JPH0413855A - 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板及びその製造方法Info
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- JPH0413855A JPH0413855A JP27631490A JP27631490A JPH0413855A JP H0413855 A JPH0413855 A JP H0413855A JP 27631490 A JP27631490 A JP 27631490A JP 27631490 A JP27631490 A JP 27631490A JP H0413855 A JPH0413855 A JP H0413855A
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Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、耐パウダリング性、耐フレーキング性及び絞
り成形性が優れている加工性に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板とその製造方法に関するものである。
り成形性が優れている加工性に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板とその製造方法に関するものである。
従来より溶融亜鉛めっき鋼板の耐食性に加えて塗装性、
塗膜密着性、溶接性及び加工性を付与するために、鋼板
に溶融亜鉛めっきした後に加熱処理を施してめっき層を
鉄−亜鉛合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造さ
れ、自動車や家電製品や建築など様々な分野に使用され
ている。
塗膜密着性、溶接性及び加工性を付与するために、鋼板
に溶融亜鉛めっきした後に加熱処理を施してめっき層を
鉄−亜鉛合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造さ
れ、自動車や家電製品や建築など様々な分野に使用され
ている。
このように鋼板に溶融亜鉛めっきを施した後に加熱処理
を施した場合、合金化が進むにつ九で鉄と亜鉛の相互拡
散によりζ相(FeZnxs) r δ1相(FeZn
7) 、 r相(Fes Zn−2t )が順次生成す
る。
を施した場合、合金化が進むにつ九で鉄と亜鉛の相互拡
散によりζ相(FeZnxs) r δ1相(FeZn
7) 、 r相(Fes Zn−2t )が順次生成す
る。
このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、その加
工性と合金化めっき層構造とに関する従来からの研究の
結果から次のことが判明している。
工性と合金化めっき層構造とに関する従来からの研究の
結果から次のことが判明している。
即ち1合金化めっき層表面にη相又はζ相が存在すると
、これらの相は比較的柔らかいため絞り成形時に金型と
の摺動抵抗が大きくなり鋼板の金型への滑り込みが阻害
されて鋼板の切断や金型へのめつき層の焼付けを招く恐
れがある。一方、r相が厚く成長すると、「相は硬く脆
いためにプレス成形時にめっき層が剥離するいわゆるパ
ウダリング現象を起こすようになり、このパウダリング
現象が著しい場合には合金化めっき層の耐食性が低下す
るばかりでなくプレス作業性にも悪影響を及ぼすことに
なる。更に、r相が比較的薄い場合でもめつき層表面に
ζ相が存在すると、柔らかいζ相がプレス加工時にカジ
リを生成し、この剪断応力によって硬くて脆いr相がフ
レーク状に剥離するいわゆるフレーキング現象となる。
、これらの相は比較的柔らかいため絞り成形時に金型と
の摺動抵抗が大きくなり鋼板の金型への滑り込みが阻害
されて鋼板の切断や金型へのめつき層の焼付けを招く恐
れがある。一方、r相が厚く成長すると、「相は硬く脆
いためにプレス成形時にめっき層が剥離するいわゆるパ
ウダリング現象を起こすようになり、このパウダリング
現象が著しい場合には合金化めっき層の耐食性が低下す
るばかりでなくプレス作業性にも悪影響を及ぼすことに
なる。更に、r相が比較的薄い場合でもめつき層表面に
ζ相が存在すると、柔らかいζ相がプレス加工時にカジ
リを生成し、この剪断応力によって硬くて脆いr相がフ
レーク状に剥離するいわゆるフレーキング現象となる。
従って理想的には鋼板界面からめつき層表面まで均一な
δ□相であることが望ましいが、熱拡散処理によって合
金化する限り事実上不可能である。
δ□相であることが望ましいが、熱拡散処理によって合
金化する限り事実上不可能である。
従来、このようなδ、単相に近い合金層を得るための技
術として例えば特開昭64−68456号等に開示され
ている方法があるが、この方法でη相、ζ相が残存しな
いように合金化するためにはめっき洛中の有効Afl量
を0.10%以下とし且つ鋼板のめつき浴中への浸漬時
間を3秒以下好ましくは2秒以下という非常に高速な通
板速度が必要であり、しかも本発明者らの研究によると
500℃以上の加熱温度が必要である。しかし、この温
度ではr相の成長が速く充分にr相を抑制できず、60
g1rd以上の付着量では例えばr相が0.5〜3,0
7aとなり耐パウダリング性が充分でなくなる。
術として例えば特開昭64−68456号等に開示され
ている方法があるが、この方法でη相、ζ相が残存しな
いように合金化するためにはめっき洛中の有効Afl量
を0.10%以下とし且つ鋼板のめつき浴中への浸漬時
間を3秒以下好ましくは2秒以下という非常に高速な通
板速度が必要であり、しかも本発明者らの研究によると
500℃以上の加熱温度が必要である。しかし、この温
度ではr相の成長が速く充分にr相を抑制できず、60
g1rd以上の付着量では例えばr相が0.5〜3,0
7aとなり耐パウダリング性が充分でなくなる。
一方、r相を抑制するためにはより低い温度で合金化す
ることが望ましく、例えば500℃未満で合金化すると
r相の成長は充分抑制されるが、ζ相が残存し易くプレ
ス成形性及び耐フレーキング性が低下する。このように
、ζ相とr相とを抑制できる温度域が相反するためにい
ずれか片方しか抑制できず、両方とも抑制した合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を製造するためには合金化度を測定し
ながら厳しく管理する必要がある。しかし現在の方法で
は合金化めっき層表面にζ相を存在させず且つr相も耐
パウダリング性が充分なレベルまで抑制できる手段が存
在していない。
ることが望ましく、例えば500℃未満で合金化すると
r相の成長は充分抑制されるが、ζ相が残存し易くプレ
ス成形性及び耐フレーキング性が低下する。このように
、ζ相とr相とを抑制できる温度域が相反するためにい
ずれか片方しか抑制できず、両方とも抑制した合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を製造するためには合金化度を測定し
ながら厳しく管理する必要がある。しかし現在の方法で
は合金化めっき層表面にζ相を存在させず且つr相も耐
パウダリング性が充分なレベルまで抑制できる手段が存
在していない。
本発明はこのような従来技術の問題点を解決し、合金化
めっき層表面にζ相を存在させず且つr相も耐パウダリ
ング性が充分なレベルまで抑制できた加工性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供すること
を課題とする。
めっき層表面にζ相を存在させず且つr相も耐パウダリ
ング性が充分なレベルまで抑制できた加工性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供すること
を課題とする。
本発明者らは上記課題を解決すべく鋭意研究の結果、め
っき浴中にNiを添加することにより450〜500℃
というr相を充分抑制できる温度でもζ相が抑制される
ことを究明し、地鉄界面のr相の厚さが0.5p以下で
あり合金化めっき層表面にX線回折で測定してもη、ζ
相が存在せず付着量が45〜90g/rrFの合金化め
っき層を少なくとも片面に有する加工性に優れた合金化
溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法の開発に成功したの
である。
っき浴中にNiを添加することにより450〜500℃
というr相を充分抑制できる温度でもζ相が抑制される
ことを究明し、地鉄界面のr相の厚さが0.5p以下で
あり合金化めっき層表面にX線回折で測定してもη、ζ
相が存在せず付着量が45〜90g/rrFの合金化め
っき層を少なくとも片面に有する加工性に優れた合金化
溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法の開発に成功したの
である。
即ち本発明に係る加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板は、Fe:8−13重量%、AQ:0.5重量%未
満、 Ni : 0.02〜1.0重量%を含有し残部
がZn及び不可避的不純物より成る組成であって且っ地
鉄界面のr相の厚さが0.5−以下であり合金化めっき
層表面にη、ζ相が存在せず付着量が45〜90g /
rrrの合金化めっき層を少なくとも片面に有するこ
とを特徴とする。
鋼板は、Fe:8−13重量%、AQ:0.5重量%未
満、 Ni : 0.02〜1.0重量%を含有し残部
がZn及び不可避的不純物より成る組成であって且っ地
鉄界面のr相の厚さが0.5−以下であり合金化めっき
層表面にη、ζ相が存在せず付着量が45〜90g /
rrrの合金化めっき層を少なくとも片面に有するこ
とを特徴とする。
また本発明に係る加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法は、AQ : 0.2重量%未満。
鋼板の製造方法は、AQ : 0.2重量%未満。
Ni : 0.01〜0.5重量%を含有し、残部がZ
n及び不可避的不純物より成る溶融亜鉛めっき浴を用い
て少なくとも片面の付着量が45〜90g/iとなる溶
融亜鉛めっきを行った後、450〜500℃で2〜40
秒間加熱して地鉄界面のr相の厚さが0.5p以下であ
りめっき層表面にη、ζ相が存在しないように合金化処
理することを特徴とする。
n及び不可避的不純物より成る溶融亜鉛めっき浴を用い
て少なくとも片面の付着量が45〜90g/iとなる溶
融亜鉛めっきを行った後、450〜500℃で2〜40
秒間加熱して地鉄界面のr相の厚さが0.5p以下であ
りめっき層表面にη、ζ相が存在しないように合金化処
理することを特徴とする。
以下、本発明で用いる溶融亜鉛めっき浴の組成。
合金化処理温度及びめっき層の組成の限定理由について
説明する。
説明する。
AQ:AQは鋼板−めつき層界面にFe−An金属間化
合物の層を形成してめっき層中のZn−Fe相互拡散を
抑制し、且つ溶融亜鉛めっき浴の粘度を引き上げるのに
有効に作用する。しかしながら、溶融亜鉛めっき浴のへ
〇濃度が0.2νt%以上になると、Zn −Fe相互
拡散が極めて抑制されるために合金化反応が著しく遅滞
し、本発明方法におけるような低い合金化温度では事実
上インラインの合金化炉で合金化処理が不可能となる。
合物の層を形成してめっき層中のZn−Fe相互拡散を
抑制し、且つ溶融亜鉛めっき浴の粘度を引き上げるのに
有効に作用する。しかしながら、溶融亜鉛めっき浴のへ
〇濃度が0.2νt%以上になると、Zn −Fe相互
拡散が極めて抑制されるために合金化反応が著しく遅滞
し、本発明方法におけるような低い合金化温度では事実
上インラインの合金化炉で合金化処理が不可能となる。
よって、本発明方法では溶融亜鉛めっき浴中へのAfl
の添加量は0.2wt%未満とした。
の添加量は0.2wt%未満とした。
次いで、合金化めっき層中のAQの組成範囲について述
べる。一般に、A℃を含む溶融亜鉛めっき浴によって鋼
板に溶融亜鉛めっきした場合には、鋼板−めつき層界面
にFe−Aρ金属間化合物の層が優先析出し、溶融亜鉛
めっき浴のAQ濃度と比べてめっき層中の18濃度が高
くなる傾向があることが広く知られている。本発明にお
ける溶融亜鉛めっき処理においても全く同じ傾向が認め
られる。前記めっき浴組成の溶融亜鉛めっき浴によって
溶融亜鉛めっきを行った場合に生成するめつき層のへ〇
濃度は、0.5wt%未満となる。従って、本発明合金
化溶融亜鉛めっき鋼板における合金化めっき層中の.A
l濃度はQ、5wt%未満とした。
べる。一般に、A℃を含む溶融亜鉛めっき浴によって鋼
板に溶融亜鉛めっきした場合には、鋼板−めつき層界面
にFe−Aρ金属間化合物の層が優先析出し、溶融亜鉛
めっき浴のAQ濃度と比べてめっき層中の18濃度が高
くなる傾向があることが広く知られている。本発明にお
ける溶融亜鉛めっき処理においても全く同じ傾向が認め
られる。前記めっき浴組成の溶融亜鉛めっき浴によって
溶融亜鉛めっきを行った場合に生成するめつき層のへ〇
濃度は、0.5wt%未満となる。従って、本発明合金
化溶融亜鉛めっき鋼板における合金化めっき層中の.A
l濃度はQ、5wt%未満とした。
Ni : Niはζ相の生成を抑制し、且つ500℃以
下の低い温度で合金化処理を行うために添加する。
下の低い温度で合金化処理を行うために添加する。
Niの溶融亜鉛めっき浴中への添加量が0.01wt%
未満ではζ相の生成抑制効果が充分でなく500℃以下
で合金化した場合にζ相が残存し易く、また0、5wt
%を超えて添加しようとするとめつき浴温度を高くしな
ければならないためr相が生成し易くなり地鉄界面のr
相を0.5ρ以下に抑制することが事実不可能となる。
未満ではζ相の生成抑制効果が充分でなく500℃以下
で合金化した場合にζ相が残存し易く、また0、5wt
%を超えて添加しようとするとめつき浴温度を高くしな
ければならないためr相が生成し易くなり地鉄界面のr
相を0.5ρ以下に抑制することが事実不可能となる。
よって、本発明方法では溶融亜鉛めっき浴中へのNiの
添加量は0.01〜0 、5wt%に限定した。
添加量は0.01〜0 、5wt%に限定した。
次いで、合金化めっき層中のNiの組成範囲について述
べる。Niは、めっき層中に優先的に析出してめっき浴
中の濃度よりも高くなる傾向を示す。前記のめつき浴組
成の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛めっきを行った
場合に生成するめつき層のNi濃度は、0.02〜1
、0Ilt%となる。
べる。Niは、めっき層中に優先的に析出してめっき浴
中の濃度よりも高くなる傾向を示す。前記のめつき浴組
成の溶融亜鉛めっき浴によって溶融亜鉛めっきを行った
場合に生成するめつき層のNi濃度は、0.02〜1
、0Ilt%となる。
従って、本発明合金化溶融亜鉛めっき鋼板における合金
化めっき層中のNi濃度は、0.02〜1.0すt%と
する。
化めっき層中のNi濃度は、0.02〜1.0すt%と
する。
Fe二本発明に係る加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板のめっき層構造では、めっき層表面にη相、ζ相
が存在せず且つ地鉄界面のr相の厚さが0.5ρ以下で
あり、このような構成の合金化めっき層中のFe濃度は
8〜13wt%であるので8〜13wt%とした。
き鋼板のめっき層構造では、めっき層表面にη相、ζ相
が存在せず且つ地鉄界面のr相の厚さが0.5ρ以下で
あり、このような構成の合金化めっき層中のFe濃度は
8〜13wt%であるので8〜13wt%とした。
合金化処理温度及び加熱時間:溶融亜鉛めっき鋼板のめ
つき層を500℃を超えて加熱して合金化するとr相が
生成し易く、地鉄界面のr相が0.5戸を超えるので好
ましくない。一方、450℃未満で合金化すると、前記
組成のNi濃度ではζ相の生成を抑制する効果が薄くな
ってめっき層表面にζ相が残存し易く、本発明合金化溶
融亜鉛めつき鋼板のめっき層構造の特徴であるめっき層
表面にη相、ζ相が存在せず且つ地鉄界面のr相が0.
5P以下の合金層を形成させることができない。従って
本発明方法における合金化処理温度は450〜500℃
とした。
つき層を500℃を超えて加熱して合金化するとr相が
生成し易く、地鉄界面のr相が0.5戸を超えるので好
ましくない。一方、450℃未満で合金化すると、前記
組成のNi濃度ではζ相の生成を抑制する効果が薄くな
ってめっき層表面にζ相が残存し易く、本発明合金化溶
融亜鉛めつき鋼板のめっき層構造の特徴であるめっき層
表面にη相、ζ相が存在せず且つ地鉄界面のr相が0.
5P以下の合金層を形成させることができない。従って
本発明方法における合金化処理温度は450〜500℃
とした。
しかしながら、この450〜500℃という合金化処理
温度であっても、加熱時間が短いとめっき層表面にη相
やζ相が残存し、また加熱時間が長すぎると地鉄界面の
r相が0.5In以上形成されるので本発明者らは種々
検討した結果、2〜40秒の範囲で地鉄界面のr相の厚
さが0.57a以下でありめっき層表面にη、ζ相が存
在しないように加熱することが必要である。
温度であっても、加熱時間が短いとめっき層表面にη相
やζ相が残存し、また加熱時間が長すぎると地鉄界面の
r相が0.5In以上形成されるので本発明者らは種々
検討した結果、2〜40秒の範囲で地鉄界面のr相の厚
さが0.57a以下でありめっき層表面にη、ζ相が存
在しないように加熱することが必要である。
合金化溶融亜鉛めっき層の厚さ二本発明合金化溶融亜鉛
めっき鋼板において、付着量として45〜90 g /
rdが適用できる範囲である。45g/rn’未満で
は従来の技術で耐パウダリング性、耐フレーキング性及
びプレス成形性を共に満足できる合金化溶融亜鉛めっき
鋼板は製造可能であり、本発明鋼板が特に有利という訳
ではない。またQ− 90 g / rrFを超えると耐フレーキング性及び
プレス成形性は満足できるが耐パウダリング性が低下す
るので、本発明合金化溶融亜鉛めっき鋼板の適用できる
付着量を45〜90g/mとした。但し、耐フレーキン
グ性及びプレス成形性を満足していれば良い場合には4
5〜150g/mまで適用できる。めっき付着量が15
0g/mを超えると地鉄界面の「相が0.5声以下でめ
っき表面にη、ζ相が存在しないめっき層は実際上製造
できなくなる。
めっき鋼板において、付着量として45〜90 g /
rdが適用できる範囲である。45g/rn’未満で
は従来の技術で耐パウダリング性、耐フレーキング性及
びプレス成形性を共に満足できる合金化溶融亜鉛めっき
鋼板は製造可能であり、本発明鋼板が特に有利という訳
ではない。またQ− 90 g / rrFを超えると耐フレーキング性及び
プレス成形性は満足できるが耐パウダリング性が低下す
るので、本発明合金化溶融亜鉛めっき鋼板の適用できる
付着量を45〜90g/mとした。但し、耐フレーキン
グ性及びプレス成形性を満足していれば良い場合には4
5〜150g/mまで適用できる。めっき付着量が15
0g/mを超えると地鉄界面の「相が0.5声以下でめ
っき表面にη、ζ相が存在しないめっき層は実際上製造
できなくなる。
その他の合金化めっき層の組成:合金化めっき層の組成
としてFe、 AL Nxのみを規定したが、他の成分
例えばpb、 sbなどを少量添加されても本発明の効
果は変わらないものである。
としてFe、 AL Nxのみを規定したが、他の成分
例えばpb、 sbなどを少量添加されても本発明の効
果は変わらないものである。
次に本発明に係る加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の実施例を比較例と共に更に具体的に説明する。
鋼板の実施例を比較例と共に更に具体的に説明する。
ゼンジマー型の無酸化炉方式の連続溶融亜鉛めっきライ
ンのめつき浴中に投入するAQ量、Ni量を種々変化さ
せて、0.7m厚XI、OOO+nm幅の低炭素冷延鋼
板をめっき原板として、めっき付着量が本発明における
合金化溶融亜鉛めっき層の付着量の範囲45〜90g/
m内にある種々の溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、続いて
これらの溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理炉により種々
の時間加熱して合金化処理して合金層のFe濃度が異な
る種々の合金化溶融亜鉛めつ鋼板を製造した。そして、
これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、次に述べ
るめっき層の加工性試験方法によって試験を行った。
ンのめつき浴中に投入するAQ量、Ni量を種々変化さ
せて、0.7m厚XI、OOO+nm幅の低炭素冷延鋼
板をめっき原板として、めっき付着量が本発明における
合金化溶融亜鉛めっき層の付着量の範囲45〜90g/
m内にある種々の溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、続いて
これらの溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理炉により種々
の時間加熱して合金化処理して合金層のFe濃度が異な
る種々の合金化溶融亜鉛めつ鋼板を製造した。そして、
これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、次に述べ
るめっき層の加工性試験方法によって試験を行った。
その結果を表に記載する。
(1)耐パウダリング性試験:
試験面を内側にして、試験片の板厚tの6倍の直径の円
弧部が試験面に構成されるように180度曲げを行った
後に曲げ戻しを行い、その試験面にセロハン粘着テープ
を貼着した後にそのセロハン粘着テープを引き剥がして
セロハン粘着テープに付着したパウダー状のめっき金属
量を目視により以下の基準により判断した。
弧部が試験面に構成されるように180度曲げを行った
後に曲げ戻しを行い、その試験面にセロハン粘着テープ
を貼着した後にそのセロハン粘着テープを引き剥がして
セロハン粘着テープに付着したパウダー状のめっき金属
量を目視により以下の基準により判断した。
5:付着めっき金属なし
4:付着めっき金属最小
3:付着めっき金属量中
2:付着めっき金属量大
1:テープなしで多量の粉状めっき金属剥離この基準に
おいて評価5〜3が実用状問題がない範囲である。
おいて評価5〜3が実用状問題がない範囲である。
(2)絞り成形性試験:
同一防錆油を使用して第2図に示す条件でのカップ絞り
試験による外径比によって評価したものである。
試験による外径比によって評価したものである。
試験片
絞り成形前円板の直径(Do) : 75mm絞り成
形に使用する鋼板の板厚:を圃 金型 絞り成形に使用するポンチ直径(d ) : 40m
+n絞り成形に使用するポンチ先端半径=5m絞り成形
に使用するダイス肩部半径:5tmm絞り成形時のしわ
押えカニ 1.OOOkgf試験後の状態 絞り成形により絞り込む深さ=20冊 絞り成形後のフランジ部の直径:D11ml外径比:
D1/D。
形に使用する鋼板の板厚:を圃 金型 絞り成形に使用するポンチ直径(d ) : 40m
+n絞り成形に使用するポンチ先端半径=5m絞り成形
に使用するダイス肩部半径:5tmm絞り成形時のしわ
押えカニ 1.OOOkgf試験後の状態 絞り成形により絞り込む深さ=20冊 絞り成形後のフランジ部の直径:D11ml外径比:
D1/D。
この外径比0.734〜0.743が冷延鋼板レベルで
ある。
ある。
(3)耐フレーキング性試験:
第3図に示す如く幅30mnX長さ260mnのサンプ
ルSを内径42mmの貫通孔を有するダイス1と高さ3
Iのビード付きのしわ押え2とでしゎ押えカニ 500
kgfで挟持し、直径40+nmのポンチ3により成形
高さ: 50mmの絞り成形を行ったときの目視による
めっき金属の剥離状態により評価した。
ルSを内径42mmの貫通孔を有するダイス1と高さ3
Iのビード付きのしわ押え2とでしゎ押えカニ 500
kgfで挟持し、直径40+nmのポンチ3により成形
高さ: 50mmの絞り成形を行ったときの目視による
めっき金属の剥離状態により評価した。
4:剥離せず
3:剥離最小
2:剥離量中
1:剥離量大
この基準において評価4〜3が実用上問題がない範囲で
ある。
ある。
(4) η、ζ相の有無:
X線回折で測定してη、ζ相の存在を示すピーク値が表
われるか否かで判断した。
われるか否かで判断した。
】3
〔発明の効果〕
以上詳述した如く本発明に係る加工性に優れた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板は45〜90g/mという厚めつきで
も優れた加工性を有しているので合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の用途の拡大を期待でき、また本発明に係る加工性
に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法はこのよ
うに優れた特性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を前
記従来技術のような非常に高速で通板することなく工業
的に安定して連続的に製造できる画期的な方法であり、
その工業的価値が非常に大きなものがある。
融亜鉛めっき鋼板は45〜90g/mという厚めつきで
も優れた加工性を有しているので合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の用途の拡大を期待でき、また本発明に係る加工性
に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法はこのよ
うに優れた特性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を前
記従来技術のような非常に高速で通板することなく工業
的に安定して連続的に製造できる画期的な方法であり、
その工業的価値が非常に大きなものがある。
第1図は耐パウダリング性の試験方法を示す図、第2図
は絞り成形性の試験方法を示す図、第3図は耐フレーキ
ング性の試験方法を示す図である。 図面中 1・・・・ダイス 2・・・・しわ押え 3・・・・ポンチ S・・・・サンプル −16= 手続補正書 平成3年2月12日
は絞り成形性の試験方法を示す図、第3図は耐フレーキ
ング性の試験方法を示す図である。 図面中 1・・・・ダイス 2・・・・しわ押え 3・・・・ポンチ S・・・・サンプル −16= 手続補正書 平成3年2月12日
Claims (2)
- 1.Fe:8〜13重量%,Al:0.5重量%未満,
Ni:0.02〜1.0重量%を含有し残部がZn及び
不可避的不純物より成る組成であつて且つ地鉄界面のΓ
相の厚さが0.5μm以下でありめつき層表面にη,ζ
相が存在せず付着量が45〜90g/m^2の合金化め
つき層を少なくとも片面に有することを特徴とする加工
性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板。 - 2.Al:0.2重量%未満,Ni:0.01〜0.5
重量%を含有し、残部がZn及び不可避的不純物より成
る溶融亜鉛めつき浴を用いて少なくとも片面の付着量が
45〜90g/m^2となる溶融亜鉛めつきを行つた後
、450〜500℃で2〜40秒間加熱して地鉄界面の
Γ相の厚さが0.5μm以下でありめつき層表面にη,
ζ相が存在しないように合金化処理することを特徴とす
る加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27631490A JP2804167B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-10-17 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2-110346 | 1990-04-27 | ||
JP11034690 | 1990-04-27 | ||
JP27631490A JP2804167B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-10-17 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0413855A true JPH0413855A (ja) | 1992-01-17 |
JP2804167B2 JP2804167B2 (ja) | 1998-09-24 |
Family
ID=26449988
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27631490A Expired - Lifetime JP2804167B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-10-17 | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2804167B2 (ja) |
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2768157A1 (fr) * | 1997-09-09 | 1999-03-12 | Lorraine Laminage | Tole d'acier galvanise allie, procedes et installation pour la fabrication d'une telle tole |
KR20010056280A (ko) * | 1999-12-14 | 2001-07-04 | 이구택 | 크레이터 결함을 감소시키는 합금화 용융아연 도금방법 |
KR20020046709A (ko) * | 2000-12-15 | 2002-06-21 | 이구택 | 내플레킹성이 우수한 합금화 용융아연 도금강판의 제조방법 |
KR20030049335A (ko) * | 2001-12-14 | 2003-06-25 | 주식회사 포스코 | 내치핑성이 향상된 합금화 용융아연 도금강판의 제조방법 |
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WO2012004889A1 (ja) | 2010-07-09 | 2012-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | 溶融亜鉛系めっき鋼板 |
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JP2015017289A (ja) * | 2013-07-09 | 2015-01-29 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
US9334555B2 (en) | 2005-04-20 | 2016-05-10 | Nipon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot dip galvannealed steel sheet and method for producing the same |
US10294551B2 (en) | 2013-05-01 | 2019-05-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength low-specific-gravity steel sheet having superior spot weldability |
-
1990
- 1990-10-17 JP JP27631490A patent/JP2804167B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0902098A1 (fr) * | 1997-09-09 | 1999-03-17 | Sollac | Procédé pour la fabrication d'une tÔle d'acier galvanisé allié sans phases en surface |
FR2768157A1 (fr) * | 1997-09-09 | 1999-03-12 | Lorraine Laminage | Tole d'acier galvanise allie, procedes et installation pour la fabrication d'une telle tole |
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WO2012004889A1 (ja) | 2010-07-09 | 2012-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | 溶融亜鉛系めっき鋼板 |
WO2014178358A1 (ja) * | 2013-05-01 | 2014-11-06 | 新日鐵住金株式会社 | 亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
JPWO2014178358A1 (ja) * | 2013-05-01 | 2017-02-23 | 新日鐵住金株式会社 | 亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
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---|---|
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