ES2713075T3

ES2713075T3 - Material de acero chapado con una aleación basada en Mg

Info

Publication number: ES2713075T3
Application number: ES08722555T
Authority: ES
Inventors: Kohei Tokuda; Koichi Nose
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-03-15
Filing date: 2008-03-14
Publication date: 2019-05-17
Anticipated expiration: 2028-03-14
Also published as: EP2135968A4; US8562757B2; BRPI0809237A2; CN101636517A; CN101636517B; EP2135968B1; MY147024A; CA2681059C; JP2008255464A; RU2009138051A; TW200907105A; RU2445401C2; AU2008225398A1; US20100018612A1; CA2681059A1; BRPI0809237B1; AU2008225398B2; BRPI0809237B8; EP2135968A1; NZ579535A

Abstract

Un material de acero chapado con una aleación basada en Mg, caracterizado por estar provisto de una capa de chapado de aleación basada en Mg que consiste en Zn: 15% en átomos o más, Mg: más que 35% en átomos, uno o más elementos seleccionados del grupo de elementos B: Al, Ca, Y y La en un total de 0,03 a 15% en átomos, opcionalmente, uno o más elementos seleccionados del grupo de elementos A: Si, Ti, Cr, Cu, Fe, Ni, Zr, Nb, Mo y Ag en un total de 0,03 a 5% en átomos, e impurezas inevitables; donde dicha capa de chapado de una aleación basada en Mg por inmersión en caliente contiene un compuesto intermetálico Zn3Mg7 en una relación de intensidades de rayos X (relación de la intensidad de picos de difracción de Zn3Mg7 (excluyendo el pico de difracción del espaciado entre planos de difracción de 0,233 nm) en la suma de todas las intensidades de los picos de difracción que aparecen en el espaciado entre planos de difracción de 0,1089 a 1,766 nm (donde se excluye el pico de difracción del espaciado entre planos de difracción de 0,233 nm)) de 10% o más, donde la relación de intensidades de rayos X se mide con rayos Cu-Kα utilizando un tubo de rayos X con objetivo de Cu para la fuente de rayos X, y donde el pico de difracción de Zn3Mg7 se encuentra consultando las tablas de datos de difracción JCPDS, número de tarjeta: 08-0269.

Description

DESCRIPCION

Material de acero chapado con una aleacion basada en Mg

Campo tecnico

La presente invencion se refiere a un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg provisto de una aleacion con una composicion de alto contenido en Mg (aleacion basada en Mg).

Antecedentes de la tecnica

Como material de acero chapado con un metal por immersion en caliente se esta utilizando un material de acero chapado con Zn por immersion en caliente en una amplia gama de campos tales como automoviles, materiales de construccion, electrodomesticos, etc. En general, con el fin de garantizar un efecto a largo plazo a prueba de oxido es efectiva una gran cantidad de deposicion de chapado.

Esto es porque con un chapado de Zn, la velocidad de corrosion de la capa de chapado en sf misma es mas lenta que la del metal de hierro del material de acero e incluso en lugares en los que el hierro esta expuesto, el bajo potencial de corrosion del Zn presenta una capacidad de proteccion contra la corrosion por sacrificio con respecto al material de acero.

Estos efectos de resistencia a la corrosion y a prueba corrosion se obtienen por el consumo de Zn, por lo que cuanto mayor sea la cantidad de Zn por unidad de area, mayor sera el tiempo durante el cual se puede mantener el efecto de resistencia a la corrosion y de proteccion contra la corrosion.

Por otro lado, si la cantidad de deposicion de Zn aumenta, la procesabilidad, la soldabilidad y otras caractensticas requeridas para un material de acero tienden a deteriorarse. Por esta razon, en el chapado con Zn, si es posible, se esta buscando la exhibicion de una alta resistencia a la corrosion mediante una cantidad de deposicion mas pequena.

Ademas, en los ultimos anos, el agotamiento de los recursos de Zn se ha considerado un problema. Para reducir la cantidad de Zn usada, se esta buscando un chapado de Zn que tenga una alta resistencia a la corrosion mediante una baja cantidad de deposicion.

Para obtener una resistencia a la corrosion suficiente mediante una baja cantidad de deposicion de chapado de Zn, se agrega un elemento de aleacion al recubrimiento de Zn para mejorar la resistencia a la corrosion. Hasta ahora se han hecho numerosos intentos. En la actualidad, se estan utilizando ampliamente los chapados de aleaciones de Zn-Ni, chapados de aleaciones de Zn-Fe, etc., particularmente para chapas de acero para automoviles. Los chapados de aleaciones de Zn-Al tambien se estan utilizando ampliamente para materiales de construccion.

En particular, para mejorar aun mas la resistencia a la corrosion en los chapados de aleaciones de Zn-Al, se estan desarrollando metodos para agregar Mg o Si. Por ejemplo, la capa de chapado de aleacion del acero de superior resistencia a la corrosion descrita en la Publicacion de Patente Japonesa (A) No. 2002-60978 contiene, en % en masa, Al: 1 a 50% y Mg: 0,1 a 20%.

Ademas, en el chapado con aleaciones de Zn-Mg descrito en la Publicacion de Patente Japonesa (A) No. 2005 82834, la capa de chapado de aleacion contiene, en % en masa, de 0,05 a 3% de Mg, con lo que se obtiene una resistencia a la corrosion. En esta tecnica anterior, el contenido de Mg de la capa de chapado es a lo sumo, en % en masa, 20% aproximadamente.

De esta manera, en la tecnica anterior, el contenido de Mg se ha mantenido bajo. Hay principalmente tres razones para esto.

La primera razon es que, si se agrega Mg en una concentracion alta, aumenta la posibilidad de aumentar el punto de fusion del bano de chapado y que, incluso despues del chapado, aumenta la posibilidad de formacion de compuestos intermetalicos que causan el deterioro de la procesabilidad.

Cuando se agrega Mg al bano de Zn, el Mg puede disolverse con relativa facilidad hasta un % en masa de aproximadamente 3%. Esto se debe a que el Mg agregado forma MgZn²(compuesto intermetalico) y este MgZn²forma una composicion eutectica con Zn y causa que el punto de fusion descienda.

Sin embargo, si se agrega Mg por encima del 3%, la cantidad de formacion de MgZn²aumenta y el resultado se desvfa de una composicion eutectica, por lo que el punto de fusion del bano de chapado aumenta rapidamente y la viscosidad del bano de chapado aumenta.

Ademas, si la cantidad de adicion de Mg se acerca al 20%, el Mg agregado forma insolubles y aumenta la cantidad de escoria producida. El Mg se acumula en la escoria en la superficie del bano de chapado en una alta concentracion. Dependiendo de la atmosfera, este entra en ignicion en la superficie del bano. El chapado se vuelve diffcil.

Ademas, si se agrega Mg en una alta concentracion de 10% o mas, en la capa de chapado de aleacion despues de la solidificacion se forman compuestos intermetalicos y una capa de aleacion en grandes cantidades.

Los compuestos intermetalicos presentes en la capa de chapado de aleacion y la capa de aleacion formada en el lfmite de la lamina de acero y la capa de chapado tienen poca capacidad de deformacion plastica, por lo que si se utiliza una composicion de bano de chapado que contenga Mg en una alta concentracion, se forma una capa de chapado que tiene mala procesabilidad y se vuelven notables los problemas de agrietamiento de la capa de chapado y la descamacion de la lamina de acero.

Debido a las condiciones anteriores que permiten la formacion del chapado y al problema de la procesabilidad de la capa de chapado, hasta ahora la cantidad de Mg agregado se ha considerado limitada a alrededor de un % en masa de alrededor del 20%.

La segunda razon por la que el contenido de Mg se ha mantenido bajo es que el Mg tiene una mala reactividad con el Fe. El Mg no forma compuestos intermetalicos con el Fe y no disuelve el Fe en absoluto (por ejemplo, Journal of the Japan Institute of Metals, vol. 59, no. 3 (1995), p. 284 to 289).

Ademas, el Mg se oxida facilmente. Una pelfcula de oxido de Mg causa el deterioro de la humectabilidad con el Fe, lo que da lugar al deterioro de la adherencia.

Incluso con el chapado de aleacion de Zn-Mg o el chapado de aleacion de Zn-Mg-Al, la cantidad activa de Zn o Al se hace mas pequena debido al Mg agregado. Por lo tanto, se suprime la formacion de una capa de aleacion de Zn-Fe o una capa de aleacion de Al-Fe que contribuye a la adhesion entre la capa de chapado y el Fe.

Como resultado, en el chapado con aleacion de Zn-Mg, cuanto mayor sea la concentracion de Mg, mas diffcil sera asegurar la adhesion. En el momento de procesar, la capa de chapado se descama facilmente, etc. Por lo tanto, solo fue posible fabricar un material de acero chapado con aleacion con propiedades de material inferiores.

La tercera razon por la que el contenido de Mg se ha mantenido bajo es que se crefa que con una composicion de chapado que contiene Mg en una concentracion alta, la resistencia a la corrosion se vuelve peor.

El Mg es el metal que mas facilmente se oxida entre los metales de uso practico, por lo que incluso con un chapado con una aleacion con una concentracion de Mg de un % en masa del 50% o mas, se ha crefdo que el Mg se oxidana y la resistencia a la corrosion se volvena mala y carecena de sentido practico.

Debido a estas razones, un material de acero provisto de una capa de chapado de Zn por inmersion en caliente que contiene Mg en una alta concentracion genera preocupaciones en terminos de produccion y rendimiento y no ha existido hasta ahora.

En la Publicacion de Patente Japonesa (A) No. 8-13186 se describe un metodo para producir mediante galvanoplastia una lamina de acero chapado provista de una capa de chapado de aleacion de Zn-Mg que contiene 35% en masa o mas de Mg.

Hasta ahora, los metodos para producir material de acero chapado provisto de una capa de chapado de Zn-Mg que contiene Mg en una concentracion alta han sido todos metodos ineficientes, tales como los metodos de galvanoplastia que usan sales fundidas o disolventes no acuosos. Todavfa no se ha propuesto un metodo de produccion que utilice el metodo de chapado por inmersion en caliente de superior eficiencia.

Ademas, el metodo para producir una lamina de acero chapada con Zn-Mg utilizando el metodo de chapado por deposicion de vapor que utiliza el punto de fusion bajo y la alta presion de vapor de Mg se ha descrito en "Nisshin Steel Technical Reports, No. 7835 (1998), 18-27".

De acuerdo con este metodo de produccion, se cree que es posible producir una lamina de acero chapada provista de una capa de chapado que contenga Mg en una alta concentracion, pero es necesaria la deposicion en estado de vapor en el orden de Zn ^ Mg ^ Zn. Si se compara con el metodo de chapado por inmersion en caliente, es un metodo de produccion ineficiente.

Ademas, la concentracion de Mg de la capa de chapado de una lamina de acero chapada con Zn-Mg producida por el metodo de produccion descrito en "Nisshin Steel Technical Reports, No. 78 35 (1998), 18-27" es 11 a 13% en masa. No se esta estudiando una capa de chapado de aleacion de Mg-Zn que contiene Mg en una concentracion alta y su rendimiento no ha sido descrito en absoluto.

La concentracion de Mg de la capa de chapado de los materiales de acero chapados por inmersion en caliente descritos hasta ahora ha sido como maximo, en % en masa, solo el 20%. Casi todas las investigaciones en este campo se han limitado al intervalo de Mg del 20% o menos.

Hasta ahora, en realidad nunca se ha estudiado el chapado por inmersion en caliente que contiene Mg en una alta concentracion. Por lo tanto, hasta ahora nunca se han aclarado las propiedades de una capa de chapado por inmersion en caliente que contiene Mg en una alta concentracion.

Descripcion de la invencion

La presente invencion tiene como objeto la provision de un material de acero chapado con una aleacion metalica por inmersion en caliente que comprende un material de acero chapado provisto de una capa de chapado de aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente que contiene Mg en una alta concentracion y que consigue tanto adhesion como resistencia a la corrosion.

Los inventores estudiaron la adicion de Mg en una alta concentracion como un medio para obtener una alta resistencia a la corrosion en el chapado de Zn por inmersion en caliente.

Como resultado, los inventores descubrieron que si se ajusta la composicion del bano en un intervalo espedfico de composicion en un bano de chapado de Zn basado en Mg que contiene Mg en una concentracion alta, es posible reducir el punto de fusion del bano de chapado por inmersion en caliente a menos que el punto de ignicion del Mg y reducir tanto la viscosidad del bano de chapado como la cantidad de produccion de escoria y es posible producir por inmersion en caliente un material de acero chapado provisto de una capa de chapado de aleacion basada en Mg. Adviertase que, a veces, en lo que sigue a "Zn basado en Mg" se le denomina como "Mg-Zn".

Ademas, los inventores investigaron las propiedades ffsicas y la estructura de la seccion transversal de esta capa de chapado de aleacion de Mg-Zn y, como resultado, descubrieron que en un chapado de aleacion de bajo contenido de Mg, se eliminaba la formacion de una capa de aleacion de Zn-Fe, etc., que contribrna a la adhesion del chapado, pero si se incluye Mg en una concentracion alta, si el Zn esta presente en la capa de chapado hasta cierto punto, el Fe se difunde desde el material de la matriz a la capa de chapado y permite asegurar la adhesion.

Ademas, descubrieron que la adherencia de una capa de chapado de aleacion de Zn basada en Mg con una lamina de acero se mejora aun mas si se aplica a la lamina de acero un pre-chapado con una pelfcula metalica de Ni, Cu, Sn, etc.

Ademas, los inventores descubrieron que, en parte del intervalo de composiciones de la presente invencion, es posible formar una fase amorfa con una velocidad de enfriamiento practica y que, si la fase amorfa se convierte en un porcentaje en volumen del 5% o mas, se pueden suprimir los defectos que forman los puntos de inicio del pelado y el agrietamiento de la capa de chapado y los efectos perjudiciales de los compuestos intermetalicos.

Ademas, los inventores descubrieron que la resistencia a la corrosion de la capa de chapado de aleacion basada en Mg de la presente invencion es superior a la de la capa de chapado de Zn por inmersion en caliente convencional, pero al incorporar una fase amorfa, la resistencia a la corrosion se mejora respecto a una capa de chapado de la misma composicion, pero que solamente comprende una fase cristalina dependiendo de las condiciones de uso. Incluso si la capa de chapado no es una fase amorfa, sino cristalina, en parte del intervalo de composiciones de la presente invencion, es posible congelar la fase estable a alta temperatura sin que exista el estado de equilibrio a temperatura ambiente tal como esta hasta la temperatura ambiente mediante una velocidad de enfriamiento practica. Ademas, los inventores descubrieron que una capa de chapado que contiene esta fase estable a alta temperatura tiene una resistencia a la corrosion y una capacidad de proteccion contra la corrosion por sacrificio extremadamente superiores, por lo que puede utilizarse como una capa de chapado de alta resistencia a la corrosion y alta capacidad de proteccion contra la corrosion por sacrificio, nunca antes existente en el pasado.

La dificultad de formar una capa de chapado que contenga una fase amorfa, una fase estable a alta temperatura u otra fase de no equilibrio en la superficie de la lamina de acero se debe al hecho de que, despues del chapado por inmersion en caliente, es necesario enfriar la capa de chapado mediante una gran velocidad de enfriamiento.

Los inventores estudiaron el objetivo de formar facilmente una capa de chapado de aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente que contenga esta fase de no equilibrio en la superficie de la lamina de acero y separar el proceso de chapado por inmersion en caliente y el proceso de enfriamiento.

Como resultado, alcanzaron la serie de procesos termicos de recalentamiento y enfriamiento rapido. Se dejo que las laminas de acero chapadas con aleacion de Mg-Zn se enfriaran de manera natural despues del chapado (en lo que sigue, este recalentamiento y enfriamiento rapido a veces se denomina "recalentamiento/enfriamiento rapido"). Usualmente, si se chapa, se recalienta a continuacion un material de acero chapado provisto de una capa de chapado por inmersion en caliente que contiene Al o Zn, el Fe suministrado por el material de acero chapado y el Al y/o el Zn en la capa de chapado forman capas de compuestos intermetalicos (aleacion) (en lo que sigue, algunas veces a esto se le denomina "aleacion").

Sin embargo, los inventores descubrieron que al recalentar/enfriar rapidamente mediante un control de temperatura espedfico en un intervalo espedfico de composiciones en la capa de chapado con una aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente de la presente invencion, es posible suprimir la aleacion del Fe y el Al o la aleacion del Fe y el Zn. Es decir, en un intervalo espedfico de composiciones, es posible volver a fundir la capa de chapado mientras que se suprime la aleacion. Si se utiliza esto, incluso con una lmea de chapado ordinaria que no cuenta con las instalaciones de enfriamiento super rapido, es posible realizar primero un enfriamiento lento para fabricar un material de acero chapado provisto de un chapado de aleacion de Mg-Zn en fase de equilibrio por immersion en caliente, luego, fuera de lmea o en lmea, recalentar y enfriar rapidamente este material de acero para producir una lamina de acero chapado provista de una capa de chapado por immersion en caliente en fase no de equilibrio.

Es decir, al separar el proceso de enfriamiento rapido requerido para obtener una fase de no equilibrio de la pieza de chapado por immersion en caliente, es posible formar facilmente una capa de chapado de fase de no equilibrio de aleacion Mg-Zn por immersion en caliente que contiene una fase amorfa o una fase estable a alta temperatura en el material de acero.

La presente invencion se realizo basandose en el descubrimiento anterior y tiene como su esencia lo siguiente: (1) Un material de acero chapado de una aleacion basada en Mg caracterizado por estar provisto de una capa de chapado de aleacion basada en Mg por immersion en caliente.

(2) Un material de acero chapado de una aleacion basada en Mg caracterizada por estar provisto de una capa de chapado de una aleacion basada en Mg por immersion en caliente que contiene Zn: 15% en atomos a menos que 45% en atomos.

(3) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg caracterizada por estar provisto de una capa de chapado de una aleacion basada en Mg que contiene Zn: 15% en atomos a menos que 45% en atomos y ademas contiene uno o mas elementos seleccionados de un grupo de elementos A: Si, Ti, Cr, Cu, Fe, Ni, Zr, Nb, Mo y Ag en un total de 0,03 a 5% en atomos.

(4) Un material de acero chapado de una aleacion basada en Mg caracterizado por estar provisto de una capa de chapado de una aleacion basada en Mg por immersion en caliente que contiene Zn: 15% en atomos o mas y Mg: por encima de 35% en atomos y que ademas contiene uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos B: Al, Ca, Y y La en un total de 0,03 a 15% en atomos.

(5) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg caracterizada por estar provisto de una capa de chapado con una aleacion basada en Mg por immersion en caliente que contiene Zn: 15% en atomos o mas y Mg: por encima de 35% en atomos y que ademas contiene uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos B: Al, Ca, Y y La (B1) en un total de 0,03 a 15% en atomos cuando Mg: por encima de 55% en atomos y (B2) en un total de 2 a 15% cuando Mg: 55% en atomos o menos.

(6) Un material de acero chapado de una aleacion basada en Mg como se establece en (4) o (5), caracterizado porque dicha capa de chapado de una aleacion basada en Mg por immersion en caliente contiene Mg: 85% en atomos o menos.

(7) Un material de acero chapado de una aleacion basada en Mg como se establece en (4) o (5), caracterizado porque dicha capa de chapado de una aleacion basada en Mg por immersion en caliente contiene Mg: 55 a 85% en atomos.

(8) Un material de acero chapado de una aleacion basada en Mg como se establece en una cualquiera de (4) a (7) caracterizado porque dicha capa de chapado de una aleacion basada en Mg por immersion en caliente contiene ademas uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos A: Si, Ti, Cr, Cu, Fe, Ni, Zr, Nb, Mo y Ag en un total de 0,03 a 5% en atomos.

(9) Un material de acero chapado de una aleacion basada en Mg como se establece en uno cualquiera de los apartados (1) a (8) caracterizado porque dicha capa de chapado de una aleacion basada en Mg por immersion en caliente contiene Zn: 15% en atomos a menos que 45% en atomos y contiene una fase amorfa en un porcentaje en volumen del 5% o mas.

(10) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg caracterizada por estar provisto de una capa de chapado de una aleacion basada en Mg que contiene Zn: 15% en atomos a menos que 44,97% en atomos, que ademas contiene uno o mas elementos seleccionados del grupo compuesto de elementos del grupo de elementos A: Si, Ti, Cr, Cu, Fe, Ni, Zr, Nb, Mo y Ag y el grupo de elementos B': Ca, Y y La en un total de elementos del grupo de elementos A de 0,03 a 5% en atomos y ademas un total de elementos del grupo de elementos B' de 0,03 a 15% en atomos (donde, cuando dicho total es menor que 0,03 a 5% en atomos, Mg: por encima de 55% en atomos y cuando 5 a 15% en atomos, Zn: menos que 40% en atomos), y que contiene una fase amorfa en un porcentaje en volumen de 5% o mas.

(11) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg como se indica en cualquiera de (1) a (8) caracterizado porque dicha capa de chapado de una aleacion basada en Mg por immersion en caliente contiene un compuesto intermetalico Zn³Mg⁷en una relacion de intensidades de rayos X (relacion de la intensidad de picos de difraccion de Zn³Mg⁷(excluyendo el pico de difraccion del espaciado entre planos de difraccion de 0,233 nm) en la suma de todas las intensidades de los picos de difraccion que aparecen en el espaciado entre planos de difraccion de 0,1089 a 1,766 nm (excluyendo el pico de difraccion del espaciado entre planos de difraccion de 0,233 nm) de 10% o mas.

(12) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg caracterizado por estar provisto de una capa de chapado de una aleacion basada en Mg por immersion en caliente que contiene Zn: 20% en atomos o mas y Mg: 50% a 75% en atomos, que ademas contiene uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos B: Al, Ca, Y y La en un total de 0,03 a 12% en atomos (donde cuando dicho total es de 1 a 12% en atomos, el contenido de Al es: 1% en atomos o mas), y que contiene un compuesto intermetalico ZnaMgz en una cantidad requerida.

(13) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg como se indica en uno cualquiera de los apartados (1) a (8), caracterizado porque dicha capa de chapado de una aleacion basada en Mg por inmersion en caliente contiene una fase de no equilibrio obtenida al mantener dicha capa de chapado a una temperatura de un punto de fusion del chapado de aleacion basada en Mg hasta (punto de fusion del chapado de aleacion basada en Mg 100°C) durante 1 minuto o menos, y a continuacion enfriandola rapidamente.

(14) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg como se establece en (13), caracterizado porque dicha fase de no equilibrio es una o ambas de una fase amorfa y un compuesto intermetalico Zn³Mg⁷.

(15) Un material de acero chapado en una aleacion basada en Mg como se establece en (13) o (14), caracterizado porque dicho enfriamiento rapido es enfriamiento con agua o enfriamiento con agua nebulizada.

(16) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg como se establece en uno cualquiera de los apartados (1) a (15), caracterizado porque la interfaz entre dicha capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente y el material de acero esta provista de una capa de pre-chapado compuesta de uno o mas elementos seleccionados de Ni, Cu, Sn, Cr, Co y Ag.

(17) Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg segun se establece en uno cualquiera de los apartados (1) a (16), caracterizado porque dicha capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente contiene un resto hasta 100% de Mg e impurezas inevitables.

La presente invencion (material de acero chapado de una aleacion basada en Mg) permite la produccion por el procedimiento habitual de chapado por inmersion en caliente, por lo que es superior en universalidad y economfa. Ademas, la capa de chapado de aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente de la presente invencion permite una resistencia a la corrosion superior a la de una capa de chapado con Zn por inmersion en caliente a la vez que mantiene baja la concentracion de Zn, lo que contribuye al ahorro de recursos de Zn.

Ademas, la capa de chapado de una aleacion basada en Mg por inmersion en caliente de la presente invencion es excelente no solo por su resistencia a la corrosion, sino tambien por su procesabilidad, por lo que la presente invencion puede ser ampliamente utilizada como miembro estructural o miembro funcional en automoviles, materiales de construccion y electrodomesticos.

Breve descripcion de los dibujos

La Fig. 1 es una vista que muestra la region de composiciones en la que el punto de fusion llega a 580°C o menos debido a la adicion de Al, Ca, Y y/o La.

La Fig. 2 es una vista que muestra la region de composiciones en la que el punto de fusion llega a 520°C o menos debido a la adicion de Al, Ca, Y y/o La.

La Fig. 3 es una vista que muestra la region de composiciones en la que se obtiene una fase amorfa.

La Fig. 4 es una vista que muestra un diagrama de fases de una aleacion binaria de Mg-Zn.

La Fig. 5 es una vista que muestra la region de composiciones en la que se obtiene ZnaMgz.

La Fig. 6 es una vista que muestra la estructura de la seccion transversal de una capa de chapado (fase cristalina) de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos.

La Fig. 7 es una vista que muestra la estructura en seccion transversal de una capa de chapado (fase amorfa) de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos.

La Fig. 8 es una vista que muestra un patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado (fase amorfa) de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos.

La Fig. 9 es una vista que muestra una imagen FE-TEM (imagen de campo brillante) cerca de la interfaz de una capa de chapado (fase amorfa) de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos.

La Fig. 10 es una vista que muestra los resultados del analisis elemental por EDX en el punto de cruce en la imagen FE-TEM mostrada en la Fig. 9.

La Fig. 11 es una vista que muestra un patron de difraccion de haz de electrones en el punto de cruce en la imagen FE-TEM mostrada en la Fig. 9.

La Fig. 12 es una vista que muestra un patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado (fase amorfa, Zn³Mg⁷) del Num. 16 en la Tabla 9 de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos - Al al 4% en atomos.

La Fig. 13 es una vista que muestra un patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado (Zn³Mg⁷) del No. 3 en la Tabla 9 de Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 6% en atomos.

La Fig. 14 es una vista que muestra el patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado del Num. 3 en la Tabla 9 (en la figura, 10) de Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 6% en atomos, el patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado del No. 6 (en la figura, 11) de Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 8% en atomos, el patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado del Num. 7 (en la figura, 12) de Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 10% en atomos, y el patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado del Num. 8 (en la figura, 13) Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 13% en atomos.

La Fig. 15 es una vista que muestra el modo de un ensayo de corrosion por ciclos.

La Fig. 16 es una vista que muestra los aspectos de la corrosion en los resultados de los ensayos de corrosion por ciclos de acuerdo con los materiales de ensayo de la invencion y los materiales de ensayo comparativos.

La Fig. 17 es una vista que muestra la morfologfa de corrosion en la seccion transversal de la lamina de acero del Material 1 del Ensayo Comparativo.

La Fig. 18 es una vista que muestra la morfologfa de corrosion en la seccion transversal de la lamina de acero del Material 2 del Ensayo Comparativo.

La Fig. 19 es una vista que muestra la morfologfa de corrosion en la seccion transversal de los productos de corrosion del Material de Ensayo 1 de la Invencion (hasta 21 ciclos).

La Fig. 20 es una vista que muestra la morfologfa de la corrosion en la seccion transversal de los productos de corrosion del Material de Ensayo 1 de la Invencion (despues de 21 ciclos a 56 ciclos).

La Fig. 21 es una vista que muestra la morfologfa de corrosion en la seccion transversal de los productos de corrosion del Material de Ensayo 2 de la invencion (hasta 21 ciclos).

La Fig. 22 es una vista que muestra la morfologfa de corrosion en la seccion transversal de los productos de corrosion del Material de Ensayo 2 de la Invencion (despues de 21 ciclos a 56 ciclos).

La Fig. 23 es una vista que muestra los resultados del examen por EPMA de la seccion transversal de los productos de corrosion formados en 42 ciclos del Material de Ensayo 1 de la Invencion.

La Fig. 24 es una vista que muestra los resultados del examen por EPMA de la seccion transversal de los productos de corrosion formados en 42 ciclos del Material de Ensayo 2 de la Invencion.

La Fig. 25 es una vista que muestra un diagrama de fases de una aleacion de Al-Mg.

La Fig. 26 es una vista que muestra un diagrama de fases de una aleacion de Cu-Mg.

La Fig. 27 es una vista que muestra un diagrama de fases de una aleacion de Ni-Mg.

El mejor modo de llevar a cabo la invencion

A continuacion, se explicara la presente invencion en detalle.

Intrmsecamente, el Mg es un metal extremadamente diffcil de depositar sobre un material de acero mediante el metodo de chapado en caliente. Esto se debe al hecho de que (i) el Mg no reacciona mucho con el Fe y, ademas, (ii) el Mg no se disuelve mucho en el Fe (incluso si se disuelve, aproximadamente 10 ppm), es decir, se deba a la deficiente compatibilidad entre los elementos.

Por esta razon, a la inversa, es posible utilizar la mala compatibilidad para usar el material de acero tal como es como un material "crisol" para fundir el Mg. Es decir, si se usa un "crisol" de acero para fundir el Mg, el "crisol" no se danara y se puede mantener el Mg fundido.

Debido a las razones anteriores y la propiedad de la actividad del Mg de entrar en ignicion facilmente en el punto de fusion, no ha sido posible formar una capa de chapado de Mg o una capa de chapado de una aleacion basada en Mg que contenga Mg en una concentracion alta (por ejemplo, una aleacion de Zn basada en Mg) en un material de acero por el metodo de chapado por inmersion en caliente.

Sin embargo, el Mg es un metal con un bajo potencial de corrosion y un efecto extremadamente superior de proteccion contra la corrosion por sacrificio para un material de acero. Los inventores tomaron nota de este punto superior e investigaron intensamente la tecnica de formacion por el metodo de chapado por inmersion en caliente de una capa de chapado de una aleacion basada en Mg (por ejemplo, aleacion de Zn basada en Mg) que contiene Mg en una alta concentracion en la superficie de un material de acero. Como resultado, descubrieron que (x) si se utiliza un bano de chapado de una aleacion de Zn basada en Mg compuesta de Mg a la cual se agrega una cantidad requerida de Zn para formar una lamina de acero chapado, es posible formar sobre la superficie de la lamina de acero una capa de chapado de una aleacion de Zn basada en Mg de superior adhesion con la lamina de acero. Adviertase que, en lo que sigue, la "capa de chapado de aleacion" y la "capa de chapado", a menos que particularmente se explique lo contrario, significan una "capa de chapado de aleacion compuesta de una fase cristalina" y una "capa de chapado compuesta de una fase cristalina".

En el metodo de formacion de una capa de chapado de aleacion basada en Mg de la presente invencion, se emplea la tecnica de adicion de Zn al Mg basada en el anterior descubrimiento (x). Es decir, en la presente invencion, la tecnica de "agregar Zn al Mg" forma la base de la presente invencion.

Si se intenta formar la capa de chapado de aleacion basada en Mg de la presente invencion mediante la tecnica convencional de agregar una alta concentracion de Mg al Zn, junto con el aumento en la cantidad de adicion de Mg, como se explico anteriormente, la cantidad de produccion de MgZn²aumenta, el punto de fusion del bano de chapado aumenta y la viscosidad de la laminacion aumenta. La disolucion de Mg en Zn ya no es posible a una cierta concentracion. El Mg restante no disuelto termina entrando en ignicion en la atmosfera.

Por otra parte, cuando se agrega Zn al Mg como con la tecnica de adicion de la presente invencion, no surge el fenomeno mencionado anteriormente. La adicion de Zn al Mg no se ha considerado hasta ahora, pero los inventores realizaron una investigacion intensiva y, como resultado, descubrieron una tecnica para agregar Zn al Mg.

Si se anade Zn al Mg, ya que la composicion (Mg: 70% en atomos - Zn: 30%) es una composicion eutectica, si la cantidad de adicion de Zn aumenta, la viscosidad del bano de chapado cae.

Como aleaciones de Mg que exhiben diagramas de fase similares a un diagrama de fase de Zn-Mg, hay una aleacion de Al-Mg, una aleacion de Cu-Mg y una aleacion de Ni-Mg. Para referencia, la Fig. 25 muestra un diagrama de fases de una aleacion de Al-Mg, la Fig. 26 muestra un diagrama de fases de una aleacion de Cu-Mg, y la Fig. 27 muestra un diagrama de fases de una aleacion de Ni-Mg.

Como se entendera a partir de estas figuras, si se agrega Al, Cu o Ni en una cantidad de 10 a 30% en atomos, se forma una composicion eutectica con Mg. La composicion eutectica difiere en relacion atomica con la composicion eutectica de la aleacion de Mg-Zn, pero los inventores crefan que el Al, Cu y Ni son elementos provistos de funciones similares al Zn.

La razon por la cual no era posible agregar una alta concentracion de Mg al Zn hasta ahora era que el compuesto intermetalico MgZn²se produda en el momento de la adicion del Mg, pero, en la presente invencion, se empleo la tecnica de agregar Zn al Mg para evitar la produccion de MgZn²y, por lo tanto, se hizo posible la formacion de una capa de chapado de aleacion de Zn basada en Mg que contema Mg en una alta concentracion sobre la superficie del material de acero.

Para agregar mas simplemente Zn al Mg, primero se prepara una pequena cantidad de lingote de Mg-Zn con alto contenido de Mg en una atmosfera de argon. Este lingote se funde en la atmosfera y se agregan alternativamente Mg y Zn para aumentar las cantidades fundidas para que no se desvfen mucho de la composicion eutectica (Mg: 70% en atomos, Zn: 30% en atomos).

La composicion eutectica de aleacion de Mg-Zn funde cerca de 350°C, por lo que es posible evitar la ignicion del Mg (punto de ignicion 560°C). La fusion del Mg en la atmosfera es acompanada por el peligro de iniciar incendios y explosiones, por lo que es preferible fundirlo tanto como sea posible en una atmosfera de argon u otra atmosfera inerte. Sin embargo, la cantidad de la aleacion de Mg-Zn objetivo es grande, por lo que cuando no es posible preparar toda la cantidad objetivo de aleacion de Mg-Zn en una atmosfera de argon, es preferible emplear la tecnica de preparar solo la aleacion semilla en una atmosfera de argon en la forma anterior, y luego agregar alternativamente Mg y Zn en la atmosfera.

Tenganse en cuenta que, para suprimir la ignicion del Mg y la produccion de oxidos negros, es suficiente agregar Ca al Mg al mismo tiempo que se agrega el Zn. La razon por la cual el Mg se estabiliza debido a la adicion de Ca es, como una de las razones, que el Ca se oxida mas facilmente que el Mg.

Los inventores utilizaron el bano de chapado de aleacion basado en Mg preparado por el metodo de adicion de la presente invencion para formar una capa de chapado de aleacion basada en Mg sobre una lamina de acero e investigaron la morfologfa de corrosion en dicha lamina de acero chapada.

Ademas, compararon los resultados de sus investigaciones y la morfologfa de la corrosion en la lamina de acero convencional chapada de aleacion Zn por immersion en caliente.

Sometieron la presente invencion y las laminas de acero chapadas convencionales a ensayos de corrosion por ciclos para investigarlas.

La Fig. 15 muestra los modos del ensayo de corrosion por ciclos.

El ensayo de corrosion por ciclos utilizado en la presente memoria es un ensayo de corrosion desarrollado para coincidir relativamente bien con el estado real de corrosion en el ensayo de exposicion general. El desarrollo se llevo a cabo mediante la reduccion de la concentracion de sal en el proceso de rociado con sal en un ensayo de corrosion acelerada que se ha sido establecido como un ensayo de corrosion que coincide con el estado real de corrosion de la lamina de acero para automoviles.

Los inventores realizaron los ensayos dclicos y, como resultado, aprendieron que la morfologfa de la corrosion en un material de acero chapado de una aleacion basada en Mg de la presente invencion difiere sustancialmente en la morfologfa de la corrosion en el material convencional de acero chapado de aleacion de Zn por inmersion en caliente. Espedficamente, aprendieron lo siguiente:

(y) En una capa de chapado con una concentracion suficientemente alta de Mg, la mayona de los productos de corrosion son Mg(OH)², carbonato de magnesio basico y otros "productos de corrosion compuestos principalmente de Mg".

(z) Los "productos de corrosion compuestos principalmente de Mg" muestran un efecto de proteccion del metal de hierro mucho mas intenso que los productos de corrosion compuestos principalmente de Zn y suprimen notablemente la formacion de oxido rojo incluso despues de que todos los cambios del metal del chapado a los productos de corrosion.

En la presente memoria se explicaran parte de los resultados de los ensayos de corrosion dclicos hasta obtener el descubrimiento (y) y el descubrimiento (z).

Los inventores utilizaron los siguientes cuatro tipos de materiales de ensayo para los ensayos de corrosion por ciclos: (1) Lamina de acero provista de una capa de chapado (amorfa, espesor de la capa: 10 pm) de aleacion de Mg al 68% en atomos - Zn al 27% en atomos - Ca al 5% en atomos (Material de Ensayo de la Invencion 1).

(2) Lamina de acero provista de una capa de chapado (cristalina, espesor de la capa: 10 pm) de aleacion de Mg al 68% en atomos - Zn al 27% en atomos - Ca al 5% en atomos (Material de Ensayo de la Invencion 2).

(3) Lamina de acero provista de una capa de chapado de Zn por inmersion en caliente (espesor de la capa: 14 pm) (Material de Ensayo Comparativo 1 (material disponible comercialmente)).

(4) Lamina de acero provista de una capa de chapado de aleacion de Zn-Al-Mg por inmersion en caliente (espesor de la capa: 12 pm) (Material de Ensayo Comparativo 2 (material disponible comercialmente)).

La Fig. 16 muestra los aspectos de corrosion de los resultados de los ensayos de corrosion por ciclos segun los Materiales de Ensayo de la invencion 1 y 2 y los Materiales de Ensayo Comparativos 1 y 2.

En el Material de Ensayo Comparativo 1, tras 28 ciclos tambien se forma oxido rojo en la superficie de la lamina de acero y tambien se produce corrosion del metal de hierro. En los otros materiales de ensayo, la superficie esta cubierta por los productos de corrosion y la corrosion del metal de hierro no se produce.

A los 56 ciclos, en el Material de Ensayo Comparativo 2, se forma oxido rojo en la superficie de la lamina de acero y tambien se produce corrosion del metal de hierro. Por otra parte, en los Materiales de Ensayo de la Invencion 1 y 2, no se forma oxido rojo en la superficie de la lamina de acero y el metal de hierro esta protegido.

De estos, se entendera que la capa de chapado de aleacion basada en Mg de la presente invencion obtenida por inmersion en caliente es notablemente superior a la capa de chapado de Zn convencional y la capa de chapado de aleacion de Zn en resistencia a la corrosion y capacidad de proteccion contra la corrosion por sacrificio.

A continuacion, los inventores examinaron la seccion transversal de la lamina de acero chapada con un microscopio optico para examinar la morfologfa de la corrosion. La Figs. 17 a 20 muestran los resultados.

La Fig. 17 muestra la morfologfa de la corrosion en la seccion transversal de la lamina de acero del Material de Ensayo Comparativo 1 provisto de una capa de chapado de Zn por inmersion en caliente (espesor de la capa: 14 pm). A los 14 ciclos, se forma oxido rojo. Ademas, de la seccion transversal a los 21 ciclos se aprende que, despues de la formacion de oxido rojo, el metal de hierro se corroe rapidamente.

La Fig. 18 muestra la morfologfa de la corrosion en la seccion transversal de la lamina de acero del Material de Ensayo Comparativo 2 provisto de una capa de chapado de aleacion de Zn-Al-Mg por inmersion en caliente (espesor de la capa: 12 pm). A los 56 ciclos, se forma oxido rojo. La velocidad de corrosion de la capa de chapado es lenta, pero los productos de corrosion tienen poca accion protectora del metal de hierro. Incluso si se forman productos de corrosion, el metal de hierro se corroe.

La Fig. 19 muestra la morfolog^a de la corrosion tras 21 ciclos en la seccion transversal de la lamina de acero del Material de Ensayo de la Invencion 1 provisto de una capa de chapado (amorfa, espesor de la capa: 10 pm) de aleacion de Mg al 68% en atomos - Zn al 27% en atomos - Ca al 5% en atomos, mientras que la Fig. 20 muestra la morfologfa de corrosion desde los 21 ciclos a los 56 ciclos.

Como se muestra en la Fig. 19, tras 14 ciclos, se formo una pequena cantidad de los productos de corrosion A. Despues de esto, en la seccion transversal tras 21 ciclos, los productos de corrosion B se formaron poco a poco a partir de los productos de corrosion A.

Durante este tiempo, el avance de la velocidad de corrosion es rapido en la fase amorfa. Como se muestra en la Fig. 20, tras 28 ciclos, cuando los productos de corrosion B alcanzan los 20 pm, la capa de chapado se convierte casi completamente en una capa de corrosion.

Esto no significa que la resistencia a la corrosion de la capa de chapado amorfa cambie rapidamente. Parte de la corrosion de la capa de chapado alcanza la lamina de acero, por lo que la capacidad de resistencia a la corrosion por sacrificio actua fuertemente y la velocidad de corrosion de la capa de chapado se acelera. Al aumentar el espesor de la capa de chapado, tambien es posible hacer que la resistencia a la corrosion al comienzo del ensayo de corrosion por ciclos sea excelente.

Sin embargo, despues de esto, la corrosion se detiene. Incluso con 42 ciclos y los siguientes 56 ciclos, el metal de hierro no se corroe.

Cuando la capa de chapado es una capa amorfa, se requiere tiempo para la formacion de los productos de corrosion B con una alta capacidad de proteccion, pero al final, los productos de corrosion se convierten en una estructura de dos capas de los productos de corrosion A y de corrosion B y suprime la corrosion del hierro metalico.

La Fig. 23 muestra el resultado cuando se observa por EPMA la seccion transversal de los productos de corrosion formados mediante 42 ciclos del Material de Ensayo de la Invencion 1. En el momento de los 42 ciclos, la capa de chapado del Material de Ensayo de la Invencion 1 se convierte en el estado de dos capas de los productos de corrosion A y los productos de corrosion B.

En los productos de corrosion A de la capa inferior, la concentracion de Cl y la concentracion de O son altas. Por otra parte, la concentracion de Zn, la concentracion de Mg y la concentracion de Ca son concentraciones promedio. Por otra parte, en la capa superior los productos de corrosion B, la concentracion de C, la concentracion de O y la concentracion de Mg son extremadamente altas.

A partir de estos resultados, los productos de corrosion A estan compuestos de un oxido o cloruro de Zn, Mg y Ca. Por otra parte, se puede deducir que los productos de corrosion B estan compuestos por compuestos de carbonato de Mg.

Por lo tanto, se puede suponer que el efecto de proteccion contra la corrosion del chapado de aleacion basada en Mg se debe probablemente a los compuestos de carbonato de Mg.

Adviertase que, en el punto de 42 ciclos, en la capa de chapado, el frente de corrosion alcanza la interfaz entre la capa de chapado y el metal de hierro, pero se aprendio que no se produjo ninguna disolucion de Fe en absoluto. La Fig. 21 muestra la morfologfa de corrosion hasta 21 ciclos en la seccion transversal de la lamina de acero del Material de Ensayo de la Invencion 2 provisto de una capa de chapado (cristalina, espesor de la capa: 10 pm) de aleacion de Mg al 68% en atomos - Zn al 27% en atomos - Ca al 5% en atomos, mientras que la Fig. 22 muestra la morfologfa de la corrosion despues de los ciclos 21 a 56.

Cuando la capa de chapado es cristalina, al principio, se forman los productos de corrosion A y cubren toda la superficie de la capa de chapado (vease 7 ciclos). En este momento, la perdida de espesor por corrosion es de aproximadamente 5 pm. Esta velocidad de corrosion es la misma que en el caso de una capa de chapado de Zn por inmersion en caliente (Material de Ensayo Comparativo 1).

Sin embargo, los productos de corrosion B se forman inmediatamente a partir de los productos de corrosion A (vease 14 ciclos), por lo que se suprime la corrosion de la capa de chapado y del metal de hierro.

La capa de chapado se corroe poco a poco, pero en el medio, la perdida de chapado se iguala a la de la capa de fase amorfa en la que lleva su tiempo que se formen los productos de corrosion B. En algunos casos, la perdida por corrosion de la capa cristalina de chapado puede incluso reducirse (vease 28 ciclos de la Fig. 22).

Como se muestra en la Fig. 22, a los 42 ciclos y 56 ciclos, la capa de chapado cambia casi completamente a los productos de corrosion A, pero de la misma manera que la capa amorfa de chapado, la corrosion se detiene y no se produce corrosion del metal de hierro.

La Fig. 24 muestra los resultados de la observacion por EPMA de la seccion transversal de los productos de corrosion formados mediante 42 ciclos del Material de Ensayo de la Invencion 2. La capa de chapado del Material de Ensayo de la Invencion 2, de la misma manera que la capa de chapado del Material de Ensayo de la Invencion 1, es un estado de dos capas de los productos de corrosion A y los productos de corrosion B.

A partir de las figuras, se entendera que Cl, O, Zn, Mg y Ca se detectan con fuerza en los productos de corrosion A, y C, O y Mg se detectan en los productos de corrosion B.

A partir de esto, se cree que los productos de corrosion formados son similares a los productos de corrosion formados en el Material de Ensayo de la Invencion 1.

Al final, cuando la capa de chapado es cristalina, los productos de corrosion B muy protectores contra la corrosion se forman inmediatamente en una etapa relativamente temprana, por lo que la velocidad de corrosion es rapida en la etapa temprana, pero disminuye en la etapa media de la corrosion.

Finalmente, los productos de corrosion se convierten en una estructura de dos capas de los productos de corrosion A y los productos de corrosion B y suprimen la corrosion del metal de hierro.

Como se explico anteriormente, la morfologfa de la corrosion en el material de acero chapado con aleacion a base de Mg de la presente invencion en realidad difiere de la morfologfa de la corrosion en el material de acero convencional chapado con aleacion de Zn por inmersion en caliente.

A continuacion, se explicaran las razones para limitar la composicion de los ingredientes de la capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente de la presente invencion.

Para asegurar la adhesion entre la capa de chapado y el material de acero en una capa de chapado de aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente, es necesario hacer que el Fe se difunda en la capa de chapado. Por esta razon, es necesario incluir Zn en el bano de chapado por inmersion en caliente. El Zn tiene que estar en una concentracion de 15% en atomos o mas.

Adviertase que, a continuacion, a menos que se explique particularmente el %, el % que muestra las composiciones significa % en atomos.

Si el contenido de Zn es inferior al 15%, la actividad del Zn en el bano de chapado es insuficiente, no se produce suficiente difusion del Fe y no se puede obtener una adhesion suficiente entre la capa de chapado y el material de acero. Debido a la difusion, el Fe esta a veces contenido en toda la capa de chapado hasta un 3% o aproximadamente.

Sin embargo, la concentracion difusa de Fe aumenta en la interfaz entre la capa de chapado y la lamina de acero. Cuando el grosor de la capa de chapado es pequeno, la concentracion difusa del Fe aumenta.

En la presente memoria, el 3% en el caso de aumentar la concentracion de Fe es la concentracion cuando el espesor de la capa de chapado es de 10 pm o menos. Para mejorar la adherencia de la capa de chapado, se requiere la difusion del Fe, aunque sea leve, pero la cantidad solo necesita ser del 0,1% en una capa de chapado con un espesor de aproximadamente 10 pm.

Al hacer que el Mg contenga Zn en un 15% a menos que 45%, el punto de fusion del Mg cae notablemente y llega a 520°C o menos. Esto se debe al hecho de que la composicion (Mg: 70% - Zn: 30%) es una composicion eutectica binaria (Mg-MgZn²).

El punto de fusion de una composicion eutectica es mas bajo que el punto de ignicion del Mg, es decir, alrededor de 520°C, por lo que incluso si se realiza un chapado de aleacion basada en Mg en la atmosfera, el Mg no entrara en ignicion. Por esta razon, una composicion eutectica binaria (Mg-MgZn²) es la composicion optima como condicion de chapado.

Si el Zn llega a 45% o mas, el resultado termina alejandose de una composicion eutectica binaria, la cantidad de produccion de MgZn²aumenta, el punto de fusion del bano de chapado aumenta y la viscosidad tambien aumenta. Ademas, si el Zn es del 45% o mas, es probable que el punto de fusion del bano de chapado exceda el punto de ignicion, por lo que Zn tiene que estar en menos que 45%.

La resistencia a la corrosion de la capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente de la presente invencion es superior a la resistencia a la corrosion de una capa chapada en Zn por inmersion en caliente de una lamina de acero chapada en Zn por inmersion en caliente. El potencial de corrosion de la capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente de la presente invencion es de -1,0 a -1,5V (en disolucion acuosa de NaCl al 0,5%, frente a Ag/AgCl). La capacidad de proteccion contra la corrosion por sacrificio con respecto al material de acero tambien es notablemente superior.

Es dedr, la capa de chapado de aleacion basada en Mg por immersion en caliente de la presente invencion es muy superior a la capa convencional de chapado de Zn por immersion en caliente en resistencia a la corrosion y en la capacidad de resistencia a la corrosion por sacrificio.

Con el fin de aumentar aim mas la resistencia a la corrosion de un chapado de aleacion basada en Mg por immersion en caliente, se anaden al bano de chapado uno o mas elementos seleccionados de Fe, Cr, Cu, Ag, Ni, Ti, Zr, Mo, Si y/o Nb (grupo de elementos A).

Si estos elementos se agregan en un total de 0,03% o mas, la densidad de corriente de corrosion cerca del potencial de corrosion de la curva de polarizacion obtenida por medicion electroqmmica comienza a reducirse.

Si la cantidad total de adicion de los elementos anteriores es superior al 5%, el punto de fusion del bano de chapado aumenta y el chapado se vuelve diffcil, por lo que la cantidad total anadida al bano de chapado de los elementos del grupo de elementos A es preferiblemente del 5% o menos.

para mejorar la resistencia a la corrosion tambien se agregan adecuadamente al bano de chapado uno o mas elementos seleccionados de Al, Ca, Y y/o La (grupo de elementos B). Si se agrega un total de hasta el 10%, el punto de fusion y la viscosidad del bano de chapado caeran.

Con la adicion de un total de 0,03% o mas, la densidad de corriente de corrosion cerca del potencial de corrosion de la curva de polarizacion obtenida por medicion electroqmmica comienza a reducirse y la resistencia a la corrosion de la capa de chapado mejora, pero si la cantidad total de adicion excede 15%, el punto de fusion del bano de chapado se hace mas alto, por lo que la cantidad total de adicion de los elementos del grupo de elementos B agregados al bano de chapado es preferiblemente del 15% o menos.

Ademas, debido a la adicion de Al, Ca, Y y/o La, el punto de fusion y la viscosidad de la aleacion de Mg-Zn disminuyen, por lo que incluso si el contenido de Zn es del 45% o mas, el punto de fusion del bano de chapado llega a ser menor que el punto de ignicion del Mg de 520°C y existe un intervalo de composiciones en el que es posible el chapado en la atmosfera con una aleacion basada en Mg.

Adviertase que, debido a la adicion de Al, Ca, Y y/o La, el punto de ignicion de la aleacion de Mg-Zn se eleva a aproximadamente 580°C.

La Fig. 1 muestra la region de composicion en la que el punto de fusion llega a 580°C o menos debido a la adicion de Al, Ca, Y y/o La. En la figura, 1 es la lmea del eutectico binario (Mg-MgZn²) y 2 es la lmea del eutectico ternario. Si el contenido de Zn es de 15% o mas, el contenido de Mg es superior a 35% y la cantidad total de adicion de Al, Ca, Y y/o La es de 0,03 a 15%, la viscosidad del bano de chapado es baja y el punto de fusion es 580°C o menos. Limitando adicionalmente la region de composiciones mostrada en la Fig. 1, el punto de fusion se puede hacer 520°C o menos. La Fig. 2 muestra la region de composiciones donde el punto de fusion se convierte en 520°C debido a la adicion de Al, Ca, Y y/o La.

Si el contenido de Zn es del 15% a menos que 45%, el contenido de Mg es superior al 35% y la cantidad total de adicion de Al, Ca, Y y/o La es del 0,03 al 15%, la viscosidad del bano de chapado es baja y el punto de fusion llega a 520°C o menos.

Incluso si el contenido de Zn es del 45% o mas, si el contenido de Mg es superior al 35% y la cantidad total de adicion de Al, Ca, Y y/o La es de 2 a 15%, la viscosidad del bano de chapado es baja y el punto de fusion llega a ser 520°C o menos.

La cantidad total de adicion de los elementos del grupo de elementos B se hace 0,03 a 15%, ya que se cree que cerca de la concentracion del elemento de 7,5%, hay una lmea de eutectico ternario formada por los elementos del grupo de elementos B, Mg, y MgZn²(en la Fig. 2, vease "2"), y el estado lfquido de la aleacion de Mg-Zn se estabiliza cerca de esta composicion de eutectico ternario.

Por esta razon, incluso si el contenido de Zn es del 45% o mas y el chapado esta lejos de ser una composicion eutectica binaria, es posible aproximarse a una lmea de eutectico ternario mediante la adicion de elementos del grupo de elementos B y el estado lfquido de la aleacion de Mg-Zn estabiliza.

Sin embargo, si se agregan los elementos del grupo de elementos B en un total de mas que 15%, el chapado se desvfa en gran medida de la lmea del eutectico ternario, el punto de fusion de la aleacion de Mg-Zn aumenta y el chapado de aleacion basada en Mg se torna diflcil, por lo que el lfmite superior de la cantidad total de adicion de los elementos del grupo de elementos B es preferiblemente del 15%.

Ademas, si el contenido de Mg llega a ser del 35% o menos, pronto ya no existe una lmea eutectica. Incluso si se ajusta la cantidad de adicion del grupo de elementos B, aumentan las cantidades de produccion de MgZn², CaZn⁵, etc., el punto de fusion del bano de chapado es de 520°C o mas, y el chapado de aleacion basada en Mg resulta diffcil. Por lo tanto, el lfmite inferior de Mg llega a ser superior al 35%.

En el caso de un chapado de aleacion de Mg-Zn, si se aumenta la velocidad de enfriamiento en el intervalo de composiciones de Zn de 15% a menos que 45%, es posible obtener una fase amorfa.

Si la capa de chapado contiene una fase amorfa en una cantidad, en porcentaje en volumen de la capa de chapado, de 5% o mas, la resistencia a la corrosion de la capa de chapado es superior a la resistencia a la corrosion de una capa de chapado de la misma composicion pero que comprende solo una fase cristalina.

Si la fase amorfa esta presente en la capa de chapado, el potencial de corrosion se vuelve mas noble en comparacion con el potencial de corrosion de una capa de chapado de la misma composicion pero que comprende solo una fase cristalina.

Si la capa de chapado contiene una fase amorfa en 5% en volumen o mas, el potencial de corrosion aumenta en 0,01 V o mas en comparacion con el potencial de corrosion de una capa de chapado de la misma composicion, pero que comprende solo una fase cristalina. Ademas, la densidad de corriente de corrosion en el potencial de corrosion tambien se vuelve mas pequena.

La resistencia a la corrosion en un entorno real puede evaluarse mediante un ensayo de corrosion por ciclos. Una capa de chapado que contiene una fase amorfa en una cantidad de 35% en volumen o mas como resultado de la evaluacion tiene una perdida de corrosion menor al inicio de un ensayo de corrosion por ciclos que una capa de chapado de la misma composicion, pero que solo comprende una fase cristalina.

Si la capa de chapado contiene una fase amorfa en una cantidad, en porcentaje en volumen, inferior al 5%, la capa de chapado exhibe una resistencia a la corrosion igual a la de una capa de chapado de la misma composicion, pero que comprende solo una fase cristalina (capa de chapado enfriada mediante gas nitrogeno despues del chapado). El aumento del potencial de corrosion es inferior a 0,01 V, la densidad de corriente de corrosion tambien se vuelve sustancialmente igual y no se puede ver un cambio claro en las caractensticas. La evaluacion de la resistencia a la corrosion mediante un ensayo de corrosion por ciclos fue similar.

Las razones por las que la resistencia a la corrosion se mejora si la capa de chapado contiene una fase amorfa no estan claras, pero se cree que: (a) la fase amorfa es una estructura homogenea sin ftmites de grano cristalino donde los elementos se segregan ni compuestos intermetalicos, (b) los elementos que mejoran la resistencia a la corrosion pueden disolverse en la fase de la matriz hasta el ftmite de disolucion, y (c) una fase amorfa es una fase de no equilibrio, por lo que la superficie se activa y se forma rapidamente una peftcula densa de oxido.

Ademas, cuando se forma una capa de chapado que contiene una fase amorfa, si se agrega Ca, Y y/o La (grupo de elementos B'), se mejora la capacidad de formacion de la fase amorfa derivada de la composicion de la capa de chapado.

Si se agregan al bano de chapado elementos del grupo de elementos B' que aumentan la capacidad de formacion de la fase amorfa, es posible formar facilmente una capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente que contenga una fase amorfa en una lamina de acero.

El grupo de elementos B' presenta atomos gigantes en comparacion con el Zn y el Mg. Para aumentar la capacidad de formacion de la fase amorfa, es suficiente que los atomos que inhibinan el movimiento de los atomos en el momento de la solidificacion esten incluidos en la aleacion para que el estado ftquido sea lo mas estable posible. Como tales atomos, ademas de Ca, Y y La, pueden mencionarse Ce, Yb y otros elementos lantanidos de tamano de atomo relativamente grande. Se considera que estos elementos exhiben acciones y efectos similares al grupo de elementos B.

La adicion de Al es efectiva para mejorar la resistencia a la corrosion, pero no tiene accion para mejorar la capacidad de formacion de la fase amorfa.

Se cree que esto se debe a que la entalpfa de la formacion del ftquido de Al con Zn es positiva y el Al es un elemento con propiedades diferentes del Ca, Y y/o La con entalpfa en estado ftquido negativa con el Zn.

Las composiciones que dan una fase amorfa en una capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente son limitadas.

La Fig. 3 muestra una region de composiciones que da una fase amorfa. Una composicion que proporciona una fase amorfa esta limitada a composiciones espedficas debido a la diferencia entre el punto de fusion y la temperatura de transicion vftrea de la aleacion basada en Mg.

Incluso si la composicion de los ingredientes cambia, la temperatura de transicion vftrea no cambiara eso mucho, por lo que generalmente una fase amorfa se forma facilmente cuanto mas bajo es el punto de fusion. Por lo tanto, la capacidad de formacion de fase amorfa esta estrechamente relacionada con la composicion eutectica.

Una aleacion de composicion eutectica basada en Mg tiene un bajo punto de fusion, por lo que es una composicion que mantiene su estado Ifquido mas facilmente por debajo de la temperature de transicion vftrea.

En una composicion compuesta de elementos seleccionados de Mg, Zn y el grupo de elementos B', la lmea de composicion eutectica cruza el punto 3 (vease "3" en la Fig. 3) donde la lmea del eutectico binario (Mg-MgZn²) y la lmea del eutectico ternario se cruzan esta la composicion de punto de fusion mas bajo. En la region de composiciones cerca de este punto de cruce, la capacidad de formacion de fase amorfa se vuelve extremadamente alta.

Si el Mg llega a ser 55% o menos en una capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente que contiene elementos del grupo de elementos B' en un total de menos que 5%, el chapado se aleja de una composicion eutectica, el punto de fusion aumenta, y la capacidad de formacion de fase amorfa se hace mas pequena.

Como resultado, se vuelve diffcil formar una fase amorfa en una capa de chapado mediante un proceso de chapado usando enfriamiento con agua, asf que cuando se forma una fase amorfa, el Mg se produce en mas que 55%.

De la misma manera, si el contenido de Zn llega a ser 40% o mas en una capa de chapado de aleacion que contiene elementos del grupo de elementos B' en un total de 5% o mas, el chapado se aleja de una composicion eutectica, el punto de fusion aumenta, y la capacidad de formacion de fase amorfa se hace mas pequena.

Como resultado, se vuelve diffcil formar una fase amorfa en una capa de chapado mediante un proceso de chapado usando enfriamiento con agua, asf que cuando se forma una fase amorfa, el Zn se produce en menos que 40%. En un intervalo de composiciones de Zn: menos que 40% y Mg: mas que 55%, el punto de fusion llega a ser notablemente bajo, 450°C o menos, por lo que este intervalo de composiciones es el intervalo de composiciones conveniente para obtener una fase amorfa.

Ademas, al incluir una fase amorfa en una capa chapada de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente que contiene elementos del grupo de elementos A, es posible mejorar aun mas la resistencia a la corrosion.

Utilizando el efecto de mejora de la resistencia a la corrosion debido a la adicion de elementos que mejoran la resistencia a la corrosion y la formacion de una fase amorfa, es posible producir una lamina de acero provista de una capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente con una resistencia a la corrosion notablemente superior.

La capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente de la presente invencion y la capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente que contiene una fase amorfa son capas de chapado de superior procesabilidad y adherencia. Una aleacion de Mg-Zn es una aleacion con cristalizacion extremadamente lenta y crecimiento de grano.

Por esta razon, en la capa de chapado, al aumentar ligeramente la velocidad de enfriamiento, los granos de cristal se vuelven mas finos, por lo que es posible reducir el efecto perjudicial de los compuestos intermetalicos con poca capacidad de deformacion plastica sobre la procesabilidad y la adherencia.

Si es posible obtener una fase amorfa que tiene una estructura atomica de un estado lfquido, los compuestos intermetalicos se eliminan, por lo que la procesabilidad y la adherencia se pueden mejorar aun mas.

En el chapado con aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente, ademas de la tecnica de formacion de una fase amorfa en la capa de chapado, es posible mejorar notablemente la resistencia a la corrosion mediante la presencia de una fase compuesta intermetalica de Zn³Mg⁷.

El Zn³Mg⁷(Zn³Mg⁷se expresa como Mg⁵iZn²⁰en algunos artfculos, pero en la presente descripcion los dos compuestos intermetalicos se tratan como las mismas sustancias y todos se expresan como Zn³Mg⁷) es una fase estable a alta temperatura como se muestra en la Fig. 4.

Por esta razon, si se aplica un enfriamiento lento como en un proceso de chapado por inmersion en caliente ordinario, el Mg y el Zn en estado fundido se separan en una fase de Mg y MgZn o Mg⁴Zn⁷. No es posible dejar Zn³Mg⁷a una temperatura normal.

Sin embargo, de la misma manera que se forma una fase amorfa, es posible dejar Zn³Mg⁷mediante enfriamiento rapido (por ejemplo, enfriamiento con agua o enfriamiento con niebla) justo despues del chapado por inmersion en caliente.

El Zn³Mg⁷puede formarse incluso en una composicion con una pequena capacidad de formacion de fase amorfa, es decir, chapado con aleacion de Mg-Zn o chapado con aleacion de Mg-Zn-Al.

En una composicion con una alta concentracion de Ca en un chapado con aleacion de Mg-Zn-Al-Ca, si se enfna con agua despues del chapado por inmersion en caliente, algunas veces se mezclan en una capa de chapado una fase amorfa y Zn³Mg⁷.

La Fig. 5 muestra el intervalo de composiciones por el cual se obtiene Zn³Mg⁷mediante un chapado por inmersion en caliente, y a continuacion enfriamiento con agua. El intervalo de composiciones mostrado en la Fig. 5 es el intervalo de composiciones en el que puede detectarse facilmente Zn³Mg⁷como el pico XRD por difraccion de rayos X de la superficie de la lamina de acero chapada.

Este intervalo de composiciones es el intervalo de composiciones en el que la relacion de intensidades de rayos X (relacion de intensidades de picos de difraccion de Zn³Mg⁷(excluyendo el pico de difraccion del espaciado entre planos de difraccion de 0,233 nm) en la suma de todas las intensidades de picos de difraccion que aparecen en los espaciados entre los planos de difraccion de 0,1089 a 1,766 nm, es decir, angulos de difraccion 20 de 5 a 90° en el caso de la medicion de la difraccion mediante rayos Cu-Ka utilizando un tubo de rayos X con objetivo de Cu para la fuente de rayos X (sin embargo, excluyendo el pico de difraccion del espaciado entre planos de difraccion de 0,233 nm)) es 10% o mas.

Preferiblemente se excluye el pico de difraccion del espaciado entre planos de difraccion de 0,233 nm ya que la lmea mas fuerte de Mg y el pico de difraccion estan proximos. Adviertase que el pico de difraccion de Zn³Mg⁷se encuentra refiriendose a las tablas de datos de difraccion (numero de tarjeta JCPDS: 08-0269).

Para formar Zn³Mg⁷, es necesario que el contenido de Zn sea 20% o mas, el de Mg sea 50% a 75%, y el uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos B: Al, Ca, Y y La sean un total de 0,03 al 12%. En el intervalo de composiciones en el que la concentracion de Ca o la concentracion de Y y La es alta y la capacidad de formacion de fase amorfa es alta, a veces se forma una fase amorfa y no se puede obtener Zn³Mg⁷.

En particular, cuando se utiliza el enfriamiento con agua (inmersion en agua) como un metodo de enfriamiento rapido, solo se puede obtener una cierta velocidad de enfriamiento, por lo que es diffcil obtener una fase Zn³Mg⁷. Incluso con una composicion en la que generalmente se obtiene una fase amorfa, cambiando el metodo de enfriamiento rapido de enfriamiento con agua (por ejemplo, a enfriamiento con agua nebulizada, etc.) para reducir la velocidad de enfriamiento dada a la capa de chapado, es posible obtener parcialmente una fase de Zn³Mg⁷. En lo que sigue, a menos que se indique lo contrario, como metodo de enfriamiento rapido se supone el caso del uso de refrigeracion con agua.

Por lo tanto, cuando Ca, Y y/o La superan un total de 1%, es necesario agregar Al: 1% o mas y evitar que la capacidad de formacion de fase amorfa se incremente demasiado.

El Al es un elemento que promueve la formacion de Zn³Mg⁷mas que la fase amorfa, por lo que, si la concentracion de Al es mayor que la concentracion de Ca, el Zn³Mg⁷se forma mas facilmente que la fase amorfa.

Cuando el Ca, Y y/o La son un total de no mas que 1%, la formacion de una pequena cantidad de fase amorfa y la formacion de Zn³Mg⁷se producen simultaneamente.

Si Zn³Mg⁷esta contenido en la capa de chapado, el potencial de corrosion de la capa de chapado se convierte en aproximadamente 1,2 V (frente a Ag/AgCl) en una disolucion acuosa de NaCl al 0,5%.

Este valor es un valor alto en comparacion con el potencial de corrosion de -1,5 a -1,4 V de una capa de chapado de la misma composicion pero que no contiene Zn³Mg⁷(capa de chapado enfriada con aire despues del chapado). Cuanto mayor sea la cantidad de Zn³Mg⁷en la capa de chapado, mas cercano sera el potencial de corrosion a -1,2 V. La densidad de corriente de corrosion cerca del potencial de corrosion de la curva de polarizacion comienza a reducirse.

Incluso en una capa de chapado en la que se detecta Zn³Mg⁷por difraccion de rayos X, si se agrega Al o Ca en la capa de chapado, la densidad de corriente de corrosion se vuelve pequena. Con un contenido de Al de 0 a 6% o aproximadamente, si la concentracion aumenta, la densidad de corriente de corrosion se vuelve mas pequena. Si se agrega Ca: 0,3 a 5%, la densidad de corriente de corrosion se vuelve mas pequena.

Cuando se desea hacer que el Zn³Mg⁷precipite preferentemente sobre la fase amorfa, se anade Al en mayor cantidad que Ca.

El Zn³Mg⁷aumenta notablemente la resistencia a la corrosion de la capa de chapado, pero si esta presente en una gran cantidad en la capa de chapado, la procesabilidad de la capa de chapado se degrada y se produce facilmente el agrietamiento.

Por otra parte, una fase amorfa no tiene tanto efecto de mejora de la resistencia a la corrosion como el Zn³Mg⁷, pero es homogenea, por lo que tiene una procesabilidad superior, una planitud de la superficie superior y tiene muchas otras ventajas. Si se desea impartir particularmente resistencia a la corrosion a una capa de chapado en fase amorfa, es suficiente mezclar Zn³Mg7 en la capa de chapado.

Una capa de chapado que contiene Zn³Mg⁷tiene una capacidad superior de proteccion contra la corrosion por sacrificio con respecto a la lamina de acero en comparacion con un chapado de Al55%-Zn, chapado de Al-10%Si, etc. Para medir la capacidad de proteccion contra la corrosion por sacrificio, es suficiente doblar la lamina de acero chapada por immersion en caliente y encontrar la resistencia a la corrosion de la pieza trabajada mediante un ensayo de pulverizacion de agua salada o un ensayo de corrosion por ciclos. Si en una lamina de acero chapada de aleacion la capa de chapado de la pieza trabajada se agrieta, parte de la lamina de acero queda expuesta.

Una lamina de acero chapada con Al al 55%-Zn, una lamina de acero chapada con Al-Si al 10%, etc., con una baja capacidad de proteccion contra la corrosion de sacrificio tienen oxido rojo formado en la pieza trabajada inmediatamente despues del inicio del ensayo, pero en la lamina de acero chapada con Mg-Zn por immersion en caliente la parte expuesta de la lamina de acero de la pieza procesada se cubre inmediatamente con oxidos de Mg, por lo que la formacion de oxido rojo se retrasa considerablemente.

Un material de acero chapado con Mg-Zn amorfo, un material de acero chapado que contiene una fase amorfa de Mg-Zn y un material de acero chapado que contiene Zn³Mg⁷son todos materiales de acero chapado de aleacion basada en Mg por immersion en caliente que no tienen fases de equilibrio, por lo que durante el proceso de produccion se requiere al menos enfriamiento con agua, enfriamiento con agua nebulizada a alta presion u otro enfriamiento con un efecto relativamente grande de enfriamiento.

En particular, se requiere una gran velocidad de enfriamiento para aumentar la cantidad de la fase de no equilibrio superior en resistencia a la corrosion.

En la presente memoria, en la actualidad, hay al menos dos problemas cuando se produce un material de acero chapado de Mg-Zn en fase no de equilibrio por immersion en caliente.

Uno es que cuando se introduce una instalacion de refrigeracion con un gran efecto de refrigeracion en un proceso de chapado, la configuracion de una instalacion de refrigeracion con una alta capacidad de enfriamiento justo despues del chapado por immersion en caliente manipulando un metal de chapado por immersion en caliente a alta temperatura conduce a un aumento de los costos.

Los inventores estudiaron la serie de procesos termicos de recalentamiento y enfriamiento rapido de una capa de chapado (en lo sucesivo, "recalentamiento/enfriamiento rapido") con el proposito de aumentar la cantidad de la fase de no equilibrio contenida en la capa de chapado usando un chapado por immersion en caliente de aleacion Mg-Zn en fase de equilibrio como punto de partida.

Como resultado, los inventores descubrieron que cuando el Mg, Zn y Ca estan en un intervalo espedfico de composiciones y se aplica recalentamiento/enfriamiento rapido de condiciones espedficas a una capa de chapado, se suprime la aleacion del Zn en la capa de chapado y el Fe suministrado por el material de acero.

Usualmente, si se mantiene una capa de chapado que contiene Zn a 400°C o mas, el Zn en la capa de chapado y el Fe suministrado por el material de acero reaccionan para formar una fase r, una fase 8 u otra fase de compuesto intermetalico (es decir, se produce la aleacion).

La lamina de acero galvanizada por immersion en caliente (GA), ampliamente utilizada en el campo del automovil, es una lamina de acero chapada con Zn-Fe que utiliza deliberadamente este fenomeno metalurgico para mejorar la soldabilidad y la resistencia a la corrosion despues de pintar.

Sin embargo, el Mg y el Ca son elementos con poca reactividad con el Fe y disminuyen la actividad del Fe y el Zn, por lo que, si el Mg y/o el Ca estan presentes en la aleacion de chapado en una cierta concentracion o mas, los compuestos intermetalicos de Zn y Fe son diffciles de formar durante el chapado en caliente. Ademas, incluso si se vuelven a fundir despues del recubrimiento, son diffciles de formar compuestos intermetalicos de Zn y Fe.

El intervalo de composiciones que permite la supresion de esta aleacion debe estar en el intervalo de composiciones mostrado en la Fig. 1. Es decir, es posible suprimir la aleacion si una capa de chapado por immersion en caliente de Mg-Zn contiene Zn: 15% o mas, Mg: 35% o mas, y Ca: 15% o menos.

Por supuesto, cuando esta en el intervalo de composiciones mostrado en la Fig. 1, pero fuera del intervalo de composiciones mostrado en la Fig. 3 o la Fig. 5, incluso en una region de composiciones en la que no se obtiene una fase de no equilibrio, es posible confirmar que la cantidad de la fase de no equilibrio aumenta, aunque ligeramente, confirmando mediante ^dS^cla cantidad de picos exotermicos debido al aumento de la cantidad de no equilibrio. La aleacion se puede suprimir cuando se calienta el material de acero chapado de aleacion a una temperatura cercana al punto de fusion del bano de chapado (punto de fusion en el intervalo de composiciones mostrado en la Fig. 1 de 580°C o menos), es decir, el punto de fusion, a una temperatura dentro de (punto de fusion 100°C) y manteniendola durante poco tiempo (aproximadamente 1 minuto).

Cuando se mantiene un material de acero chapado de aleacion durante un largo peffodo a una temperatura cercana al punto de fusion del bano de chapado o cuando se calienta a una temperatura mucho mas alta que el punto de fusion, incluso si la composicion de la capa de chapado es una composicion en el intervalo de composiciones mostradas en la Fig. 1, pueden producirse la aleacion de Zn y Fe.

Incluso si la capa de chapado se vuelve mas gruesa, a veces algunos compuestos intermetalicos de Fe-Zn se forman cerca de la interfaz entre la capa de chapado y la lamina de acero, pero los compuestos intermetalicos de Fe-Zn nunca creceran y la aleacion nunca progresara durante el calentamiento y el aumento de la temperatura de la lamina de acero chapada de aleacion.

El Fe requerido para asegurar la adherencia de la capa de chapado es una cantidad adecuada de aproximadamente 0,1% o aproximadamente. Ademas, el Fe que puede estar contenido en la capa de chapado en su conjunto es de aproximadamente el 3%, pero esta cantidad de Fe casi nunca conduce a la aleacion con Zn.

La aleacion de Fe y Zn progresa notablemente cuando el 10% o aproximadamente de Fe esta contenido en la capa de chapado. Durante el tratamiento termico, se calienta desde el punto de fusion del bano de chapado hasta una temperatura dentro del (punto de fusion 100°C) y se mantiene allf durante un corto tiempo (aproximadamente 1 minuto), la actividad del Fe en el Mg cae y no se produce la aleacion del Fe y del Zn.

La aleacion del Fe y del Zn se confirma mediante la deteccion de compuestos intermetalicos usando difraccion de rayos X a traves de la capa de chapado, o mediante la deteccion de compuestos intermetalicos usando un microscopio electronico de barrido con un espectrometro de rayos X de energfa dispersiva (SEM-EDX) en la seccion transversal de la capa de chapado, etc.

Usualmente, una capa de aleacion de Zn-Fe crece desde la interfaz, por lo que es posible usar un microscopio optico para examinar la interfaz de la capa de chapado - lamina de acero para confirmar facilmente la existencia de una capa de aleacion de Zn-Fe.

Para confirmar la supresion de la aleacion de Zn y Fe, es efectivo investigar los ingredientes de la capa de chapado antes y despues del recalentamiento. Usualmente, si el Fe contenido en la capa de chapado es menor que 0,5%, casi nunca se observaran compuestos intermetalicos de Zn-Fe.

Si el Fe se convierte en 0,5% o mas, se produciran algunos compuestos intermetalicos de Fe-Zn cerca de la interfaz de la capa de chapado y la lamina de acero, pero si se recalienta a una temperatura adecuada, los compuestos intermetalicos no creceran durante el aumento de temperatura y la aleacion no progresara.

Los ingredientes en la capa de chapado se pueden analizar preparando aproximadamente 50 mL de una disolucion que disuelve la capa de chapado con acido clorhndrico al 10%, etc. mas un inhibidor, usando esta disolucion que disuelve la capa de chapado para decapar solo la capa de chapado, y analizando los ingredientes en disolucion disolvente despues del decapado mediante un aparato de espectrometna de ICP-masas.

La ventaja del recalentamiento/enfriamiento rapido radica en aumentar la cantidad de la fase de no equilibrio ademas de la independencia del proceso de enfriamiento rapido. Cuando se produce un material de acero provisto de una capa de chapado de Mg-Zn por inmersion en caliente que contiene una fase de no equilibrio, es necesario limpiar con gas la superficie despues del chapado para ajustar la capa de chapado al espesor objetivo, y luego enfriarla rapidamente.

En el momento de la limpieza con gas realizada justo despues del chapado, si la cafda de temperatura de la capa de chapado es grande, la capa de chapado cristaliza antes del enfriamiento rapido y, despues del enfriamiento rapido, no se produce ninguna fase de no equilibrio de la fase amorfa y la capa de chapado termina siendo la misma que la capa de chapado producida en condiciones de equilibrio.

Para obtener una fase amorfa u otra fase de no equilibrio, es importante enfriar la capa de chapado por medio de una velocidad de enfriamiento suficientemente grande desde una temperatura justo por encima del punto de fusion del bano de chapado.

La temperatura del bano de chapado se ajusta usualmente a una temperatura de 10 a 100°C mas alta que el punto de fusion de la aleacion de chapado para mejorar la adherencia de la capa de chapado y el material de acero, manteniendo estable el bano de chapado, etc.

Sin embargo, no es preferible aumentar aun mas la temperatura del bano de chapado para el proposito anterior en terminos de costos. Ademas, tambien se causan problemas tales como el aumento de la produccion de escoria y la ignicion caractenstica del Mg de los chapados de aleaciones basadas en Mg.

Si la temperatura del bano de chapado aumenta aun mas, la temperatura del material de acero aumenta y la velocidad de enfriamiento en el momento del enfriamiento disminuye. En particular, cuando se utiliza enfriamiento con agua para enfriar, la cantidad de produccion de vapor de agua debida a la capacidad calonfica del material de acero aumenta, la velocidad de enfriamiento disminuye mas y la cantidad de la fase de no equilibrio se hace mas pequena.

Sin embargo, con la capa de chapado de Mg-Zn por inmersion en caliente de la presente invencion, incluso si la cantidad de la fase de no equilibrio es pequena, es posible usar el recalentamiento para calentar justo hasta por encima del punto de fusion del bano de chapado, fundir la capa de chapado de nuevo una vez para eliminar la fase cristalina o la fase de equilibrio, enfriarla a continuacion rapidamente para provocar la formacion de una fase amorfa u otra fase de no equilibrio para aumentar la cantidad de la fase de no equilibrio.

Es decir, si es una capa de chapado de aleacion basada en Mg por immersion en caliente del intervalo de composiciones de la presente invencion, es posible suprimir la aleacion de Zn y Fe, por lo que es posible recalentar/enfriar rapidamente la capa de chapado sin alear.

El recalentamiento/enfriamiento rapido es enfriamiento para enfriar rapidamente desde la temperatura justo por encima del punto de fusion del bano de chapado, por lo que es posible enfriar hasta la temperatura de transicion vftrea en poco tiempo. Este es un patron de enfriamiento adecuado para obtener un material amorfo de acero chapado por inmersion en caliente.

Adviertase que las condiciones en el momento del recalentamiento rigen el progreso de la aleacion entre Zn y Fe. Si la temperatura de recalentamiento es demasiado alta o el tiempo de mantenimiento es largo, incluso a una temperatura inmediatamente superior al punto de fusion del bano de chapado, puede alearse incluso el chapado del intervalo de composicion de la presente invencion.

Los inventores estudiaron las condiciones de recalentamiento y, como resultado, aprendieron que, como temperatura de mantenimiento, es adecuada una temperatura de 10 a 100°C mas alta que el punto de fusion del bano de chapado y que el tiempo de mantenimiento esta preferiblemente dentro de 1 minuto.

Ademas, para suprimir la aleacion de Fe y Zn, es preferible mantener la capa de chapado a 500°C o menos.

Cuando no se cumple esta condicion, es decir, cuando se eleva excesivamente la temperatura, la difusion del Fe se activa innecesariamente y se facilita la aleacion.

La velocidad del aumento de la temperatura en el momento del recalentamiento no esta particularmente limitada, pero la velocidad del aumento de la temperatura es preferiblemente lenta para que la temperatura de la capa de chapado en general sea constante y ademas evite el sobrecalentamiento debido a un aumento rapido de la temperatura.

En la capa de chapado de aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente, es diffcil asegurar la adhesion entre la capa de chapado y la lamina de acero debido a la mala reactividad del Mg y el Fe.

En particular, cuando la concentracion de Mg es alta, los "defectos de no chapado" ocurren facilmente. Asegurar la adhesion con la lamina de acero tambien se vuelve mas diffcil, pero es posible usar el metodo de pre-chapado para suprimir los "defectos de no chapado" y asegurar la adhesion con la lamina de acero.

Una capa de pre-chapado debe tener "humectabilidad" con la aleacion de chapado. Los inventores investigaron la humectabilidad con una aleacion de chapado basada en Mg para varios elementos de aleacion para asegurar la adhesion entre la capa de chapado y la lamina de acero.

Como resultado, se aprendio que como metales de pre-chapado son adecuados el Cr, Co, Ni, Cu, Ag y/o Sn. La capa de pre-chapado tambien puede ser una capa de chapado de una aleacion que combina una seleccion de dos o mas de estos metales.

Esta capa de pre-chapado de metales se forma preferiblemente mediante galvanoplastia o galvanizado qmmico. El grosor de la capa de pre-chapado debe ser de 0,1 a 1 pm (cantidad de deposicion de 1 a 10 g/m2).

Despues del chapado mediante las condiciones normales del chapado de Mg-Zn por inmersion en caliente (temperatura del bano de 350 a 600°C), a veces permanece la capa de pre-chapado.

Si la capa de pre-chapado es demasiado fina, no se puede esperar el efecto de supresion de los defectos de no chapado y el efecto de asegurar la adherencia.

Despues del chapado, los elementos que forman la capa de pre-chapado se difunden dentro de la capa de chapado y se incluyen en la capa de chapado en cantidades del 1% o aproximadamente. Las cantidades de elementos difundidos desde la capa de pre-chapado son muy pequenas y forman en la capa de chapado una disolucion solida del tipo de sustitucion.

Los "defectos de no chapado" pueden confirmarse facilmente visualmente. El numero de "defectos de no chapado" presentes en un cierto intervalo desde el centro de la lamina de acero chapado se confirma visualmente y la extension de los "defectos de no chapado" se juzga por el numero por unidad de area.

Adviertase que el numero de "defectos de no chapado" de la superficie de la lamina de acero cambia con la velocidad de inmersion de la lamina de acero en el bano de chapado, por lo que cuando se confirma el efecto del pre-chapado, es preferible hacer que la velocidad de inmersion de la lamina de acero en el bano de chapado sea constante.

El material del material de acero que forma el sustrato del material de acero de la presente invencion no esta particularmente limitado. Se puede utilizar acero al carbono, acero de ultra bajo contenido de carbono, acero con alto contenido de carbono, varios tipos de acero de alta resistencia a la traccion, acero Ni, acero Cr, acero Ni-Cr, etc. El metodo de fabricacion de acero, la resistencia del acero, el metodo de laminado en caliente, el metodo de decapado, el metodo de laminado en fno, etc. tampoco estan particularmente limitados.

Para el metodo de chapado, se puede usar el metodo de Sendimir, el metodo de pre-chapado, el metodo de inmersion en caliente de dos etapas, el metodo de flujo, etc. Como pre-chapado antes del chapado con aleacion de Mg-Zn de la presente invencion, se puede usar chapado con Ni, chapado con Sn-Zn, etc.

El material de acero provisto de una capa de chapado de aleacion de Mg-Zn de la presente invencion se produce preferiblemente mediante una atmosfera de vado o de gas inerte. Como pre-chapado antes del chapado con aleacion de Mg-Zn de la presente invencion y la primera etapa de inmersion en la inmersion en caliente de dos etapas se puede usar chapado con Ni, chapado con Zn, chapado con Sn-Zn, etc.

La aleacion utilizada para el bano de chapado puede producirse por adelantado sin preocuparse por el punto de ignicion del Mg si se funden Mg y Zn mezclados en una proporcion predeterminada en un "crisol" con un interior reemplazado con un gas inerte, etc.

Tambien existe el metodo de utilizar Mg no combustible comercialmente disponible. En este caso, es suficiente mezclar cantidades predeterminadas del Mg no combustible y Zn y fundirlos cerca de 600°C. Sin embargo, el Mg no combustible a veces contiene Al o Ca. En este caso, el bano de chapado tambien contendra Al o Ca.

Al hacer que el bano de chapado contenga Mg en una alta concentracion, es posible suprimir la formacion de una capa de aleacion de Zn-Fe. Por esta razon, no es necesario agregar Al al bano de chapado con el fin de suprimir la formacion de una capa de aleacion de Zn-Fe.

La formacion de una capa de aleacion de Zn-Fe con mala capacidad de deformacion plastica tambien causa formacion de polvo, descamacion y otras peladuras de la capa de chapado debido al procesamiento posterior al chapado. Una capa de chapado de aleacion basada en Mg que contiene Mg en una alta concentracion de la presente invencion tiene la ventaja de no provocar el pelado de la capa de chapado.

Con respecto a la adicion de Fe, Cr, Cu, Ag, Ni, Ti, Zr, Mo, Si y/o Nb, si se agregan pequenas cantidades de hasta un total de alrededor de 0,1%, es posible introducirlas en el bano de chapado agregando polvos metalicos al bano de chapado y manteniendo el bano allf en una atmosfera inerte a alrededor de 600°C durante un largo penodo de tiempo.

Cuando se agregan los metales anteriores en una alta concentracion, se utiliza un horno atmosferico, etc. para preparar una aleacion de los metales agregados y Zn o Mg, y esta aleacion se agrega al bano de chapado. Tambien, en la preparacion de esta aleacion agregada preferiblemente se funde a 900°C o menos, ya que el Zn tiene un punto de ebullicion bajo.

Con respecto a la adicion de Al, Ca, Y y/o La, si se agregan hasta un total de alrededor del 5%, es posible introducirlos en el bano de chapado agregando polvos metalicos al bano de chapado y manteniendo el bano allf en una atmosfera inerte a alrededor de 600°C durante un largo penodo de tiempo.

Cuando se agregan los metales anteriores por encima del 5%, se utiliza un horno atmosferico, etc. para preparar una aleacion de los metales agregados y Zn o Mg, y esta aleacion se agrega al bano de chapado.

Si es un chapado de aleacion de Mg-Zn en el que se agregan Ca, Y, La, etc. para aumentar la capacidad de formacion de fase amorfa, es posible obtener facilmente una fase unica de una fase amorfa mediante un chapado por inmersion en caliente, y luego enfriar la capa de chapado mediante, por ejemplo, enfriamiento con agua nebulizada, etc. desde una distancia cercana donde se obtiene una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10 a 1000°C/s en la capa superficial del chapado.

En otro sistema de Mg-Zn donde no se agregan Ca, Y, La, etc. y la capacidad de formacion de fase amorfa es pequena, es posible obtener una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 1000 a 5000°C/s en la capa superficial del chapado para producir una lamina de acero chapada amorfa por inmersion en caliente compuesta de fases mixtas de cristales finos y una fase amorfa mediante enfriamiento con agua de la lamina de acero chapada despues del chapado por inmersion en caliente o sumergir la lamina de acero chapada en agua justo despues del chapado por inmersion en caliente.

Ademas, para aumentar la velocidad de enfriamiento, existen los metodos para hacer que el sustrato sea mas fino, hacer que la capa de chapado sea mas fina, usar un refrigerante a base de alcohol para temperaturas bajo cero, etc. El porcentaje de volumen de la fase amorfa depende de la capacidad de formacion de la fase amorfa basada en la composicion de chapado. Si se usa la composicion de chapado de la presente invencion es posible obtener una capa de chapado que contenga una fase amorfa de al menos 5% en volumen haciendo que la temperatura de la capa de chapado sea sustancialmente la misma que el punto de fusion del bano de chapado y sumergiendola en agua a 0°C.

En un sistema de ingredientes al que no se agrega Ca, Y, La, etc. y con una pequena capacidad de formacion de fase amorfa, con el fin de obtener una fase amorfa, es posible hacer que la cantidad de deposicion de chapado sea lo suficientemente pequena (por ejemplo, haciendo que el espesor del chapado sea de 6 pm o menos), hacer que la temperatura de la capa de chapado justo antes de la immersion en agua sea sustancialmente la misma que el punto de fusion, sumergirlas en agua a 0°C y aumentar suficientemente la velocidad de enfriamiento de la capa de chapado para de este modo obtener una capa de chapado que contenga una fase amorfa de 5% en volumen o mas. A la inversa, en un sistema de ingredientes al que se agrega Ca, Y, La, etc., la capacidad de formacion de la fase amorfa es alta, por lo que incluso si la temperatura justo antes de la inmersion en agua es algo mas alta que el punto de fusion del bano de chapado, es posible obtener una capa de chapado compuesta de una unica fase de una fase amorfa solo por inmersion en agua a temperatura ordinaria.

Cuando se desea reducir deliberadamente el porcentaje en volumen de la fase amorfa, se utiliza enfriamiento con agua nebulizada o se eleva la temperatura inmediatamente antes de la inmersion en agua.

La formacion de una fase amorfa se puede confirmar mediante un patron halo que se obtiene en el patron de difraccion de rayos X de la capa de chapado. Si se trata de una unica fase amorfa, solo se obtiene un patron halo (cuando la capa de chapado es fina, a veces se detecta el pico de difraccion de Fe del material de acero del sustrato).

Cuando la fase amorfa y la fase cristalina se mezclan, si el porcentaje en volumen de la fase amorfa es bajo, es posible usar un calonmetro diferencial de barrido para detectar el pico exotermico cuando la fase amorfa cristaliza durante el aumento de la temperatura y de este modo confirmar la presencia de fase amorfa en la capa de chapado. Para encontrar el porcentaje en volumen de la fase amorfa, el material de acero chapado se corta, la seccion transversal se pule y decapa, y la capa de chapado de la superficie se observa con un microscopio optico.

En la parte de la fase amorfa, no se observa ninguna estructura debido al decapado, pero en la parte de la fase cristalina, se observa una estructura debida a los lfmites de grano cristalino, lfmites de sub-grano, precipitados, etc. Debido a esto, es posible diferenciar claramente la region de la parte de fase amorfa y la region de la parte de fase cristalina, por lo que es posible calcular la tasa de volumen por el metodo de segmento de lmea o analisis de imagenes.

Cuando la estructura es demasiado fina y la medicion con un microscopio optico es diffcil, se obtiene una pieza delgada de la seccion transversal de la capa de chapado y se examina con un microscopio electronico de transmision.

En el caso de un microscopio electronico de transmision, es posible confirmar una estructura amorfa mediante un patron halo de un patron de difraccion de haz de electrones en una region en la que no se puede observar ninguna estructura.

En la observacion por un microscopio optico, cuando no se observa textura en toda la superficie o cuando, incluso si hay partes en las que no se puede observar la textura, existe la sospecha de que son granos de cristal gruesos, libres de deformaciones, es preferible obtener adicionalmente una pieza delgada para un microscopio electronico y confirmar que no haya puntos de difraccion en el patron de difraccion del haz de electrones y que se observa un patron halo para confirmar que se trata de una fase amorfa.

Con un microscopio optico y un microscopio electronico, es preferible encontrar porcentaje de area en 10 o mas campos diferentes mediante el procesamiento de imagenes por computadora, encontrar el promedio de los porcentajes de area encontrados y usar el resultado como el porcentaje en volumen.

Para la deteccion del Zn³Mg⁷en la capa de chapado, el metodo general de difraccion de rayos X es efectivo. Por ejemplo, para medir el patron de difraccion se usa un aparato de difraccion de rayos X que use rayos Cu-Ka y juzgar la existencia por la presencia de un pico de difraccion Zn³Mg⁷.

En este caso, para la identificacion del Zn³Mg⁷por el patron de difraccion de rayos X, es preferible utilizar el pico de difraccion de 20 = 10 a 30°. Esto se debe a que, si es superior a 30°, se superpone con la lmea mas fuerte del pico de difraccion del Mg.

Ademas, cuando la cantidad de la fase Zn³Mg⁷es pequena, tambien es efectivo el juicio por TEM-EDX. El espectro de rayos X caractenstico obtenido de una fase cristalina espedfica se puede usar para identificar el Zn³Mg⁷.

Ejemplos

A continuacion, se explicaran ejemplos de la presente invencion. Las condiciones de los ejemplos son ejemplos de condiciones empleadas para confirmar la procesabilidad y los efectos de la presente invencion. La presente invencion no se limita a estos ejemplos de condiciones. La presente invencion puede emplear diversas condiciones en tanto y cuanto no se aleje de la esencia de la presente invencion y logre el objetivo de la presente invencion. Ejemplo 1

Se preparo un material de acero tratado superficialmente utilizando un bano de cada una de las composiciones de chapado mostradas en las Tablas 1 a 6 y una lamina de acero laminada en fno de 0,8 mm de espesor, acero de angulos iguales de 10 mm y una longitud por lado de 10 cm, o lamina de acero laminada en caliente de 10 mm de espesor como sustrato.

El Mg, Zn y otros elementos ingredientes necesarios se ajustaron a una composicion predeterminada, luego se uso un horno de induccion de alta frecuencia para fundirlos en una atmosfera de Ar para obtener una aleacion de Mg-Zn. Se tomaron los restos de la aleacion preparada y se disolvieron mediante un acido. La disolucion se analizo mediante ICP (plasma inductivamente acoplado) espectrometna de masas para confirmar que la aleacion preparada coincidfa con la composicion mostrada en las Tablas 1 a 6. Esta aleacion se uso como bano de chapado.

La lamina de acero laminada en fno (grosor de 0,8 mm) se corto a 10 cm x 10 cm para obtener una pieza de ensayo. Esta pieza de ensayo se chapo mediante un aparato de ensayos de chapado de inmersion en caliente tipo discontinuo fabricado por Rhesca. La temperatura del bano del bano de chapado se programo a 500°C. Se uso una limpieza por barrido con aire para ajustar la cantidad de deposicion, luego se uso gas nitrogeno para enfriar el chapado hasta la temperatura ordinaria.

Para la preparacion de una lamina de acero amorfa chapada por inmersion en caliente que contiene una fase amorfa en un porcentaje en volumen de 5% o mas, despues del chapado por inmersion en caliente la lamina de acero chapada se sumergio en agua a 0°C.

Para la preparacion de una lamina de acero amorfa chapada por inmersion en caliente que contiene una fase amorfa en un porcentaje en volumen menor que 5%, la lamina de acero chapada se enfrio pulverizando agua nebulizada a alta presion desde una distancia cercana.

El acero de angulos iguales se corto a 10 cm en la direccion longitudinal, mientras que la lamina de acero laminada en caliente se corto a un cuadrado de 10 cm x 10 cm para obtener una pieza de ensayo.

Primero, esta pieza cortada se chapo por inmersion en caliente en un bano de Zn usando el metodo de flujo utilizando un horno de crisol para dar una cantidad de deposicion de aproximadamente 100 g/m2, luego se sumergio en un bano de aleacion de Zn-Mg de la composicion de la presente invencion y, segun era necesario, se enfrio por inmersion en agua a 0°C.

La adherencia del chapado se evaluo, para una lamina de acero laminada en fno, doblando 180° una pieza de ensayo chapada con la capa de chapado en el exterior y sometiendola a un ensayo de doblado 8T. Despues de esto, la capa de chapado de la parte doblada se desprendio con cinta adhesiva, la seccion transversal de la parte doblada se examino con un microscopio optico y se encontro la tasa de deposicion de la capa de chapado en la circunferencia exterior de la seccion transversal de la parte doblada.

Una tasa residual de la capa de chapado despues del ensayo del 50 al 100% se evaluo como "B (buena)" y menos que 50% como "M (mala)". Ninguna capa de chapado se indico con "-".

Para laminas de acero laminadas en caliente y acero de angulos iguales, la seccion transversal de la parte doblada se examino con un microscopio optico y se encontro la tasa de deposicion de la capa de chapado en la circunferencia exterior de la seccion transversal de la parte doblada. Una pieza de ensayo con una tasa de deposicion de la capa de chapado del 50 al 100% se evaluo como "B (buena)" y menos que 50% como "M (mala)". Ninguna deposicion de la capa de recubrimiento se indico con "-"

La formacion de una fase amorfa de la superficie de la capa de revestimiento se evalua utilizando un aparato de difraccion de rayos X que utiliza rayos Cu-Ka para medir el patron de difraccion y juzgar la presencia de un patron halo. Cuando la fase amorfa y la fase cristalina se mezclan, si el porcentaje en volumen de la fase amorfa es bajo, se puede usar un calonmetro diferencial de barrido para detectar el pico exotermico cuando se cristaliza en la fase amorfa durante el aumento de la temperatura para confirmar la presencia de la fase amorfa.

Para encontrar cuantitativamente el porcentaje en volumen de la fase amorfa para una lamina de acero chapada que se juzgo tema una fase amorfa, la lamina de acero chapada se corto, su seccion transversal se pulio y decapo, y luego se examino la capa de chapado de la superficie con un microscopio optico (x1000).

El porcentaje de area de la fase amorfa se encontro para 10 o mas campos diferentes mediante el procesamiento de imagenes por computadora y los porcentajes de area encontrados se promediaron para obtener el porcentaje en volumen.

La resistencia a la corrosion de la lamina de acero chapado se evaluo aplicando el metodo basado en una norma de automocion (JASO M609-91, 8 horas/ciclo, relacion de tiempos de humectacion/secado del 50%) durante 21 ciclos. Para el agua salada se utilizo disolucion salina al 0,5%. La resistencia a la corrosion se evaluo por la perdida por corrosion calculada a partir de la perdida por corrosion y la densidad despues de los ensayos.

Una perdida por corrosion de menos que 0,5 pm se evaluo como "MB (muy buena)", 0,5 a 1 pm como "B (buena)", 1 a 2 pm como "AB (algo buena)", 2 a 3 pm como " R (regular) ", y 3 pm o mas como" M (mala) ". En las Tablas 1 a 6, las piezas de ensayo con adhesiones de chapado evaluadas como "M" no se evaluaron para determinar la resistencia a la corrosion, por lo que se muestran como "-".

Como se muestra en las Tablas 1 a 6, el material de acero chapado con Mg-Zn por immersion en caliente de la presente invencion mantiene una eficacia suficiente en la adhesion de la deposicion. Las resistencias a la corrosion de los aceros de la presente invencion son todas mejores que las de la lamina de acero chapada con Zn por immersion en caliente (No. 6-1).

Los materiales de acero chapado que contienen Si, Ti, Cr, Cu, Fe, Ni, Zr, Nb, Mo, Ag, Al, Ca, Y y/o La en las capas de chapado son ademas superiores en resistencia a la corrosion. Entre estos, los materiales de acero chapado provistos de capas de chapado que contienen los elementos anteriores y que contienen fases amorfas son particularmente superiores en resistencia a la corrosion.

La Tabla 7 y la Tabla 8 muestran los resultados de la evaluacion de la resistencia a la corrosion comparando la lamina de acero amorfa chapada por immersion en caliente y la lamina de acero chapada de solo fases cristalinas. Como se desprende de la Tabla 7 y la Tabla 8, las laminas de acero chapado que tiene fases amorfas son superiores, en el caso de los mismos ingredientes, en el punto de resistencia a la corrosion.

La Fig. 6 muestra la seccion transversal de la Lamina de Acero Chapada No. 2-7 (cantidad de deposicion 20 g/m2) provista de una capa de chapado de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos (fase cristalina).

Como se puede juzgar a partir de la Fig. 6, no hay ninguna grieta ni descamacion en la interfaz de la lamina de acero 5 y la capa de chapado 4 de Mg - al Zn 25% en atomos- Ca al 5% en atomos (fase cristalina). Se entendera que en la lamina de acero 5 y en la capa de chapado 4 de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos (fase cristalina), se obtiene una buena adherencia y que se puede chapar por inmersion en caliente sobre una lamina de acero una aleacion de Mg-Zn que contiene Mg en una alta concentracion.

La Fig. 7 muestra la seccion transversal de la Lamina de Acero Chapada No. 4-5 (cantidad de deposicion 20 g/m2) obtenida enfriando Mg por inmersion en agua y formando una capa de chapado 6 de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos (fase amorfa) sobre la lamina de acero 5.

La Fig. 8 muestra el patron de difraccion de rayos X de esta capa de chapado. Mediante la deteccion de un patron halo en el patron de difraccion de rayos X se aprende que la capa de chapado 6 de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos (fase amorfa) que se muestra en la Fig. 7 es una fase amorfa.

La Fig. 9 muestra una imagen FE-TEM (imagen de campo claro) cerca de la interfaz de la lamina de acero chapada que comprende la lamina de acero 9 formada con una capa de chapado 8 de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos (fase amorfa).

La Fig. 10 muestra el resultado del analisis elemental por EDX en el punto de cruce de FE-TEMA de la Fig. 9. Se entendera que el Fe se difunde dentro de la capa de chapado.

La Fig. 11 muestra un patron de difraccion de haz de electrones en un punto de cruce de la imagen FE-TEM de la Fig. 9. Se detecta un patron halo. Se entendera que la capa de chapado 8 de Mg - Zn al 25% en atomos - Ca al 5% en atomos (fase amorfa) mostrada en la FIG. 9 es una fase amorfa incluso cerca de la interfaz y es una unica fase amorfa.

Ejemplo 2

Se preparo un material de acero tratado superficialmente utilizando un bano de cada una de las composiciones de chapado que se muestran en la Tabla 9 y una lamina de acero laminada en fno de un espesor de 0,8 mm como sustrato. El sustrato se pretrato para el pre-chapado mediante desengrasado y decapado con alcali.

La capa de pre-chapado de Ni se formo sumergiendo una pieza de ensayo en una disolucion acuosa a 30°C que contema sulfato de mquel: 125 g/L, citrato de amonio: 135 g/L, e hipofosfato de sodio: 110 g/L mezclados conjuntamente y ajustado el pH a 10 con hidroxido de sodio.

La capa de pre-chapado de Co se formo sumergiendo una pieza de ensayo en una disolucion acuosa a 90°C que contema sulfato de cobalto: 15 g/L, hipofosfato de sodio: 21 g/L, citrato de sodio: 60 g/L y sulfato de amonio: 65 g/L mezclados conjuntamente y ajustado el pH a 10 con amomaco en disolucion acuosa.

La capa de pre-chapado de Cu se fabrico sumergiendo una pieza de ensayo en una disolucion acuosa a 25°C que contema sulfato de cobre: 2 g/L y acido sulfurico: 30 g/L, mezclados conjuntamente.

La capa de pre-chapado de Cu-Sn se fabrico sumergiendo una pieza de ensayo en una disolucion acuosa a 25°C que contema cloruro de cobre: 3,2 g/L, cloruro estannoso: 5,0 g/L, y acido clorhudrico: 8 g/L, mezclados conjuntamente.

La capa de pre-chapado de Ag se fabrico mediante galvanoplastia en una disolucion de cianuro de plata 2 g/L y cianuro de potasio 80 g/L mezclados conjuntamente y a una temperatura de 30°C con una densidad de corriente de 2 A/dm2. La capa de pre-chapado de Cr se fabrico mediante galvanoplastia en una disolucion de acido cromico anhidro 250 g/L y acido sulfurico 2,5 g/L mezclados conjuntamente y a una temperatura de 50°C con una densidad de corriente de 20 A/dm2.

Usando estos banos de chapado, los tiempos de inmersion se ajustaron para que las cantidades de deposicion fueran de 1 a 5 g/m2. La cantidad de deposicion de cada pre-chapado se determino disolviendo el pre-chapado en acido mtrico, etc., analizando cuantitativamente la disolucion mediante espectrometna de masas ICP (plasma acoplado inductivamente) y convirtiendo las cantidades de elementos disueltos en la cantidad de deposicion.

Se prepararon Mg, Zn y otros elementos necesarios en una composicion predeterminada, luego se uso un horno de induccion de alta frecuencia para fundirlos en una atmosfera de Ar para obtener una aleacion de Mg-Zn. Se obtuvieron restos de la aleacion preparada y se disolvieron en un acido. La disolucion se ensayo a continuacion por espectrometna de masas ICP (plasma acoplado inductivamente) para confirmar que la aleacion preparada coincidfa con la composicion mostrada en la Tabla 9. Esta aleacion se uso como bano de chapado.

La lamina de acero laminada en fno (espesor 0,8 mm) se corto a 10 cm x 20 cm para usarla como pieza de ensayo. Esta pieza de ensayo se chapo mediante un aparato de ensayo de chapado inmersion en caliente tipo discontinuo fabricado por Rhesca.

Para la lamina de acero laminada en fno, se usaron una pre-chapada y otra en el estado original. Cada una fue chapada por immersion caliente. La temperatura del bano del bano de chapado se ajusto de 400 a 600°C. La cantidad de deposicion se ajusto barriendo con aire.

La velocidad de inmersion de la lamina de acero en el bano de chapado se ajusto a 500 mm/s. La muestra se sumergio durante 3 segundos, se ajusto en cantidad de deposicion mediante barrido con aire, luego se recalento inmediatamente y se enfrio con agua mediante enfriamiento con agua, enfriamiento con aire o una tecnica explicada mas adelante.

Despues de la inmersion, se conto el numero de "defectos de no chapado" ("defectos de no chapado" visualmente perceptibles de 1 mm o mas) en la parte central de la lamina de acero chapada (5 cm x 10 cm) y se convirtio al numero de "defectos de no chapado" por 50 cm2.

Para cada muestra, se encontro el promedio para n = 10. Se evaluo un numero de "defectos de no chapado" de uno 0 menos como "MB (muy bueno)", de 1 a 3 como "B (bueno)", de 5 a 10 o mas como "R (regular)", y 10 o mas como "M (malo)".

El patron de difraccion de la fase que formo la superficie en la parte central (20 mm x 20 mm) de la lamina de acero chapada preparada se midio mediante un aparato de difraccion de rayos X utilizando rayos Cu-Ka.

Usando difraccion de rayos X, se identifico la fase que formaba superficie. Uno en el que se detecto un patron halo se evaluo como "B (bueno)", mientras que uno donde no se pudo obtener o en el que la mezcla de una fase cristalina dificultaba el juicio fue evaluado como "R (justo)".

Ademas, una pieza de ensayo con un pico de difraccion de una fase estable a alta temperatura de Zn³Mg⁷detectada se evaluo como "E (excelente)". "Deteccion de un pico" significa una relacion de intensidades de rayos X (relacion de intensidad de pico de difraccion de Zn³Mg⁷(excluyendo el pico de difraccion del espaciado entre planos de 0,233 nm) en la suma de todas las intensidades de picos de difraccion que aparecen en los intervalos de 0,1089 a 1,766 nm, es decir, angulos de difraccion 20 de 5 a 90° en el caso de la medicion de la difraccion mediante rayos Cu-Ka utilizando un tubo de rayos X con objetivo de Cu para la fuente de rayos X (sin embargo, excluyendo el pico de difraccion de espaciado entre planos de 0,233 nm) es 10% o mas.

Ademas, un patron halo se evaluo como "B (bueno)", mientras que la observacion de un pico de difraccion de Zn³Mg⁷tambien se evaluo como "BE (bueno-excelente)". La Fig. 12 muestra un patron de difraccion de rayos X del No. 16 en la Tabla 9. Este es un ejemplo de observacion tanto de un patron halo como de Zn³Mg⁷.

Para el recalentamiento y el enfriamiento con agua, despues de la deposicion, la cantidad de deposicion se ajusto barriendo con aire, luego las piezas de ensayo se dejaron enfriar a la temperatura normal. Despues de dejar reposar a la temperatura normal, las piezas de ensayo se recalentaron para elevarlas a la temperatura del bano de chapado por inmersion en caliente y se mantuvieron a esta temperatura durante 10 segundos, y luego se enfriaron con agua. La resistencia a la corrosion de la lamina de acero chapado se evaluo aplicando el metodo basado en una norma de automocion (JASO M609-91, 8 horas/ciclo, relacion de tiempos de humectacion/secado del 50%) durante 21 ciclos. Para el agua salada, se utilizo una disolucion salina al 0,5%. La resistencia a la corrosion se evaluo mediante la perdida por corrosion calculada a partir de la perdida por corrosion y la densidad despues de los ensayos.

Una perdida por corrosion de menos que 0,5 pm se evaluo como "MB (muy buena)", 0,5 a 1 pm como "B (buena)", 1 a 2 pm como "AB (algo buena)", 2 a 3 pm como "R (regular)", y 3 pm o mas como "M (malo)".

La Fig. 13 muestra el patron de difraccion de rayos X del Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 6% en atomos del No. 3 en la Tabla 9. A partir del patron de difraccion de rayos X, solo se pudo obtener la lmea de difraccion de Zn³Mg⁷. Se cree que el Ca y el Al forman 10 disoluciones solidas del tipo sustitucion y existen en esas formas.

La Fig. 14 muestra los patrones de difraccion de rayos X de las fases que forman la superficie de la lamina de acero chapado del No. 3 y del No. 6 al No. 8 en la Tabla 9.

10 muestra el patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado (No. 3) de Mg - Zn al 27% en atomos- Ca al 1 % en atomos. 11 muestra el patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado (No. 6) de Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 8% en atomos, 12 muestra el patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado (No. 7) de Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 10% en atomos, y 13 muestra el patron de difraccion de rayos X de una capa de chapado (No. 8) de Mg - Zn al 27% en atomos - Ca al 1% en atomos - Al al 13% en atomos.

A partir de la figura, se entendera que en el No. 3, la capa de chapado es una unica fase de Zn³Mg⁷. A medida que aumenta la concentracion de Al, la cantidad de la fase Zn³Mg⁷se vuelve mas pequena. En el No. 8, se entendera que el Zn³Mg⁷desaparece casi por completo.

Aplicabilidad industrial

Como se explico anteriormente, la presente invencion (material de acero chapado con aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente) permite la produccion mediante un procedimiento ordinario de chapado por immersion en caliente y es superior en universalidad y econoirna.

Ademas, la capa de chapado de aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente de la presente invencion mantiene baja la concentracion de Zn, pero proporciona una resistencia a la corrosion superior a la de una capa de chapado con Zn por inmersion en caliente convencional, lo que contribuye a ahorrar recursos de Zn.

Ademas, la capa de chapado de aleacion de Mg-Zn por inmersion en caliente de la presente invencion es excelente no solo en resistencia a la corrosion, sino tambien en su procesabilidad, por lo que la presente invencion puede utilizarse ampliamente como miembros estructurales y miembros funcionales en los campos de los automoviles, materiales de construccion, y electrodomesticos.

Por consiguiente, la presente invencion contribuye al desarrollo de las industrias manufactureras mediante el aumento de la vida util de las piezas estructurales utilizadas en los campos de automoviles, materiales de construccion y electrodomesticos y la reduccion de mano de obra en el mantenimiento.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg, caracterizado por estar provisto de una capa de chapado de aleacion basada en Mg que consiste en

Zn: 15% en atomos o mas,

Mg: mas que 35% en atomos,

uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos B: Al, Ca, Y y La en un total de 0,03 a 15% en atomos,

opcionalmente, uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos A: Si, Ti, Cr, Cu, Fe, Ni, Zr, Nb, Mo y Ag en un total de 0,03 a 5% en atomos, e

impurezas inevitables;

donde dicha capa de chapado de una aleacion basada en Mg por inmersion en caliente contiene un compuesto intermetalico Zn³Mg⁷en una relacion de intensidades de rayos X (relacion de la intensidad de picos de difraccion de Zn³Mg⁷(excluyendo el pico de difraccion del espaciado entre planos de difraccion de 0,233 nm) en la suma de todas las intensidades de los picos de difraccion que aparecen en el espaciado entre planos de difraccion de 0,1089 a 1,766 nm (donde se excluye el pico de difraccion del espaciado entre planos de difraccion de 0,233 nm)) de 10% o mas, donde la relacion de intensidades de rayos X se mide con rayos Cu-Ka utilizando un tubo de rayos X con objetivo de Cu para la fuente de rayos X, y donde el pico de difraccion de Zn3Mg7 se encuentra consultando las tablas de datos de difraccion JCPDS, numero de tarjeta: 08-0269.

2. Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg segun la reivindicacion 1, en el que la capa de chapado de una aleacion basada en Mg por inmersion en caliente contiene uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos B: Al, Ca, Y y La (B1) en un total de 0,03 a 15% en atomos cuando Mg: mas que 55% en atomos, y (B2) en un total de 2 a 15% cuando Mg: 55% en atomos o menos.

3. Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg segun la reivindicacion 1 o 2, caracterizado porque dicha capa de chapado de aleacion basada en Mg por inmersion en caliente contiene Mg: 85% en atomos o menos.

4. Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg segun una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizado porque dicha capa de chapado de una aleacion basada en Mg por inmersion en caliente contiene Zn: 15% en atomos a menos que 45% en atomos y contiene una fase amorfa en un porcentaje en volumen de 5% o mas.

5. Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg segun la reivindicacion 1, en el que la capa chapada por inmersion en caliente con una aleacion basada en Mg contiene Zn: 15% en atomos a menos que 44,97% en atomos, que ademas contiene uno o mas elementos seleccionados del grupo compuesto de elementos del grupo de elementos A: Si, Ti, Cr, Cu, Fe, Ni, Zr, Nb, Mo y Ag y el grupo de elementos B': Ca, Y y La en un total de elementos del grupo de elementos A de 0,03 a 5% en atomos y ademas un total de elementos del grupo de elementos B' de 0,03 a 15% en atomos, donde, cuando dicho total es menor que 0,03 a 5% en atomos, Mg: por encima de 55% en atomos, y contiene una fase amorfa en un porcentaje en volumen de 5% o mas.

6. Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg segun la reivindicacion 1, en el que la capa chapada por inmersion en caliente con una aleacion basada en Mg contiene Zn: 20% en atomos o mas, y Mg: 50% en atomos a 75% en atomos, y ademas contiene uno o mas elementos seleccionados del grupo de elementos B: Al, Ca, Y y La en un total de 0,03 a 12% en atomos, donde, cuando dicho total es 1 a 12% en atomos, contiene Al: 1% en atomos o mas.

7. Un material de acero chapado con una aleacion basada en Mg segun una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizado porque la interfaz entre dicha capa chapada por inmersion en caliente con una aleacion basada en Mg y el material de acero esta provista de una capa de pre-chapado compuesta de uno o mas elementos seleccionados de Ni, Cu, Sn, Cr, Co y Ag.