[go: up one dir, main page]

WO2024157560A1 - Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板 - Google Patents

Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2024157560A1
WO2024157560A1 PCT/JP2023/039330 JP2023039330W WO2024157560A1 WO 2024157560 A1 WO2024157560 A1 WO 2024157560A1 JP 2023039330 W JP2023039330 W JP 2023039330W WO 2024157560 A1 WO2024157560 A1 WO 2024157560A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
plating layer
steel sheet
phase
eutectic structure
oxide layer
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2023/039330
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
洋一 牧水
稔 田中
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to JP2024508095A priority Critical patent/JP7552953B1/ja
Priority to CN202380091714.5A priority patent/CN120548382A/zh
Priority to KR1020257021213A priority patent/KR20250114375A/ko
Priority to EP23918515.0A priority patent/EP4617398A1/en
Publication of WO2024157560A1 publication Critical patent/WO2024157560A1/ja
Priority to MX2025008539A priority patent/MX2025008539A/es
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/321—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with at least one metal alloy layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/322—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only
    • C23C28/3225—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process

Definitions

  • the present invention relates to Zn-Al-Mg plated steel sheets.
  • hot-dip galvanized steel sheets have been used as rust-resistant steel sheets for automobiles because they have excellent sacrificial corrosion protection and good corrosion resistance.
  • hot-dip galvanized steel sheets have a highly ductile coating layer made of pure zinc, so they exhibit remarkably excellent powdering properties during press processing.
  • hot-dip galvanized steel sheets have the advantage that the shear strength of the coating layer/steel sheet interface is higher than that of alloyed hot-dip galvanized steel sheets, making it possible to use stronger adhesives. Furthermore, when hot-dip galvanized steel sheets are used as exterior panels, they also exhibit better chipping resistance than alloyed hot-dip galvanized steel sheets. Because of these excellent performance characteristics, hot-dip galvanized steel sheets are increasingly being used as automotive steel sheets every year.
  • hot-dip galvanized steel sheets have the disadvantage that their weldability, especially their continuous weldability, is inferior to that of alloyed hot-dip galvanized steel sheets. Weldability depends on the coating weight, and is improved by reducing the coating weight, but this leads to a deterioration in corrosion resistance. Furthermore, hot-dip galvanized steel sheets are composed of a relatively soft Zn phase, which increases the coefficient of friction between the coating layer and the press die, resulting in inferior press formability to alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 describe a Zn-Al-Mg-based plated steel sheet with excellent corrosion resistance that contains 2-19 mass% Al, 1-10 mass% Mg, and a trace amount of Si.
  • Patent Document 3 describes a "zinc alloy plated steel sheet with excellent phosphate treatability and spot weldability" that contains Al and Mg.
  • Patent Document 4 describes a "Mg, Al-containing hot-dip Zn plated steel sheet with excellent sliding properties.”
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 sufficient consideration is not given to spot weldability for use in automobile bodies, nor to the sliding properties that affect press formability.
  • Patent Document 3 spot weldability is considered, but press formability is not considered.
  • Patent Document 4 sliding properties are considered, but spot weldability is not considered.
  • Steel sheets for automobiles need to simultaneously satisfy multiple required properties, but as described above, no consideration has been given to achieving a balance between corrosion resistance, sliding properties that affect press formability, and spot weldability.
  • the present invention aims to provide a Zn-Al-Mg plated steel sheet that has excellent corrosion resistance while also achieving excellent sliding properties and spot weldability.
  • the inventors have made the following findings after intensive research to solve the above problems. It is difficult to achieve good sliding properties and spot weldability simply by specifying the Al and Mg amounts in the plating layer in order to ensure high corrosion resistance. In addition, the thicker the oxide layer formed on the plating layer surface, the better the sliding properties are, but the worse the spot weldability is. For this reason, it has been difficult to achieve both sliding properties and spot weldability in the past.
  • the inventors have found that by adopting a predetermined plating layer composition and optimizing the cooling conditions after hot-dip plating, it is possible to form an oxide layer predominantly on the eutectic structure on the plating layer surface, while almost no oxide layer is formed on the Zn phase single phase structure.
  • the average thickness of the oxide layer can be ensured to be greater than or equal to a predetermined value even if the area ratio of the eutectic structure is suppressed. Therefore, excellent sliding properties can also be obtained.
  • the gist of the present invention is as follows:
  • the plating layer has a component composition containing, in mass%, Al: 0.5 to 10.0%, Mg: 0.5 to 10.0%, and the balance being Zn and unavoidable impurities;
  • the surface of the plating layer has a Zn single phase structure and a eutectic structure, the eutectic structure includes a Zn-Mg intermetallic compound phase, and further includes one or more phases selected from a Zn phase, an Al phase, and an Al-Mg intermetallic compound phase; an area ratio A of the eutectic structure on the surface of the plating layer is less than 60%,
  • the Zn-Al-Mg plated steel sheet characterized in that the average thickness B of the oxide layer on the surface of the plated layer is 10 nm or more and 50 nm or less.
  • composition of the plating layer further contains, by mass%, 1% or less in total of one or more elements selected from Si, Fe, Pb, Ti, Ni, Cu, Co, Mn, Cr, Mo, V, Sr, B, Bi, Cd, Sn, and REM.
  • the Zn-Al-Mg plated steel sheet of the present invention has excellent corrosion resistance while also achieving excellent sliding properties and spot weldability.
  • FIG. 1 is a SEM image of the plating layer surface of Example No. 1.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a corrosion test piece.
  • FIG. 1 is a diagram showing cycle conditions for a corrosion test.
  • FIG. 2 is a schematic front view showing a friction coefficient measuring device.
  • FIG. 2 is a schematic perspective view showing the shape and dimensions of a bead.
  • the Zn-Al-Mg plated steel sheet of the present invention comprises a steel sheet, a plating layer formed on at least one side of the steel sheet, and an oxide layer formed on the surface of the plating layer.
  • the type of steel sheet may be a general hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet, such as extra-low carbon mild steel.
  • the plating layer is a zinc alloy plating layer, and may be formed on one or both sides of the steel sheet.
  • the Al concentration in the plating layer is set to 0.5 mass% or more, and preferably 1.0 mass% or more.
  • the Al concentration in the plating layer is set to 10.0 mass% or less. If the Al concentration is 10.0 mass% or less, the primary crystal Al phase or Al-rich Al-Zn phase does not precipitate, and a plating structure having a Zn phase and a eutectic structure can be obtained.
  • the Mg concentration in the plating layer is set to 0.5 mass% or more, and preferably 1.0 mass% or more.
  • the Mg concentration in the plating layer is set to 10.0 mass% or less, and preferably 7.0 mass% or less.
  • the Mg concentration is 7.0 mass% or less, it is preferable because the plating adhesion is not reduced.
  • the plating layer may contain one or more elements selected from Si, Fe, Pb, Ti, Ni, Cu, Co, Mn, Cr, Mo, V, Sr, B, Bi, Cd, Sn, and rare earth metals (REMs) in a total amount of 1 mass% or less. If the total amount of these elements exceeds 1 mass%, there is a high possibility that the bath composition may become unstable, leading to operational problems or quality problems that impair the surface appearance. Therefore, if the plating layer contains one or more elements selected from Si, Fe, Pb, Ti, Ni, Cu, Co, Mn, Cr, Mo, V, Sr, B, Bi, Cd, Sn, and REMs, the total amount of these elements is 1 mass% or less. Since these elements are optional elements, the lower limit of the content of these elements is not particularly limited and may be 0 mass%.
  • the remainder of the plating layer's composition consists of Zn and unavoidable impurities.
  • the plating layer in the present invention has a single-phase structure of the Zn phase and a eutectic structure.
  • the single-phase structure of the Zn phase is necessary for the sacrificial anticorrosive action of Zn to be exerted in the plating layer, and this allows good corrosion resistance to be obtained.
  • the eutectic structure contained in the plating layer in the present invention includes a Zn-Mg intermetallic compound phase, and further includes one or more phases selected from a Zn phase, an Al phase, and an Al-Mg intermetallic compound phase.
  • the Zn-Mg intermetallic compound is an intermetallic compound mainly composed of Zn and Mg, such as MgZn 2 , MgZn 11 , Mg 2 Zn 3 , and MgZn.
  • the Al-Mg intermetallic compound is an intermetallic compound mainly composed of Al and Mg, such as Mg 2 Al 3 , MgAl, and Mg 17 Al 12. This eutectic structure is preferentially corroded during the corrosion process of the plating layer.
  • the Mg dissolved at this time stabilizes the corrosion products mainly composed of oxides or hydroxides of the plating layer, and suppresses the subsequent corrosion of the entire plating layer.
  • the eutectic structure exhibits good corrosion resistance, it has been found that spot weldability deteriorates when the area ratio of the eutectic structure on the plating layer surface increases. Since the eutectic structure contains easily oxidized components such as Mg and Al, it tends to form a thicker oxide layer than a Zn single-phase structure. As the area ratio of the eutectic structure on the plating layer surface increases, the area ratio of the oxide layer covering the plating layer also increases, so the electrical resistance value of the electrode and steel sheet interface during spot welding increases and the spot weldability deteriorates. Therefore, in this embodiment, the area ratio of the eutectic structure on the plating layer surface is less than 60%.
  • the area ratio of the eutectic structure is preferably 50% or less.
  • the area ratio of the eutectic structure on the plating layer surface is preferably 5% or more, and more preferably 10% or more.
  • the single-phase structure and eutectic structure on the plating layer surface can be identified, for example, by a scanning electron microscope (SEM), an attached energy dispersive X-ray analyzer (EDX), and an electron probe microanalyzer (EPMA).
  • SEM scanning electron microscope
  • EDX energy dispersive X-ray analyzer
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the smooth and white area is a single-phase Zn-phase structure, and in this area, only Zn is detected by EDX or EPMA.
  • the area with a lamellar structure is a eutectic structure, and the white parts in this area are the Zn phase, and the gray parts are either the Zn-Mg intermetallic compound phase, the Al phase, or the Al-Mg intermetallic compound phase.
  • Zn and Mg are detected by EDX or EPMA, and if the eutectic structure contains one or both of the Al phase and the Al-Mg intermetallic compound phase, Al is also detected
  • the "area ratio of the eutectic structure on the surface of the plating layer" can be determined by obtaining SEM images or EDX or EPMA mapping images in any three different fields of view on the plating layer surface of a Zn-Al-Mg-plated steel sheet, identifying the eutectic structure area by binarizing the SEM images or mapping images, determining the area ratio of the eutectic structure in each field of view, and calculating the arithmetic mean of the area ratios of the three fields of view.
  • the magnification of the SEM image or mapping image may be appropriately selected depending on the size of the surface structure, but in the present invention, it can be set to 500 to 2000 times. In addition, an acceleration voltage of 5 to 20 kV is preferable, as this does not provide information on extremely surface or deep regions.
  • the average thickness of the oxide layer on the surface of the plating layer is 10 nm or more.
  • the average thickness of the oxide layer on the surface of the plating layer is 10 nm or more.
  • the average thickness of the oxide layer is preferably 45 nm or less, more preferably 40 nm or less, and even more preferably 35 nm or less.
  • the "average thickness of the oxide layer on the surface of the plating layer" is determined using an X-ray fluorescence analyzer.
  • the voltage of the tube during measurement is 30 kV
  • the current value is 100 mA
  • the analyzing crystal is set to TAP to detect O-K ⁇ rays.
  • the intensity at the peak position as well as the background position is measured, and the net intensity of the O-K ⁇ rays is calculated.
  • the integration time for each is 20 seconds or more.
  • the O-K ⁇ ray intensity of silicon wafers with silicon oxide films of 96 nm, 54 nm, and 24 nm thicknesses is also measured under the same conditions, and a calibration curve of the oxide film thickness and O-K ⁇ ray intensity is created, and the oxide layer thickness of the test material is calculated as the oxide film thickness converted to a silicon oxide film, which is the "average thickness of the oxide layer.”
  • the average thickness of the oxide layer can be increased by forming a thick oxide layer on the eutectic structure while keeping the area ratio of the eutectic structure less than 60%, and it is possible to achieve both sliding characteristics and spot weldability at a high level.
  • the area ratio A (%) of the eutectic structure and the average thickness B (nm) of the oxide layer are B/A ⁇ 0.40.
  • This B/A is a value that represents the local thickness of the oxide layer formed on the eutectic structure, and the larger this value, the more stable the spot weldability and sliding characteristics can be obtained. Since the higher the B/A, the better, there is no particular upper limit, but in this embodiment, B/A is approximately 1.10 or less.
  • the method for making the area ratio of the eutectic structure on the coating layer surface less than 60% is not particularly limited. For example, by providing a holding step for 10 seconds or more in the temperature range of 400 ° C. to 380 ° C. in the cooling step after the hot-dip coating process, the formation and growth of the Zn layer, which is the primary crystal, is promoted, and the area ratio of the eutectic structure that starts to solidify thereafter can be reduced.
  • the material is held in this temperature range in a normal air atmosphere as in the past, a thick oxide layer is formed on the Zn phase formed as the primary crystal, and especially when the average thickness of the oxide layer exceeds 50 nm, the spot weldability is deteriorated.
  • the atmosphere of the holding step is made to be less oxidizing than the normal air atmosphere, preferably a non-oxidizing atmosphere, and more preferably a reducing atmosphere.
  • An example of an atmosphere less oxidizing than the air atmosphere is an atmosphere with a lower O 2 concentration than the air.
  • An example of a non-oxidizing atmosphere is an inert gas atmosphere, for example, an N 2 atmosphere.
  • An example of a reducing atmosphere is an N 2 atmosphere containing H 2 , as in the annealing step before the hot-dip coating process.
  • the method for making the average thickness of the oxide layer 10 nm or more is not particularly limited, but by carrying out a holding step in the temperature range of 400°C to 380°C described above after the hot-dip plating process, and then providing a holding step in the temperature range of 160°C to 140°C for 20 seconds or more, a thick oxide layer can be formed on the eutectic structure. This is because in this temperature range, the oxide layer is formed mainly on the eutectic structure rather than the Zn phase.
  • the atmosphere an oxidizing atmosphere, a thicker oxide layer can be formed without reducing the spot weldability.
  • the oxidizing atmosphere may be air, but it is preferable to introduce oxygen or water vapor into the atmosphere during the holding step at 160°C to 140°C to increase the oxidizing property more than that of air.
  • the coating weight of the plating layer per side is not particularly limited, but can be within the range of 10 to 300 g/ m2 .
  • the "coating weight of the plating layer per side" is determined from the weight difference before and after the plating layer is dissolved and removed with hydrochloric acid in accordance with JIS H 0401:2021.
  • ⁇ Preparation of test material> A plating process was performed on ultra-low carbon mild steel as a base material to produce Zn-Al-Mg-based plated steel sheets having plating layers with different compositional compositions.
  • the plating weight was 50 ⁇ 5 g/ m2 in each example.
  • the plating layers of the obtained plated steel sheets were dissolved in hydrochloric acid, and the treatment solution was subjected to ICP analysis to measure the compositional composition of the plating layers.
  • Table 1 shows the compositional composition of the plating layers in each example. In this example, by changing the cooling conditions after plating, test materials with different average thicknesses of the oxide layers and area ratios of eutectic structures on the plating layer surface were produced. Table 1 shows the cooling conditions in each example.
  • the holding times shown in Table 1 indicate the time held in the corresponding temperature range, and the holding time in each temperature range was adjusted by intentionally keeping the steel sheet warm in each temperature range. However, in the temperature range of 400 to 380°C, No. 2 and No. 9 passed through the temperature range in about 1 second because they were allowed to cool without being kept warm. In the temperature range of 160 to 140°C, No. No. 7 and No. 9 were left to cool without being kept warm, and therefore passed through the temperature range in about 3 seconds.
  • FIG. 1 shows an SEM image of No. 1 as a representative of the invention examples.
  • the area with a smooth and white appearance is the Zn phase single phase structure 10, and in this area, only Zn was detected by EDX.
  • the area with a lamellar structure is the eutectic structure 12, and in this area, both Zn and Mg were detected by EDX.
  • the eutectic structure contains a Zn-Mg intermetallic compound phase, and further contains one or more phases selected from the Zn phase, the Al phase, and the Al-Mg intermetallic compound phase.
  • the "area ratio A of the eutectic structure on the plating layer surface" was determined using the method described above and is shown in Table 1.
  • the SEM observation magnification was 2000 times, and the acceleration voltage was 15 kV.
  • the “average thickness B of the oxide layer on the surface of the plating layer” was also determined using the method described above and is shown in Table 1.
  • test materials Zn-Al-Mg plated steel sheets obtained as described above were evaluated for corrosion resistance, sliding properties, and spot weldability as follows.
  • comparative materials alloyed hot-dip galvanized steel sheet (No. 41) and hot-dip galvanized steel sheets (No. 42, 43) with the specifications shown in Table 2 were prepared and also subjected to evaluation.
  • a corrosion test was conducted to evaluate the corrosion resistance against holes at the joints of steel sheets, assuming that the steel sheets would be used as steel sheets for automobiles.
  • the conditions of the corrosion test were SAE J2334, a corrosion test standard of the SAE (Society of Automotive Engineers).
  • a schematic diagram of a corrosion test piece is shown in FIG. 2.
  • two plated steel sheets having the dimensions shown in FIG. 2 were prepared, and spot welding was performed at three places so that the spot welds 20 were located at the positions shown in FIG. 2, to prepare a test piece simulating the joints of steel sheets of an automobile.
  • test pieces were subjected to a combined cycle test under the cycle conditions shown in Figure 3. After 120 cycles, the welds of each sample were disassembled, the corrosion products on the inside of the steel plate joints were removed, and the depth of the corrosion pits was measured with a point micrometer. The evaluation was performed according to the following criteria and is shown in Table 1. Examples with a smaller maximum corrosion depth than that of the comparative material No. 43, which had the largest amount of plating, were evaluated as having particularly excellent corrosion resistance and were marked with " ⁇ ". Examples with a maximum corrosion depth equal to or greater than that of No. 43 but less than 80% of the average maximum corrosion depth of No. 41 and No. 42 were evaluated as having excellent corrosion resistance and were marked with " ⁇ ". Examples with a maximum corrosion depth equal to or greater than 80% of the average maximum corrosion depth of No. 41 and No. 42 were evaluated as having almost the same corrosion resistance as No. 41 and No. 42 and were marked with "-”.
  • FIG. 4 shows a schematic front view of the friction coefficient measuring device.
  • a friction coefficient measurement sample 40 is fixed to a sample stage 42, which is fixed to the upper surface of a horizontally movable slide table 44.
  • a slide table support 48 having a roller 46 in contact with the slide table 44 and movable up and down is provided on the lower surface of the slide table 44, and a first load cell 52 is attached to the slide table support 48 for measuring the pressing load N applied by the bead 50 to the friction coefficient measurement sample 40 by pushing it up.
  • a second load cell 54 is attached to one end of the slide table 44 for measuring the sliding resistance force F for moving the slide table 44 in the horizontal direction while the pressing force is applied.
  • the test was performed by applying press cleaning oil Pleton (registered trademark) R352L manufactured by Sugimura Chemical Co., Ltd. to the surface of the sample 40 as a lubricant.
  • Figure 5 shows a schematic perspective view of the shape and dimensions of the bead used in measuring the friction coefficient.
  • the underside of the bead 50 slides while being pressed against the surface of the sample 40 in Figure 4.
  • pressing load N 400 kgf
  • sample pull-out speed horizontal movement speed of the slide table 44
  • Table 1 shows the friction coefficient measurement results for each example. The smaller the friction coefficient, the better the sliding characteristics can be evaluated.
  • spot welding was performed under the welding conditions shown below, and the number of consecutive welds was investigated.
  • the welding current value in the investigation of the consecutive weldability was the average value of the current value I1 (kA) and the deposition current value I2 (kA) at which a nugget diameter indicated by 4 ⁇ t was obtained when the plate thickness was t (mm).
  • the number of consecutive welds was the number of welds until the nugget diameter fell below 4 ⁇ t.
  • the evaluation was performed according to the following criteria and is shown in Table 1. When the number of consecutive welds was equal to or greater than that of No.
  • Electrode CF type tip diameter 4.5mm ⁇ Point angle 120° Outer diameter: 13 mm
  • Material Cu-Cr Current application time: 10 cycles Pressure: 170 kgf Pressurization conditions: 30 cycles before energization, 7 cycles after energization, no up-down slope
  • Table 1 show that the examples of the present invention have superior corrosion resistance, sliding properties, and spot weldability compared to the general alloyed hot-dip galvanized steel sheet or hot-dip galvanized steel sheet used as comparative examples.
  • the Zn-Al-Mg plated steel sheet of the present invention maintains excellent corrosion resistance while also achieving excellent sliding properties and spot weldability, making it applicable to a variety of applications, including automotive steel sheets.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

優れた耐食性を確保しつつ、優れた摺動特性とスポット溶接性とが両立されたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を提供する。本発明のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の少なくとも片面に形成されためっき層と、前記めっき層の表面上に形成された酸化物層と、を有し、前記めっき層が、質量％で、Ａｌ：０．５～１０．０％及びＭｇ：０．５～１０．０％を含み、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、前記めっき層の前記表面がＺｎ相単相組織及び共晶組織を有し、前記共晶組織が、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物相を含み、さらにＺｎ相、Ａｌ相、及びＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物相から選択される１つ以上の相を含み、前記めっき層の前記表面における前記共晶組織の面積率Ａが６０％未満であり、前記めっき層の前記表面における前記酸化物層の平均厚みＢが１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることを特徴とする。

Description

Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板
　本発明は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板に関する。
　従来、溶融亜鉛めっき鋼板は、犠牲防食性に優れ、良好な耐食性を示すことから、自動車用防錆鋼板として活用されていた。また、溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層が延性に富んだ純亜鉛層で構成されているため、プレス加工時のパウダリング性に著しく優れた性能を示す。
　近年、自動車製造工程においては、従来のスポット溶接などに代わり接着接合による鋼板の接合が増えつつある。このような状況で、溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層／鋼板界面のせん断強度が合金化溶融亜鉛めっき鋼板に比べて高いため、より強度の高い接着剤の使用が可能となるなどの利点がある。さらに、溶融亜鉛めっき鋼板が外板として使用された場合、チッピング性も合金化溶融亜鉛めっき鋼板に比べて良好な性能を示す。このように溶融亜鉛めっき鋼板は優れた性能を有するために、自動車用鋼板としての使用は年々増加している。
　一方で、溶融亜鉛めっき鋼板は、溶接性、特に連続打点性が合金化溶融亜鉛めっき鋼板などに比べて劣るという欠点がある。溶接性は、めっき付着量に依存し、めっき付着量の低減により改善されるが、一方で耐食性の劣化を招聘する。さらに、溶融亜鉛めっき鋼板は、比較的軟質なＺｎ相から成るためにめっき層とプレス金型との摩擦係数が大きくなり、プレス成形性が合金化溶融亜鉛めっき鋼板などに比べて劣るという欠点もある。
　このような課題を克服するために、主に耐食性向上を目的とする溶融めっき鋼板の提案がなされている。例えば、特許文献１及び特許文献２には、Ａｌ：２～１９質量％、Ｍｇ：１～１０質量％及びＳｉを微量含有する耐食性に優れたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板が記載されている。また、特許文献３には、Ａｌ及びＭｇを含有する「リン酸塩処理性及びスポット溶接性に優れた亜鉛合金めっき鋼板」が記載されている。さらに、特許文献４には、「摺動性に優れたＭｇ、Ａｌ含有溶融Ｚｎめっき鋼板」が記載されている。
特開２０００－１０４１５４号公報 特開２００３－２６８５１９号公報 特表２０１８－５０７３２１号公報 特開２０１０－１０６２９３号公報
　しかしながら、前述の従来技術には以下のような問題点がある。特許文献１及び特許文献２では、自動車車体用途を想定したスポット溶接性及び、プレス成形性に影響する摺動特性まで考慮した検討が十分にされていない。また、特許文献３では、スポット溶接性については検討されているが、プレス成形性に関する検討がされていない。一方で、特許文献４では、摺動特性の検討はされているがスポット溶接性を考慮した検討がなされていない。自動車用鋼板としては複数の要求特性を同時に満足することが必要であるが、以上のように耐食性、プレス成形性に影響する摺動特性、及びスポット溶接性の全てを両立するための検討はされていなかった。
　上記課題を鑑みて、本発明は、優れた耐食性を確保しつつ、優れた摺動特性とスポット溶接性とが両立されたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討した結果、以下の知見を得た。単に高耐食性を確保するためにめっき層中のＡｌ量及びＭｇ量を規定するだけでは、良好な摺動特性及びスポット溶接性を実現することは難しい。また、めっき層表面に形成される酸化物層が厚いほど、摺動特性は良好となるがスポット溶接性は劣化する。このため、従来、摺動特性とスポット溶接性を両立させることは困難であった。本発明者らは、所定のめっき層組成を採用しつつ、溶融めっき後の冷却条件を最適化することにより、めっき層表面において、共晶組織上に支配的に酸化物層が形成されつつ、Ｚｎ相単相組織上には酸化物層がほぼ形成されないようにすることができることが分かった。この場合、めっき層表面における共晶組織の面積率を抑えることで、優れたスポット溶接性を確保することができる。しかも、共晶組織上には厚い酸化物層が形成されるため、共晶組織の面積率を抑えても酸化物層の平均厚みは所定以上確保することができる。このため、優れた摺動特性も得ることができる。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
　［１］鋼板と、前記鋼板の少なくとも片面に形成されためっき層と、前記めっき層の表面上に形成された酸化物層と、を有し、
　前記めっき層が、質量％で、Ａｌ：０．５～１０．０％及びＭｇ：０．５～１０．０％を含み、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　前記めっき層の前記表面がＺｎ相単相組織及び共晶組織を有し、
　前記共晶組織が、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物相を含み、さらにＺｎ相、Ａｌ相、及びＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物相から選択される１つ以上の相を含み、
　前記めっき層の前記表面における前記共晶組織の面積率Ａが６０％未満であり、
　前記めっき層の前記表面における前記酸化物層の平均厚みＢが１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることを特徴とするＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
　［２］前記共晶組織の面積率Ａ（％）と前記酸化物層の平均厚みＢ（ｎｍ）が、Ｂ／Ａ≧０．４０を満足する、上記［１］に記載のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
　［３］前記めっき層の成分組成が、さらに、質量％で、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｒ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｄ、Ｓｎ、及びＲＥＭから選択される１種以上を合計で１％以下含有する、上記［１］又は［２］に記載のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
　本発明のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、優れた耐食性を確保しつつ、優れた摺動特性とスポット溶接性とが両立されている。
発明例Ｎｏ．１のめっき層表面のＳＥＭ像である。 腐食試験片の概略を示した図である 腐食試験のサイクル条件を示した図である。 摩擦係数測定装置を示す概略正面図である。 ビードの形状・寸法を示す概略斜視図である。
　以下、本発明に係るＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の実施形態を説明する。なお、以下に説明する実施形態は、本発明を具体化した一例であって、その具体例をもって本発明の構成を限定するものではない。
　本発明のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、鋼板と、その少なくとも片面に形成されためっき層と、このめっき層の表面上に形成された酸化物層と、を有する。鋼板の種類については特に制限はなく、例えば極低炭素軟鋼などの、一般的な熱延鋼板又は冷延鋼板としてよい。めっき層は、亜鉛合金めっき層であり、鋼板の片面に形成されていてもよく、両面に形成されていてもよい。
　めっき層中のＡｌ濃度が過小では、耐食性とめっき密着性が確保できず、また、めっき浴でのＭｇの酸化によるドロスが多量に発生する。このため、めっき層中のＡｌ濃度は０．５質量％以上とし、好ましくは１．０質量％以上とする。他方で、Ａｌ濃度が過多の場合、初晶としてＡｌ相又はＡｌ－Ｚｎ相が析出する場合がある。これらの相はめっき層の中で優先的に腐食するが、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物のように腐食生成物を安定化し、耐食性を向上する効果がなく、むしろ耐食性を低下させてしまう。よって、めっき層中のＡｌ濃度は１０．０質量％以下とする。Ａｌ濃度が１０．０質量％以下であれば、初晶Ａｌ相又はＡｌリッチＡｌ－Ｚｎ相が析出せず、Ｚｎ相及び共晶組織を有するめっき組織を得ることができる。
　めっき層中のＭｇ濃度が過小では、耐食性が確保できない。このため、めっき層中のＭｇ濃度は、０．５質量％以上とし、好ましくは１．０質量％以上とする。Ｍｇ濃度が１．０質量％以上の場合、めっき層中の共晶組織にＺｎ－Ｍｇ系金属間化合物が安定的に分散し、Ｍｇ濃度の増加とともに耐食性がより一層向上するので好適である。他方で、めっき層中のＭｇ濃度が過多の場合、スポット溶接性が逆に劣化する。また、加工性、特に曲げ加工時のクラックの発生程度を従来の溶融亜鉛めっき鋼板と同等水準に保つことのできなくなる。このために、めっき層中のＭｇ濃度は１０．０質量％以下とし、好ましくは７．０質量％以下とする。Ｍｇ濃度が７．０質量％以下の場合、めっき密着性が低下しないため好適である。
　また、めっき層の成分組成は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｒ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｄ、Ｓｎ、及びＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ、希土類金属）から選択される１種以上を合計で１質量％以下を任意で含有することができる。これらの元素の含有量が合計で１質量％を超える場合には、浴組成の不安定化による操業上の問題又は表面外観を損なう品質上の問題を招く可能性が高い。よって、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｒ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｄ、Ｓｎ、及びＲＥＭから選択される１種以上を含有する場合は、これらの元素の含有量は合計で１質量％以下とする。これらの元素は任意元素であるため、これらの元素の含有量の下限は特に限定されず、０質量％であってもよい。
　めっき層の成分組成の残部は、Ｚｎ及び不可避的不純物からなる。
　次に、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層の組織について説明する。本発明におけるめっき層は、Ｚｎ相の単相組織と共晶組織とを有する。Ｚｎ相の単相組織はめっき層においてＺｎの犠牲防食作用を発揮するために必要であり、これによって良好な耐食性を得ることができる。
　本発明におけるめっき層に含まれる共晶組織は、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物相を含み、さらにＺｎ相、Ａｌ相、及びＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物相から選択される１つ以上の相を含む。ここで、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物とは、ＺｎとＭｇを主成分とする金属間化合物であり、例えばＭｇＺｎ２、ＭｇＺｎ１１、Ｍｇ２Ｚｎ３、及びＭｇＺｎなどがある。また、Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物とは、ＡｌとＭｇを主成分とする金属間化合物であり、例えばＭｇ２Ａｌ３、ＭｇＡｌ、及びＭｇ１７Ａｌ１２などがある。この共晶組織は、めっき層の腐食過程において優先的に腐食が開始する。この時に溶出するＭｇは、主にめっき層の酸化物又は水酸化物を主体とする腐食生成物を安定化させ、その後のめっき層全体の腐食を抑制する。
　この共晶組織は良好な耐食性を示す一方で、めっき層表面における共晶組織の面積率が高くなるとスポット溶接性が劣化することが分かった。共晶組織にはＭｇ及びＡｌといった酸化されやすい成分が含有しているために、Ｚｎ単相組織に比較して酸化物層が厚く形成し易い傾向にある。めっき層表面における共晶組織の面積率が高くなるにつれ、酸化物層がめっき層を覆う面積率も高くなるため、スポット溶接時に電極と鋼板界面の電気抵抗値が大きくなり、スポット溶接性が低下する。そのため、本実施形態では、めっき層表面における共晶組織の面積率は６０％未満とする。共晶組織の面積率は５０％以下であることが好ましい。また、めっき層表面における共晶組織の面積率が過少の場合、酸化物層の平均厚みを１０ｎｍ以上とすることができず、摺動特性が不十分となる。そのため、めっき層表面における共晶組織の面積率は５％以上とすることが好ましく、１０％以上とすることがより好ましい。
　めっき層表面における単相組織及び共晶組織は、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、これに付属するエネルギー分散Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）、及び電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）等により識別することができる。例えば、図１のＳＥＭ像において、平滑で白い外観を有する領域はＺｎ相単相組織であり、この領域では、ＥＤＸ又はＥＰＭＡによってＺｎのみが検出される。図１のＳＥＭ像において、ラメラ構造を有する領域は共晶組織であり、この領域内の白い部分がＺｎ相であり、グレーの部分がＺｎ－Ｍｇ系金属間化合物相、Ａｌ相、及びＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物相のいずれかである。このラメラ構造を有する領域では、ＥＤＸ又はＥＰＭＡによってＺｎとＭｇが検出され、共晶組織がＡｌ相及びＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物相の一方又は両方を含む場合には、さらにＡｌも検出される。
　「めっき層の表面における共晶組織の面積率」は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層表面の、異なる任意の３視野において、ＳＥＭ像、又は、ＥＤＸ若しくはＥＰＭＡのマッピング像を取得し、当該ＳＥＭ像又はマッピング像を二値化処理することにより共晶組織の領域を特定し、各視野中の共晶組織の面積率を求め、３視野の面積率の相加平均を算出することにより、特定することができる。ＳＥＭ像又はマッピング像の倍率は、表面の組織の大きさによって適宜選択すればよいが、本発明においては５００～２０００倍とすることができる。また、加速電圧は極端に表面又は深い領域の情報とならない５～２０ｋＶが好適である。
　めっき層の表面における酸化物層の平均厚みは、１０ｎｍ以上とする。めっき層表面に酸化物層が厚く形成することでプレス金型とのめっき層の直接接触を防ぐことができ、めっき層の金型への凝着を抑制することができる。そのため、摩擦係数を低い値に安定化することができ、良好な摺動特性を得られ、プレス成形性が向上する。酸化物層の平均厚みが２０ｎｍ以上になるとより効果的である。これは、摺動距離が長くなるようなプレス成形において、めっき層表面の酸化物層が摩耗した場合でも酸化物層が残存し易く、摺動特性の低下を防ぐためである。また、酸化物層の平均厚みは５０ｎｍ以下とする。酸化物層の平均厚みが５０ｎｍを超えると、スポット溶接時に電極と鋼板界面の電気抵抗値が大きくなり、スポット溶接性が低下する。酸化物層の平均厚みは４５ｎｍ以下が好ましく、４０ｎｍ以下がより好ましく、３５ｎｍ以下がさらに好ましい。
　「めっき層の表面における酸化物層の平均厚み」は、蛍光Ｘ線分析装置を使用して求める。測定時の管球の電圧は３０ｋＶ、電流値は１００ｍＡとし、分光結晶はＴＡＰに設定してＯ－Ｋα線を検出する。Ｏ－Ｋα線の測定に際しては、そのピーク位置に加えてバックグラウンド位置での強度も測定し、Ｏ－Ｋα線の正味の強度を算出する。また、それぞれの積分時間は２０秒以上とする。供試材（測定対象のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板）に加えて、膜厚９６ｎｍ、５４ｎｍ、２４ｎｍの酸化シリコン皮膜を形成したシリコンウエハーのＯ－Ｋα線の強度も同条件にて測定し、酸化膜厚とＯ－Ｋα線強度との検量線を作成し、供試材の酸化物層厚さを酸化シリコン皮膜換算での酸化膜厚さとして算出し、これを「酸化物層の平均厚み」とする。
　前述のとおり、酸化物層を主に共晶組織上に形成させる場合、共晶組織の面積率を高めると酸化物層の平均厚みが増加し、摺動特性を向上させることはできるが、一方でスポット溶接性の低下を招く。そのため、本発明者らが摺動特性とスポット溶接性の両立を鋭意検討した結果、共晶組織の面積率を６０％未満としつつも、共晶組織上に酸化物層を厚く形成することで、酸化物層の平均厚みを大きくすることができ、摺動特性とスポット溶接性とを高いレベルで両立させることができることを知見した。具体的には、共晶組織の面積率Ａ（％）と酸化物層の平均厚みＢ（ｎｍ）がＢ／Ａ≧０．４０となることが望ましい。このＢ／Ａは共晶組織上に形成する酸化物層の局所的な厚みを表した数値であり、この値が大きいほど、良好なスポット溶接性と摺動特性を安定的に得ることができる。Ｂ／Ａは高いほど好ましいため上限は特に限定されないが、本実施形態において、Ｂ／Ａは概ね１．１０以下となる。
　めっき層表面での共晶組織の面積率を６０％未満とする方法は、特に制限されるものではないが、例えば、溶融めっき処理後の冷却工程の、４００℃から３８０℃の温度域において１０秒以上の保持工程を設けることで、初晶であるＺｎ層の形成と成長が促進され、その後に凝固開始する共晶組織の面積率を低下させることができる。しかし、従来のように、通常の大気雰囲気中でこの温度域で保持すると初晶として形成したＺｎ相上にも酸化物層が厚く形成してしまい、特に酸化物層の平均厚みが５０ｎｍ超えになると、スポット溶接性の低下を招く。そこで、酸化物層の平均厚みを５０ｎｍ以下とするために、当該保持工程の雰囲気を通常の大気雰囲気よりも酸化性が低い雰囲気とし、好ましくは非酸化性雰囲気とし、より好ましくは還元雰囲気とする。大気雰囲気よりも酸化性が低い雰囲気としては、大気よりもＯ２濃度が低い雰囲気が挙げられる。非酸化性雰囲気としては、不活性ガス雰囲気、例えばＮ２雰囲気が挙げられる。還元雰囲気としては、溶融めっき処理前の焼鈍工程と同様にＨ２を含むＮ２雰囲気が挙げられる。
　また、酸化物層の平均厚みを１０ｎｍ以上にする方法も、特に制限されるものではないが、溶融めっき処理後に前述の４００℃から３８０℃の温度域での保持工程を行い、さらに１６０℃から１４０℃の温度域にて２０秒以上の保持工程を設けることで、共晶組織上の酸化物層を厚く形成させることができる。この温度域ではＺｎ相よりも主に共晶組織上での酸化物層の形成が起こるからである。雰囲気は酸化雰囲気とすることで、スポット溶接性を低下させずに、より厚い酸化物層を形成させることができる。酸化雰囲気は大気でもよいが、１６０℃から１４０℃での保持工程の雰囲気に酸素又は水蒸気等を投入して、大気雰囲気よりも酸化性を高めることが好ましい。
　めっき層の片面当たりの付着量は、特に限定されないが、１０～３００ｇ／ｍ２の範囲内とすることができる。「めっき層の片面当たりの付着量」は、ＪＩＳ　Ｈ　０４０１：２０２１に準拠して、めっき層を塩酸で溶解除去する前後の重量差から求めるものとする。
　＜供試材作製＞
　極低炭素軟鋼を素材としてめっき処理を行い、成分組成の異なるめっき層を有するＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を作製した。各例ともめっき付着量は５０±５ｇ／ｍ２であった。得られためっき鋼板のめっき層を塩酸で溶解し、処理液をＩＣＰ分析することでめっき層の成分組成を測定した。表１に、各例のめっき層の成分組成を示す。本実施例では、めっき後の冷却条件を変えることにより、めっき層表面での酸化物層の平均厚み及び共晶組織の面積率が異なる供試材を作製した。表１に、各例の冷却条件を示す。なお、表１に示す保持時間はその温度域に保持された時間を示し、各温度域で鋼板を意図的に保温することで、各温度域での保持時間を調整した。ただし、４００～３８０℃の温度域では、Ｎｏ．２、９は保熱せずに放冷したため１秒程度で温度域を通過した。１６０～１４０℃の温度域においては、Ｎｏ．７、９は保熱せずに放冷したため３秒程度で温度域を通過した。
　各例のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板に対して、以下のようにめっき層表面の組織の観察を行った。めっき層表面について、ＳＥＭによる観察を行い、ＥＤＸによる元素マッピングでＺｎ、Ａｌ、Ｍｇを測定した。図１に、発明例を代表してＮｏ．１のＳＥＭ像を示す。図１のＳＥＭ像において、平滑で白い外観を有する領域がＺｎ相単相組織１０であり、この領域では、ＥＤＸによりＺｎのみが検出された。図１のＳＥＭ像において、ラメラ構造を有する領域が共晶組織１２であり、この領域では、ＥＤＸによるＺｎとＭｇの両方が検出された。表１において、Ｚｎ相単相組織及び共晶組織の項目が「○」であることは、その組織が確認されたことを意味する。共晶組織は、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物相を含み、さらにＺｎ相、Ａｌ相、及びＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物相から選択される１つ以上の相を含むものである。
　また、既述の方法で「めっき層表面における共晶組織の面積率Ａ」を求め、表１に示した。ＳＥＭの観察倍率は２０００倍とし、加速電圧は１５ｋＶとした。
　また、既述の方法で「めっき層の表面における酸化物層の平均厚みＢ」を求め、表１に示した。
　以上により得られた供試材（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板）に対して、以下のように、耐食性、摺動特性、及びスポット溶接性を評価した。なお、比較材として、表２に示す仕様の合金化溶融亜鉛めっき鋼板（Ｎｏ．４１）及び溶融亜鉛めっき鋼板（Ｎｏ．４２，４３）を用意し、これらも評価に供した。
　＜耐食性＞
　自動車用鋼板として使用されることを想定して、鋼板合わせ部における穴あき耐食性を評価するため、腐食試験を行った。腐食試験の条件はＳＡＥ（Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｏｆ　Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）の腐食試験規格であるＳＡＥ　Ｊ２３３４を用いた。図２に腐食試験片の概略図を示す。各例において、図２に示す寸法の２枚のめっき鋼板を用意し、スポット溶接部２０が図２の位置となるように３か所スポット溶接を行い、自動車の鋼板合わせ部を模擬した試験片を作製した。
　得られた試験片に対して、図３に示すサイクル条件で複合サイクル試験を行った。１２０サイクル後、各試料の溶接部を分解して、鋼板合わせ部内側の腐食生成物を除去し、腐食孔の深さをポイントマイクロメーターで測定した。評価は、以下の基準で行い、表１に示した。めっき付着量が最も多い比較材Ｎｏ．４３よりも最大腐食深さが小さい例を特に優れた耐食性を有するものと評価して「◎」で表示した。最大腐食深さが、Ｎｏ．４３の最大腐食深さ以上であるものの、Ｎｏ．４１とＮｏ．４２の平均の最大腐食深さの８０％より小さい例を優れた耐食性を有するものと評価して「○」で表示した。最大腐食深さが、Ｎｏ．４１とＮｏ．４２の平均の最大腐食深さの８０％以上の例を、Ｎｏ．４１及びＮｏ．４２とほぼ同等の耐食性と評価して「－」で表示した。
　＜摺動特性＞
　摺動特性を評価するために、各供試材の摩擦係数を以下のようにして測定した。図４に、摩擦係数測定装置の概略正面図を示す。図４のように、摩擦係数測定用試料４０が試料台４２に固定され、試料台４２は、水平移動可能なスライドテーブル４４の上面に固定されている。スライドテーブル４４の下面には、これに接したローラ４６を有する上下動可能なスライドテーブル支持台４８が設けられ、これを押上げることにより、ビード５０による摩擦係数測定用試料４０への押付荷重Ｎを測定するための第１ロードセル５２が、スライドテーブル支持台４８に取り付けられている。上記押付力を作用させた状態でスライドテーブル４４を水平方向へ移動させるための摺動抵抗力Ｆを測定するための第２ロードセル５４が、スライドテーブル４４の一方の端部に取付けられている。なお、潤滑油として、スギムラ化学社製のプレス用洗浄油プレトン（登録商標）Ｒ３５２Ｌを試料４０の表面に塗布して試験を行った。
　図５に、摩擦係数測定で使用したビードの形状及び寸法を示す概略斜視図を示す。ビード５０の下面が図４の試料４０の表面に押し付けられた状態で摺動する。このビードを用い、押付荷重Ｎ：４００ｋｇｆ、試料の引抜き速度（スライドテーブル４４の水平移動速度）：２０ｃｍ／ｍｉｎの条件で試験を行った。供試材とビードとの間の摩擦係数μは、式：μ＝Ｆ／Ｎで算出した。表１に各例の摩擦係数測定結果を示す。摩擦係数が小さいほど、優れた摺動特性を有するものと評価できる。
　＜スポット溶接性＞
　各例のスポット溶接性を評価するために、以下に示す溶接条件によってスポット溶接を行い、連続打点数の調査を行った。なお、連続打点性調査における溶接電流値は、板厚をｔ（ｍｍ）としたときの４√ｔで示されるナゲット径が得られる電流値Ｉ１（ｋＡ）及び溶着電流値Ｉ２（ｋＡ）の平均値を用いた。連続打点数は、ナゲット径が４√ｔを下回るまでの打点数とした。評価は以下の基準で行い、表１に示した。Ｎｏ．４１の連続打点数以上の場合、特に優れたスポット溶接性を有すると評価して「◎」で示した。Ｎｏ．４１の連続打点数未満であるものの、Ｎｏ．４１及びＮｏ．４２の連続打点数の平均以上の場合、優れたスポット溶接性を有すると評価して「○」で示し、Ｎｏ．４１及びＮｏ．４２の連続打点数の平均未満であるものの、Ｎｏ．４２の連続打点数以上の場合、比較的良好なスポット溶接性を有すると評価して「△」で示し、Ｎｏ．４２の連続打点数未満の場合、スポット溶接性に劣ると評価して「×」で示した。
　（溶接条件）
電極　　　ＣＦ型
先端径　　４．５ｍｍφ
先端角　　１２０°
外径　　　１３ｍｍφ
材質　　　Ｃｕ－Ｃｒ
通電時間　１０サイクル
加圧力　　１７０ｋｇｆ
加圧条件
　通電前　３０サイクル
　通電後　７サイクル
　アップダウンスロープなし
　表１の結果から、本発明例は、比較例とした一般的な合金化溶融亜鉛めっき鋼板又は溶融亜鉛めっき鋼板に比べて、優れた耐食性と摺動特性及びスポット溶接性を有していることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、優れた耐食性と確保しつつ、優れた摺動特性とスポット溶接性とが両立されているため、自動車用鋼板など種々の用途に適用可能である。
　１０　Ｚｎ相単相組織
　１２　共晶組織
　２０　スポット溶接部
　４０　摩擦係数測定用試料
　４２　試料台
　４４　スライドテーブル
　４６　ローラ
　４８　スライドテーブル支持台
　５０　ビード
　５２　第１ロードセル
　５４　第２ロードセル
　５６　レール
　　Ｎ　押付荷重
　　Ｆ　摺動抵抗力

Claims (3)

  1. 　鋼板と、前記鋼板の少なくとも片面に形成されためっき層と、前記めっき層の表面上に形成された酸化物層と、を有し、
    　前記めっき層が、質量％で、Ａｌ：０．５～１０．０％及びＭｇ：０．５～１０．０％を含み、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　前記めっき層の前記表面がＺｎ相単相組織及び共晶組織を有し、
    　前記共晶組織が、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物相を含み、さらにＺｎ相、Ａｌ相、及びＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物相から選択される１つ以上の相を含み、
    　前記めっき層の前記表面における前記共晶組織の面積率Ａが６０％未満であり、
    　前記めっき層の前記表面における前記酸化物層の平均厚みＢが１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることを特徴とするＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
  2. 　前記共晶組織の面積率Ａ（％）と前記酸化物層の平均厚みＢ（ｎｍ）が、Ｂ／Ａ≧０．４０を満足する、請求項１に記載のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
  3. 　前記めっき層の成分組成が、さらに、質量％で、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｒ、Ｂ、Ｂｉ、Ｃｄ、Ｓｎ、及びＲＥＭから選択される１種以上を合計で１％以下含有する、請求項１又は２に記載のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板。
     
PCT/JP2023/039330 2023-01-23 2023-10-31 Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板 Ceased WO2024157560A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2024508095A JP7552953B1 (ja) 2023-01-23 2023-10-31 Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板
CN202380091714.5A CN120548382A (zh) 2023-01-23 2023-10-31 Zn－Al－Mg系镀覆钢板
KR1020257021213A KR20250114375A (ko) 2023-01-23 2023-10-31 Zn-Al-Mg계 도금 강판
EP23918515.0A EP4617398A1 (en) 2023-01-23 2023-10-31 Zn-al-mg plated steel sheet
MX2025008539A MX2025008539A (es) 2023-01-23 2025-07-22 Chapa de acero recubierta de zn-al-mg

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023008364 2023-01-23
JP2023-008364 2023-01-23

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2024157560A1 true WO2024157560A1 (ja) 2024-08-02

Family

ID=91970205

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/039330 Ceased WO2024157560A1 (ja) 2023-01-23 2023-10-31 Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP4617398A1 (ja)
JP (1) JP7552953B1 (ja)
KR (1) KR20250114375A (ja)
CN (1) CN120548382A (ja)
MX (1) MX2025008539A (ja)
WO (1) WO2024157560A1 (ja)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018507321A (ja) * 2014-12-24 2018-03-15 ポスコＰｏｓｃｏ リン酸塩処理性及びスポット溶接性に優れた亜鉛合金めっき鋼板及びその製造方法
WO2018139619A1 (ja) * 2017-01-27 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 めっき鋼材
WO2018139620A1 (ja) * 2017-01-27 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 めっき鋼材

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3179446B2 (ja) 1998-07-02 2001-06-25 新日本製鐵株式会社 耐食性に優れためっき鋼板と塗装鋼板及びその製造方法
JP2002060962A (ja) * 2000-08-08 2002-02-28 Nkk Corp 亜鉛系めっき鋼板
JP3779941B2 (ja) 2002-01-09 2006-05-31 新日本製鐵株式会社 塗装後耐食性と塗装鮮映性に優れた亜鉛めっき鋼板
JP5253090B2 (ja) 2008-10-28 2013-07-31 日新製鋼株式会社 Ｍｇ、Ａｌ含有溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法
JP2014136815A (ja) * 2013-01-16 2014-07-28 Jfe Steel Corp 亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
KR102453011B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-12 주식회사 포스코 실러 접착성이 우수한 도금 강판 및 이의 제조방법
EP4230756A4 (en) * 2021-01-14 2024-04-24 Nippon Steel Corporation Plated steel sheet for automobile structural members

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018507321A (ja) * 2014-12-24 2018-03-15 ポスコＰｏｓｃｏ リン酸塩処理性及びスポット溶接性に優れた亜鉛合金めっき鋼板及びその製造方法
WO2018139619A1 (ja) * 2017-01-27 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 めっき鋼材
WO2018139620A1 (ja) * 2017-01-27 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 めっき鋼材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4617398A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2024157560A1 (ja) 2024-08-02
KR20250114375A (ko) 2025-07-29
CN120548382A (zh) 2025-08-26
EP4617398A1 (en) 2025-09-17
MX2025008539A (es) 2025-08-01
JP7552953B1 (ja) 2024-09-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI664315B (zh) 鍍敷鋼材
JP5593812B2 (ja) Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法
JP4729850B2 (ja) めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5593810B2 (ja) Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法
JP5417797B2 (ja) 高強度溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
KR102738107B1 (ko) 도금 강판
JP5593811B2 (ja) Ｚｎ−Ｍｇ系めっき鋼板
KR20220142518A (ko) 핫 스탬프 성형체
WO2022230064A1 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
CN110088349B (zh) 牺牲腐蚀保护性及镀覆性优异的高锰热浸镀铝钢板及其制造方法
JP3752898B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP7552953B1 (ja) Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板
JP7587169B2 (ja) 自動車構造部材用めっき鋼板
JP6816550B2 (ja) 曲げ加工性に優れた黒色表面被覆高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法
EP4116457B1 (en) Hot pressed member and method of producing same. and coated steel sheet for hot press forming
WO2022230071A1 (ja) 鋼溶接部材
JP2002241916A (ja) 耐食性、加工性および溶接性に優れためっき鋼板とその製造方法
KR102639103B1 (ko) 핫 스탬프 성형체
JP3111921B2 (ja) プレス成形性に優れた亜鉛系めっき鋼板
JP2006077329A (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP7541278B1 (ja) 溶接継手
JP3279198B2 (ja) プレス成形性および接着性に優れた亜鉛系メッキ鋼板
JP2004002931A (ja) 抵抗溶接性に優れたアルミニウムめっき鋼板とこれを用いた加工部品
JP7787483B2 (ja) 表面処理部材及び複合構造体
EP4071273A1 (en) Steel sheet plated with al alloy and manufacturing method therefor

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2024508095

Country of ref document: JP

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

Ref document number: 23918515

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023918515

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202517058524

Country of ref document: IN

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023918515

Country of ref document: EP

Effective date: 20250612

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020257021213

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 202517058524

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2501004530

Country of ref document: TH

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202380091714.5

Country of ref document: CN

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1020257021213

Country of ref document: KR

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 202380091714.5

Country of ref document: CN

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2023918515

Country of ref document: EP