JP2004315847A - 溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板 - Google Patents
溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004315847A JP2004315847A JP2003107664A JP2003107664A JP2004315847A JP 2004315847 A JP2004315847 A JP 2004315847A JP 2003107664 A JP2003107664 A JP 2003107664A JP 2003107664 A JP2003107664 A JP 2003107664A JP 2004315847 A JP2004315847 A JP 2004315847A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- hot
- molten metal
- steel sheet
- embrittlement
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
【目的】下地鋼の成分・組成と組織を調整することにより、溶接加工しても溶接熱影響部に溶融金属脆化に起因した加工割れが発生することのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を提供する。
【構成】Ｃ：０．０３〜０．３０質量％，Ｓｉ：０．５質量％以下，Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％，Ｐ：０．１質量％以下，Ｓ：０．０３質量％以下，Ｎ：０．０５質量％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：０．１質量％以下を含み、さらに必要に応じてＴｉ：０．０２質量％以下，Ｂ：０．０００１〜０．００８０質量％の１種または２種を含み、残部が実質的にＦｅからなる組成を有し、溶接加工前の組織を面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がベイナイト，パーライトあるいはマルテンサイトの混合組織に調整された下地鋼板に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の溶融めっきを施す。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層としては、Ａｌ：４〜２２質量％，Ｍｇ：０．０５〜１０質量％を含むものが好ましい。
【選択図】 なし
【構成】Ｃ：０．０３〜０．３０質量％，Ｓｉ：０．５質量％以下，Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％，Ｐ：０．１質量％以下，Ｓ：０．０３質量％以下，Ｎ：０．０５質量％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：０．１質量％以下を含み、さらに必要に応じてＴｉ：０．０２質量％以下，Ｂ：０．０００１〜０．００８０質量％の１種または２種を含み、残部が実質的にＦｅからなる組成を有し、溶接加工前の組織を面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がベイナイト，パーライトあるいはマルテンサイトの混合組織に調整された下地鋼板に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系の溶融めっきを施す。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層としては、Ａｌ：４〜２２質量％，Ｍｇ：０．０５〜１０質量％を含むものが好ましい。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
本発明は、溶接加工時に、溶融金属脆化に起因する加工割れが溶接熱影響部に発生することを防止したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用はもとより、建築構造物等、腐食が問題となる箇所に使用される鋼材として、耐食性に優れる亜鉛めっき鋼が広く用いられている。
亜鉛めっき鋼の使用態様としては、過酷な成型加工が施された鋼材や溶接加工が施された構造材を亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした後使用する態様と、亜鉛めっき鋼板を適宜形状に成形後溶接して所望構造体に構築する態様が挙げられる。いずれの場合でも、加工部分や溶接の熱影響部に割れが発生することがある。成型加工や溶接加工によって生じた残留応力（引張応力）あるいは溶接時の熱応力と溶融金属が同時に存在するとき、鋼材の結晶粒界に溶融した亜鉛が極めて容易に浸入し、割れを生じ、鋼材の破壊に至る現象であり、「溶融金属脆化割れ」として知られているものである。
【０００３】
成型加工品や溶接構造物を溶融亜鉛浴に浸漬したときに発生する溶融金属脆化割れを防止する手段は、種々検討され、新日鉄技報３４８（１９９３）ｐ．６３や川崎製鉄技報２５（１９９３）ｐ．２０等に報告されている。これらの報告によると、鋼材側の対策として、一般的には、（１）焼き入れ性を抑制し、溶接熱影響部のフェライト占有率を高くする、（２）粒内・粒界の硬度差をなくす（材料の軟質化）ことが有効とされ、具体的対策として、低合金成分化、Ｐ，Ｓ，Ｔｉ，Ｚｒの添加およびＢの排除、等が挙げられている。これらの先行技術で述べられている溶融金属脆化割れは、あくまでも残留効力が生じている構造物を溶融亜鉛浴に浸漬したときに生じるものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、溶融めっき鋼板を適宜形状に成形した後溶接して構造物を構築する際、構造物の鋼材内部に残留している応力と違い、溶接加工による熱応力は一定ではなく、溶接部分の移動に伴って応力の絶対値や方向（引張あるいは圧縮）がさまざまに変化する。また溶接部分は急加熱，急冷却に曝され、鋼材の金属組織は初期の組織から変化する。
このように、溶接加工時に生じる溶融金属脆化割れは、溶融亜鉛浴に浸漬した場合に生じる溶融金属脆化割れと比べて、現象的には同じものであるが、発生環境的にはかなり異なっている。したがって、これまでの溶融金属脆化に対して有効であった対策も、溶接加工時に生じる溶融金属脆化に対しては必ずしも十分であったとはいえない。そして、溶融めっき鋼板を適宜形状に成形した後溶接して構造物を構築する際に、溶接時に熱影響部に発生しやすい溶融金属脆化割れを防止する技術についての先行例は少ない。
【０００５】
特に、最近では、溶融亜鉛めっき鋼板と比べてＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板は格段に長期間の耐食性に優れるため、従来の溶融亜鉛めっき鋼板に代わって多方面に使用されるようになった。しかし溶接時にある複数の条件が重なると、熱影響部近傍に溶融金属割れが発生しやすい傾向にあることがわかった。
その対策として、本出願人は、特開２００２−１１５７９３号公報で、溶接手法を改良することによって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を素材とした電縫鋼管の溶接熱影響部に、溶融金属脆化割れが発生することを防止する技術に関する提案を、また、特開２００３−３２３８号公報で、下地鋼の組成と溶融めっき層の組成を特定の組み合わせにすることにより、溶接時の溶融金属脆化割れを抑制する技術に関する提案をした。
【０００６】
その後の発明者等の検討により、溶融金属脆化割れは、上述のような下地鋼の成分やめっき組成以外に、下地鋼の金属組織の影響も大きく受けることが明らかになった。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、下地鋼の成分・組成と組織を調整することにより、溶接加工しても溶接熱影響部に溶融金属脆化に起因した加工割れが発生することのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０３〜０．３０質量％，Ｓｉ：０．５質量％以下，Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％，Ｐ：０．１質量％以下，Ｓ：０．０３質量％以下，Ｎ：０．０５質量％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：０．１質量％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなる組成を有し、溶接加工前の組織が面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がベイナイト，パーライトあるいはマルテンサイトの混合組織を有する下地鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層が形成されていることを特徴とする。
また、下地鋼板は、さらにＴｉ：０．０２質量％以下，Ｂ：０．０００１〜０．００８０質量％の１種または２種を含むこともできる。
さらに、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層は、Ａｌ：４〜２２質量％，Ｍｇ：０．０５〜１０質量％を含み、さらに必要に応じてＴｉ：０．００２〜０．１質量％，Ｂ：０．００１〜０．４５質量％，Ｓｉ：０．００５〜２．０質量％の１種または２種以上を含むものが好ましい。
【０００８】
【作用】
溶融金属脆化の現象を防ぐための鋼材側の対策としては、▲１▼焼入れ性を抑制し、旧γ粒界を残さない、▲２▼粒界の結合力を上昇させる、▲３▼粒内・粒界の硬度差をなくして材料を軟質化する、ことなどが知られている。
本発明者等は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を素材として溶接加工したとき、熱影響部に発生する溶融金属脆化割れの挙動について詳細な検討を行った。
その結果、溶融金属脆化割れが生じる箇所が、溶接の熱影響によってＡｃ１点まで加熱されない部分であることがしばしばある。このような溶融金属脆化割れは、フェライト結晶粒のほとんどがベイナイトやパーライトで分断されずに存在する金属組織の鋼材で生じやすく、ベイナイトやパーライトで分断されてフェライト粒が複雑に入り組んだ組織を有する鋼材で溶融金属脆化割れが生じ難い傾向にあるという現象を見出した。
上記のような現象を基に考察した結果、結晶粒界が複雑に入り組んだ形状になることで、亜鉛融体の粒界への浸入に対する抵抗となり、溶融金属脆化割れを生じ難くさせることが可能であるとの新たな知見を得たものである。
このような知見から、請求項の記載で特定した成分組成および組織とすることにより、溶接加工しても溶接熱影響部に溶融金属脆化に起因した加工割れの発生を抑制することができることを見出した。
【０００９】
【実施の態様】
まず、本発明のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板の下地鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．３０質量％
Ｃは、構造材としての強度を付与するのに必要な成分である。０．０３％に満たないと構造材料として要求される強度を確保することができない。しかし、０．３０％を超えると溶融金属脆化の感受性が高くなるとともに、溶接熱影響部が大きく硬化して室温での靭性が不十分になる。
Ｓｉ：０．５質量％以下
Ｓｉは、フェライト相に固溶して高温強度を向上させ、溶融金属脆化の感受性を高める成分である。さらに過剰に添加すると、延性が低下したり、鋼材表面に濃化層を形成してめっき性を低下させる。したがってＳｉ含有量は０．５質量％以下とする。
【００１０】
Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％
Ｍｎは、Ｓ起因の熱間加工時の熱間脆化を防止するとともに、室温強度向上に有効な成分である。この作用は０．０５質量％以上の含有で発揮される。しかしながら、過剰に含有させても室温強度は飽和し、逆に高温強度が増して溶融金属脆化の感受性は高まる。したがって、Ｍｎ含有量の上限は２．０質量％とする。
Ｐ：０．１質量％以下
Ｐは、延性に悪影響を及ぼすので、高加工性が要求される用途では少なくする必要がある。ただし、固溶して強度を上昇させる作用を有しているので、加工性やめっき性に悪影響を及ぼさない範囲内で含有させても良い。その上限は０．１質量％である。
【００１１】
Ｓ：０．０３質量％以下
Ｓは、熱間脆化の原因となり、加工性，耐食性を低下させる有害成分である。製造コストが許す限り、その含有量は少なくすべきで、本発明では０．０３質量％以下に規制する。
Ｎ：０．０５質量％以下
Ｎは、強度を上昇させる作用を有しているが、過剰に含有させると加工性を低下させるので低い方が好ましい。また、Ｂと結合して、耐溶融金属脆化性にとって有効なＢの有効量を減少させ、耐溶融金属脆化性を低下させることにもなるので低い方が好ましい。以上のことから、Ｎ含有量は０．０５質量％以下に規制する。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１質量％以下
Ａｌは、製鋼時に脱酸剤として有効である。しかしながら、過剰の添加は、鋼中に非金属介在物が増加し、加工性やめっき性を低下させることになる。したがって、その上限は、０．１質量％とする。
【００１２】
Ｔｉ：０．０２質量％以下
Ｔｉは、下地鋼の合金成分であるＣやＮを固定して成形性を改善する作用を有する。さらに、有効Ｂ量も確保できる。また、Ｔｉ添加により、下地鋼の結晶粒が微細化されて溶融金属脆化割れが低減される。しかし過剰の添加は、製造コスト上昇とともに、加工性の低下を招く。したがって、Ｔｉを添加する場合、その量は０．０２質量％以下とする。
Ｂ：０．０００１〜０．００８０質量％
Ｂは、フェライト粒界に偏析して結晶粒界の結合力を高め、溶融金属脆化の抑制に有効な合金成分である。その作用を発揮させるためには０．０００１質量％以上の添加を必要とする。しかしながら、過剰の添加は、鉄の硼化物等を生成して加工性を低下させる原因になる。したがってＢを添加する場合、その上限は０．００８０質量％とする。
なお、Ｂは、鋼中のＣやＮと結合して有効Ｂ量が低減する。このため、下地鋼としては、Ｃ，Ｎ含有量を低減したり、微量のＴｉ等を併せて添加してＣやＮを固定することにより有効Ｂ量の低減を抑えることが好ましい。
【００１３】
次に、本発明下地鋼の溶接加工前の組織について説明する。
溶接加工前の組織が面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がベイナイト，パーライトあるいはマルテンサイトの混合組織
亜鉛を主体とした金属溶融体の浸入経路を複雑化させるためには、組織をフェライト単相ではなく、フェライトとマルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトとの混合組織とし、フェライトとマルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトとの結晶粒界を互いに入り組んだ状態とする必要がある。そして後述するような予備的実験を繰り返すことにより、両者の面積分率をフェライト１０〜７０％、残部マルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトとすることにより、結晶粒界の複雑さの度合いが高くなり、亜鉛を主体とした金属溶融体の拡散浸入が抑制されることを確認した。
【００１４】
マルテンサイトやベイナイト，パーライトの硬質相とフェライト相とが組織中に分散して存在させることが好ましい。硬質なマルテンサイトやベイナイト，パーライトの存在によって、材料の高強度化が図れるとともに、軟質なフェライト相の存在により、延性を確保することもできる。
このような割合で結晶粒界が互いに入り組んだ組織状態は、たとえば、本発明の化学成分を有する鋼を熱間圧延するときの仕上げ温度や巻取り温度等、またその後の焼鈍条件を適宜調整することにより得られる。
【００１５】
上記のように成分・組成並びに組織が調整された下地鋼板上に、常法に従った溶融めっき法でＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層が形成される。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層としては、Ａｌ：４〜２２質量％，Ｍｇ：０．０５〜１０質量％を含む組成に調整されたものが好ましい。その理由は次の通りである。
【００１６】
Ａｌ：４〜２２質量％
Ａｌは、めっき層からほとんど溶出することなく、当初のめっき層であった部分にＺｎ−Ａｌ系腐食生成物を形成する。Ｚｎ−Ａｌ系腐食生成物は、極めて固着性が強く、上層にあるＭｇ含有Ｚｎ系腐食生成物が腐食過程で消失しても、環境遮断機能のあるバリアとなって下地めっき層の腐食を抑制する。Ｚｎ−Ａｌ系腐食生成物の一部は、環境中のＳＯｘを取り込み、より強固な保護皮膜としても作用する。固着性が強く下地に対するバリアとして働くＺｎ−Ａｌ系腐食生成物を形成するためには、４質量％のＡｌ含有量が必要である。また、溶融めっき層形成時に鋼中Ｎと反応してＡｌＮとなり、固溶Ｂにとって有害なＮを提言する上でも有効である。しかし、２２質量％を超える過剰量のＡｌが含まれると、Ｚｎ−Ａｌ系腐食生成物による効果が飽和するばかりでなく、めっき層の加工性も低下する。
【００１７】
Ｍｇ：０．０５〜１０質量％
めっき層に含まれるＭｇは、めっき層最表層にＭｇを含むＺｎ系腐食生成物を形成し、屋外等の一般腐食環境下でめっき層の腐食速度を抑える効果を奏する。このような作用は、０．０５質量％以上のＭｇ含有量でみられ、Ｍｇ：１０質量％で飽和する。また、１０質量％を超える過剰量のＭｇ含有は、ドロスの多量発生等によって溶融めっき浴の安定性を低下させることにもなる。
【００１８】
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層は、任意成分としてＴｉ，Ｂ，Ｓｉを含むことができる。
Ｔｉ及びＢを添加すると、表面外観に悪影響を及ぼすＺｎ１１Ｍｇ２相の生成が抑制され、めっき層中に晶出するＺｎ−Ｍｇ系金属間化合物を実質的にＺｎ２Ｍｇのみにできる。具体的には、０．００２質量％以上のＴｉを含ませると、Ｚｎ１１Ｍｇ２相の生成が効果的に抑制される。しかし、０．１質量％を超える過剰量のＴｉが含まれると、めっき層中にＴｉ−Ａｌ系析出物が成長してめっき層に凹凸が生じ、外観が劣化しやすい。Ｚｎ１１Ｍｇ２相の生成は、０．００１質量％以上のＢを含ませることによっても抑制される。Ｂ含有の場合でも、０．０４５質量％を超える過剰量ではＴｉ−Ｂ系，Ａｌ−Ｂ系析出物がめっき層中に析出し、同様に外観劣化の原因となる凹凸のあるめっき層が生じやすくなる。したがって、Ｔｉ，Ｂを含ませる場合は、Ｔｉ：０．００２〜０．１質量％，Ｂ：０．００１〜０．４５質量％の範囲にすることが好ましい。また、ＴｉやＢを含む鋼板を下地鋼として使用すると、下地鋼から溶融めっき浴に溶出したＴｉ，Ｂによっても同様な効果が奏せられる。
【００１９】
Ａｌ含有量が多いＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層では、めっき層と下地鋼との界面に局部的にＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が生成しやすくなる。Ｓｉは前記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物が厚く成長することを抑え、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板の加工性を向上させる作用を有している。溶融めっき層の黒変化を防止し、表面の光沢性を維持する上でも有効な成分である。Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物の生成抑制に及ぼすＳｉの作用は０．００５質量％以上の含有量でもみられるが、２．０質量％を超える過剰量のＳｉが含まれると、ポットに収容している溶融めっき金属に発生するドロス量が多くなる。したがって、Ｓｉを含ませる場合は、Ｓｉ：０．００５〜２．０質量％の範囲にすることが好ましい。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層は、その他の成分として、めっき層表面におけるＭｇの酸化を防止する作用を呈するＣａ，Ｓｒ，Ｎａ，ミッシュメタルの１種又は２種以上、耐黒変性に有効なＮｉ，Ｃｏ，Ｓｎの１種又は２種以上、塗装後耐食性に有効なＴｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｎの１種又は２種以上を含んでいてもよい。
【００２０】
【実施例】
表１に示す化学成分をもった鋼を真空溶解にて溶製し、熱間圧延にて板厚２．５ｍｍの鋼板とした。この鋼板を還元焼鈍した後、Ｚｎ−６．４％Ａｌ−３．１％Ｍｇ合金めっき浴に浸漬して、めっき付着量９０ｇ／ｍ２の溶融めっき鋼板を得た。
上記めっき鋼板から試験片を切り出して、めっき層が十分溶融状態となる温度５５０℃まで急速加熱して引張試験を行なった。このときの応力−伸び曲線から、応力が急激に低下する寸前の伸びを臨界伸びとして求め、溶融金属脆化の感受性を評価した。
試験結果を併せて表１に示す。
【００２１】
この結果からもわかるように、フェライト面積分率を所定範囲にすると、２０％以上の臨界伸びを示している。これに対して、比較鋼のようにフェライト分率が大きすぎるものにあっては、臨界伸びは１０％に満たない。本発明鋼では、亜鉛めっきした後、溶融金属脆化を起こしやすい環境にあっても割れが発生し難く、溶融金属脆化感受性が低いことがわかった。
【００２２】
【００２３】
【発明の効果】
以上に説明したように、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっきを施す下地鋼板として、成分組成を特定し、さらに組織を面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がマルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトの混合組織としたものを用いると、フェライトとマルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトとは結晶粒界が互いに入り組んだ状態となっており、めっき後の溶接加工時にあっても、亜鉛を主体とする溶融金属体の拡散浸入経路が複雑になって溶融金属体が浸入し難くなり、溶接加工時の溶融金属脆化割れを防止することができる。
成分組成の調整と組織状態の調整により、溶融金属脆化感受性の低いＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を提供することができる。
本発明は、溶接加工時に、溶融金属脆化に起因する加工割れが溶接熱影響部に発生することを防止したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用はもとより、建築構造物等、腐食が問題となる箇所に使用される鋼材として、耐食性に優れる亜鉛めっき鋼が広く用いられている。
亜鉛めっき鋼の使用態様としては、過酷な成型加工が施された鋼材や溶接加工が施された構造材を亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした後使用する態様と、亜鉛めっき鋼板を適宜形状に成形後溶接して所望構造体に構築する態様が挙げられる。いずれの場合でも、加工部分や溶接の熱影響部に割れが発生することがある。成型加工や溶接加工によって生じた残留応力（引張応力）あるいは溶接時の熱応力と溶融金属が同時に存在するとき、鋼材の結晶粒界に溶融した亜鉛が極めて容易に浸入し、割れを生じ、鋼材の破壊に至る現象であり、「溶融金属脆化割れ」として知られているものである。
【０００３】
成型加工品や溶接構造物を溶融亜鉛浴に浸漬したときに発生する溶融金属脆化割れを防止する手段は、種々検討され、新日鉄技報３４８（１９９３）ｐ．６３や川崎製鉄技報２５（１９９３）ｐ．２０等に報告されている。これらの報告によると、鋼材側の対策として、一般的には、（１）焼き入れ性を抑制し、溶接熱影響部のフェライト占有率を高くする、（２）粒内・粒界の硬度差をなくす（材料の軟質化）ことが有効とされ、具体的対策として、低合金成分化、Ｐ，Ｓ，Ｔｉ，Ｚｒの添加およびＢの排除、等が挙げられている。これらの先行技術で述べられている溶融金属脆化割れは、あくまでも残留効力が生じている構造物を溶融亜鉛浴に浸漬したときに生じるものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、溶融めっき鋼板を適宜形状に成形した後溶接して構造物を構築する際、構造物の鋼材内部に残留している応力と違い、溶接加工による熱応力は一定ではなく、溶接部分の移動に伴って応力の絶対値や方向（引張あるいは圧縮）がさまざまに変化する。また溶接部分は急加熱，急冷却に曝され、鋼材の金属組織は初期の組織から変化する。
このように、溶接加工時に生じる溶融金属脆化割れは、溶融亜鉛浴に浸漬した場合に生じる溶融金属脆化割れと比べて、現象的には同じものであるが、発生環境的にはかなり異なっている。したがって、これまでの溶融金属脆化に対して有効であった対策も、溶接加工時に生じる溶融金属脆化に対しては必ずしも十分であったとはいえない。そして、溶融めっき鋼板を適宜形状に成形した後溶接して構造物を構築する際に、溶接時に熱影響部に発生しやすい溶融金属脆化割れを防止する技術についての先行例は少ない。
【０００５】
特に、最近では、溶融亜鉛めっき鋼板と比べてＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板は格段に長期間の耐食性に優れるため、従来の溶融亜鉛めっき鋼板に代わって多方面に使用されるようになった。しかし溶接時にある複数の条件が重なると、熱影響部近傍に溶融金属割れが発生しやすい傾向にあることがわかった。
その対策として、本出願人は、特開２００２−１１５７９３号公報で、溶接手法を改良することによって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を素材とした電縫鋼管の溶接熱影響部に、溶融金属脆化割れが発生することを防止する技術に関する提案を、また、特開２００３−３２３８号公報で、下地鋼の組成と溶融めっき層の組成を特定の組み合わせにすることにより、溶接時の溶融金属脆化割れを抑制する技術に関する提案をした。
【０００６】
その後の発明者等の検討により、溶融金属脆化割れは、上述のような下地鋼の成分やめっき組成以外に、下地鋼の金属組織の影響も大きく受けることが明らかになった。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、下地鋼の成分・組成と組織を調整することにより、溶接加工しても溶接熱影響部に溶融金属脆化に起因した加工割れが発生することのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０３〜０．３０質量％，Ｓｉ：０．５質量％以下，Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％，Ｐ：０．１質量％以下，Ｓ：０．０３質量％以下，Ｎ：０．０５質量％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：０．１質量％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなる組成を有し、溶接加工前の組織が面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がベイナイト，パーライトあるいはマルテンサイトの混合組織を有する下地鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層が形成されていることを特徴とする。
また、下地鋼板は、さらにＴｉ：０．０２質量％以下，Ｂ：０．０００１〜０．００８０質量％の１種または２種を含むこともできる。
さらに、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層は、Ａｌ：４〜２２質量％，Ｍｇ：０．０５〜１０質量％を含み、さらに必要に応じてＴｉ：０．００２〜０．１質量％，Ｂ：０．００１〜０．４５質量％，Ｓｉ：０．００５〜２．０質量％の１種または２種以上を含むものが好ましい。
【０００８】
【作用】
溶融金属脆化の現象を防ぐための鋼材側の対策としては、▲１▼焼入れ性を抑制し、旧γ粒界を残さない、▲２▼粒界の結合力を上昇させる、▲３▼粒内・粒界の硬度差をなくして材料を軟質化する、ことなどが知られている。
本発明者等は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を素材として溶接加工したとき、熱影響部に発生する溶融金属脆化割れの挙動について詳細な検討を行った。
その結果、溶融金属脆化割れが生じる箇所が、溶接の熱影響によってＡｃ１点まで加熱されない部分であることがしばしばある。このような溶融金属脆化割れは、フェライト結晶粒のほとんどがベイナイトやパーライトで分断されずに存在する金属組織の鋼材で生じやすく、ベイナイトやパーライトで分断されてフェライト粒が複雑に入り組んだ組織を有する鋼材で溶融金属脆化割れが生じ難い傾向にあるという現象を見出した。
上記のような現象を基に考察した結果、結晶粒界が複雑に入り組んだ形状になることで、亜鉛融体の粒界への浸入に対する抵抗となり、溶融金属脆化割れを生じ難くさせることが可能であるとの新たな知見を得たものである。
このような知見から、請求項の記載で特定した成分組成および組織とすることにより、溶接加工しても溶接熱影響部に溶融金属脆化に起因した加工割れの発生を抑制することができることを見出した。
【０００９】
【実施の態様】
まず、本発明のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板の下地鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．３０質量％
Ｃは、構造材としての強度を付与するのに必要な成分である。０．０３％に満たないと構造材料として要求される強度を確保することができない。しかし、０．３０％を超えると溶融金属脆化の感受性が高くなるとともに、溶接熱影響部が大きく硬化して室温での靭性が不十分になる。
Ｓｉ：０．５質量％以下
Ｓｉは、フェライト相に固溶して高温強度を向上させ、溶融金属脆化の感受性を高める成分である。さらに過剰に添加すると、延性が低下したり、鋼材表面に濃化層を形成してめっき性を低下させる。したがってＳｉ含有量は０．５質量％以下とする。
【００１０】
Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％
Ｍｎは、Ｓ起因の熱間加工時の熱間脆化を防止するとともに、室温強度向上に有効な成分である。この作用は０．０５質量％以上の含有で発揮される。しかしながら、過剰に含有させても室温強度は飽和し、逆に高温強度が増して溶融金属脆化の感受性は高まる。したがって、Ｍｎ含有量の上限は２．０質量％とする。
Ｐ：０．１質量％以下
Ｐは、延性に悪影響を及ぼすので、高加工性が要求される用途では少なくする必要がある。ただし、固溶して強度を上昇させる作用を有しているので、加工性やめっき性に悪影響を及ぼさない範囲内で含有させても良い。その上限は０．１質量％である。
【００１１】
Ｓ：０．０３質量％以下
Ｓは、熱間脆化の原因となり、加工性，耐食性を低下させる有害成分である。製造コストが許す限り、その含有量は少なくすべきで、本発明では０．０３質量％以下に規制する。
Ｎ：０．０５質量％以下
Ｎは、強度を上昇させる作用を有しているが、過剰に含有させると加工性を低下させるので低い方が好ましい。また、Ｂと結合して、耐溶融金属脆化性にとって有効なＢの有効量を減少させ、耐溶融金属脆化性を低下させることにもなるので低い方が好ましい。以上のことから、Ｎ含有量は０．０５質量％以下に規制する。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１質量％以下
Ａｌは、製鋼時に脱酸剤として有効である。しかしながら、過剰の添加は、鋼中に非金属介在物が増加し、加工性やめっき性を低下させることになる。したがって、その上限は、０．１質量％とする。
【００１２】
Ｔｉ：０．０２質量％以下
Ｔｉは、下地鋼の合金成分であるＣやＮを固定して成形性を改善する作用を有する。さらに、有効Ｂ量も確保できる。また、Ｔｉ添加により、下地鋼の結晶粒が微細化されて溶融金属脆化割れが低減される。しかし過剰の添加は、製造コスト上昇とともに、加工性の低下を招く。したがって、Ｔｉを添加する場合、その量は０．０２質量％以下とする。
Ｂ：０．０００１〜０．００８０質量％
Ｂは、フェライト粒界に偏析して結晶粒界の結合力を高め、溶融金属脆化の抑制に有効な合金成分である。その作用を発揮させるためには０．０００１質量％以上の添加を必要とする。しかしながら、過剰の添加は、鉄の硼化物等を生成して加工性を低下させる原因になる。したがってＢを添加する場合、その上限は０．００８０質量％とする。
なお、Ｂは、鋼中のＣやＮと結合して有効Ｂ量が低減する。このため、下地鋼としては、Ｃ，Ｎ含有量を低減したり、微量のＴｉ等を併せて添加してＣやＮを固定することにより有効Ｂ量の低減を抑えることが好ましい。
【００１３】
次に、本発明下地鋼の溶接加工前の組織について説明する。
溶接加工前の組織が面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がベイナイト，パーライトあるいはマルテンサイトの混合組織
亜鉛を主体とした金属溶融体の浸入経路を複雑化させるためには、組織をフェライト単相ではなく、フェライトとマルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトとの混合組織とし、フェライトとマルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトとの結晶粒界を互いに入り組んだ状態とする必要がある。そして後述するような予備的実験を繰り返すことにより、両者の面積分率をフェライト１０〜７０％、残部マルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトとすることにより、結晶粒界の複雑さの度合いが高くなり、亜鉛を主体とした金属溶融体の拡散浸入が抑制されることを確認した。
【００１４】
マルテンサイトやベイナイト，パーライトの硬質相とフェライト相とが組織中に分散して存在させることが好ましい。硬質なマルテンサイトやベイナイト，パーライトの存在によって、材料の高強度化が図れるとともに、軟質なフェライト相の存在により、延性を確保することもできる。
このような割合で結晶粒界が互いに入り組んだ組織状態は、たとえば、本発明の化学成分を有する鋼を熱間圧延するときの仕上げ温度や巻取り温度等、またその後の焼鈍条件を適宜調整することにより得られる。
【００１５】
上記のように成分・組成並びに組織が調整された下地鋼板上に、常法に従った溶融めっき法でＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層が形成される。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層としては、Ａｌ：４〜２２質量％，Ｍｇ：０．０５〜１０質量％を含む組成に調整されたものが好ましい。その理由は次の通りである。
【００１６】
Ａｌ：４〜２２質量％
Ａｌは、めっき層からほとんど溶出することなく、当初のめっき層であった部分にＺｎ−Ａｌ系腐食生成物を形成する。Ｚｎ−Ａｌ系腐食生成物は、極めて固着性が強く、上層にあるＭｇ含有Ｚｎ系腐食生成物が腐食過程で消失しても、環境遮断機能のあるバリアとなって下地めっき層の腐食を抑制する。Ｚｎ−Ａｌ系腐食生成物の一部は、環境中のＳＯｘを取り込み、より強固な保護皮膜としても作用する。固着性が強く下地に対するバリアとして働くＺｎ−Ａｌ系腐食生成物を形成するためには、４質量％のＡｌ含有量が必要である。また、溶融めっき層形成時に鋼中Ｎと反応してＡｌＮとなり、固溶Ｂにとって有害なＮを提言する上でも有効である。しかし、２２質量％を超える過剰量のＡｌが含まれると、Ｚｎ−Ａｌ系腐食生成物による効果が飽和するばかりでなく、めっき層の加工性も低下する。
【００１７】
Ｍｇ：０．０５〜１０質量％
めっき層に含まれるＭｇは、めっき層最表層にＭｇを含むＺｎ系腐食生成物を形成し、屋外等の一般腐食環境下でめっき層の腐食速度を抑える効果を奏する。このような作用は、０．０５質量％以上のＭｇ含有量でみられ、Ｍｇ：１０質量％で飽和する。また、１０質量％を超える過剰量のＭｇ含有は、ドロスの多量発生等によって溶融めっき浴の安定性を低下させることにもなる。
【００１８】
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層は、任意成分としてＴｉ，Ｂ，Ｓｉを含むことができる。
Ｔｉ及びＢを添加すると、表面外観に悪影響を及ぼすＺｎ１１Ｍｇ２相の生成が抑制され、めっき層中に晶出するＺｎ−Ｍｇ系金属間化合物を実質的にＺｎ２Ｍｇのみにできる。具体的には、０．００２質量％以上のＴｉを含ませると、Ｚｎ１１Ｍｇ２相の生成が効果的に抑制される。しかし、０．１質量％を超える過剰量のＴｉが含まれると、めっき層中にＴｉ−Ａｌ系析出物が成長してめっき層に凹凸が生じ、外観が劣化しやすい。Ｚｎ１１Ｍｇ２相の生成は、０．００１質量％以上のＢを含ませることによっても抑制される。Ｂ含有の場合でも、０．０４５質量％を超える過剰量ではＴｉ−Ｂ系，Ａｌ−Ｂ系析出物がめっき層中に析出し、同様に外観劣化の原因となる凹凸のあるめっき層が生じやすくなる。したがって、Ｔｉ，Ｂを含ませる場合は、Ｔｉ：０．００２〜０．１質量％，Ｂ：０．００１〜０．４５質量％の範囲にすることが好ましい。また、ＴｉやＢを含む鋼板を下地鋼として使用すると、下地鋼から溶融めっき浴に溶出したＴｉ，Ｂによっても同様な効果が奏せられる。
【００１９】
Ａｌ含有量が多いＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層では、めっき層と下地鋼との界面に局部的にＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が生成しやすくなる。Ｓｉは前記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物が厚く成長することを抑え、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板の加工性を向上させる作用を有している。溶融めっき層の黒変化を防止し、表面の光沢性を維持する上でも有効な成分である。Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物の生成抑制に及ぼすＳｉの作用は０．００５質量％以上の含有量でもみられるが、２．０質量％を超える過剰量のＳｉが含まれると、ポットに収容している溶融めっき金属に発生するドロス量が多くなる。したがって、Ｓｉを含ませる場合は、Ｓｉ：０．００５〜２．０質量％の範囲にすることが好ましい。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層は、その他の成分として、めっき層表面におけるＭｇの酸化を防止する作用を呈するＣａ，Ｓｒ，Ｎａ，ミッシュメタルの１種又は２種以上、耐黒変性に有効なＮｉ，Ｃｏ，Ｓｎの１種又は２種以上、塗装後耐食性に有効なＴｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｎの１種又は２種以上を含んでいてもよい。
【００２０】
【実施例】
表１に示す化学成分をもった鋼を真空溶解にて溶製し、熱間圧延にて板厚２．５ｍｍの鋼板とした。この鋼板を還元焼鈍した後、Ｚｎ−６．４％Ａｌ−３．１％Ｍｇ合金めっき浴に浸漬して、めっき付着量９０ｇ／ｍ２の溶融めっき鋼板を得た。
上記めっき鋼板から試験片を切り出して、めっき層が十分溶融状態となる温度５５０℃まで急速加熱して引張試験を行なった。このときの応力−伸び曲線から、応力が急激に低下する寸前の伸びを臨界伸びとして求め、溶融金属脆化の感受性を評価した。
試験結果を併せて表１に示す。
【００２１】
この結果からもわかるように、フェライト面積分率を所定範囲にすると、２０％以上の臨界伸びを示している。これに対して、比較鋼のようにフェライト分率が大きすぎるものにあっては、臨界伸びは１０％に満たない。本発明鋼では、亜鉛めっきした後、溶融金属脆化を起こしやすい環境にあっても割れが発生し難く、溶融金属脆化感受性が低いことがわかった。
【００２２】
【発明の効果】
以上に説明したように、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっきを施す下地鋼板として、成分組成を特定し、さらに組織を面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がマルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトの混合組織としたものを用いると、フェライトとマルテンサイトもしくはベイナイト，パーライトとは結晶粒界が互いに入り組んだ状態となっており、めっき後の溶接加工時にあっても、亜鉛を主体とする溶融金属体の拡散浸入経路が複雑になって溶融金属体が浸入し難くなり、溶接加工時の溶融金属脆化割れを防止することができる。
成分組成の調整と組織状態の調整により、溶融金属脆化感受性の低いＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板を提供することができる。
Claims (4)
- Ｃ：０．０３〜０．３０質量％，Ｓｉ：０．５質量％以下，Ｍｎ：０．０５〜２．０質量％，Ｐ：０．１質量％以下，Ｓ：０．０３質量％以下，Ｎ：０．０５質量％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：０．１質量％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなる組成を有し、溶接加工前の組織が面積分率で１０〜７０％のフェライトと残部がベイナイト，パーライトあるいはマルテンサイトの混合組織を有する下地鋼板の表面にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層が形成されていることを特徴とする溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板。
- 下地鋼板が、さらにＴｉ：０．０２質量％以下，Ｂ：０．０００１〜０．００８０質量％の１種または２種を含むものである請求項１に記載の溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板。
- Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層が、Ａｌ：４〜２２質量％，Ｍｇ：０．０５〜１０質量％を含むものである請求項１または２に記載の溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板。
- Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき層が、さらにＴｉ：０．００２〜０．１質量％，Ｂ：０．００１〜０．４５質量％，Ｓｉ：０．００５〜２．０質量％の１種または２種以上を含むものである請求項３に記載の溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003107664A JP2004315847A (ja) | 2003-02-27 | 2003-04-11 | 溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003050702 | 2003-02-27 | ||
| JP2003107664A JP2004315847A (ja) | 2003-02-27 | 2003-04-11 | 溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004315847A true JP2004315847A (ja) | 2004-11-11 |
Family
ID=33478047
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003107664A Pending JP2004315847A (ja) | 2003-02-27 | 2003-04-11 | 溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2004315847A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007084844A (ja) * | 2005-09-20 | 2007-04-05 | Nippon Steel Corp | 溶接性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2008169478A (ja) * | 2006-12-11 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 溶融めっき鋼材とその製造方法 |
| JP2011153361A (ja) * | 2010-01-28 | 2011-08-11 | Nisshin Steel Co Ltd | 曲げ性および耐溶融金属脆化特性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板 |
| JP2011214041A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Nisshin Steel Co Ltd | 溶融亜鉛系めっき高張力鋼板の製造法 |
| EP2407569A1 (en) * | 2009-03-10 | 2012-01-18 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Zinc based alloy coated steel having superior resistance to liquid metal embrittlement and cracking |
| EP2740813A4 (en) * | 2011-08-05 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | FIREPLATED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| CN115491544A (zh) * | 2022-09-15 | 2022-12-20 | 首钢集团有限公司 | 一种锌铝镁镀层、锌铝镁镀层钢板 |
-
2003
- 2003-04-11 JP JP2003107664A patent/JP2004315847A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007084844A (ja) * | 2005-09-20 | 2007-04-05 | Nippon Steel Corp | 溶接性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板とその製造方法 |
| JP4757581B2 (ja) * | 2005-09-20 | 2011-08-24 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性に優れる高耐食性溶融めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2008169478A (ja) * | 2006-12-11 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 溶融めっき鋼材とその製造方法 |
| EP2407569A1 (en) * | 2009-03-10 | 2012-01-18 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Zinc based alloy coated steel having superior resistance to liquid metal embrittlement and cracking |
| EP2407569A4 (en) * | 2009-03-10 | 2017-05-10 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Zinc based alloy coated steel having superior resistance to liquid metal embrittlement and cracking |
| JP2011153361A (ja) * | 2010-01-28 | 2011-08-11 | Nisshin Steel Co Ltd | 曲げ性および耐溶融金属脆化特性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板 |
| JP2011214041A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Nisshin Steel Co Ltd | 溶融亜鉛系めっき高張力鋼板の製造法 |
| EP2740813A4 (en) * | 2011-08-05 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | FIREPLATED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US10337094B2 (en) | 2011-08-05 | 2019-07-02 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor |
| CN115491544A (zh) * | 2022-09-15 | 2022-12-20 | 首钢集团有限公司 | 一种锌铝镁镀层、锌铝镁镀层钢板 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102018936B1 (ko) | Si 함량이 낮은 강 스트립 | |
| JP5250938B2 (ja) | 延性に優れる低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| KR20090089791A (ko) | 우수한 연성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2006265671A (ja) | 加工性及び耐溶融金属脆化割れ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板 | |
| KR20190126441A (ko) | 액체 금속 취화 저항성인 갈바닐링된 강 시트의 제조 방법 | |
| JP6398967B2 (ja) | 表面外観及びめっき密着性に優れた高強度溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2021503549A (ja) | 液体金属脆化耐性のある亜鉛メッキ鋼板の製造方法 | |
| JP5906733B2 (ja) | 塗装後耐食性に優れた表面処理鋼板、その製造法 | |
| JP3715220B2 (ja) | 耐食性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材 | |
| JP5436009B2 (ja) | めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| KR101839253B1 (ko) | 가공부 내식성이 우수한 알루미늄계 합금 도금강판 | |
| JP2017115205A (ja) | めっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 | |
| JP4631379B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP2004315848A (ja) | 溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板 | |
| JP2004315847A (ja) | 溶融金属脆化による溶接加工割れのないＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼板 | |
| JP4721221B2 (ja) | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板 | |
| JP2004211158A (ja) | 溶接用亜鉛系合金めっき鋼材およびその電縫鋼管 | |
| JP4140962B2 (ja) | 低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP5213307B2 (ja) | 表面性状に優れる高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3548491B2 (ja) | 耐食性が良好でプレス加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP4610272B2 (ja) | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 | |
| CA3166659A1 (en) | Galvanized steel sheet for hot stamping, hot stamped part, and method for producing hot-stamped part | |
| JP5495921B2 (ja) | 溶融亜鉛系めっき高張力鋼板の製造法 | |
| JP2903732B2 (ja) | 合金化溶融Ｚｎめっき鋼板 | |
| KR100568367B1 (ko) | 성형성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금 강판의 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060406 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Effective date: 20061019 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Effective date: 20070411 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20070417 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20070417 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080708 |
|
| A521 | Written amendment |
Effective date: 20080904 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20090512 |