
噴霧（ＪＩＳＺ２３７１）を１００時間継続し、めっ
き層の腐食減量から腐食速度を算出した。また、溶接前
の試験片を１８０度密着曲げ間加工し、曲げ戻しするこ
とによって、めっき層の密着性を評価した。その結果、
Ａｌ濃度２５．３質量％のめっき層（No.９）を設けた
めっき鋼板ではめっき層が著しく剥離したが、他のめっ
き層を設けためっき鋼板ではめっき層の著しい剥離が観
察されなかった。Ａｌ濃度の高いめっき層で著しいめっ
き剥離が生じたことは、溶融めっき浴のＡｌ濃度の増加
及び浴温の上昇に伴い、下地鋼／めっき層の界面に生成
したＡｌ−Ｆｅ系合金層が厚く成長したことに原因があ
ると考えられる。

【００３４】表３の試験結果にみられるように、本発明
で規定した組成条件を満足するめっき層No.１〜８を設
けためっき鋼板では、耐食性，加工性の何れも優れてい
た。また、Ｔｉ，Ｂを含むめっき層No.５〜７を設けた
めっき鋼板では、凹凸のない美麗な外観が溶接後にも維
持されていた。

【００３５】他方、Ａｌを過剰に含むめっき層No.９を
設けためっき鋼板では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が過剰に成長
し、加工後に下地鋼／めっき層の界面剥離が一部に検出
された。逆にＡｌが不足するめっき層No.１０を設けた
めっき鋼板では、耐食性が不足していた。また、Ｍｇが
過剰なめっき層No.１１を設けためっき鋼板ではめっき
層成分が溶接熱影響部に浸透した組織が観察された。Ｍ
ｇが不足するめっき層No.１２を設けためっき鋼板で
は、溶接熱影響に浸透しためっき層成分は検出されなか
ったが、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき本来の高耐食性
が発現されなかった。

【００３６】以上の結果から、下地鋼の組成とめっき層
の組成とを適正に組み合わせることによって、溶融金属
脆化に起因した割れが抑えられ、溶接後においても引張
強さ，疲労特性，高耐食性が発現される。

【００３７】

【００３８】

【実施例３】板厚０．８ｍｍ，板幅３００ｍｍ，長さ２
０００ｍｍの鋼材Ｄ−１を長手方向中心線に沿って曲げ
加工し、Ｌ型材を作製した。Ｌ型材をフラックス処理し
た後、Ａｌ：６．４質量％，Ｍｇ：３．１質量％，Ｔ
ｉ：０．０３質量％，Ｓｉ：０．０２９質量％，残部Ｚ
ｎのＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴（浴温：４００℃）
に３０秒浸漬した。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴から
引き上げられたＬ型材に冷風を吹き付け、表面に付着し
ている溶融めっき金属を冷却・凝固すると共に付着量を
調整した。

【００３９】溶融めっきされたＬ型材の断面を顕微鏡観
察したところ、下地鋼の上にＦｅ−Ａｌ合金層を介して
初晶Ａｌ相が分散したＡｌ／Ｚｎ／Ｚｎ₂Ｍｇ三元共晶
組織をもつめっき層が形成されており、結晶粒界に浸透
しためっき層成分は検出されなかった。比較のため、鋼
材Ａ−１を下地鋼として同様にドブ漬けめっきしたもの
では、下地鋼の結晶粒界に沿っためっき層成分の浸透が
検出された。

【００４０】

【発明の効果】以上に説明したように、本発明のＺｎ−
Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材は、下地鋼の組成及びめっ
き層の組成を適正に管理することにより、結晶粒界に沿
ってめっき層成分が浸透することで生じる溶融金属脆化
が抑制され、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき本来の高耐
食性が活用され、機械的強度，疲労特性，加工性にも優
れためっき鋼板となる。また、溶融状態のめっき金属に
下地鋼が接触する時間が比較的長いドブ漬けめっきにお
いても、溶融金属脆化をもたらすめっき層成分が結晶粒
界に浸透することが抑えられる。そのため、建築用資
材，各種構造材，機械構造部品，配管等、広範な分野で
使用されるめっき鋼材が提供される。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２３Ｃ 2/40 Ｃ２３Ｃ 2/40 (72)発明者山木信彦大阪府堺市石津西町５番地日新製鋼株式会社技術研究所内 (72)発明者肥後裕一広島県呉市昭和町11番１号日新製鋼株式会社技術研究所内 (72)発明者朝田博兵庫県尼崎市鶴町１番地日新製鋼株式会社技術研究所内Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA05 AA23 AB05 AB07 AB44 AC12 AE03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】下地鋼がＣ：０．０００５〜０．２５質
量％，Ｎ：０．００７質量％以下，Ｓｉ：１．５質量％
以下，Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％以下，Ａｌ：０．
００５〜０．１０質量％，Ｂ：０．００００２〜０．０
１質量％，残部が実質的にＦｅの組成をもち、Ａｌ：４
〜２２質量％，Ｍｇ：０．０５〜１０質量％，残部が実
質的にＺｎの溶融めっき層が形成されていることを特徴
とする耐食性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼
材。
【請求項２】下地鋼が更にＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒの１
種又は２種以上：合計で０．０１〜１．２０質量％を含
む請求項１記載のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
【請求項３】下地鋼が更にＣｕ：０．０５〜２．０質
量％，Ｎｉ：０．０２〜２．０質量％，Ｃｒ：０．０２
〜１．０質量％、Ｐ：０.０３０〜０.１２質量％の１種
又は２種以上を含む請求項１又は２記載のＺｎ−Ａｌ−
Ｍｇ系溶融めっき鋼材。
【請求項４】溶融めっき層が更にＴｉ：０．００２〜
０．１質量％，Ｂ：０．００１〜０．０４５質量％，Ｓ
ｉ：２．０質量％以下の１種又は２種以上を含む請求項
１〜３何れかに記載のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼
材。