JPS63447A - 高減衰能を有する溶融めつき鋼材とその製造方法 - Google Patents
高減衰能を有する溶融めつき鋼材とその製造方法Info
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- JPS63447A JPS63447A JP14223386A JP14223386A JPS63447A JP S63447 A JPS63447 A JP S63447A JP 14223386 A JP14223386 A JP 14223386A JP 14223386 A JP14223386 A JP 14223386A JP S63447 A JPS63447 A JP S63447A
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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。
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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、高耐食性、高減衰能を有するＺｎ−Ａｌ系合
金溶融めっき鋼材及びその製造方法に関する。
金溶融めっき鋼材及びその製造方法に関する。
２０〜２４重景％（重量ｗｔ％とする）の＾１．０．０
５〜Ｑ、５ｗｔ％のＳｉ、残りＺｎ及び不純物からなる
合金の溶融浴を、５００℃以上５４０℃以下に加熱し、
１秒から５秒の間鋼材を浸漬し、溶融めっき層の結晶粒
が等軸等方的でかつ平均結晶粒径が２μｍ以下になるよ
うに空冷及び水冷したものである。
５〜Ｑ、５ｗｔ％のＳｉ、残りＺｎ及び不純物からなる
合金の溶融浴を、５００℃以上５４０℃以下に加熱し、
１秒から５秒の間鋼材を浸漬し、溶融めっき層の結晶粒
が等軸等方的でかつ平均結晶粒径が２μｍ以下になるよ
うに空冷及び水冷したものである。
Ｚｎ−Ａｌ系合金の鋼板等への被覆は従来、主として耐
食性の観点から多くの研究が行われ、Ｇａ／νａ／ｕｍ
ｅ等の実用材料が開発されている。また、Ｚｎ−Ａｌ系
合金溶融めっき胸板については、そのめっき）容組成及
びその耐食性について、特公昭４６−４０４５．４６−
７１６１，５１−２５２２０．５６−１７４２６、特開
昭５９−２０８０６１等に示されている通りである。ま
た、Ｚｎ−Ａｌ系合金は、適切な熱処理によりＭｉ織を
微細粒化すると、高減衰能を持つことが知られている（
特公昭５９−１０９８５）、また、このＺｎ−Ａｌ系合
金は共析組成において顕著な超塑性を示し、この超塑性
合金（以下ＳＰＺという）板と鋼板とを積層し、圧延／
圧接を行って良好な減衰能を示す積層複合割振用鋼板が
開発されている。
食性の観点から多くの研究が行われ、Ｇａ／νａ／ｕｍ
ｅ等の実用材料が開発されている。また、Ｚｎ−Ａｌ系
合金溶融めっき胸板については、そのめっき）容組成及
びその耐食性について、特公昭４６−４０４５．４６−
７１６１，５１−２５２２０．５６−１７４２６、特開
昭５９−２０８０６１等に示されている通りである。ま
た、Ｚｎ−Ａｌ系合金は、適切な熱処理によりＭｉ織を
微細粒化すると、高減衰能を持つことが知られている（
特公昭５９−１０９８５）、また、このＺｎ−Ａｌ系合
金は共析組成において顕著な超塑性を示し、この超塑性
合金（以下ＳＰＺという）板と鋼板とを積層し、圧延／
圧接を行って良好な減衰能を示す積層複合割振用鋼板が
開発されている。
ところが、従来のＺｎ−Ａｌ系合金溶融めっき鋼板は、
交通機関、大型機械に使用される場合振動及び騒音によ
る公害、各種精密機器、電子機器に使用される場合振動
による性能劣化をまねいていた。
交通機関、大型機械に使用される場合振動及び騒音によ
る公害、各種精密機器、電子機器に使用される場合振動
による性能劣化をまねいていた。
また、適切な熱処理によって高減衰能を持たせたＺｎ−
Ａｌ系合金は、耐食性、延性は充分であるが、機械的強
度が弱いという欠点を存していた。この欠点である強度
を鋼板で補うために上記Ｚｎ−Ａｌ系合金を溶融めっき
しても、その鋼板に高減衰能を付与することは不可能で
あった。そこでＺｎ−Ａｌ系合金中最も高減衰能を有す
る共析系合金であるＳＰＺ材と鋼板とを積層した積層圧
接材も開発されているが、平板以外への応用ができない
という欠点があった。さらに、ＳＰＺ材の溶融めっきは
、地鉄からのＦｅのめっき層内への拡散により、非常に
脆いというような多くの欠点を有してした。
Ａｌ系合金は、耐食性、延性は充分であるが、機械的強
度が弱いという欠点を存していた。この欠点である強度
を鋼板で補うために上記Ｚｎ−Ａｌ系合金を溶融めっき
しても、その鋼板に高減衰能を付与することは不可能で
あった。そこでＺｎ−Ａｌ系合金中最も高減衰能を有す
る共析系合金であるＳＰＺ材と鋼板とを積層した積層圧
接材も開発されているが、平板以外への応用ができない
という欠点があった。さらに、ＳＰＺ材の溶融めっきは
、地鉄からのＦｅのめっき層内への拡散により、非常に
脆いというような多くの欠点を有してした。
そこで本発明は、従来のこのような欠点を解決するため
に、複雑な形状を有する鋼板に対しても、鋼板に高減衰
能を付与することを目的として、Ｚｎ−Ａｌ系合金中で
最も高減衰能を有するＡｌ−Ｚｎ共析系合金を溶融めっ
き法にて鋼板に被覆できるようにしたものである。
に、複雑な形状を有する鋼板に対しても、鋼板に高減衰
能を付与することを目的として、Ｚｎ−Ａｌ系合金中で
最も高減衰能を有するＡｌ−Ｚｎ共析系合金を溶融めっ
き法にて鋼板に被覆できるようにしたものである。
上記問題点を解決するために本発明は、Ａｌを２０〜２
４ｗｔ％、Ｓｉを０．１〜０．５ｗｔ％、残りＺｎ及び
不純物からなる合金の溶融浴を、５００℃以上５４０°
Ｃ以下に加熱し、１秒から５秒の間鋼材を浸漬し、溶融
めっき層の結晶粒が等軸等方的でかつ平均結晶粒径が２
μｍ以下になるように空冷及び水冷したものである。
４ｗｔ％、Ｓｉを０．１〜０．５ｗｔ％、残りＺｎ及び
不純物からなる合金の溶融浴を、５００℃以上５４０°
Ｃ以下に加熱し、１秒から５秒の間鋼材を浸漬し、溶融
めっき層の結晶粒が等軸等方的でかつ平均結晶粒径が２
μｍ以下になるように空冷及び水冷したものである。
Ｚｎ−Ａｌ共析系合金は、溶融めっき後の空冷及び水冷
により、Ｚｎ固溶体であるβ相とＡｌ固溶体であるα相
の２相に共析反応により分解し、両相の相率はほぼ５０
％−５０％となる。これにより、溶融めっき層の結晶粒
はかなり微細化し、粒界面積が多くなる。この結晶粒界
は、振動応力が加わった時に粘性的流動がひき起こされ
振動エネルギーの吸収場所となるため、微細粒はど高減
衰能を有するのである。
により、Ｚｎ固溶体であるβ相とＡｌ固溶体であるα相
の２相に共析反応により分解し、両相の相率はほぼ５０
％−５０％となる。これにより、溶融めっき層の結晶粒
はかなり微細化し、粒界面積が多くなる。この結晶粒界
は、振動応力が加わった時に粘性的流動がひき起こされ
振動エネルギーの吸収場所となるため、微細粒はど高減
衰能を有するのである。
また、Ｓｉの微量添加はＺｎ−Ａｌ系合金溶融めっき層
中へのＦｅの拡散を抑制し、Ｆｅとの脆い合金相の形成
をおさえる効果があり、これより鋼材との密着性及び耐
食性に優れた）容融めっき層となるのである。
中へのＦｅの拡散を抑制し、Ｆｅとの脆い合金相の形成
をおさえる効果があり、これより鋼材との密着性及び耐
食性に優れた）容融めっき層となるのである。
以下に実施例によって本発明を詳述する。
第１図は溶融めっき工程を示した図である。
（ｉｉｔ％）
本発明に使用した素地鋼板の化学成分を第１表に示す、
この素地鋼板は板厚Ｑ 、 ８ｍｍの深絞用冷間圧延鋼
板（ＳＰＣＥ−３Ｄ）であり、試料寸法は１６０Ｘ４０
ｍｍである。用いた溶融金属の組成は、ＡＬ：１８〜２
６ｗＬ％、Ｓｉ：０．０５−１．ＯｗＬ％、残部：Ｚｎ
及び不純物よりなり、気密質のコランダム製ルツボ中で
溶解してメッキ浴とした。また本発明との比較に用いた
Ｓｉ無添加Ｚｎ−Ａｌ系合金浴も同様な方法で作製した
。
この素地鋼板は板厚Ｑ 、 ８ｍｍの深絞用冷間圧延鋼
板（ＳＰＣＥ−３Ｄ）であり、試料寸法は１６０Ｘ４０
ｍｍである。用いた溶融金属の組成は、ＡＬ：１８〜２
６ｗＬ％、Ｓｉ：０．０５−１．ＯｗＬ％、残部：Ｚｎ
及び不純物よりなり、気密質のコランダム製ルツボ中で
溶解してメッキ浴とした。また本発明との比較に用いた
Ｓｉ無添加Ｚｎ−Ａｌ系合金浴も同様な方法で作製した
。
溶融めっき工程を第１図に示す。素地鋼板をａのアルカ
リ洗浄、ｂのスケール除去、Ｃのフラックスコーティン
グを行った後、ｄの予備加熱を２３０℃で行った。次に
ｅの溶融めっきを浴温４８０〜５８０℃、浸漬時間１〜
５秒の範囲で行ったあと、ｆで示す空冷もしくは水冷を
行って試料を作製した。
リ洗浄、ｂのスケール除去、Ｃのフラックスコーティン
グを行った後、ｄの予備加熱を２３０℃で行った。次に
ｅの溶融めっきを浴温４８０〜５８０℃、浸漬時間１〜
５秒の範囲で行ったあと、ｆで示す空冷もしくは水冷を
行って試料を作製した。
第２図に浴温と片面についてのめっき厚さとの関係を示
す。高温浴はどまた低温浴はどめっき層の厚さが増し、
したがってめっき層厚さが最小となる浴温（以下Ｔｓと
する）が存在し、Ｓｉを添加しないＺｎ−＾１系合金浴
ではＴｓ ＝ ４９０℃付近である。
す。高温浴はどまた低温浴はどめっき層の厚さが増し、
したがってめっき層厚さが最小となる浴温（以下Ｔｓと
する）が存在し、Ｓｉを添加しないＺｎ−＾１系合金浴
ではＴｓ ＝ ４９０℃付近である。
溶湯にＳｉ添加するとめっき厚はどの温度でも薄くなる
傾向があり、また５ｉｉｉが多いほど高浴温側（＞Ｔｓ
）でのめっき厚上昇率が鈍化した。 Ｔｓは０．２賀Ｌ
％Ｓｉ添加浴では５２０℃付近、０．５ｗｔ％Ｓｉ添加
浴では５３０℃付近であった。これらの温度は浸漬時間
が変わってもほぼ同一の傾向にあった。このときのめっ
き層の表面状態であるが、低温浴（＜ Ｔｓ）はど光沢
があるが、ピーリングを行うとはく離を生じた。一方、
高温浴（＞Ｔｓ）めっきでは表面が非常に肌あれしてい
た。これに対し、Ｔｓ温度付近のめっきでは表面に光沢
があり美麗であった。したがって表面光沢を有するのに
好適なめっき浴温度はめっき厚が最小となるＳｉ添加量
に応じた４８０〜５４０℃の温度範囲であった。ここで
浸漬時間を１秒から５秒としたのは、１秒以下ではめっ
きされない領域が生じることもあり、５秒以上では表面
が荒れるためである。
傾向があり、また５ｉｉｉが多いほど高浴温側（＞Ｔｓ
）でのめっき厚上昇率が鈍化した。 Ｔｓは０．２賀Ｌ
％Ｓｉ添加浴では５２０℃付近、０．５ｗｔ％Ｓｉ添加
浴では５３０℃付近であった。これらの温度は浸漬時間
が変わってもほぼ同一の傾向にあった。このときのめっ
き層の表面状態であるが、低温浴（＜ Ｔｓ）はど光沢
があるが、ピーリングを行うとはく離を生じた。一方、
高温浴（＞Ｔｓ）めっきでは表面が非常に肌あれしてい
た。これに対し、Ｔｓ温度付近のめっきでは表面に光沢
があり美麗であった。したがって表面光沢を有するのに
好適なめっき浴温度はめっき厚が最小となるＳｉ添加量
に応じた４８０〜５４０℃の温度範囲であった。ここで
浸漬時間を１秒から５秒としたのは、１秒以下ではめっ
きされない領域が生じることもあり、５秒以上では表面
が荒れるためである。
次にめっき層のき裂の発生状態を調べるために、エリク
セン試験を行った。Ｓｉ無添加浴の場合、いずれの浴温
においてもめっき層には同心円状と放射線状の割れが生
じ極めて脆く、エリクセン値；よ素地鋼板のみの値（＃
１０ｍｍ）より５０％程度小さく、加工性はかなり劣化
した。一方、０．１〜１．Ｑｗｔ％Ｓｉ添加浴を用い、
Ｔｓ付近でめっきした場合は、皮膜中に割れは全く発生
せず、めっき層の加工性も良好であった。またエリクセ
ン値も素地鋼板のそれと同程度であった。なお、Ｓｉ添
加ｆｆ１０．１％以下では、Ｓｉ添加によるき裂発生の
抑制効果は薄く、また、Ｓｉ添加浴でも、高温浴（＞Ｔ
ｓ）めっきではかなりの割れが認められた。
セン試験を行った。Ｓｉ無添加浴の場合、いずれの浴温
においてもめっき層には同心円状と放射線状の割れが生
じ極めて脆く、エリクセン値；よ素地鋼板のみの値（＃
１０ｍｍ）より５０％程度小さく、加工性はかなり劣化
した。一方、０．１〜１．Ｑｗｔ％Ｓｉ添加浴を用い、
Ｔｓ付近でめっきした場合は、皮膜中に割れは全く発生
せず、めっき層の加工性も良好であった。またエリクセ
ン値も素地鋼板のそれと同程度であった。なお、Ｓｉ添
加ｆｆ１０．１％以下では、Ｓｉ添加によるき裂発生の
抑制効果は薄く、また、Ｓｉ添加浴でも、高温浴（＞Ｔ
ｓ）めっきではかなりの割れが認められた。
次にＳｔ添加浴で作製しためっき鋼板について１８０℃
密着曲げ試験を行い、曲げ部の外側をセロハンテープに
よりピーリングし、はく離の有無を観察した。Ｓｉ添加
量にかかわらず、Ｔｓ以下の低浴温で溶融めっきした層
は素地鋼板との界面から簡単には（離することが多かっ
た。一方、高温浴（〉↑Ｓ）の場合素地鋼板との密着性
は良いが、めっき層はかなり脆く大きなき裂の発生がみ
られた。Ｔｓ付近の浴温の場合、ピーリングによるはく
離はほとんど認められず、密着性も良好であった。
密着曲げ試験を行い、曲げ部の外側をセロハンテープに
よりピーリングし、はく離の有無を観察した。Ｓｉ添加
量にかかわらず、Ｔｓ以下の低浴温で溶融めっきした層
は素地鋼板との界面から簡単には（離することが多かっ
た。一方、高温浴（〉↑Ｓ）の場合素地鋼板との密着性
は良いが、めっき層はかなり脆く大きなき裂の発生がみ
られた。Ｔｓ付近の浴温の場合、ピーリングによるはく
離はほとんど認められず、密着性も良好であった。
次にめっき断面の比較評価を行った。Ｓｉ無添加浴では
素地鋼板との接合面近傍に多数の空隙が発生していたの
に対し、Ｓｉ添加浴では皮膜中に空隙等の欠陥はみられ
ずかつ素地鋼板との結合状態も良好であった。また、め
っき層は水冷空冷とも結晶粒が等軸等方的な２和からな
り、その平均粒径は最も大きな場合でも空冷材において
Ａ１含有量２０ｗｔ％以下、２４ｗｔ％以上で、１．５
μ…以上であった。
素地鋼板との接合面近傍に多数の空隙が発生していたの
に対し、Ｓｉ添加浴では皮膜中に空隙等の欠陥はみられ
ずかつ素地鋼板との結合状態も良好であった。また、め
っき層は水冷空冷とも結晶粒が等軸等方的な２和からな
り、その平均粒径は最も大きな場合でも空冷材において
Ａ１含有量２０ｗｔ％以下、２４ｗｔ％以上で、１．５
μ…以上であった。
最も微細粒となっためっき層の＾１含有量は、共析組成
である２２−ｔ％Ａｌのときで水冷材において平均粒径
０．５μ−であった、このことから、Ｓｉ添加浴の良好
な延性は粒界すべり、すなわち超塑性変形に一部起因し
ているように思われる。
である２２−ｔ％Ａｌのときで水冷材において平均粒径
０．５μ−であった、このことから、Ｓｉ添加浴の良好
な延性は粒界すべり、すなわち超塑性変形に一部起因し
ているように思われる。
次に、溶融めっき後水冷してめっき層の結晶粒微細化を
図った場合と、空冷した場合の溶融めっき鋼板のＱ−雪
面（ダンピングキャパシティー）の温度変化を第３図に
示す。なお図中には、鋼板及びＳＰＺ仮の減衰能も比較
参考のために示した。
図った場合と、空冷した場合の溶融めっき鋼板のＱ−雪
面（ダンピングキャパシティー）の温度変化を第３図に
示す。なお図中には、鋼板及びＳＰＺ仮の減衰能も比較
参考のために示した。
水冷材のＱ −１値は空冷材より常に大きく、結晶粒微
細化の効果がみらるが、空冷材と比較しても１０％程度
の増加であった。これは、空冷でもＳｉ及びＦｅの存在
により粒成長が抑制され、比較的微細なｍｍとなってい
るためと思われる。また、鋼板と ′Ｑ −１を
比較するとＡｌ含有量が２０〜２４ｗｔ％において、室
温では、２０％程度、１００℃では２倍程度まで減衰能
が向上する。ここで、Ａｌ含有ｆｉ２０ｗｔ％以下、２
４−１％以上では、鋼板のＱ −１とほぼ同じであり、
溶融めっきの効果はあまりなかった。これは上記した結
晶粒径の粗大化に起因するものと考えられる。
細化の効果がみらるが、空冷材と比較しても１０％程度
の増加であった。これは、空冷でもＳｉ及びＦｅの存在
により粒成長が抑制され、比較的微細なｍｍとなってい
るためと思われる。また、鋼板と ′Ｑ −１を
比較するとＡｌ含有量が２０〜２４ｗｔ％において、室
温では、２０％程度、１００℃では２倍程度まで減衰能
が向上する。ここで、Ａｌ含有ｆｉ２０ｗｔ％以下、２
４−１％以上では、鋼板のＱ −１とほぼ同じであり、
溶融めっきの効果はあまりなかった。これは上記した結
晶粒径の粗大化に起因するものと考えられる。
次に耐食性の比較評価として塩水噴霧試験及びカソード
分極特性を調べた。まず、塩水噴霧試験３２日間の結果
であるが、Ｓ＋無添加材の場合全面白さびの上にさらに
強い帯状及び点状の白さびの発生がみられたが、Ｓｉ添
加の場合には、全体に薄い腐食層にとどまっている。こ
れよりＳｉ添加は、Ｚｎ−Ａｌ系合金溶融めっき暦の耐
食性をかなり改苦することがわかった。カソード分極特
性を調べた結果を第４図に示す。これよりＳｉ添加溶融
めっき層の電流密度は全般的にＳｉ無添加のそれよりも
小さい傾向があった。しかし、３．５ｗｔ％Ｓｉ添加よ
り０．２−ｔ％Ｓｉ添加の場合の方が電流密度が小さか
ったことにより、Ｓｉ添加量が多いほど耐食性が良いと
は限らず、最適Ｓｉ添加量は０．５ｗｔ％以下であった
。
分極特性を調べた。まず、塩水噴霧試験３２日間の結果
であるが、Ｓ＋無添加材の場合全面白さびの上にさらに
強い帯状及び点状の白さびの発生がみられたが、Ｓｉ添
加の場合には、全体に薄い腐食層にとどまっている。こ
れよりＳｉ添加は、Ｚｎ−Ａｌ系合金溶融めっき暦の耐
食性をかなり改苦することがわかった。カソード分極特
性を調べた結果を第４図に示す。これよりＳｉ添加溶融
めっき層の電流密度は全般的にＳｉ無添加のそれよりも
小さい傾向があった。しかし、３．５ｗｔ％Ｓｉ添加よ
り０．２−ｔ％Ｓｉ添加の場合の方が電流密度が小さか
ったことにより、Ｓｉ添加量が多いほど耐食性が良いと
は限らず、最適Ｓｉ添加量は０．５ｗｔ％以下であった
。
以上より、Ｓｉ添加浴を用いＴｓ付近で得ためっき皮膜
は空隙等の欠陥のない微細な等軸粒組織を有し、密着性
、加工性、耐食性、耐振性に良好な性質を示すことが分
かった。このようなめっき皮膜を得るための最良めっき
条件は、Ａｌを２０〜２４ｗ【％を含むＺｎ−Ａｌ系合
金にＳｉを０．１〜０．５ｗｔ％添加した合金浴を用い
、浴温５００〜５４０℃、浸漬時間１〜５秒としたもの
であった。なお、素地鋼材の大きさが変われば、熱容■
が変わり、それに応じて浴温、浸潤時間等を調節する必
要があることは勿論である。
は空隙等の欠陥のない微細な等軸粒組織を有し、密着性
、加工性、耐食性、耐振性に良好な性質を示すことが分
かった。このようなめっき皮膜を得るための最良めっき
条件は、Ａｌを２０〜２４ｗ【％を含むＺｎ−Ａｌ系合
金にＳｉを０．１〜０．５ｗｔ％添加した合金浴を用い
、浴温５００〜５４０℃、浸漬時間１〜５秒としたもの
であった。なお、素地鋼材の大きさが変われば、熱容■
が変わり、それに応じて浴温、浸潤時間等を調節する必
要があることは勿論である。
この発明は以上説明したように、鋼板への溶融めっき方
法としてＺｎ−Ａｌ共折系合今にＳｉを０．１〜０．５
Ｌ％の浴を用い、浴温５００〜５４０℃の間で、浸漬時
間１〜５秒の間、？８融めっきすることにより、耐食性
、加工性、密着性、はく離性、表面光沢に優れかつ高減
衰能を有する溶融めっき鋼材を提供できるという効果を
有する。 ・
法としてＺｎ−Ａｌ共折系合今にＳｉを０．１〜０．５
Ｌ％の浴を用い、浴温５００〜５４０℃の間で、浸漬時
間１〜５秒の間、？８融めっきすることにより、耐食性
、加工性、密着性、はく離性、表面光沢に優れかつ高減
衰能を有する溶融めっき鋼材を提供できるという効果を
有する。 ・
第１図は、この発明にかかわる実施例を示す溶融めっき
の工程図、第２図は浴温と片面についてのめっき厚さと
の関係を示す図、第３図は溶融めっき後、空冷及び水冷
した場合の溶融めっき鋼板のＱ−１値の温度変化を示す
図、第４ＵｊＪはカソード分極特性図である。 以上 未発ヨ月の溶融め、き工程図 第１図 ：ｊｌＬ度 ａＣ 浴温と月面にフい７のめ、巳りさｋの関Ｉ系第 ２ 図 混皮 °Ｃ 劃’！ｔ＊ｌ ／ｕＡＣｍ−” カソード介Ａ蚤竹・社図
の工程図、第２図は浴温と片面についてのめっき厚さと
の関係を示す図、第３図は溶融めっき後、空冷及び水冷
した場合の溶融めっき鋼板のＱ−１値の温度変化を示す
図、第４ＵｊＪはカソード分極特性図である。 以上 未発ヨ月の溶融め、き工程図 第１図 ：ｊｌＬ度 ａＣ 浴温と月面にフい７のめ、巳りさｋの関Ｉ系第 ２ 図 混皮 °Ｃ 劃’！ｔ＊ｌ ／ｕＡＣｍ−” カソード介Ａ蚤竹・社図
Claims (2)
- （１）重量比でＡｌを２０〜２４％、Ｓｉを０．１〜０
．５％、残りＺｎ及び不純物からなる合金の溶融めっき
浴を５００℃以上５４０℃以下の浴温で１秒以上５秒以
下の浸漬時間で溶融めっきしたことを特徴とする高減衰
能を有する溶融めっき鋼材。 - （２）重量比でＡｌを２０〜２４％、Ｓｉを０．１〜０
．５％、残りＺｎ及び不純物からなる合金の溶融めっき
浴を５００℃以上５４０℃以下の浴温で１秒以上５秒以
下の浸漬時間で溶融めっきしたことを特徴とする高減衰
能を有する溶融めっき鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14223386A JPS63447A (ja) | 1986-06-18 | 1986-06-18 | 高減衰能を有する溶融めつき鋼材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14223386A JPS63447A (ja) | 1986-06-18 | 1986-06-18 | 高減衰能を有する溶融めつき鋼材とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63447A true JPS63447A (ja) | 1988-01-05 |
Family
ID=15310520
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14223386A Pending JPS63447A (ja) | 1986-06-18 | 1986-06-18 | 高減衰能を有する溶融めつき鋼材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63447A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2671809A1 (fr) * | 1991-01-23 | 1992-07-24 | Delot Process Sa | Procede de galvanisation en continu a haute temperature. |
| JP2002235159A (ja) * | 2001-02-07 | 2002-08-23 | Kokoku Kousensaku Kk | Ａｌ−Ｚｎ合金めっき線およびその製造方法 |
| WO2005071129A3 (en) * | 2004-01-22 | 2006-07-27 | Univ Cincinnati | Zn-al eutectoid hot-dip galvanizing of stainless steel |
| CN104630681A (zh) * | 2015-01-27 | 2015-05-20 | 常州大学 | 一种热浸镀用Zn-Al-Si中间合金及其制备方法和应用 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6191339A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-09 | Dowa Mining Co Ltd | 亜鉛−アルミニウム系高強度防振性合金及びその製造法 |
| JPS61127854A (ja) * | 1984-11-28 | 1986-06-16 | Hitachi Ltd | Ｚｎ−Ａｌ共析合金の鉄系部材への被覆法 |
-
1986
- 1986-06-18 JP JP14223386A patent/JPS63447A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6191339A (ja) * | 1984-10-11 | 1986-05-09 | Dowa Mining Co Ltd | 亜鉛−アルミニウム系高強度防振性合金及びその製造法 |
| JPS61127854A (ja) * | 1984-11-28 | 1986-06-16 | Hitachi Ltd | Ｚｎ−Ａｌ共析合金の鉄系部材への被覆法 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2671809A1 (fr) * | 1991-01-23 | 1992-07-24 | Delot Process Sa | Procede de galvanisation en continu a haute temperature. |
| JP2002235159A (ja) * | 2001-02-07 | 2002-08-23 | Kokoku Kousensaku Kk | Ａｌ−Ｚｎ合金めっき線およびその製造方法 |
| WO2005071129A3 (en) * | 2004-01-22 | 2006-07-27 | Univ Cincinnati | Zn-al eutectoid hot-dip galvanizing of stainless steel |
| CN104630681A (zh) * | 2015-01-27 | 2015-05-20 | 常州大学 | 一种热浸镀用Zn-Al-Si中间合金及其制备方法和应用 |
| CN104630681B (zh) * | 2015-01-27 | 2017-02-22 | 常州大学 | 一种热浸镀用Zn‑Al‑Si中间合金及其制备方法和应用 |
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