JPS61124558A - 耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の製造法 - Google Patents
耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の製造法Info
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- 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
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- C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
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- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、自動車排気管、家庭用熱器具等のように耐熱
性および耐食性が要求される材料に使用される＃熱性ア
ルミニウム表面処理鋼板の製造法に関するものである。
性および耐食性が要求される材料に使用される＃熱性ア
ルミニウム表面処理鋼板の製造法に関するものである。
従来の技術および発明が解決しようとする問題点近年、
＃酸化性にすぐれた表面処理鋼板の要求が高まり、溶融
アルミニウム表面処理鋼板の改良がさかんに行われるよ
うになった。周知のように、アルミニウム表面処理鋼板
は普通鋼の表面に溶融アルミニウムめっきをほどこした
ものであるが、これが高温にさらされると、ＭとＦｅの
相互拡散が生じ、アルミニウムめっき層がＦｅ−Ａｕ合
金にかわり（合金化と云う）、耐酸化性が劣化すると同
時に、耐食性も劣化することが知られている。
＃酸化性にすぐれた表面処理鋼板の要求が高まり、溶融
アルミニウム表面処理鋼板の改良がさかんに行われるよ
うになった。周知のように、アルミニウム表面処理鋼板
は普通鋼の表面に溶融アルミニウムめっきをほどこした
ものであるが、これが高温にさらされると、ＭとＦｅの
相互拡散が生じ、アルミニウムめっき層がＦｅ−Ａｕ合
金にかわり（合金化と云う）、耐酸化性が劣化すると同
時に、耐食性も劣化することが知られている。
このようなアルミニウムめっき層の耐酸化性および耐食
性の劣化は、この合金化（Ａｕ３Ｆｅ→ＡＩＪ５Ｆｅ７
＋ＦｅＡＱ）が進むとともに促ａぎれ、めっき層がＦ
ｅ−Ａｕ相にかわると耐酸化性はもとより耐食性の劣化
は著しい、したがって、アルミニウムめっき層の耐酸化
性および耐食性の劣化を防Ｉ卜するためには、合金化の
抑制が必須である。
性の劣化は、この合金化（Ａｕ３Ｆｅ→ＡＩＪ５Ｆｅ７
＋ＦｅＡＱ）が進むとともに促ａぎれ、めっき層がＦ
ｅ−Ａｕ相にかわると耐酸化性はもとより耐食性の劣化
は著しい、したがって、アルミニウムめっき層の耐酸化
性および耐食性の劣化を防Ｉ卜するためには、合金化の
抑制が必須である。
このアルミニウムめっき層の合金化技術については、す
でに例えば、３失と鋼７０ （＋９８４） ３．４７
５頁記載の５６文或は、特公昭５Ｇ −３４１１７２９
号公報、特開昭５８−２２４１５９号公報などに開示が
あり、これらから明らかなように、熱情鋼板の８１を含
むアルミニウムめっきでは、鋼板素地とＡＱ−９ｉめっ
き層の間に、３〜ｓ、ｉ、程度の六方晶型（’＞ ＝
１２．４、こ＝２８．１） ノ９％５ｉ−３２％Ｆｅ−
５９％Ａ９合金層が生成されるが、高温加熱の過程でめ
っき層全体がＡＱ３ＦｅからＡＱ５Ｆｅ２ 、そしてＦ
ｅＡｌ１に変態する。
でに例えば、３失と鋼７０ （＋９８４） ３．４７
５頁記載の５６文或は、特公昭５Ｇ −３４１１７２９
号公報、特開昭５８−２２４１５９号公報などに開示が
あり、これらから明らかなように、熱情鋼板の８１を含
むアルミニウムめっきでは、鋼板素地とＡＱ−９ｉめっ
き層の間に、３〜ｓ、ｉ、程度の六方晶型（’＞ ＝
１２．４、こ＝２８．１） ノ９％５ｉ−３２％Ｆｅ−
５９％Ａ９合金層が生成されるが、高温加熱の過程でめ
っき層全体がＡＱ３ＦｅからＡＱ５Ｆｅ２ 、そしてＦ
ｅＡｌ１に変態する。
しかしながら、鋼中の固溶窒素（ＳＯＱ、Ｎ）場が０．
００２０％以上（総Ｎ量で０．００５５％以上）含有す
るアルミニウム表面処理鋼板の地鉄とＡ（ｊ −Ｓ ｉ
めっき層との間には緻密なＭＮ層が形成されるので、そ
の後の加熱処理においてＦｅ、！−Ａ９の相互拡散が防
止され、ＡＬＬ−３ｉめっき層の合金化が阻市されるこ
とが知られている。しかし、」二記の如く、固溶窒素（
ＳＯＱＩＩＩが高いアルミニウム表面処理鋼板は、加工
性が悪く、時効硬化にも問題がある。
００２０％以上（総Ｎ量で０．００５５％以上）含有す
るアルミニウム表面処理鋼板の地鉄とＡ（ｊ −Ｓ ｉ
めっき層との間には緻密なＭＮ層が形成されるので、そ
の後の加熱処理においてＦｅ、！−Ａ９の相互拡散が防
止され、ＡＬＬ−３ｉめっき層の合金化が阻市されるこ
とが知られている。しかし、」二記の如く、固溶窒素（
ＳＯＱＩＩＩが高いアルミニウム表面処理鋼板は、加工
性が悪く、時効硬化にも問題がある。
本発明は上記従来の技術における問題点を解決し、耐熱
性、＃食性および加工性のすべてを兼ね備えた耐熱性ア
ルミニウム表面処理鋼板の製造方法を提供するものであ
る。
性、＃食性および加工性のすべてを兼ね備えた耐熱性ア
ルミニウム表面処理鋼板の製造方法を提供するものであ
る。
問題点を解決するための手段
このような溶融アルミニウム表面処理鋼板の蚊−９ｉめ
っき層の合金化の防止について本発明者らは、既に種々
の研究を行っており、前述の鉄と鋼、 ７０ （１９８
４） 、 Ｓｉ、４７５頁において、地鉄界面に存在す
る緻密で極く薄いＡｔＮ層が合金化抑制効果を有するこ
とを述べているが、その後もさらに研究を進めた結果、
このＡＱＮＨの生成は、鋼中の固溶窒素（ＳＯ交Ｎ）量
が高値である程容易で、その５Ｏ１Ｎ量が０．００２０
％以上であれば、製造工程のめっき冷却過程ですでに生
成しているという知見を得た。
っき層の合金化の防止について本発明者らは、既に種々
の研究を行っており、前述の鉄と鋼、 ７０ （１９８
４） 、 Ｓｉ、４７５頁において、地鉄界面に存在す
る緻密で極く薄いＡｔＮ層が合金化抑制効果を有するこ
とを述べているが、その後もさらに研究を進めた結果、
このＡＱＮＨの生成は、鋼中の固溶窒素（ＳＯ交Ｎ）量
が高値である程容易で、その５Ｏ１Ｎ量が０．００２０
％以上であれば、製造工程のめっき冷却過程ですでに生
成しているという知見を得た。
また、これより低値の５ＩＩＮ量を有するアルミニウム
表面処理鋼板には、このＦｅ、 Ａ（ｌの相互拡散を防
止するＡｌｌｉＮ層の生成は、同上工程のめっき冷却材
には認められないこともわかった。
表面処理鋼板には、このＦｅ、 Ａ（ｌの相互拡散を防
止するＡｌｌｉＮ層の生成は、同上工程のめっき冷却材
には認められないこともわかった。
したがって、このＭＮｙｆＪが存在しない低５ＯｕＮ量
素材の溶融アルミニウム表面処理鋼板は、耐熱温度４５
０°Ｃ以上ではＡ（１−Ｓ ｉめっき層全体が合金化さ
れ耐熱性および耐食性が劣化する。
素材の溶融アルミニウム表面処理鋼板は、耐熱温度４５
０°Ｃ以上ではＡ（１−Ｓ ｉめっき層全体が合金化さ
れ耐熱性および耐食性が劣化する。
そこで、この溶融アルミニウム表面処理鋼板の耐熱性の
向上について、Ａｕ−９ｉめっき層が合金化を起さず、
しかも、めっき層の加工性および耐食性にもすぐれる条
件を種々検討した結果、めっさ過程で地鉄とＡＱ−Ｓｉ
めっき層の界面に生じる厚さ３〜５μの大方晶型合金層
を単斜晶型（λ＝８．１２゜ｂ ＝ ８．１２． ｃ
＝ ４１．５）の１３％Ｓｉ −２７％Ｆｅ−８０％Ｍ
合金層に変態させることなく、六方晶型合金層と地鉄の
境界にＦｅ、ＡＬｌの相互拡散を防止する緻密なＡＩＩ
Ｎ層を生成させ、合金化を抑制する予備加熱条件を見出
したのである。この予備加熱の条件は、加熱温度４９５
°Ｃ以下で０．３２時間以上、４２０°Ｃ以下で８時間
以上３００時間以内、 ２５０°Ｃ以上で５時間以上３
００時間以内、および３２０°Ｃ以上で１時間以上の温
度と時間の範囲内にある。
向上について、Ａｕ−９ｉめっき層が合金化を起さず、
しかも、めっき層の加工性および耐食性にもすぐれる条
件を種々検討した結果、めっさ過程で地鉄とＡＱ−Ｓｉ
めっき層の界面に生じる厚さ３〜５μの大方晶型合金層
を単斜晶型（λ＝８．１２゜ｂ ＝ ８．１２． ｃ
＝ ４１．５）の１３％Ｓｉ −２７％Ｆｅ−８０％Ｍ
合金層に変態させることなく、六方晶型合金層と地鉄の
境界にＦｅ、ＡＬｌの相互拡散を防止する緻密なＡＩＩ
Ｎ層を生成させ、合金化を抑制する予備加熱条件を見出
したのである。この予備加熱の条件は、加熱温度４９５
°Ｃ以下で０．３２時間以上、４２０°Ｃ以下で８時間
以上３００時間以内、 ２５０°Ｃ以上で５時間以上３
００時間以内、および３２０°Ｃ以上で１時間以上の温
度と時間の範囲内にある。
したがって、この範囲より低い温度側では、大方晶型合
金層と地鉄界面には、ＡＩＩＮ層は生成しない。また、
高い温度側では地鉄界面にＡｔＮ層が生成して、地鉄の
ＦｅとＡｌ１−３ｉめっき層のＡ９の相互拡散を防止す
るものの、めっき層中の六方晶型９％５ｉ−３２％Ｆｅ
−５９％Ａｔ合金層がＭ−３ｉめっき層中のＳｉと反応
して単斜晶型１３％５ｉ−２７％Ｆｅ−６０％Ａｔ合金
層に変態する。
金層と地鉄界面には、ＡＩＩＮ層は生成しない。また、
高い温度側では地鉄界面にＡｔＮ層が生成して、地鉄の
ＦｅとＡｌ１−３ｉめっき層のＡ９の相互拡散を防止す
るものの、めっき層中の六方晶型９％５ｉ−３２％Ｆｅ
−５９％Ａｔ合金層がＭ−３ｉめっき層中のＳｉと反応
して単斜晶型１３％５ｉ−２７％Ｆｅ−６０％Ａｔ合金
層に変態する。
この結果、単斜晶型合金層の厚さは、変態前の大方晶型
合金層に比ベロ〜ｌＱｇと厚さが倍増し、硬度も１５０
０〜２０００Ｈｖと高くなるため、加工時に割れを助長
し、プレス成形性が低下する。
合金層に比ベロ〜ｌＱｇと厚さが倍増し、硬度も１５０
０〜２０００Ｈｖと高くなるため、加工時に割れを助長
し、プレス成形性が低下する。
一方、上記の適正予備加熱範囲で得られた耐熱性アルミ
ニウム表面処理鋼板は、耐熱性試験５７０℃Ｘ １ｏ０
０ｈｒにおいて、Ａ１１−Ｓ：めっき層の合金化はなく
、しかも鋼素地の５ｏｉＮ量が低値であることと、大方
晶型合金層の厚さが薄いために、アルミニウム表面処理
鋼板およびめっき層の加工性はすぐれ、従来のアルミニ
ウム表面処理鋼板では考えられない、すべての諸特性に
良好な耐熱性アルミニウム表面処理鋼板となる。
ニウム表面処理鋼板は、耐熱性試験５７０℃Ｘ １ｏ０
０ｈｒにおいて、Ａ１１−Ｓ：めっき層の合金化はなく
、しかも鋼素地の５ｏｉＮ量が低値であることと、大方
晶型合金層の厚さが薄いために、アルミニウム表面処理
鋼板およびめっき層の加工性はすぐれ、従来のアルミニ
ウム表面処理鋼板では考えられない、すべての諸特性に
良好な耐熱性アルミニウム表面処理鋼板となる。
即ち、本発明は１以上の知見に基いてなされたものであ
って、その要旨は、ｆｆ１ｆ４％でＭｎ ０．２０〜１
．５％、内部摩擦法で測定したＳＯ文Ｎ着が０．０００
３％以上０．００２０％未満であり、且つ、Ｃ０．１０
％未満、Ｓｉ ０．０５％以下、Ａｔ Ｑ、００５％以
下、Ｐ ０．０２５％以下、Ｓ ０．０１５％以下に夫
々制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる鋼
の表面に、Ｓｉ濃度３〜１５％を含むＡｔの目付量が両
面合計で３０〜１２０ｇ／ｍ″のめっき層を有する鋼板
を、第１図のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、ＥおよびＦで囲まれる図
形内の温度と時間で予備加熱することを特徴とする耐熱
性アルミニウム表面処理鋼板の製造法にある。
って、その要旨は、ｆｆ１ｆ４％でＭｎ ０．２０〜１
．５％、内部摩擦法で測定したＳＯ文Ｎ着が０．０００
３％以上０．００２０％未満であり、且つ、Ｃ０．１０
％未満、Ｓｉ ０．０５％以下、Ａｔ Ｑ、００５％以
下、Ｐ ０．０２５％以下、Ｓ ０．０１５％以下に夫
々制限し、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる鋼
の表面に、Ｓｉ濃度３〜１５％を含むＡｔの目付量が両
面合計で３０〜１２０ｇ／ｍ″のめっき層を有する鋼板
を、第１図のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、ＥおよびＦで囲まれる図
形内の温度と時間で予備加熱することを特徴とする耐熱
性アルミニウム表面処理鋼板の製造法にある。
但し、Ａ （０，３２時間、 ４８５℃）、Ｂ（８時間
、４２０℃） 、 Ｃ（３００時間、 ４２０℃）
、 Ｄ （３００時間、２５０℃）、Ｅ（５時間、
２５０℃）、Ｆ（１時間、３２０℃）である。
、４２０℃） 、 Ｃ（３００時間、 ４２０℃）
、 Ｄ （３００時間、２５０℃）、Ｅ（５時間、
２５０℃）、Ｆ（１時間、３２０℃）である。
作用
以下に、本発明の詳細な説明する。
最初に対象とするアルミニウム表面処理鋼板の鋼成分の
限定理由について述べる。
限定理由について述べる。
先ずＭｎは、鋼の脱酸に使用されるものであるが、Ｍｎ
の下限を０．２０％とした理由は、後述するように、脱
酸剤としてのＳｉ量を極力低く制御するので、脱酸工程
上０．２０％以上は必要とするものである。一方、上限
を１．５％としたのは、５ＯＯＨにおよぼすＭｎの影響
を考慮した結果定めたものであって、あまり多いとプレ
ス成形性およびその他の特性を劣化させるので１．５％
を上限とした。
の下限を０．２０％とした理由は、後述するように、脱
酸剤としてのＳｉ量を極力低く制御するので、脱酸工程
上０．２０％以上は必要とするものである。一方、上限
を１．５％としたのは、５ＯＯＨにおよぼすＭｎの影響
を考慮した結果定めたものであって、あまり多いとプレ
ス成形性およびその他の特性を劣化させるので１．５％
を上限とした。
次にＮは、前述のように、Ａｌ１−９ｉめっき層の下に
生じる六方晶型合金層と地鉄との間に緻密な薄いＡＩＩ
Ｎ層を形成させ、Ａｔ −Ｓ ｉめっき層の合金化を抑
制する効果があるので、その存在を必要とするが、この
場合、内部摩擦法で測定した鋼中の５ＯｆＬＮ量が０．
０２０％以上となると、低５ＯｆＬＮ材に比べ。
生じる六方晶型合金層と地鉄との間に緻密な薄いＡＩＩ
Ｎ層を形成させ、Ａｔ −Ｓ ｉめっき層の合金化を抑
制する効果があるので、その存在を必要とするが、この
場合、内部摩擦法で測定した鋼中の５ＯｆＬＮ量が０．
０２０％以上となると、低５ＯｆＬＮ材に比べ。
耐力、引張強さが大幅に上昇し、伸びが低下するととも
に、プレス成形性も劣化するため、上限を０．００２０
％未満とした。また、下限濃度は、５ＯＩＮ量がＱ、０
Ｏ０３％未満では、前記の予備加熱を行ってもＡＱＮ層
が生成されないため、ＩＮ層が生成する５ＯＡＮ量０．
０００３％を下限とした。この場合、鋼中の５ＯＪＩＮ
を内部摩擦法で測った量に規定したのは、鋼材の加工性
劣化に大きな影響を与えるＳＯ見Ｎ量およびＡＩＩＮｆ
ｉ生成に必要な５ＯＩＮ量を正確に把握するためであっ
て、通常用いられる化学分析法によるＮ測定量では、同
値のＮ量であっても鋼中の成分元素の影響によって５Ｏ
１Ｎ量が異り、鋼中の５ＯｕＮ量を知ることはできない
からである。
に、プレス成形性も劣化するため、上限を０．００２０
％未満とした。また、下限濃度は、５ＯＩＮ量がＱ、０
Ｏ０３％未満では、前記の予備加熱を行ってもＡＱＮ層
が生成されないため、ＩＮ層が生成する５ＯＡＮ量０．
０００３％を下限とした。この場合、鋼中の５ＯＪＩＮ
を内部摩擦法で測った量に規定したのは、鋼材の加工性
劣化に大きな影響を与えるＳＯ見Ｎ量およびＡＩＩＮｆ
ｉ生成に必要な５ＯＩＮ量を正確に把握するためであっ
て、通常用いられる化学分析法によるＮ測定量では、同
値のＮ量であっても鋼中の成分元素の影響によって５Ｏ
１Ｎ量が異り、鋼中の５ＯｕＮ量を知ることはできない
からである。
なお、内部摩擦測定装置による鋼中の５Ｏ１Ｎ量の測定
は、例えば、測定周波数２８０Ｈｚ、試料の昇温速度ｌ
Ｏ°Ｃ／分で実施することができる。
は、例えば、測定周波数２８０Ｈｚ、試料の昇温速度ｌ
Ｏ°Ｃ／分で実施することができる。
一方、Ｃは同程度の５ＯＩＨの水準にあれば、総Ｃ含有
量が低い程Ｍ−ＳＩめっき層の合金化を抑制する。した
がって、合金化の抑制および加工性の上からは、低Ｃの
方が好ましい、よって、低ＳＯ！；ＬＨ材における許容
総Ｃ量を０．１０％未満に制限した。
量が低い程Ｍ−ＳＩめっき層の合金化を抑制する。した
がって、合金化の抑制および加工性の上からは、低Ｃの
方が好ましい、よって、低ＳＯ！；ＬＨ材における許容
総Ｃ量を０．１０％未満に制限した。
なお、現在の技術水準において、溶製可能なＣ量の下限
は０．００２％程度である。
は０．００２％程度である。
次にＳｌは、製鋼段階で酸素と反応して硅酸および硅酸
塩を生成し、溶鋼中の酸素を除去するが、これと同時に
Ｎと反応してＳｉ３Ｎ４ 、 ＳｉＮを生成する。これ
は、鋼素地内に析出して存在する。また、Ｓｉは５Ｏｆ
ＬＮ量を減少させることが知られているので、低く抑え
なければならない。したがって、Ｓｉ量は、現在の転炉
吹錬の実績をふまえその上限を０．０５％に制限した。
塩を生成し、溶鋼中の酸素を除去するが、これと同時に
Ｎと反応してＳｉ３Ｎ４ 、 ＳｉＮを生成する。これ
は、鋼素地内に析出して存在する。また、Ｓｉは５Ｏｆ
ＬＮ量を減少させることが知られているので、低く抑え
なければならない。したがって、Ｓｉ量は、現在の転炉
吹錬の実績をふまえその上限を０．０５％に制限した。
また、蚊はＳｉと同じように、製鋼段階において酸素と
反応してＡｔ２０３を生成し、溶鋼中の酸素を除去する
が、Ａｔが固溶Ｍとして存在した場合、鋼板の製造過程
の温度６００〜９００℃においてＡ（ＩＮとして析出し
、鋼中に存在する５ＯＩＮが減少する。
反応してＡｔ２０３を生成し、溶鋼中の酸素を除去する
が、Ａｔが固溶Ｍとして存在した場合、鋼板の製造過程
の温度６００〜９００℃においてＡ（ＩＮとして析出し
、鋼中に存在する５ＯＩＮが減少する。
したがって、Ａｔ濃度を極力低く抑えなければならず、
その量は、これまでの実績をふまえその上限を０．０Ｑ
Ｏ５％とした。
その量は、これまでの実績をふまえその上限を０．０Ｑ
Ｏ５％とした。
さらに、Ｐを０．０２５％以下、Ｓを０．０１５％以ド
に限定した理由は、Ｐ、Ｓとも低い方が鋼板特性向上に
有利であることはすでに知られており、これまでの製ｗ
４実績をふまえ、その濃度を決定した。
に限定した理由は、Ｐ、Ｓとも低い方が鋼板特性向上に
有利であることはすでに知られており、これまでの製ｗ
４実績をふまえ、その濃度を決定した。
次に溶融アルミニウムめっき成分の限定理由であるが、
通常の溶融アルミニウム表面処理鋼板のめっき層には、
めっき層の加工性の上から、めっき過程で生じるめっき
層の合金化を抑えるためにｌＯ％程度のＳｉが添加され
ている。そこで、本発明者らは、Ｓｉ濃度とめっき層の
合金化の度合（Ａ９−９ｉ−Ｆｅの厚さ）とその加工性
について実験した結果、Ａ９−Ｓｉめっき層中のＳｉ濃
度が３％未満になると、大方晶型合金層は急激な生長を
示して厚くなり（約１０ｐ）、曲げ加工でＡｌｌ −Ｓ
ｉめっき層に割れが生じることを見出した。したがっ
て、めっき層の加工性が良好であるＳｉ濃度３％を下限
値とした。
通常の溶融アルミニウム表面処理鋼板のめっき層には、
めっき層の加工性の上から、めっき過程で生じるめっき
層の合金化を抑えるためにｌＯ％程度のＳｉが添加され
ている。そこで、本発明者らは、Ｓｉ濃度とめっき層の
合金化の度合（Ａ９−９ｉ−Ｆｅの厚さ）とその加工性
について実験した結果、Ａ９−Ｓｉめっき層中のＳｉ濃
度が３％未満になると、大方晶型合金層は急激な生長を
示して厚くなり（約１０ｐ）、曲げ加工でＡｌｌ −Ｓ
ｉめっき層に割れが生じることを見出した。したがっ
て、めっき層の加工性が良好であるＳｉ濃度３％を下限
値とした。
また、上限のＳｉ濃度１５％は、Ｓｉ濃度を２０％に高
めても、めっき層の合金化は抑制されるが、１５％をこ
えるとめっき層の加工性が急激に低下し、簡単な曲げ加
工でめっき層に割れが生じるため、Ｓｉ濃度の上限を１
５％とした。
めても、めっき層の合金化は抑制されるが、１５％をこ
えるとめっき層の加工性が急激に低下し、簡単な曲げ加
工でめっき層に割れが生じるため、Ｓｉ濃度の上限を１
５％とした。
゛ また、めっき層の目付量を両面で３０〜１２０ ｇ
／ｍ＋とした理由は、下限の３０ｇ／ｒｎ’については
、これまでの溶融アルミニウムめっき目付量の操業実績
から安定してめっきができる下限値が３０ｇ／ｍ″だか
らである。目付量の上限１２０ｇ／ｍ’としたのは、め
っき層中の５ｉｆｉ度が１５％におイテ、 １２０ｇ／
ｒｎ’をこえ目付量が多くなるとめっき層の加工性は低
下し、密着曲げ加工において、めっき層に割れが生じる
からである。
／ｍ＋とした理由は、下限の３０ｇ／ｒｎ’については
、これまでの溶融アルミニウムめっき目付量の操業実績
から安定してめっきができる下限値が３０ｇ／ｍ″だか
らである。目付量の上限１２０ｇ／ｍ’としたのは、め
っき層中の５ｉｆｉ度が１５％におイテ、 １２０ｇ／
ｒｎ’をこえ目付量が多くなるとめっき層の加工性は低
下し、密着曲げ加工において、めっき層に割れが生じる
からである。
最後に、本発明において最大の骨子とするところの予備
加熱範囲の限定理由であるが、前述から明らかなように
、耐熱性を向上させるためには、地鉄とＡｌ１−５ｉめ
っき層中の合金層との界面にＦｅとＡＱの相互拡散を防
止するＡＩＩＮ層の存在が必要である。
加熱範囲の限定理由であるが、前述から明らかなように
、耐熱性を向上させるためには、地鉄とＡｌ１−５ｉめ
っき層中の合金層との界面にＦｅとＡＱの相互拡散を防
止するＡＩＩＮ層の存在が必要である。
本発明の対象とする鋼は、低５ＯｆＬＮであるため、鋼
板およびめっき層の加工性ならびに耐食性はすぐれてい
るものの、耐熱性を向上させるＡＱＮ層は、溶融アルミ
ニウムめっきのままでは界面に存在しない、したがって
、めっき後予備加熱によって地鉄と大方晶型合金層の界
面にＭＮ層を生成させる必要がある。
板およびめっき層の加工性ならびに耐食性はすぐれてい
るものの、耐熱性を向上させるＡＱＮ層は、溶融アルミ
ニウムめっきのままでは界面に存在しない、したがって
、めっき後予備加熱によって地鉄と大方晶型合金層の界
面にＭＮ層を生成させる必要がある。
そこで、本発明者らは、前述の如く、この予備加熱条件
について種々の温度と時間について検討を行った。その
結果、これらの温度と時間についての適正範囲は、第１
図のＡ （０，３２時間、 ４９５”Ｃり 、Ｂ （８
時間、 ４２０℃） 、 Ｃ（３００時間。
について種々の温度と時間について検討を行った。その
結果、これらの温度と時間についての適正範囲は、第１
図のＡ （０，３２時間、 ４９５”Ｃり 、Ｂ （８
時間、 ４２０℃） 、 Ｃ（３００時間。
４２０℃） 、 Ｄ （３００時間、２５０℃）、Ｅ（
５時間、２５０℃）およびＦ（１時間、 ３２０℃）で
囲まれる範囲が、地鉄とＡＱ −！ｌｉ ｉめっき層中
の大方晶型合金層との界面にＡＩＩＮが生成し、すぐれ
た耐熱性および加工性を示す範囲であることを見出した
のである。この図において、ＥＤ線は、加熱温度２５０
℃の線を示すものであって、これ未満の温度では、地鉄
と大方晶型合金層の界面にＡＩＩＮは生成しない。
５時間、２５０℃）およびＦ（１時間、 ３２０℃）で
囲まれる範囲が、地鉄とＡＱ −！ｌｉ ｉめっき層中
の大方晶型合金層との界面にＡＩＩＮが生成し、すぐれ
た耐熱性および加工性を示す範囲であることを見出した
のである。この図において、ＥＤ線は、加熱温度２５０
℃の線を示すものであって、これ未満の温度では、地鉄
と大方晶型合金層の界面にＡＩＩＮは生成しない。
ＣＤ線は、加熱温度が２５０℃以上から４２０°Ｃ以下
で３００時間の加熱を示す線である。加熱時間がこれよ
り長くてもＡＱ−９ｉめっき層中の合金層が大方晶型で
ＭＮ層の生成は認められるが、３００時間を超す加熱は
、操業効率を著しく阻害するので加熱時間め上限を３０
０時間とした。
で３００時間の加熱を示す線である。加熱時間がこれよ
り長くてもＡＱ−９ｉめっき層中の合金層が大方晶型で
ＭＮ層の生成は認められるが、３００時間を超す加熱は
、操業効率を著しく阻害するので加熱時間め上限を３０
０時間とした。
ＢＣ線は、加熱温度４２０°Ｃの線を示すものであって
、この線を超える範囲では、ＭＮ層は生成するもののＡ
Ｑ−９ｉめっき層中の大方晶型合金層が斜方晶型合金層
に変態し、合金層が厚くなって。
、この線を超える範囲では、ＭＮ層は生成するもののＡ
Ｑ−９ｉめっき層中の大方晶型合金層が斜方晶型合金層
に変態し、合金層が厚くなって。
Ａｌめっき層の加工性を低下させる。
ＡＢ線は、座標Ａ Ｃ０，３２時間、４９５°Ｃ）と座
標Ｂ（８時間、 ４２０℃）を結ぶ直線で、この直線よ
り上方範囲では、Ｍ−Ｓｉめっき層中の大方晶型合金層
が斜方晶型合金層に変態する。
標Ｂ（８時間、 ４２０℃）を結ぶ直線で、この直線よ
り上方範囲では、Ｍ−Ｓｉめっき層中の大方晶型合金層
が斜方晶型合金層に変態する。
ＡＦ線は座標Ａ （’０．３２時間、４８５℃）と座標
Ｆ（１時間、 ３２０℃）、ＥＦ線は座標Ｅ（５時間。
Ｆ（１時間、 ３２０℃）、ＥＦ線は座標Ｅ（５時間。
２５０℃）と座標ＦＣ１時間、 ３２０℃）を結ぶ直線
で、これらの直線より左方範囲では、いずれも地鉄と六
方晶型合金層の界面にはＡＩＩＮ層は生成しない。
で、これらの直線より左方範囲では、いずれも地鉄と六
方晶型合金層の界面にはＡＩＩＮ層は生成しない。
以下実施例により、本発明の効果をさらに具体的に示す
。
。
実施例
第１表に示す成分の鋼を真空溶解炉（３００ｋｇ）で３
００ｋｇの鋼塊を溶製し、これを鍛造して厚さ２５ｍｍ
とし、次いでこれを熱延して４ａｍ ｔの熱延板として
、更に冷延により０．８ｆｆ１ｍｔの薄鋼板のコイルを
作製した。
００ｋｇの鋼塊を溶製し、これを鍛造して厚さ２５ｍｍ
とし、次いでこれを熱延して４ａｍ ｔの熱延板として
、更に冷延により０．８ｆｆ１ｍｔの薄鋼板のコイルを
作製した。
このコイルをゼンジミア方式の溶融アルミニウムめっき
ラインを通して溶融アルミニウム表面処理鋼板を作製し
、供試材とした。
ラインを通して溶融アルミニウム表面処理鋼板を作製し
、供試材とした。
第１表に、製造条件に関わるめっきおよび予備加熱の条
件と種々の評価試験の結果を示す。
件と種々の評価試験の結果を示す。
なお、めっき層中の相は、ｘ！ａ回折（管球Ｍｏ）によ
り測定し、Ａ１８層は、抽出レプリカ法でＭＮ層を採取
し、電子顕微鏡により回折および観察によってＡｔＮ層
の有無を測定した。Ｈは六方晶型合金層、Ｍは斜方晶型
合金層を示す。
り測定し、Ａ１８層は、抽出レプリカ法でＭＮ層を採取
し、電子顕微鏡により回折および観察によってＡｔＮ層
の有無を測定した。Ｈは六方晶型合金層、Ｍは斜方晶型
合金層を示す。
また、各種の評価試験としては、予備加熱を行った試料
につき、ＩＯＲ加工部の塩水噴１（５％Ｎａ（Ｌｌ水溶
液） ＋００Ｈｒの耐食性試験、めっき層の加工性を
評価する密着性試験、５７０℃Ｘ ＩＱＯＱ）Ｉτの耐
熱性試験およびめっき層と地鉄の加工性を評価する８０
ｍｍφの直径で・深さ４０ｍ−のプレス成形試験と引張
試験（５号引張試験片）を夫々行なった。賦香の■印は
本発明例を示す。又評価におけるＯは良、×は不良を示
す。
につき、ＩＯＲ加工部の塩水噴１（５％Ｎａ（Ｌｌ水溶
液） ＋００Ｈｒの耐食性試験、めっき層の加工性を
評価する密着性試験、５７０℃Ｘ ＩＱＯＱ）Ｉτの耐
熱性試験およびめっき層と地鉄の加工性を評価する８０
ｍｍφの直径で・深さ４０ｍ−のプレス成形試験と引張
試験（５号引張試験片）を夫々行なった。賦香の■印は
本発明例を示す。又評価におけるＯは良、×は不良を示
す。
同表から明らかなように、本発明の予備加熱範囲内で処
理した限定成分の溶融アルミニウム表面処理鋼板には、
全てにＡｔＮ層が生成し、なお且つ、大方晶型合金層（
３〜５勝）が存在して、耐熱性、耐食性、密着曲げ性、
機械的性質およびプレス成形性にすぐれている。
理した限定成分の溶融アルミニウム表面処理鋼板には、
全てにＡｔＮ層が生成し、なお且つ、大方晶型合金層（
３〜５勝）が存在して、耐熱性、耐食性、密着曲げ性、
機械的性質およびプレス成形性にすぐれている。
これに対し、本発明範囲外の５ＯｆＬＮ量が高いＮ００
３とＮｏ 、４、Ｃ量が高いＮｏ、５、そして、にｎ量
が高いＮＯ６７のアルミニウム表面処理鋼板の適正予備
加熱をほどこした材料は、プレス成形性および機械的性
質が悪く、５Ｏ１Ｎ量が少ないＮｏ、ｌとＮｏ、２は。
３とＮｏ 、４、Ｃ量が高いＮｏ、５、そして、にｎ量
が高いＮＯ６７のアルミニウム表面処理鋼板の適正予備
加熱をほどこした材料は、プレス成形性および機械的性
質が悪く、５Ｏ１Ｎ量が少ないＮｏ、ｌとＮｏ、２は。
予備加熱でＡｔＮ層が生成されないため、耐熱性が悪い
ことがわかる。
ことがわかる。
さらに、Ｓｉ量が多いＮ０８８材は、めっきぬれ性が悪
いために、耐食性、耐熱性およびプレス成形性が悪い。
いために、耐食性、耐熱性およびプレス成形性が悪い。
また、本発明鋼材成分のアルミニウム表面処理鋼板を第
１図の範囲外で予備加熱を行ったＮｏ、１０ 。
１図の範囲外で予備加熱を行ったＮｏ、１０ 。
１１およびＮｏ、１５材は、 ＭＮ暦が生成されないた
めに、耐熱性が悪＜ 、 Ｎｏ、１９ 、２０およびＮ
ｏ、２１材は、ＡＩＩＮ膜が存在するものの六方晶型合
金層が斜方晶型合金層に変態して、プレス成形性、密着
曲げ性および耐食性が悪い。
めに、耐熱性が悪＜ 、 Ｎｏ、１９ 、２０およびＮ
ｏ、２１材は、ＡＩＩＮ膜が存在するものの六方晶型合
金層が斜方晶型合金層に変態して、プレス成形性、密着
曲げ性および耐食性が悪い。
また、Ｍ−５ｉめっきの目付量および浴中の８１濃度も
、目付量が多いＮｏ、２５材、Ｓｉ量が少ないＮｏ、２
８材およびＳｉ量が多いＮｏ、２９材は、プレス成形性
、密着曲げ性および耐食性が劣ることがわかる。
、目付量が多いＮｏ、２５材、Ｓｉ量が少ないＮｏ、２
８材およびＳｉ量が多いＮｏ、２９材は、プレス成形性
、密着曲げ性および耐食性が劣ることがわかる。
発明の効果
以上の実施例からも明らかなように、本発明によれば、
耐熱性、耐食性および加工性のすべてを兼ね備えた耐熱
性アルミニウム表面処理鋼板の製造が可能となり、産業
上貢献するところ極めて大なるものがある。
耐熱性、耐食性および加工性のすべてを兼ね備えた耐熱
性アルミニウム表面処理鋼板の製造が可能となり、産業
上貢献するところ極めて大なるものがある。
第１図は、本発明の製造法における予備加熱温度と時間
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％でＭｎ０．２０〜１．５％、内部摩擦法で測定し
たＳＯｌＮ量が０．０００３％以上０．００２０％未満
であり、且つ、Ｃ０．１０％未満、Ｓｉ０．０５％以下
、Ａｌ０．００５％以下、Ｐ０．０２５％以下、Ｓ０．
０１５％以下に夫々制限し、残部がＦｅおよび不可避の
不純物からなる鋼の表面に、Ｓｉ濃度３〜１５％を含む
Ａｌの目付量が両面合計で３０〜１２０ｇ／ｍ＾２のめ
っき層を有する鋼板を、第１図に示すように、Ａ、Ｂ、
Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆで囲まれる範囲内の温度と時間で予備加
熱することを特徴とする耐熱性アルミニウム表面処理鋼
板の製造法。 但し、Ａ（０．３２時間、４９５℃）、Ｂ（８時間、４
２０℃）、Ｃ（３００時間、４２０℃）、Ｄ（３００時
間、２５０℃）、Ｅ（５時間、２５０℃）、Ｆ（１時間
、３２０℃）である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59246229A JPS61124558A (ja) | 1984-11-22 | 1984-11-22 | 耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59246229A JPS61124558A (ja) | 1984-11-22 | 1984-11-22 | 耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61124558A true JPS61124558A (ja) | 1986-06-12 |
| JPH0261544B2 JPH0261544B2 (ja) | 1990-12-20 |
Family
ID=17145431
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59246229A Granted JPS61124558A (ja) | 1984-11-22 | 1984-11-22 | 耐熱性アルミニウム表面処理鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61124558A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000239819A (ja) * | 1999-02-18 | 2000-09-05 | Sollac | 薄い界面合金層を得るための鋼のアルミニウム被覆方法 |
| US7968210B2 (en) | 2005-02-10 | 2011-06-28 | Nippon Steel Corporation | Aluminum type plated steel sheet and heat shrink band using the same |
| WO2015022821A1 (ja) | 2013-08-14 | 2015-02-19 | 日新製鋼株式会社 | 全反射特性と耐食性に優れたＡｌ被覆鋼板およびその製造法 |
| JP2020510756A (ja) * | 2017-02-28 | 2020-04-09 | タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ | アルミニウム合金コーティング層を有する鋼ストリップの製造方法 |
| CN112877607A (zh) * | 2019-11-29 | 2021-06-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度低合金热镀铝合金钢带及其制造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS57169089A (en) * | 1981-04-11 | 1982-10-18 | Nisshin Steel Co Ltd | Aluminum clad steel plate for enamel |
| JPS58224159A (ja) * | 1982-06-19 | 1983-12-26 | Nisshin Steel Co Ltd | アルミめつき鋼板およびその製造法 |
| JPS59177355A (ja) * | 1983-03-28 | 1984-10-08 | Nippon Steel Corp | 耐熱性アルミニウム表面処理鋼板 |
-
1984
- 1984-11-22 JP JP59246229A patent/JPS61124558A/ja active Granted
Patent Citations (3)
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| KR20160043990A (ko) | 2013-08-14 | 2016-04-22 | 닛신 세이코 가부시키가이샤 | 전반사 특성과 내식성이 우수한 Al 피복 강판 및 이의 제조법 |
| JP2020510756A (ja) * | 2017-02-28 | 2020-04-09 | タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ | アルミニウム合金コーティング層を有する鋼ストリップの製造方法 |
| CN112877607A (zh) * | 2019-11-29 | 2021-06-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度低合金热镀铝合金钢带及其制造方法 |
| CN112877607B (zh) * | 2019-11-29 | 2022-06-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度低合金热镀铝合金钢带及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0261544B2 (ja) | 1990-12-20 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |