JPH02274851A - 溶融めっき用亜鉛合金 - Google Patents
溶融めっき用亜鉛合金Info
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- JPH02274851A JPH02274851A JP9303789A JP9303789A JPH02274851A JP H02274851 A JPH02274851 A JP H02274851A JP 9303789 A JP9303789 A JP 9303789A JP 9303789 A JP9303789 A JP 9303789A JP H02274851 A JPH02274851 A JP H02274851A
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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)
本発明は溶融亜鉛めっき製品を製造するのに利用される
溶融めっき用亜鉛合金に関する。
溶融めっき用亜鉛合金に関する。
(従来の技術)
溶融亜鉛めっきは一触的な耐食材料として広く使われて
いる。しかし近年、製品の長寿命化要求あるいは工業地
帯、海岸地帯等の苛酷な環境下での使用に耐えうる耐食
性要求の高まり等を背景として高耐食性が強く求められ
てきている。
いる。しかし近年、製品の長寿命化要求あるいは工業地
帯、海岸地帯等の苛酷な環境下での使用に耐えうる耐食
性要求の高まり等を背景として高耐食性が強く求められ
てきている。
こうした状況から耐食性を向上させためっき用合金とし
て亜鉛(Zn)−アルミニウム(AI)合金が開発され
、主としてZn −55%Al−1%Si合金とZn5
%AI合金系が実用化されつつある。(以後%は重量%
を示す、)Zn−5%Al二成分合金系には他に微量添
加成分としてSi、 Mg、 Na、 ミソシュメタ
ル等を含有した系が使われており、いずれも共晶点を中
心として3〜7%AIを含有する。この合金系は表層に
A1を含むため表層の耐食性を向上するとともに素地鋼
材との界面に形成される金属間化合物が厚さ1μm以下
と、極めて薄く皮膜の加工性にも優れることを特徴とし
ている。
て亜鉛(Zn)−アルミニウム(AI)合金が開発され
、主としてZn −55%Al−1%Si合金とZn5
%AI合金系が実用化されつつある。(以後%は重量%
を示す、)Zn−5%Al二成分合金系には他に微量添
加成分としてSi、 Mg、 Na、 ミソシュメタ
ル等を含有した系が使われており、いずれも共晶点を中
心として3〜7%AIを含有する。この合金系は表層に
A1を含むため表層の耐食性を向上するとともに素地鋼
材との界面に形成される金属間化合物が厚さ1μm以下
と、極めて薄く皮膜の加工性にも優れることを特徴とし
ている。
しかし、共晶点付近の合金であるため下記の欠点がある
。
。
第1に機械的な特性に関して、金型鋳造材としての常温
での伸びと衝撃値を第1表に示したがN(L28、30
.33に示すように延性、靭性ともに低下するため、め
っき後に強度の成形加工を受けた場合はその特徴とする
加工性でも不十分である。またZn−Al合金系の溶融
めっきの場合は、合金層の生成を一段と抑制する目的と
、めっき蓋材からの鉄溶出を抑制し、浴の安定化をはか
る目的で微量のSLを添加することが多いが、第1表N
1129.31に示すようにこのSi添加により延性と
靭性は更に低下する。尚、第1表の測定に供した試験片
は鋳込4廣を各合金の融点より50℃高い温度とし、型
温150°Cの金型(20φX 200ssL)に鋳造
し、凝固後直ちに水冷(40’C)l、た金型材を切削
加工して製作した。
での伸びと衝撃値を第1表に示したがN(L28、30
.33に示すように延性、靭性ともに低下するため、め
っき後に強度の成形加工を受けた場合はその特徴とする
加工性でも不十分である。またZn−Al合金系の溶融
めっきの場合は、合金層の生成を一段と抑制する目的と
、めっき蓋材からの鉄溶出を抑制し、浴の安定化をはか
る目的で微量のSLを添加することが多いが、第1表N
1129.31に示すようにこのSi添加により延性と
靭性は更に低下する。尚、第1表の測定に供した試験片
は鋳込4廣を各合金の融点より50℃高い温度とし、型
温150°Cの金型(20φX 200ssL)に鋳造
し、凝固後直ちに水冷(40’C)l、た金型材を切削
加工して製作した。
第二に融点が低く、めっき合金溶湯の湯流れ性が良いた
め従来の亜鉛めっきよりめっき付着量が著しく減少する
。このため厚目付量を必要とする場合、連続式めっきで
は鋼材のラインスピードを高速にしなけれならず、めっ
きの均質性を保持するためには前処理、めっき浴管理、
ワイピング、冷却等の工程管理について、より高度な技
術が求められ、場合によっては設備の変更まで必要とな
る問題がある。また形鋼、小物等鋼材をバッチ式めっき
(所謂どぶ漬けめっき)する場合でも、めっき浴からの
引き上げ速度を速くしなければならず複雑形状物などで
は困難をきたすことがあり作業性の点で問題がある。
め従来の亜鉛めっきよりめっき付着量が著しく減少する
。このため厚目付量を必要とする場合、連続式めっきで
は鋼材のラインスピードを高速にしなけれならず、めっ
きの均質性を保持するためには前処理、めっき浴管理、
ワイピング、冷却等の工程管理について、より高度な技
術が求められ、場合によっては設備の変更まで必要とな
る問題がある。また形鋼、小物等鋼材をバッチ式めっき
(所謂どぶ漬けめっき)する場合でも、めっき浴からの
引き上げ速度を速くしなければならず複雑形状物などで
は困難をきたすことがあり作業性の点で問題がある。
こうした状況からめっき鋼線製造の場合めっき目付量を
確保し、かつ耐食性を向上する方法として特開昭63−
262451号公報においては第−層として従来の溶融
亜鉛めっきを施し、さらに第二層としてZn−5%A1
合金の溶融めっきを施し、結果的にZn−Al−Feを
主成分とする合金層と、主としてZn−5%Alからな
る表層を有する2層めっき法が開発されている。このプ
ロセスにより耐食性は大幅に改善されたが、表層が共晶
組成付近であるため、またFe −Zn合金層より加工
性が良好であるとはいえ、金属間化合物であるZn−A
l−Fe合金層を有するため、伸線、曲げ加工時のクラ
ンク発生、繰り返し疲労強度の低下等の問題が指摘され
ている。
確保し、かつ耐食性を向上する方法として特開昭63−
262451号公報においては第−層として従来の溶融
亜鉛めっきを施し、さらに第二層としてZn−5%A1
合金の溶融めっきを施し、結果的にZn−Al−Feを
主成分とする合金層と、主としてZn−5%Alからな
る表層を有する2層めっき法が開発されている。このプ
ロセスにより耐食性は大幅に改善されたが、表層が共晶
組成付近であるため、またFe −Zn合金層より加工
性が良好であるとはいえ、金属間化合物であるZn−A
l−Fe合金層を有するため、伸線、曲げ加工時のクラ
ンク発生、繰り返し疲労強度の低下等の問題が指摘され
ている。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明は上記に説明したような従来のZn−5%^1合
金めっき材の問題点を解決するために本発明者が鋭意研
究を行い、検討を重ねた結果、Zn−5%Al合金の高
耐食性を損なうことなく、かつ加工性、耐疲労性、外観
性に優れた品質性能を満たすことのできる溶融めっき用
亜鉛合金を提供しようとするものである。
金めっき材の問題点を解決するために本発明者が鋭意研
究を行い、検討を重ねた結果、Zn−5%Al合金の高
耐食性を損なうことなく、かつ加工性、耐疲労性、外観
性に優れた品質性能を満たすことのできる溶融めっき用
亜鉛合金を提供しようとするものである。
(問題点を解決するための手段)
本発明はAI3〜10重景%、TI0.01〜0.3重
量%、B 0.001〜0.02重景%を含み、S10
.01〜0.2重量%、Mg0.O1〜0.2重置%、
Mn0.01〜0.3重量%、Cu0.01〜0.3重
量%のうちいずれか1種または2種以上を含み、残部が
Znと不可避的な不純物とから成ることを特徴とする溶
融めっき用亜鉛合金であり、具体的には鋼板、鋼線、−
1Q鋼材への湿式溶融めっき法及び乾式溶融めっき法あ
るいは2浴めっき法等に好適に使用される。
量%、B 0.001〜0.02重景%を含み、S10
.01〜0.2重量%、Mg0.O1〜0.2重置%、
Mn0.01〜0.3重量%、Cu0.01〜0.3重
量%のうちいずれか1種または2種以上を含み、残部が
Znと不可避的な不純物とから成ることを特徴とする溶
融めっき用亜鉛合金であり、具体的には鋼板、鋼線、−
1Q鋼材への湿式溶融めっき法及び乾式溶融めっき法あ
るいは2浴めっき法等に好適に使用される。
(作 用)
以下、本発明の詳細な説明する。本発明者はZn−^1
合金系に見られる前述の問題点を解決すべく種々検討し
た結果、第1表Na1−10に示すようにrZn−A1
合金系においてTiとBを複合添加することにより、伸
びと衝撃値が向上し、延性及び靭性が大幅に改善されし
かもSiが微量共存してもその効果は変わらない。Jと
いう知見を得た。
合金系に見られる前述の問題点を解決すべく種々検討し
た結果、第1表Na1−10に示すようにrZn−A1
合金系においてTiとBを複合添加することにより、伸
びと衝撃値が向上し、延性及び靭性が大幅に改善されし
かもSiが微量共存してもその効果は変わらない。Jと
いう知見を得た。
このためAllが3〜10%のZn−Al二成分合金系
について^1量を最も延性の低い共晶点(5%Al)と
し、さらに前述した理由により添加成分として重要な作
用を持つが、延性と靭性を低下させるS+酸成分微量添
加したZn−5%Al〜0.04%St系について伸び
と衝撃値に与えるTIとBの影響を検討し、第1図に示
すような結果を得た。尚、第1図に示した測定は前述し
た第1表と同様の方法で行った。
について^1量を最も延性の低い共晶点(5%Al)と
し、さらに前述した理由により添加成分として重要な作
用を持つが、延性と靭性を低下させるS+酸成分微量添
加したZn−5%Al〜0.04%St系について伸び
と衝撃値に与えるTIとBの影響を検討し、第1図に示
すような結果を得た。尚、第1図に示した測定は前述し
た第1表と同様の方法で行った。
第1図から明らかなように、T+単独添加の場合は伸び
にやや改善が見られるが、衝撃値は殆ど改善されない。
にやや改善が見られるが、衝撃値は殆ど改善されない。
しかし、TiとBを複合添加すると伸びと衝撃値がとも
に大幅に改善される。Tiについては0.01%未満で
は所望の効果が得られず、0.3%を越えると急激に融
点が上昇し、めっき作業性を悪化させる。従ってTIの
添加範囲を0.01〜0.3%とする。Bも単独添加で
は伸び、衝撃値とも改善が見られないが、Tiとの複合
添加により著しい効果が現れる。その効果は0.001
%以上で見られるが、0.02%を越えると融点の上
昇、コストアップの問題があるためBの添加範囲を0.
001〜0.02%と定めた。尚、AIは第1表に示す
ように3%未満あるいは10%を越えるとZn−Al二
成分系自身で十分な延性を持つため改善を要しないこと
、また3%以下では耐食性が低下すること、さらに10
%を越える含有量では融点が上昇し、めっき浴温を上げ
なければならない、このためAIの範囲を3〜10%と
定めた。
に大幅に改善される。Tiについては0.01%未満で
は所望の効果が得られず、0.3%を越えると急激に融
点が上昇し、めっき作業性を悪化させる。従ってTIの
添加範囲を0.01〜0.3%とする。Bも単独添加で
は伸び、衝撃値とも改善が見られないが、Tiとの複合
添加により著しい効果が現れる。その効果は0.001
%以上で見られるが、0.02%を越えると融点の上
昇、コストアップの問題があるためBの添加範囲を0.
001〜0.02%と定めた。尚、AIは第1表に示す
ように3%未満あるいは10%を越えるとZn−Al二
成分系自身で十分な延性を持つため改善を要しないこと
、また3%以下では耐食性が低下すること、さらに10
%を越える含有量では融点が上昇し、めっき浴温を上げ
なければならない、このためAIの範囲を3〜10%と
定めた。
次に、本発明の亜鉛合金を用いためっき鋼板の特性につ
いて説明する。実施例1(後述)の第2表に示すように
180’曲げでみた加工性は従来の亜鉛めっきはもちろ
ん、Zn−5%AI、Zn−5%A10.04%Siに
比較しても向上している。同時に目付量が増加し、表面
平滑性も向上している。目付量についてはめっき浴の粘
性が若干高くなったためと推定され、表面粗さについて
はTi、 Bの添加によりめっき表層組繊が微細化さ
れ、均質な組織になるためと推定される。これにより従
来のZn −5%AI系合金の厚めつきがより容易にな
り、めっき外観性も向上する。一方、耐食性は第2表に
示すように従来の亜鉛めっきより著しく優れ、Zn −
A1合金とほぼ同等もしくはやや向上しており、少なく
ともZn−Al合金本来の耐食性を損なうことはない、
また前述した理由によりZn−5%A1合金系ではS1
成分を0.2%以下の範囲で添加することが多いが、本
発明の亜鉛合金はこの範囲のSt共存下でも第2表Na
1l、 14.17に示すように加工性が改善されるた
め、めっき用合金としての汎用性がより一層高まる。ま
たMg成分はZn−5%A1合金系において耐食性、硬
度を向上させる作用をもつため@量添加する場合がある
が、本発明の亜鉛合金は第2表のk15に示すようにM
g共存下でも効果を有する。またMn及びCuは第1表
のに9,10に示すように0.01%以上の添加により
延性及び靭性が向上するが、0,3%を越えてもより一
層の効果は得られない。従ってMnあるいはCuの添加
範囲を0.O1〜0.3%とした。
いて説明する。実施例1(後述)の第2表に示すように
180’曲げでみた加工性は従来の亜鉛めっきはもちろ
ん、Zn−5%AI、Zn−5%A10.04%Siに
比較しても向上している。同時に目付量が増加し、表面
平滑性も向上している。目付量についてはめっき浴の粘
性が若干高くなったためと推定され、表面粗さについて
はTi、 Bの添加によりめっき表層組繊が微細化さ
れ、均質な組織になるためと推定される。これにより従
来のZn −5%AI系合金の厚めつきがより容易にな
り、めっき外観性も向上する。一方、耐食性は第2表に
示すように従来の亜鉛めっきより著しく優れ、Zn −
A1合金とほぼ同等もしくはやや向上しており、少なく
ともZn−Al合金本来の耐食性を損なうことはない、
また前述した理由によりZn−5%A1合金系ではS1
成分を0.2%以下の範囲で添加することが多いが、本
発明の亜鉛合金はこの範囲のSt共存下でも第2表Na
1l、 14.17に示すように加工性が改善されるた
め、めっき用合金としての汎用性がより一層高まる。ま
たMg成分はZn−5%A1合金系において耐食性、硬
度を向上させる作用をもつため@量添加する場合がある
が、本発明の亜鉛合金は第2表のk15に示すようにM
g共存下でも効果を有する。またMn及びCuは第1表
のに9,10に示すように0.01%以上の添加により
延性及び靭性が向上するが、0,3%を越えてもより一
層の効果は得られない。従ってMnあるいはCuの添加
範囲を0.O1〜0.3%とした。
(実施例)
次に本発明の亜鉛合金を用いた溶融めっきの実施例を比
較例と対比しながら説明する。
較例と対比しながら説明する。
実施例1
板幅8011IIIl×板長150!IIIIX板厚0
.4amの低炭素鋼板(SPCC)をアルカリ浴に80
°Cで30分浸漬して脱脂した後水洗し、次いで15%
塩酸に40’Cで2分浸漬し酸洗した後水洗し、ZnC
j! 1−NaF系フラックス(Zn単独めっきはZn
Cl !−NHJCe系フランクス)水溶液に80°C
で10秒浸漬しフラックス処理した後150゛Cで3分
乾燥した。
.4amの低炭素鋼板(SPCC)をアルカリ浴に80
°Cで30分浸漬して脱脂した後水洗し、次いで15%
塩酸に40’Cで2分浸漬し酸洗した後水洗し、ZnC
j! 1−NaF系フラックス(Zn単独めっきはZn
Cl !−NHJCe系フランクス)水溶液に80°C
で10秒浸漬しフラックス処理した後150゛Cで3分
乾燥した。
上述のようにして前処理した鋼板を第2表に示す各めっ
き浴に浴温度450〜460”Cで10秒間浸漬した後
、浴から引き上げ大気中で5秒放冷後、水冷(40°C
)した。
き浴に浴温度450〜460”Cで10秒間浸漬した後
、浴から引き上げ大気中で5秒放冷後、水冷(40°C
)した。
こうして得られためっき鋼板について、めっき付着量、
塩水噴霧試験(SST)による100時間後の腐食減量
、180°曲げ(OT、 2T)による加工性の評価、
触針式表面粗さ計による最大粗さを測定した。
塩水噴霧試験(SST)による100時間後の腐食減量
、180°曲げ(OT、 2T)による加工性の評価、
触針式表面粗さ計による最大粗さを測定した。
めっき浴組成と上記試験結果を第2表に示した。
No、 11〜18が本発明合金めっき浴、Nα38〜
44がZn^1系合金めっき浴、Nα45が亜鉛めっき
浴での比較例である。尚、加工性は曲げ部を実体顕微鏡
で下記のように目視評価した。
44がZn^1系合金めっき浴、Nα45が亜鉛めっき
浴での比較例である。尚、加工性は曲げ部を実体顕微鏡
で下記のように目視評価した。
5:クラックなし、4:僅かにクランク散見される、3
:軽微なりラック、2:明らかなりラック、l:著しい
クランク 第2表に示される結果から明らかなように、本発明の亜
鉛合金めっきNcLil〜18の曲げ加工性は従来亜鉛
めっきNα45はもちろんNα38〜44のZn−Al
系に比較しても優れ、特に4〜6%A11lの共晶点付
近で良好である。またSSTによる腐食減量は比較Zn
−Al合金めっきに対し差異は認められず、従来亜鉛め
っきより著しく減少した。付着量は従来亜鉛めっきに対
し減少するが、比較Zn−A1合金めっきよりは増加し
、かつ表面平滑性が向上している。
:軽微なりラック、2:明らかなりラック、l:著しい
クランク 第2表に示される結果から明らかなように、本発明の亜
鉛合金めっきNcLil〜18の曲げ加工性は従来亜鉛
めっきNα45はもちろんNα38〜44のZn−Al
系に比較しても優れ、特に4〜6%A11lの共晶点付
近で良好である。またSSTによる腐食減量は比較Zn
−Al合金めっきに対し差異は認められず、従来亜鉛め
っきより著しく減少した。付着量は従来亜鉛めっきに対
し減少するが、比較Zn−A1合金めっきよりは増加し
、かつ表面平滑性が向上している。
実施例2
3.2φ×線長500 rmの低炭素lil線(SWR
M6 )を実施例1と同様の条件で前処理及び溶融めっ
きを行なって得られためっき鋼線について、めっき付着
量、塩水噴霧状!v(SST )による100時間後の
腐食減量、ID及び3D曲げ加工性、表面粗さ計による
最大粗さを測定した。めっき浴組成と上記試験結果を合
わせて第3表に示した。尚、曲げ加工性の評価はID、
3D曲げとも各8回巻き付けを行い表面クラックの状態
を実施例1と同様の基準で評価した。第3表に示される
欅に本発明の亜鉛合金めっき鋼線Nn19〜24は比較
Zn−Al合金めつき鋼線石46〜52に対し曲げ加工
性に優れ、特に10曲げの場合に向上が認められ、同時
に表面平滑性の向上も認められる。また胤46〜52に
対しめつき付着量は増加し、腐食減量からみた耐食性は
ほぼ同等であり従来亜鉛めっき調53より著しく優れる
。
M6 )を実施例1と同様の条件で前処理及び溶融めっ
きを行なって得られためっき鋼線について、めっき付着
量、塩水噴霧状!v(SST )による100時間後の
腐食減量、ID及び3D曲げ加工性、表面粗さ計による
最大粗さを測定した。めっき浴組成と上記試験結果を合
わせて第3表に示した。尚、曲げ加工性の評価はID、
3D曲げとも各8回巻き付けを行い表面クラックの状態
を実施例1と同様の基準で評価した。第3表に示される
欅に本発明の亜鉛合金めっき鋼線Nn19〜24は比較
Zn−Al合金めつき鋼線石46〜52に対し曲げ加工
性に優れ、特に10曲げの場合に向上が認められ、同時
に表面平滑性の向上も認められる。また胤46〜52に
対しめつき付着量は増加し、腐食減量からみた耐食性は
ほぼ同等であり従来亜鉛めっき調53より著しく優れる
。
実施例3
2.3φ×線長500IIIIIの高炭素鋼線(S W
R1162B ) を実施例1と同様の条件で前処理
した後、純Zn浴に浴温度450〜460°Cで10秒
間浸漬した後、大気中で放冷し、更に第4表に示すよう
な本発明の亜鉛合金を含む各Zn−4,5%AI系めっ
き浴に浴温度450〜460°Cで10秒間浸漬し、大
気中で放冷した。
R1162B ) を実施例1と同様の条件で前処理
した後、純Zn浴に浴温度450〜460°Cで10秒
間浸漬した後、大気中で放冷し、更に第4表に示すよう
な本発明の亜鉛合金を含む各Zn−4,5%AI系めっ
き浴に浴温度450〜460°Cで10秒間浸漬し、大
気中で放冷した。
このようにして得ためっき鋼線はめっき皮膜がZn−A
l−Feを主成分とする厚さ8〜10μmの合金層と、
共晶組成及びβ相(Zn−rich相)を主体とする厚
さ25〜35μmの表層との2層を有する。この鋼線に
ついてめっき付着量、塩水噴霧試験(SST)による赤
錆発生時間、曲げ加工性(測定及び評価方法は実施例2
と同様)、中村式疲労試験機(3000rpm)による
回転曲げ疲労試験を行った。めっき浴組成と試験結果を
第4表に示した。
l−Feを主成分とする厚さ8〜10μmの合金層と、
共晶組成及びβ相(Zn−rich相)を主体とする厚
さ25〜35μmの表層との2層を有する。この鋼線に
ついてめっき付着量、塩水噴霧試験(SST)による赤
錆発生時間、曲げ加工性(測定及び評価方法は実施例2
と同様)、中村式疲労試験機(3000rpm)による
回転曲げ疲労試験を行った。めっき浴組成と試験結果を
第4表に示した。
第4表の結果から明らかなように本発明の亜鉛合金めっ
きI線N+125.26は他のZn−4,5%A1系め
つき鋼線Nα54.55に対し、曲げ加工性、疲労強度
とも改善されている。一方、赤錆発生時間も増加してい
るが、これは本発明の亜鉛合金めっきの付着量が他のZ
n−4,5%AI系合金めっきより増加しているためで
、この増量分を考慮すると両者の耐食性はほぼ同等にな
る。
きI線N+125.26は他のZn−4,5%A1系め
つき鋼線Nα54.55に対し、曲げ加工性、疲労強度
とも改善されている。一方、赤錆発生時間も増加してい
るが、これは本発明の亜鉛合金めっきの付着量が他のZ
n−4,5%AI系合金めっきより増加しているためで
、この増量分を考慮すると両者の耐食性はほぼ同等にな
る。
(発明の効果)
以上のように本発明の亜鉛合金は溶融めっき用亜鉛合金
として従来のZn−5%Al合金のもつ高耐食性をtn
なうことなく、延性及び靭性が大幅に政庁され、加工性
、耐疲労性、外観性に優れた特徴を有するようになり、
総合的な性能を高め、実用的価値は大きい。
として従来のZn−5%Al合金のもつ高耐食性をtn
なうことなく、延性及び靭性が大幅に政庁され、加工性
、耐疲労性、外観性に優れた特徴を有するようになり、
総合的な性能を高め、実用的価値は大きい。
第1図はZn−5%Al〜0.04%S+系におけるT
iとBの添加量と伸び及び衝撃値との関係図であり、回
内の数字は上段が伸び(%)を下段が衝撃値(にgf・
m/c+1)を示している。 特許出願人 日曹金属化学株式会社 新日本製鐵株式会社 代 理 人 横 山 美 東 海 作
iとBの添加量と伸び及び衝撃値との関係図であり、回
内の数字は上段が伸び(%)を下段が衝撃値(にgf・
m/c+1)を示している。 特許出願人 日曹金属化学株式会社 新日本製鐵株式会社 代 理 人 横 山 美 東 海 作
Claims (2)
- (1)Al3〜10重量%、Ti0.01〜0.3重量
%、B0.001〜0.02重量%を含み、残部がZn
と不可避的な不純物から成ることを特徴とする溶融めっ
き用亜鉛合金。 - (2)Al3〜10重量%、Ti0.01〜0.3重量
%、B0.001〜0.02重量%を含み、Si0.0
1〜0.2重量%、Mg0.01〜0.2重量%、Mn
0.01〜0.3重量%、Cu0.01〜0.3重量%
のうちいずれか1種または2種以上を含み、残部がZn
と不可避的な不純物から成ることを特徴とする溶融めっ
き用亜鉛合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9303789A JPH02274851A (ja) | 1989-04-14 | 1989-04-14 | 溶融めっき用亜鉛合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9303789A JPH02274851A (ja) | 1989-04-14 | 1989-04-14 | 溶融めっき用亜鉛合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02274851A true JPH02274851A (ja) | 1990-11-09 |
Family
ID=14071299
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9303789A Pending JPH02274851A (ja) | 1989-04-14 | 1989-04-14 | 溶融めっき用亜鉛合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02274851A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0835049A (ja) * | 1994-07-20 | 1996-02-06 | Kawasaki Steel Corp | 耐食性と耐摩耗性に優れた溶融亜鉛めっき鋼材およびその製造方法 |
EP1270752A1 (de) * | 2001-06-28 | 2003-01-02 | Grillo-Werke AG | Zinklegierungen für den Zinkguss oder Zinkdruckguss und Verfahren zu deren Herstellung |
WO2006024055A1 (de) * | 2004-09-01 | 2006-03-09 | Banner Gmbh | Auswuchtgewicht |
EP2302084A1 (de) * | 2009-06-29 | 2011-03-30 | Grillo-Werke AG | Zinklegierung mit verbesserten mechanisch-chemischen Eigenschaften |
EP2305844A1 (de) | 2009-06-29 | 2011-04-06 | Grillo-Werke AG | Zinklegierung insbesondere als Knetlegierung |
CN102268573A (zh) * | 2011-08-16 | 2011-12-07 | 济南大学 | 锌-铝-钛-硼中间合金及其制备方法 |
WO2023181427A1 (ja) * | 2022-03-24 | 2023-09-28 | Jfe鋼板株式会社 | 溶融Al-Zn系めっき鋼板及びその製造方法 |
-
1989
- 1989-04-14 JP JP9303789A patent/JPH02274851A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0835049A (ja) * | 1994-07-20 | 1996-02-06 | Kawasaki Steel Corp | 耐食性と耐摩耗性に優れた溶融亜鉛めっき鋼材およびその製造方法 |
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WO2006024055A1 (de) * | 2004-09-01 | 2006-03-09 | Banner Gmbh | Auswuchtgewicht |
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CN102268573A (zh) * | 2011-08-16 | 2011-12-07 | 济南大学 | 锌-铝-钛-硼中间合金及其制备方法 |
WO2023181427A1 (ja) * | 2022-03-24 | 2023-09-28 | Jfe鋼板株式会社 | 溶融Al-Zn系めっき鋼板及びその製造方法 |
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