JP2804167B2 - 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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- JP2804167B2 JP2804167B2 JP27631490A JP27631490A JP2804167B2 JP 2804167 B2 JP2804167 B2 JP 2804167B2 JP 27631490 A JP27631490 A JP 27631490A JP 27631490 A JP27631490 A JP 27631490A JP 2804167 B2 JP2804167 B2 JP 2804167B2
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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
めつき鋼板とその製造方法に関するものである。
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
めつ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つ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、
鋼板に溶融亜鉛めつきした後に加熱処理を施してめつき
層を鉄−亜鉛合金化した合金化溶融亜鉛めつき鋼板が製
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。
性，塗膜密着性，溶接性及び加工性を付与するために、
鋼板に溶融亜鉛めつきした後に加熱処理を施してめつき
層を鉄−亜鉛合金化した合金化溶融亜鉛めつき鋼板が製
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つきを施した後に加熱処
理を施した場合、合金化が進むにつれて鉄と亜鉛の相互
拡散によりζ相（FeZn13），δ１相（FeZn7），Γ相（F
e5Zn21）が順次生成する。
理を施した場合、合金化が進むにつれて鉄と亜鉛の相互
拡散によりζ相（FeZn13），δ１相（FeZn7），Γ相（F
e5Zn21）が順次生成する。
このような合金化溶融亜鉛めつき鋼板において、その
加工性と合金化めつき層構造とに関する従来からの研究
を結果から次のことが判明している。即ち、合金化めつ
き層表面にη相又はζ相が存在すると、これらの相は比
較的軟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、
Γ相が厚く成長すると、Γ相は硬く脆いためにプレス成
形時にめつ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
には合金化めつ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、Γ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
の剪断応力によつて硬くて脆いΓ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。
加工性と合金化めつき層構造とに関する従来からの研究
を結果から次のことが判明している。即ち、合金化めつ
き層表面にη相又はζ相が存在すると、これらの相は比
較的軟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、
Γ相が厚く成長すると、Γ相は硬く脆いためにプレス成
形時にめつ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
には合金化めつ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、Γ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
の剪断応力によつて硬くて脆いΓ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。
従つて理想的には鋼板界面からめつき層表面まで均一
なδ１相であることが望ましいが、熱拡散処理によつて
合金化する限り事実上不可能である。
なδ１相であることが望ましいが、熱拡散処理によつて
合金化する限り事実上不可能である。
従来、このようなδ１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つき浴中の有効Al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Γ相の成
長が速く充分にΓ相を制御できず、60g/m2以上の付着量
では例えばΓ相が0.5〜3.0μｍとなり耐パウダリング性
が充分でなくなる。
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つき浴中の有効Al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Γ相の成
長が速く充分にΓ相を制御できず、60g/m2以上の付着量
では例えばΓ相が0.5〜3.0μｍとなり耐パウダリング性
が充分でなくなる。
一方、Γ相を制御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
Γ相の成長は充分制御されるが、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Γ相とを制御できる温度域が相反するために
いずれか片方しか制御できず、両方とも制御した合金化
溶融亜鉛めつ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
では合金化めつき層表面にζ相を存在させず且つΓ相も
耐パウダリング性が充分なレベルまで制御できる手段が
存在していない。
することが望ましく、例えば500℃未満で合金化すると
Γ相の成長は充分制御されるが、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Γ相とを制御できる温度域が相反するために
いずれか片方しか制御できず、両方とも制御した合金化
溶融亜鉛めつ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
では合金化めつき層表面にζ相を存在させず且つΓ相も
耐パウダリング性が充分なレベルまで制御できる手段が
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
化めつき層表面にζ相を存在させず且つΓ相も耐パウダ
リング性が充分なレベルまで制御できた加工性に優れた
合金化溶融亜鉛めつき鋼板とその製造方法を提供するこ
とを課題とする。
化めつき層表面にζ相を存在させず且つΓ相も耐パウダ
リング性が充分なレベルまで制御できた加工性に優れた
合金化溶融亜鉛めつき鋼板とその製造方法を提供するこ
とを課題とする。
〔課題を解決するための手段〕 本発明者らは上記課題を解決すべく鋭意研究の結果、
めつき浴中にNiを添加することにより450〜500℃という
Γ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Γ相の厚さが0.5μｍ以下であり合
金化めつき層表面にＸ線回折で測定してもη，ζ相が存
在せず付着量が45〜90g/m2の合金化めつき層を少なくと
も片面に有する加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼
板とその製造方法の開発に成功したのである。
めつき浴中にNiを添加することにより450〜500℃という
Γ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Γ相の厚さが0.5μｍ以下であり合
金化めつき層表面にＸ線回折で測定してもη，ζ相が存
在せず付着量が45〜90g/m2の合金化めつき層を少なくと
も片面に有する加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼
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つ
き鋼板は、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
以下であり合金化めつき層表面にη，ζ相が存在せず付
着量が45〜90g/m2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。
き鋼板は、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
以下であり合金化めつき層表面にη，ζ相が存在せず付
着量が45〜90g/m2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。
また本発明に係る加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつ
き鋼板の製造方法は、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/m2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。
き鋼板の製造方法は、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/m2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。
以下、本発明で用いる溶融亜鉛めつき浴の組成，合金
化処理温度及びめつき層の組成の限定理由について説明
する。
化処理温度及びめつき層の組成の限定理由について説明
する。
Al:Alは鋼板−めつき層界面にFe−Ａ金属間化合物の層
を形成してめつき層中のZn−Fe相互拡散を抑制し、且つ
溶融亜鉛めつきの浴の粘度を引き下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Al濃度が0.2w
t％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。よつて、本発明方法では溶
融亜鉛めつき浴中へのAlの添加量は0.2wt％未満とし
た。
を形成してめつき層中のZn−Fe相互拡散を抑制し、且つ
溶融亜鉛めつきの浴の粘度を引き下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Al濃度が0.2w
t％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。よつて、本発明方法では溶
融亜鉛めつき浴中へのAlの添加量は0.2wt％未満とし
た。
次いで、合金化めつき層中のAlの組成範囲について述
べる。一般に、Alを含む溶融亜鉛めつき欲によつて鋼板
に溶融亜鉛めつきした場合には、鋼板−めつき層界面に
Fe−Al金属間化合物の層が優先析出し、溶融亜鉛めつき
浴のAl濃度と比べてめつき層中のAl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
鉛めつき処理においても全く同じ傾向が認められる。前
記めつき浴組成の溶融亜鉛めつき浴によつて溶融亜鉛め
つきを行つた場合に生成するめつき層のAl濃度は、0.5w
t％未満となる。従つて、本発明合金化溶融亜鉛めつき
鋼板における合金化めつき層中のAl濃度は0.5wt％未満
とした。
べる。一般に、Alを含む溶融亜鉛めつき欲によつて鋼板
に溶融亜鉛めつきした場合には、鋼板−めつき層界面に
Fe−Al金属間化合物の層が優先析出し、溶融亜鉛めつき
浴のAl濃度と比べてめつき層中のAl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
鉛めつき処理においても全く同じ傾向が認められる。前
記めつき浴組成の溶融亜鉛めつき浴によつて溶融亜鉛め
つきを行つた場合に生成するめつき層のAl濃度は、0.5w
t％未満となる。従つて、本発明合金化溶融亜鉛めつき
鋼板における合金化めつき層中のAl濃度は0.5wt％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。Niの溶融亜鉛めつ
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％を越えて添加しようとするめつ
き浴温度を高くしなければならないためΓ相が生成し易
くなり地鉄界面のΓ相を0.5μｍ以下に制御することが
事実不可能となる。よつて、本発明方法では溶融亜鉛め
つき浴中へのNiの添加量は0.01〜0.5wt％に限定した。
で合金化処理を行うために添加する。Niの溶融亜鉛めつ
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％を越えて添加しようとするめつ
き浴温度を高くしなければならないためΓ相が生成し易
くなり地鉄界面のΓ相を0.5μｍ以下に制御することが
事実不可能となる。よつて、本発明方法では溶融亜鉛め
つき浴中へのNiの添加量は0.01〜0.5wt％に限定した。
次いで、合金化めつき層中のNiの組成範囲について述
べる。Niは、めつき層中に優先的に析出してめつき浴中
の濃度よりも高くなる傾向を示す。前記のめつき浴組成
の溶融亜鉛めつき浴によつて溶融亜鉛めつきを行つた、
場合に生成するめつき層のNi濃度は、0.02〜1.0wt％と
なる。従つて、本発明合金化溶融亜鉛めつき鋼板におけ
る合金化めつき層中のNi濃度は、0.02〜1.0wt％とす
る。
べる。Niは、めつき層中に優先的に析出してめつき浴中
の濃度よりも高くなる傾向を示す。前記のめつき浴組成
の溶融亜鉛めつき浴によつて溶融亜鉛めつきを行つた、
場合に生成するめつき層のNi濃度は、0.02〜1.0wt％と
なる。従つて、本発明合金化溶融亜鉛めつき鋼板におけ
る合金化めつき層中のNi濃度は、0.02〜1.0wt％とす
る。
Fe:本発明に係る加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき
鋼板のめつき層構造では、めつき層表面にη相，ζ相が
存在せず且つ地鉄界面のΓ相の厚さが0.5μｍ以下であ
り、このような構成の合金化めつき層中のFe濃度は８〜
13wt％であるので８〜13wt％とした。
鋼板のめつき層構造では、めつき層表面にη相，ζ相が
存在せず且つ地鉄界面のΓ相の厚さが0.5μｍ以下であ
り、このような構成の合金化めつき層中の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：溶融亜鉛めつき鋼板のめ
つき層を500℃を越えて加熱して合金化するとΓ相が生
成し易く、地鉄界面のΓ相が0.5μｍを越えるので好ま
しくない。一方、450℃未満で合金化すると前記組成のN
i濃度ではζ相の生成を抑制する効果が薄くなつてめつ
き層表面にζ相が残存し易く、本発明合金化溶融亜鉛め
つき鋼板のめつき相構造の特徴であるめつき層表面にη
相，ζ相が存在せず且つ地鉄界面のΓ相が0.5μｍ以下
の合金相を形成させることができない。従つて本発明方
法における合金化処理温度は450〜500℃とした。
つき層を500℃を越えて加熱して合金化するとΓ相が生
成し易く、地鉄界面のΓ相が0.5μｍを越えるので好ま
しくない。一方、450℃未満で合金化すると前記組成のN
i濃度ではζ相の生成を抑制する効果が薄くなつてめつ
き層表面にζ相が残存し易く、本発明合金化溶融亜鉛め
つき鋼板のめつき相構造の特徴であるめつき層表面にη
相，ζ相が存在せず且つ地鉄界面のΓ相が0.5μｍ以下
の合金相を形成させることができない。従つて本発明方
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
あつても、加熱時間が短いとめつき層表面に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Γ相が
0.5μｍ以上形勢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Γ相の厚さが0.5μ
ｍ以下でありめつき層表面にη，ζ相が存在しないよう
に加熱することが必要である。
あつても、加熱時間が短いとめつき層表面に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Γ相が
0.5μｍ以上形勢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Γ相の厚さが0.5μ
ｍ以下でありめつき層表面にη，ζ相が存在しないよう
に加熱することが必要である。
合金化溶融亜鉛めつき層の厚さ：本発明合金化溶融亜鉛
めつき鋼板において、付着量として45〜90g/m2が適用で
きる範囲である。45g/m2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つ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90g/m2を
越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
融亜鉛めつき鋼板の適用できる付着量を45〜90g/m2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45〜150g/m2まで適用できる。め
つき付着量が150g/m2を越えると地鉄界面のΓ相が0.5μ
ｍ以下でめつき表面にη，ζ相が存在しないめつき層は
実際上製造できなくなる。
めつき鋼板において、付着量として45〜90g/m2が適用で
きる範囲である。45g/m2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つ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90g/m2を
越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
融亜鉛めつき鋼板の適用できる付着量を45〜90g/m2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45〜150g/m2まで適用できる。め
つき付着量が150g/m2を越えると地鉄界面のΓ相が0.5μ
ｍ以下でめつき表面にη，ζ相が存在しないめつき層は
実際上製造できなくなる。
その他の合金化めつき層の組成：合金化めつき層の組成
としてFe,Al,Niのみを規定したが、他の成分例えばPb,S
b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,Niのみを規定したが、他の成分例えばPb,S
b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つ
き鋼板の実施例を比較例と共に更に具体的に説明する。
き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つきラ
インのめつき浴中に投入するAl量,Ni量を種々変化させ
て、0.7mm厚×1,000mm幅の低炭素冷延鋼板をめつき原板
として、めつき付着量が本発明における合金化溶融亜鉛
めつき層の付着量の範囲45〜90g/m2内にある種々の溶融
亜鉛めつき鋼板を製造し、続いてこれらの溶融亜鉛めつ
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
めつき鋼板を製造した。そして、これらの合金化溶融亜
鉛めつき鋼板について、次に述べるめつき層の加工性試
験方法によつて試験を行つた。その結果を表に記載す
る。
インのめつき浴中に投入するAl量,Ni量を種々変化させ
て、0.7mm厚×1,000mm幅の低炭素冷延鋼板をめつき原板
として、めつき付着量が本発明における合金化溶融亜鉛
めつき層の付着量の範囲45〜90g/m2内にある種々の溶融
亜鉛めつき鋼板を製造し、続いてこれらの溶融亜鉛めつ
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
めつき鋼板を製造した。そして、これらの合金化溶融亜
鉛めつき鋼板について、次に述べるめつき層の加工性試
験方法によつて試験を行つた。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度曲げを行つた
後に曲げ戻しを行い、その試験面にセロハン粘着テープ
を貼直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つき金属
量を目視により以下の基準により判断した。
円弧部が試験面に構成されるように180度曲げを行つた
後に曲げ戻しを行い、その試験面にセロハン粘着テープ
を貼直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つき金属
量を目視により以下の基準により判断した。
5:付着めつき金属なし 4:付着めつき金属量小 3:付着めつき金属量中 2:付着めつき金属量大 1:テープなしで多量の粉状めつき金属剥離 この基準において評価５〜３が実用上問題がない範囲で
ある。
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ツプ絞
り試験による外径比によつて評価したものである。
り試験による外径比によつて評価したものである。
試験片 絞り成形前円板の直径（D0）:75mm 絞り成形に使用する鋼板の板厚:tmm 金型 絞り成形に使用するポンチ直径（ｄ）:40mm 絞り成形に使用するポンチ先端半径:5mm 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力:1,000kgf 試験後の状態 絞り成形により絞り込む深さ:20mm 絞り成形後のフランジ部の直径:D1mm 外径比:D1/D0 この外径比0.734〜0.743が冷延鋼板レベルである。
（３）耐フレーキング性試験： 第３図に示す如く幅30mm×長さ260mm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3mmのビード
付きのしわ押え２とでしわ押え力:500kgfで挟持し、直
径40mmのポンチ３により成形高さ:50mmの絞り成形を行
つたときの目視によるめつき金属の剥離状態により評価
した。
内径42mmの貫通孔を有するダイス１と高さ3mmのビード
付きのしわ押え２とでしわ押え力:500kgfで挟持し、直
径40mmのポンチ３により成形高さ:50mmの絞り成形を行
つたときの目視によるめつき金属の剥離状態により評価
した。
4:剥離せず 3:剥離量小 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。
表われるか否かで判断した。
〔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
溶融亜鉛めつき鋼板は45〜90g/m2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つき鋼板
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つ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つき鋼板を前記従
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。
溶融亜鉛めつき鋼板は45〜90g/m2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つき鋼板
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つ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つき鋼板を前記従
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
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
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 橘高 敏晴 大阪府堺市石津西町５番地 日新製鋼株 式会社鉄鋼研究所内 (56)参考文献 特開 平３−249160（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−243756（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−166265（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−138450（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40
Claims (2)
- 【請求項１】Fe:8〜13重量％,Al:0.5重量％未満,Ni:0.0
2〜1.0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/m2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。 - 【請求項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/m2
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。
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|---|---|---|---|
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| 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 |
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|---|---|
| JPH0413855A JPH0413855A (ja) | 1992-01-17 |
| JP2804167B2 true JP2804167B2 (ja) | 1998-09-24 |
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| 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 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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-
1990
- 1990-10-17 JP JP27631490A patent/JP2804167B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JPH0413855A (ja) | 1992-01-17 |
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