JPS58224159A - アルミめつき鋼板およびその製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、加工性および耐食性に優れたアルミめっき鋼
板およびその製造法に関する。

鋼板に溶融アルミめっきを施す場合、純アルミニウムを
被覆した製品は、耐候性、耐食性は良好であるが、素地
鋼とアルミめっき層との間に２０μｍ程度の比較的厚い
金属間化合物の中間層が形成されているので、加工性に
問題があり、軽度の加工を加えても金属間化合物の層が
割れ、被覆層が剥離する欠点がある。このため、溶融ア
ルミニウム浴中にシリコンを添加して金属間化合物の成
り長を２〜４μｍに抑制した溶融アルミ−シリコンめっ
き鋼板が多用きれるようｖｃすってきた。この溶融アル
ミ−シリコンめっき鋼板（以下、単に溶融アルミめっき
鋼板と呼ぶ）は加工性が良好で、耐熱性、耐食性にも優
れているため、多種の用途にわたり使用されている。

しかし、このように加工性を向上させた溶融アルミめっ
き鋼板でも加工度が厳しくなるとＡｌ−８ｉ被被覆に容
易にクランクが入る。そしてこのクランクの入った部分
の鋼板から、比較的早期に点状界サビ全発生する問題が
ある。この原因として、Ａｚ−ｓｉ被覆層が鋳造組織で
あり、被覆層自身の延性が低いことおよび２．０〜４．
０μｍの連続したｆｉ−Ｆｅ−Ｓｉ金属間化合物層が加
工時に局部的に割れ、Ａｔ−８ｉ被被覆に局部的な応力
集中を生じることが挙げられる。

本発明の目的は、これらの問題を解決して加工性および
耐食性が一層優れたアルミめっき鋼板およびその製造法
を提供することである。

前記の問題は、Ａ７−８ｉ被被覆を再結晶組織とし、か
つＡｔ−Ｆｅ７．、Ｓ、金属間化合物からなる中間層を
分断することにより解決できることがわかった。

かくして、本発明は、 （１）固溶Ｎ　　Ｏ，００２〜０．０２重量％および総
Ｃ６万７舊ンｉ弱（式中Ｎは固溶Ｎの重量％）重量−以
下を含有し、かつ再結Ａ組織を有する鋼板からなる基板
と、 （２）アルミニウムおよび１〜１５重量％あシリコンか
ら実質的になり、かつ再結晶組織を有する前記基板の少
くとも片面上に形成されたアルミめっき層と、そして （３）前記基板とアルミめっき層との界面に存在するｋ
ｌ−Ｆｅ−Ｓｉ金属間化合物から実質的になる分断され
た非連続状態の中間層とからなる加工性および耐食性に
優れたアルミめっき鋼板を提供する。

本発明はまた （ａ）固溶ＮＯ，００２〜０．０２重量％および総ＣＪ
１７猫＝工乃−面（式中Ｎは固溶Ｎの重量％）重量％以
下を含有する鋼板からなる基板と、アルミニウムおよび
１〜１５重量％のシリコン〃）ら実質的になる前記基板
の少くとも片面上に形成されたアルミめっき層と、そし
て前記基板とアルミめっき層との界面に存在するＡＺ−
Ｆｅ−Ｓｉ金属間化合物から実質的になる連続した中間
層とからなるアルミめっき鋼板を前記連続した中間層を
分断するのに十分な圧下率で圧延する工程と、次いで（
ｂ）その圧延されたアルミめっき鋼板を基板とアルミめ
っき層との界面でＡｔ−Ｆｅの相互拡散を生ぜしめるこ
となく基板を再結晶組織とするのに十分な温度で焼鈍す
る工程と からなる加工性および耐食性に優れたアルミめっき鋼板
の製造法を提供する。

付図を参照するに、第１図（ａ）Ｈ１従来のアルミめっ
き鋼板の構造を示す長手方向の断面写真であり、第１図
（ｂ）本発明によるアルミめっき鋼板の構造を示す長手
方向の断面写真であり、第２図は、本発明に従うアルミ
めっき鋼板における中間層の分断の程度を表わすのに用
いられるパラメーターＰ値およびＱ値を説明するための
、圧延されたアルミめっき鋼板の圧延方向に沿った断面
図であり、そして 第３図は、本発明に従うアルミめっき鋼板の鋼中の総炭
素量および固溶窒素量の範囲を示すグラフである。

従来のアルミめっき鋼板は、再結晶組織の鋼基板と、そ
の鋼基板の少くとも片面上に形成′された鋳造組織のア
ルミめっき層（ＡｌニーＳｉ被覆層）と、そしてその基
板とめつき層との界面に存在するＡｚ−Ｆｅ−Ｓｉ金属
間化合物から実質的になる連続状態の中間層とからなる
（第１図（ａ））。これに対し、本発明によるアルミめ
っき鋼板は、再結晶組織の鋼基板と、その鋼基板の少く
とも片面上に形成された再結晶組織のアルミめっき層（
Ａｔ−８１被覆層ンと、そしてその基板とめつき層との
界面に存在するＡｔ−Ｆｅ−８ｉ金金属化合物から実質
的になる非連続状態の分断された中間層とからなる（第
１図（ｂ））。

再結晶組織のＡｌ−８ｉ被被覆でケＳ１が球状化してい
ること、そして被覆層の伸びは鋳造組織の同組成０被覆
層０伸加約′倍Ｔ６６ｊａＡ”確２された。後記具体例
で実証する如く、本発明によるアルミめっき鋼板は従来
のアルミめっき鋼板に比べ加工性が極めて優れており、
厳しい加工に付しても加工部のめつき層にクランクがは
いることがないが、その理由は、めっき層自体の延性が
前記のように優れていることに加え、Ａ７−Ｆｅ−８ｉ
金金属化合物からなる中間層が分断されているため加工
時に応力が分散され、めっき層にクランクを生ずるよう
な局部的な応力集中が低減されるためであろうと思われ
る。このよ−うに本発明によるアルミめっき鋼板は、加
工部のめつき１１ｉＪｖｃクランクを生ずることがない
ため、加工部の耐食性が従来のアルミめっき鋼板に比べ
著しく優れていることは勿論であるが、後記具体例で実
証する如く、平坦部（加工を施さなかった部分）の耐食
性も従来のアルミめっき鋼板に比べ著しく優れているこ
とがわかった。この理由は、鋳造組織のめつき層中に存
在したピンホールが圧延工程で潰ぶされたことにより、
点状赤錆の発生を抑制しているものと考えられる。

分断された中間層は、ｆｉ、ｔ　−Ｆｅ　−Ｓｉ金属間
化合物から実質的になる島からなり、長手方向（圧延方
向）の断面で観察した場合個々の島の平均サイズが１０
μｍ以下でかつ高量の間隙の総和カニ全長の１０〜５０
チであるのが好ましい。

第２図は、圧延されたアルミめっき鋼板の圧延方向に沿
った断面図である。連続した中間層を有する溶融アルミ
めっき鋼板を圧延すると、諸条件が適切であれば、中間
層は第２図に示す如く分断される。引続い７ｔｎ個の島
のサイズヲｐ１、ｐ２・・・ｐｎ、高量の間隙ｔｑ＋、
ｑ２・・・ｑｎ、そして全長をＬとすると、個々の島の
平均サイズＰＵｐ、　＋　ｐ２＋・・・＋ｐｎ Ｐ＝□（μｍ） で高量の間隙の全長に対する６分率Ｑ［（１１＋　ｑ２
＋・・・＋ｑｎ Ｑ＝　　　　　　　　　　Ｘ１００け）で表わされる。

Ｐ値が１０μｍ以下、Ｑ値が１０〜５０％であるような
中間層の分断状態が好ましい。

この目的の観察のため１７１ｊ、ｎ≧２０とすれば十分
である。Ｐ値が１０μｍ、ｌ：りも実質的に大きくかつ
Ｑ値が１０％よりも実質的に小さいと、／ｋｔ−Ｆｅ　
−Ｓｉ金属間化合物からなる個々の島のサイズが大きく
かつ高量の間隙が小さいため、苛酷な加工時ＩＣＵ間隙
上のめつき層に局部的に応力が集中し、めっき層にクラ
ンクが発生することがある。

′また、Ｑ値が５０チを実質的に越えるような圧延では
１めっき層にミクロクラックが多数発生し、その後の焼
鈍工程でも消滅しない（したがって耐食性が低下する）
不都合がある。大抵の場合、約３０〜７０％の範囲内の
圧下率での圧延ｖｒ−より、好ましい分断状態を達成で
きることがわかつ１ζ。

本発明ｖｒ−よるアルミめっき鋼板は、鋼基板と、その
鋼基板の少くとも片面上に形成されたアルミめっき層（
Ａｌ−８ｉ被被覆）と、その基板とめつき層との界面に
存在するＡｌニーＦｅ−８Ｌ金金属化合物から実質的に
なる連続した中間層とからなるアルミめっき鋼板を圧延
しそして焼鈍することｌｃ、ｌ：り好都合に製造できる
。出発アルミめっき鋼板は、溶融アルミめっき法により
製造するのが好都合である。だが、典型的な低炭素リム
ド鋼たとえばＣ，０，０７％、Ｍｎ　、　　０．２１％
、Ｓｉ、　ｔｒａｃｅ、　Ｐ。

０．００９％、Ｓ、　　０．０１３％、Ｎ　、　　０．
００２４　％、残部Ｆｅおよび不純物の鋼からなる鋼板
を母材とした溶融アルミめっき鋼’ｉ５０％の圧下率で
圧延しそして約４８０Ｃの温度で焼鈍すると、鋼板が再
結晶することなく、鋼基板とめっき層（ＡＡ−８ｉ被被
覆）との界面におけるＡｔ−Ｆｅの相互拡散により、Ａ
ｌ３ＦｅおよびＡｔ５Ｆθ２のようなＡｔ−Ｆｅ二元金
属間化合物が生成、成長し、焼鈍の間に表面が灰黒色に
変色する。これらの二元金属間化合物は、非常に硬くか
つ脆いため、それらが生成成長しためつき鋼板は、加工
の際に容易にめっき層の剥離がおこる。

圧延された前記鋼母材を再結晶させるためｖｃけ約５０
０Ｃ以上の温度で焼鈍する必要があるが、母材の再結晶
開始温度がＡＡ−Ｆｅ二元金属間化合物の生成温度範囲
と重なってし甘う。それ故、前記組成の鋼をもってして
は、溶融アルミめつき一圧延−焼鈍により満足できる産
品を得ることができない。

本発明によれば、鋼基板中の総Ｃ含量および固溶Ｎ含量
が適切であれば、Ａｔ−Ｆｅ相互拡散に基づく二元金属
間化合物を生成せしめることなく、圧延された鋼基板を
再結晶できる温度範囲があることがわかった。

圧延された鋼基板を再結晶するのに十分温度においてＡ
Ａ　−Ｆｅ二元金属間化合物の生成を抑制するためには
、鋼中の固溶Ｎ含量が０．００２重量％以上であること
が必要である。鋼中の固溶Ｎ含量が多い程、パノーＦθ
金属間化合物の生成は抑制されるが、多すぎると鋼板自
体が硬くなる不都合があるので、鋼中の固溶Ｎ含量は０
，０２重喰チ以下とする。鋼中のＮがＡｔ−Ｆｅ金属間
化合物の生成を抑制する機構は、未だ解明されていない
が、鉄にＮが侵入型ｖｃけいることによりＡｔがＦｅ中
に拡散する活性化エネルギーを高め、金属間化合物の生
成を阻害するものと考えられる。

一方、同一固溶Ｎ含量であれば、一般に総Ｃ含量が少い
程Ａｔ−Ｆｅ二元金属間化合物の生成温度が高くなるこ
とがわかった。その機構も、未だ解明されていないが、
固溶限度を越え１ζ鋼中のｃＨＦｅ３Ｃとして存在し、
そのＦｅ３０ｉｊＮの溶解度を有するため有効固溶Ｎ量
を下げる働きをするものと考えられる。

かくして、本発明の産品の製造に適切な出発アルミめっ
き鋼板は、鋼中の固溶Ｎ４含量力＝　０．００２〜０．
０２重量％で、総Ｃ含量が固溶Ｎ含量に応じＪｓ７’ｒ
ｙニーｔ、＞５−ｏｏ　（式中Ｎは固溶Ｎの重量％）重
量係以下である。

第５図は、本発明に従うアルミめっき鋼板の、ひいては
その製造に適切な出発アルミめっき鋼板の鋼中の総炭素
量（縦軸）および固溶窒素量（横軸）の範囲を示すグラ
フである。

既述のとおり、鋼中の総Ｃ含量および固溶Ｎ含量を第３
図の・・クランクを施した領域内にすれば、Ａｔ−Ｆｅ
二元金属間化合物を生成せしめることなく、圧延された
鋼基板金再結晶できる温度範囲力；ある。かような温度
範囲が広くなるように鋼中の総Ｃ含量および固溶Ｎ含量
を選択するのが有利である。

その他、鋼中の不可避的不純物上しての５１１Ｍｎ１Ｐ
、　Ｓ、　　ｓｏｔ、ＡＪ！［５ｉ（０，２、Ｍｎ　（
０，４、Ｐ　（０，０２、Ｓ　（０，０２、ＳＯムＡ７
（ｏ、ｏｌ（以上ｗｔチ）であればＡＡ　−Ｆｅ二元系
金属間化合物の生成抑制挙動ならびに母材の再結晶挙動
に何ら影響を及ぼさないことが認められている。

アルミめっき層（Ａｚ−ｓｉ被覆層）中の８１濃度が圧
延結果に重要な影響を及ぼすことがわ力１つだ。１重量
％よりも実質的に低いＳｌを含有する溶融アルミ浴中で
めっきして得ためつき層中の８１濃度が１重量％よりも
実質的に低いアルミめっき鋼板は、１５〜２０μｍの厚
さの連続した中間層を有し、どのような圧下率で圧延し
ても中間層にクランクがはいるだけで分断されず、その
結果めっき層が剥離しやすいことがわかった。また、１
５重量％よりも実質的に多いＳｌを含有する溶融アルミ
浴中に浸漬して得ためつき層中のＳｉ濃度力；１５重量
％よりも実質的に高いアルミめっき鋼板は、めっき層中
に硬くて脆い板状の８１が点在し、低圧下率で圧延して
もめつき層中に大きなりラックがはいり、めっき層が局
部的に剥離することカミわかった。それ故、めっき層中
の８１濃度全１．０〜１５重量％とする必要がある。

本発明方法の第一工程においては、固溶ＮＯ，００２〜
０．０２重量係および総ａ　　Ｊ’−ｊ；／；、−′Ｎ
＝１ｈｃｉ。

（式中Ｎは固溶ＮΩ重量％）重量％以下全含有する鋼板
からなる基板と、アルミニウムおよび１〜１５重量％の
シリコンから実質的になる前記基板の少くとも片面上に
形成されたアルミめっき層と、そして前記基板とアルミ
めっき層との界面に存在するｆｉ、ｔ　−Ｆｅ　−Ｓｉ
金属間化合物から実質的になる連続した中間層とからな
る出発アルミめっき鋼板を圧延して前記連続した中間層
を分断状態にする。

この場合、分断された中間層は、Ａｔ−Ｆｅ−８ｉ金向
に沿った断面で観察した場合、個々の島の平均サイズ（
Ｐ値）が１０μｍ以下でかつ高量の間隙の総和の全長に
対する６分率（Ｑ値）が１０〜５０％となるように圧延
するのが好ましい。大抵の場合、・４　　　　約３゜〜
７゜チの圧下率で圧延すること直り、好ましい分断状態
を達成できることがわかった。圧下率が低すきると、中
間層は良好な分断状態にならない。また、圧下率が高す
ぎると、めっき層にミクロクランクが多発し、その後の
焼鈍によっても消滅しない。

本発明方法の第二工程では、第一工程からの圧延された
アルミめっき鋼板を、基板とアルミめっき層との界面で
Ａｔ−Ｆｅの相互拡散全学せしめることなく基板を再結
晶組織とするのに十分温度で焼鈍する。既述の如く、鋼
中の固溶Ｎ含量および総Ｃ含量が適切であれば、圧延さ
れた鋼基板の再結晶開始温度がＡｔ−Ｆθθ互拡散によ
る二元金属間化合物の生成温度よりも低く、Ａｔ−Ｆθ
相相互拡散半生しめることなく鋼基板を再結晶できる温
度がある。したがって、圧延されたアルミめっき鋼板を
そのような温度で焼鈍する。大抵の場合、５００〜６０
０Ｃの範囲内の温度で焼鈍できる。焼鈍により、鋼基板
が再結晶組織になると共にめっき層も再結晶組織になる
。Ａｔ−Ｆｅ二元金属間化合物の生成温度が６００Ｃ，
にり高い場合においても、６００Ｃ以下の温度で焼鈍を
行なうのが好ましい。

その理由は、６００Ｃよりも実質的に高い温度で焼鈍す
ると、めっき層が融解する不都合があるからである。

出発アルεめつき鋼板の板厚およびめっき付着量は、臨
界的でない。事実、所定の板厚を得る１で圧延工程およ
び再結晶焼鈍工程を複数回反復しても、本発明の産品の
特性は失なわれない。捷た出発アルミめっき鋼板におけ
るめっき付着量は、圧延処理および再結晶処理後におけ
るめっき付着量をどの程度にするかにより決定される。

既述の如く、捷だ後記具体例Ｖｒ−より実証する如く、
本発明によるアルミめっき鋼板は、従来のアルミめっき
鋼板に比べ加工性および耐食性が極めて優れている。加
えて、本発明の産品には、圧延きれるため板厚精度が従
来のものよりよいという付加的利点がある。

以下具体例により、本発明をさらに説明する。

例１ 第１表に示したいろいろな総Ｃ含量および固溶Ｎ含量を
有するリムド鋼帯（板厚０．８朋）供試片をＳｉ　　１
０重量％を含有する溶融アルミ浴中浸漬してアルミめっ
き鋼板を作成した。各めっき鋼板ヲ１０〜８０％の範囲
内の表示した圧下率で段付圧延し、そして４８０Ｃ〜５
７０Ｃの範囲内の表示した温度で１０時間再結晶焼鈍し
た。このように処理した各試料につき、Ａｔ−Ｆθθ元
金属間化合物生成の有無および鋼基板の再結晶の有無を
調査した。

結果全第１表に示−ｒｏ表中 ＡＨ１金属間化合物が生成することなく、鋼基板が再結
晶したことを、 ＢＨ１鋼基板は再結晶したが、金属間化合物が生成して
試片の表面が灰黒色［’＆つたことを、Ｃは、金属間化
合物の生成はなかつｌζが、鋼基板の再結晶もなかった
ことを、そして １）ハ、金属間化合物が生成し、しかも鋼基板は再結晶
しなかったことを それぞれ示す。

第１表　鋼基板の再結晶と 一前頁エリ続く− 一前百より続く− 一次真へ＠、（− 第１表に示す結果によれば、鋼基板の再結晶は焼鈍温度
および圧下率に依存し、同表ＦｎＡおよびＢで示した如
く、圧下率が比較的低い場合に例外はあるが（Ｎｏｓ、
　１．２．６．７．　１１．１６．２１゜２６、および
３１）、５００Ｃ以上の温度で再結晶がおこることがわ
かる。なお、アルミめっき層の再結晶Ｇ１約３５［１〜
４００Ｃ以上の温度でおこるが、６００Ｃよりも実質的
に高い温度で焼鈍するとアルミめっき層が融解する不都
合がある。

また、第１表に示す結果によれば、基板とアルミめっき
層との界面におけるＡｌ−Ｆｅ相互拡散によるＡｌ　−
Ｆｅ二元金属間化合物の生成は、鋼中の固溶Ｎ含量およ
び総Ｃ含量ならびに焼鈍温度に依存し、固溶Ｎ含量が十
分高ければ、Ａｔ−Ｆｅ二元金属間化合物の生成なく、
鋼基板を再結晶できること、ならびに鋼中の総Ｃ含量が
少いと、Ａｔ　−Ｆｅ、、　　　　　ｍ７ｃ％１：Ｘｔ
’ｅ’１（ｂｅ４９ｕ）ａＥ５ｕｉＩｆｄＥ高＜’ｚ６
ｃｆｄＺｂかる。

本発明によれば、鋼中の総Ｃ含量および固溶Ｎ含量全第
３図のハツチングを施した領域内にすることにより、鋼
基板とアルミめっき層との界面におけるＡｔ−Ｆｅの相
互拡散に基づ（Ａ７−Ｆｅ二元金属間化合物を生成せし
めることなく、圧延された鋼基板を再結晶できる温度範
囲があることがわかった。かような温度範囲内の温度で
焼鈍を行なうことが肝要であるが、かような温度範囲が
広くなるように鋼中の総Ｃ含量および固溶Ｎ含量全選定
するのが有利である。

例２ 総ＣＯ，０４５重量係、固溶Ｎ　　Ｏ，０１１５重量％
のリムド鋼帯（板厚１．２ｍｍ）’に用意し、Ｓ１含有
量を０．４〜１６．３重量％の範囲内で変化６せた溶融
アルミ浴中に浸漬することにより、アルミめっき鋼板全
作成した。各めっき鋼板を１０〜８０％の範囲内の表示
した圧下率で段付圧延した後、めっき層およびめっき層
と鋼基板との界面に存在するＡｔ−Ｆｅ−８ｉ金金属化
合物からなる中間層の状態を観察した。

結果を第２表に示す。

第２表に示す結果かられかる如く、ｓ１濃度が０．４重
量％の溶融アルミ浴中でめっきして得られためつき層中
の８１＃度が肌４重量％であるアルミめっき鋼板は、ど
のような圧下率で圧延しても中間層にクランクがはいる
だけで分断されず、その結果、めっき層が容易に剥離し
てし捷う（Ｎｏｓ。

１〜５）。この場合、圧延前のアルミめっき鋼板におけ
る中間層の厚みは約１７〜１８μｍであった。

一方Ｓｉ濃度が１６．３重量％である溶融アルミ浴中で
めっきして得ためつき層中のｓｉ濃度が１６．６重量％
であるアルミめっき鋼板は、圧延すると、めっき層に大
きなりランクがはいり、めっき層が局部的に剥離した（
　Ｎｏｓ。２１〜２５）。この場合圧延前のアルミめっ
き鋼板のめっき層中には、硬くて脆い板状のｓｌが点在
していた。ｓ１濃度が１．９．８．３および１４．２重
量％であつ′た場合は、１ｏチおよび２０％といった低
圧下率の圧延では、めっき鋼板の中間層が良好な分断状
態にならず、また８゜チといった高圧下率の圧延ではめ
っき層に大きなりランクがはいったが、４０％および６
０％という中程度の圧下率の圧延で良好な結果が得られ
た。

例３ 鋼中（７）ａｏ　、　　０．０４５　ｗｔ％、固溶Ｎ　
、　　０．００８５　ｗｔ％のリムド鋼帯（板厚；　０
．４５〜２．０朋）を８１を１０ｗｔ％含有した溶融ア
ルミめっき浴中に浸漬してめっき付着量ヲ４５〜２ｏｏ
ｆ／／ｒｒＸの範囲内で変化させたアルミめっき鋼板を
得た。これらの出発アルミめっき鋼板ヲ１０〜８０％の
範囲内の表記の圧下率で圧延し、５３０Ｃ１１０時間の
再結晶焼鈍をして８種類の試料（Ｎｏｓ、　１〜８）を
得た。これらのアルミめっき鋼板の板厚ｔｄ　０．４　
ｍｍ、片面のめつき付着量は４０１鴬に統一した。サン
プルは断面組織観察ＩＣ，Ｊ：る中間層の分断程度１．
Ｔｌ５Ｚ２２４Ｂに基づいた密着曲げ試験によるＡｔ−
８ｉ被被覆のクランクの発生の有無およびＪＩＳＺ２３
７１１／Ｃ基づく塩水噴霧試験による平坦部およびｏｔ
密着曲げ部の点状光サビ発生までの時間の測定に供した
。その結果を第３表に示す。比較材（Ｎα９）として、
通常の溶融アルミめっき鋼板（板厚；０．４朋、片面め
っき付着量；４０υ冒）用いた。比較材についてのテス
ト結果も第３表に示す。

第３表中で中間層の分断状態を示すＱ値、Ｐ　ｆＵけ第
２図に図解したように、Ｑ値は全体の長さに対する隙間
の総和の６分率を示し、Ｐ値に分断された個々の島の平
均サイズを示している。

第３表の結果より、圧延圧下率が２０％以下、すなわち
Ｑ値が１０９ｂ未満でかつＰ値が１０μｍを越えると、
密着曲げ部のめつき層にクランクを生じ、それに伴ない
加工部の赤サビ発生が著しく早くなることが認められる
。これに対して、圧延圧下率が３０％以上、すなわちＱ
値が１０％以上、Ｐ値が１０μｍ以下になると、密着曲
げをしてもめつき層にクラックの発生がなく、したがっ
て加工部の耐食性も損なわれない。この結果は中間層の
分断状態とめつき層のクランクの発生との対応を示すも
ので、圧延圧下率が低い場合ＶＣＨ個々の島のサイズが
大きく、かつ高量の間隙も小δいため、密着曲げを行な
った時にその小さな隙間上のめつき層に局部的に応力が
集中し、クランクが発生するものと考えられる。ところ
が、中間層が良好に分断されている場合ｃＨ１密着曲げ
をしてもめつき層にかかる応力が分散され、めっき層が
均一に伸びるため、クランクの発生が抑制されるものと
考えられる。筐だ、めっき層を再結晶組織にしたことに
よるめっき層の延性向上の効果も太きいと思われる。実
験によれば、再結晶しためつき層では８１が球状化して
おり、再結晶しためつき層の伸び値が鋳造組織の同組成
のめつき層に比べて約２倍大きくなっていることが確認
されている。

ざらに、第３表より明らかなごとく、本発明材の平坦部
の耐食性も通常の溶融アルミめっき鋼板と比較して著し
く向上していることが認められる。

この理由として、溶融アルミめっき鋼板のＡｌ−８ｉ被
被覆に存在するピンホールが圧延工程て潰ぶされること
により、点状赤ザビの発生全抑制しているものと考えら
れる、 しかし、圧延圧下率が８０％以上、すなわちＱ値が５０
％以上になると、圧延時にめっき層にミクロクラックが
多数発生し、その後の焼鈍工程でも消滅しないので、平
坦部、加工部を問わずその耐食性は著しく低下してし壕
う。

例４ （１）　　鋼板 転炉により溶製した総Ｃ、０，０６５ｗｔ％、Ｓｉ。

ｔｒ、、Ｍｎ、　０．３０　ｗｔ％、Ｐ　、　０．０１
８　ｗｔ％、Ｓ、　　０．０１１ｗｔ％、固溶Ｎ　、　
０．００１８　ｗｔ％、残部Ｆｅの成分を有する低炭素
鋼の造塊時に鋳型内１ｃ　ＭｎＮ　ｋ適当量添加し、棟
々の固溶Ｎ含有量を有する鋼塊全製造した。次に、この
鋼塊を通常の方法で分解、庇取、熱延、酸洗、冷延し、
めっき原板を製造した。

さらに、これらの冷延鋼板を湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍
し、第４表に示すごとき種々の総Ｃ１固溶Ｎ含有量を有
するめっき原板を製造した。

（２）アルミめっき鋼板の製造 前記鋼板（０，８ｍｙｔ厚）全常法にしたがって脱脂、
酸洗した後、６７０ＣのＡｔ−９，５％Ｓ１浴に５秒間
浸漬して溶融アルミめっきを行ない、めっき付着量が片
面８０　？／ｎｔの溶融アルミめっき鋼板とじ１こ。

この溶融アルミめっき鋼板ヲ５０％の圧下率で圧延後５
３０Ｃの温度で１０時間加熱して再結晶焼鈍を行ない、
片面付着量４０ｆ／ｌｒｉ：、全板厚０．４朋のアルミ
めっき鋼板とした。

（３）加工性試験 得られたアルミめっき鋼板ｉ　ＪＩＳ　Ｚ２２４８　Ｖ
ｃ基づいて密着曲げ試験を行ない、その曲げ部の表面外
観および断面組織を下記の第５表の基準により判定した
。その結果を第６表に示す。

（４）耐食性試験 得られたアルミめっき鋼板ｉＪ工５Ｚ２３７１　ｖＣ基
づく塩水噴霧試験に供Ｉ〜、平坦部および密着曲げ部の
点状光サビ発生までの時間を測定した。その結果を後記
第６表に示す。

なお、この加工性試験ならびに耐食性試験において比較
材として、片面付着量４０ｆ汐、板厚０．４ｍｍの通常
の溶融アルミめっき鋼板（母材成分として、総Ｃ，０，
０４５ｗｔ％、Ｓｉ、　　ｔｒ、、Ｍｎ　、　　０．３
０ｗｔ％、Ｐ　、　０．０１８　ｗｔ％、Ｓ　、　０．
０１１　ｗｔ％、固溶Ｎ。

０．００２３　ｗｔ％、残部Ｆθ）を用いた。比較材に
ついてのテスト結果も第６表に示す。

本発明材（試料番号２．５．５．７．８）は密着曲げ加
工してもめつき層にクランクを発生せず、また赤サビの
発生日数も通常の同付着量の溶融アルミめっき鋼板に比
べて著しく高い値を示す。

一方、従来の低炭素リムド鋼板に溶融アルミめっきを行
ない、圧延後５５０Ｃの温度で１０時間加熱して焼鈍し
た供試材（試料番号１．４．６）は硬くて脆いＡＡ−Ｆ
ｅ金属間化合物が表面１で成長し、加工性、耐食性が著
しく低下することが認められる。

例５ （１）鋼板 例４におけると同様な方法により製造した総Ｃ１０，０
１５ｗｔ％、固溶Ｎ　、　０．００８＋　ｗｔ％の化学
成分を有する鋼板を使用した。

（２）アルミめっき鋼板の製造 鋼板（板厚０．７朋）を常法にしたがって脱脂、酸洗し
た後、６８０ＣのＡｌ　−４，８ｗｔ％　ＳＬ浴に５秒
間浸漬して溶融アルミめっき全行ない、めっき付着量が
片面５ａｙ７ｔｒｊの溶融アルミめっき鋼板とした。

この廖融アルミめっき鋼板全５０チの圧Ｔ゛率で圧延後
、５５０Ｃの温度で６時間加熱して再結晶焼鈍全行ない
、片面付着量４０７汐、金板１享Ｑ、３５＠ｉのアルミ
めっき鋼板とし１ζ。

（３）加工性試験 例４と同様。

（４）耐食性試験 例４と同様。

なお、比較材として、片面付着量ａＯｔｉ／ｒｒｊ、６
０７〜．８０グ消、板厚Ｑ、５５ｍｍの従来のアルミめ
っき鋼板（母材成分として総Ｃ、０，０５４ｗｔチ、Ｓ
Ｌ。

ｔｒ、、Ｍｎ、０．３υチ、Ｐ　、　　０．０１３　ｗ
ｔ％、Ｓ、０．０１０ｗｔ％、固溶Ｎ　、　’　０．Ｕ
Ｏ２１ｗｔ％　１残部Ｆθ）ｆｆ：用い１ζ。

第７表にこの加工性試験ならびに耐食性試験の結果を併
せて示す。

第７表の結果から明らかなように、本発明側（試料番号
１１）ハ通常の溶融アルミめっき鋼板に比べて潰れた加
１性を示゛ｔことが認められる。

θ 寸だ、耐食性についても本発明側が通常の溶融゛アルミ
めっき鋼板より優れていることは明白で、平坦部でも１
．５〜２倍の耐食性向上効果が認められる。

例６ （１）　　鋼板 例４ｖｃおけると同様な方法により製造したところの、
総Ｃ、０，０１８ｗｔ％、固溶Ｎ　、　０．０６４　ｗ
ｔ％の化学成分を有する鋼板を使用した。

（２）アルミめっき鋼板の製造 鋼板（板厚０．７朋）を常法にしたがって脱脂、酸洗Ｌ
ｍ後、６５０　Ｃ（７）　Ａｌ　−６，７ｗｔ％　Ｓｉ
温浴１ｃ秒間浸漬して、めっき付着量が片面８０ｆ／／
ｉの溶融′アルミめっき鋼板とした。

この溶融アルミめっき鋼板を１０〜８０チの範囲内の表
示した種々の圧下率で圧延後、５５０Ｃの温度で１０時
間加熱して再結晶焼鈍を行ない種々のアルミめっき鋼板
を得た。

（３）加工性試験 例１と同じ。

（４）耐食性試験 例１と同じ。

両試験の結果を第８表に示す。

第８表から示されるように、圧延圧下率が１０係、２０
％のものでは、中間層が良好な分断状態とけならないた
め、密着曲げ試験においてクランクを発生し、その部分
の赤坊ビ発生は著しく早くなる。また、圧延圧下率が８
０％のものでは、圧延時にめっき層に微細なりランクが
発生し、塩水噴霧試験において短時間で、１ζたみじゎ
状の赤プビ全発生する。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）および（１））は、従来のアルミめっき鋼
板および本発明によるアルミめっき鋼板の構造をそれぞ
れ示す長手方向に沿った断面写真であり第２図は、本発
明によるアルミめっき鋼板における中間層の分断の程度
を表わすのに用いられるパラメーターＰ値およびＱ値を
説明する１ζめの、圧延されｌζアルミめっき鋼板の圧
延方向Ｆ沿つ１ζ断面図であり、そして 第３図は、本発明によるアルミめっき鋼板の鋼中の総炭
素量および固溶窒素量の範囲を示すグラフである。 出願人　　日新製鋼株式会社

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）固溶ＮＯ，００２〜０．０２重量％および総Ｃｖ
   ’５−／３Ｎ−１／３００（式中Ｎは固溶Ｎの重量％）
   重量％以下を含有しかつ再結晶組織を有する鋼板からな
   る基板と、アルミニウムおよび１〜１５重量％のシリコ
   ン刀）ら実質的になりかつ再結晶組織を有する前記基板
   の少くとも片面上に形成されたアルミめっき層と、そし
   て前記基板とアルミめっき層との界面に存在するＡ７−
   Ｆｅ−Ｓｉ金属間化合物から実質的になる分断された非
   連続状態の中間層とからなる加工性および耐食性に優れ
   たアルミめっき鋼板。
2. （２）前記分断された非連続状態の中間層がＡｔ−Ｆｅ
   −Ｓｉ金属間化合物から実質的ｉｃｙる分離した島から
   なり、長手方向の断面で観察した場合個々の島の平均サ
   イズが１０μｍ以下でかつ高量の間隙の総和が全長の１
   ０〜５０％である特許請求の範囲第１項記載のアルミめ
   っき鋼板。
3. （３）固溶ＮＵ、００２〜０．０２重量％および総ＣＪ
   ｓ、刀マコ）ン扁石（式中Ｎは固溶Ｎの重量％）重量％
   以下を含有する鋼板からなる基板と、アルミニウムおよ
   び１〜１５重量％のシリコンから実質的ｖｃする前記基
   板の少くとも片面上に形成されたアルミめっき層と、そ
   して前記基板とアルミめっき層との界面に存在１るＡｔ
   −Ｆｅ−Ｓｉ金属間化合物から実質的になる連続した中
   間層とからなるアルミめっき鋼板を前記連続した中間層
   を分断するのに十分な圧下率で圧延し、次いでその圧延
   されたアルミめっき鋼板を基板とアルミめっき層との界
   面でＡｌ−Ｆｅの相互拡散を生せしめることなく基板全
   再結晶組織とするのに十分な温度で焼鈍することからな
   る加工性および耐食性に優れζアルミめっき鋼板の製造
   法。
4. （４）前記連続した中間層を分断して分離した島となし
   、圧延方向の断面で観察した場合個々の島の平均サイズ
   が１０μｍ以下でかつ高量の間隙の総和が全長の１０〜
   ５０％であるようにするのに十分な圧下率で圧延を行な
   う特許請求の範囲第３項記載の方法。
5. （５）３０〜７０％の圧下率で圧延を行ないかつ５００
   〜６００Ｃの温度で焼鈍を行なう特許請求の範囲第６項
   または第４項記載の方法。