JPH04301061A - 加工性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH04301061A JPH04301061A JP13380791A JP13380791A JPH04301061A JP H04301061 A JPH04301061 A JP H04301061A JP 13380791 A JP13380791 A JP 13380791A JP 13380791 A JP13380791 A JP 13380791A JP H04301061 A JPH04301061 A JP H04301061A
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- 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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車用防錆鋼板等とし
て有用な加工性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法に関する。
て有用な加工性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性や
塗装性等が要求される用途に広く使用され、近時は特に
自動車用防錆鋼板としての需要が増大すると共に、耐食
性の高度化の要請から、めっき層の厚膜化（厚目付化）
の傾向が進み、例えば膜厚５０μｍ以上の厚目付け製品
の需要も多くなっている。
塗装性等が要求される用途に広く使用され、近時は特に
自動車用防錆鋼板としての需要が増大すると共に、耐食
性の高度化の要請から、めっき層の厚膜化（厚目付化）
の傾向が進み、例えば膜厚５０μｍ以上の厚目付け製品
の需要も多くなっている。
【０００３】合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛め
っき後の加熱処理により、素地鋼板からめっき層へＦｅ
を拡散させ、溶融亜鉛（以下、「Ｌ‐Ｚｎ」）とＦｅを
反応させることにより製造される。その加熱処理により
、めっき層は、δ１相と称する合金（Ｆｅ濃度：約１０
〜１５重量％のＺｎ−Ｆｅ合金）となるが、一般にはδ
１相のほかΓ相が生成し、またζ相が付随することも多
い。
っき後の加熱処理により、素地鋼板からめっき層へＦｅ
を拡散させ、溶融亜鉛（以下、「Ｌ‐Ｚｎ」）とＦｅを
反応させることにより製造される。その加熱処理により
、めっき層は、δ１相と称する合金（Ｆｅ濃度：約１０
〜１５重量％のＺｎ−Ｆｅ合金）となるが、一般にはδ
１相のほかΓ相が生成し、またζ相が付随することも多
い。
【０００４】図１は上記加熱処理後のめっき層の断面構
造を模式的に示している。（１）は素地鋼板、（２）は
Γ相、（３）はδ１相、（４）はζ相である。δ１相（
３）は、前記のにように溶融亜鉛と素地鋼板からのＦｅ
の反応により生成したＺｎ−Ｆｅ合金相である。Γ相（
２）およびζ相（４）もＺｎ−Ｆｅ合金相であるが、Γ
相（２）はδ１相と素地鋼板のＦｅとの反応（δ１十Ｆ
ｅ→Γ）により生成し、ζ相（４）はδ１相と溶融亜鉛
との反応（δ１＋Ｌ‐Ｚｎ→ζ）により生成する合金相
である。
造を模式的に示している。（１）は素地鋼板、（２）は
Γ相、（３）はδ１相、（４）はζ相である。δ１相（
３）は、前記のにように溶融亜鉛と素地鋼板からのＦｅ
の反応により生成したＺｎ−Ｆｅ合金相である。Γ相（
２）およびζ相（４）もＺｎ−Ｆｅ合金相であるが、Γ
相（２）はδ１相と素地鋼板のＦｅとの反応（δ１十Ｆ
ｅ→Γ）により生成し、ζ相（４）はδ１相と溶融亜鉛
との反応（δ１＋Ｌ‐Ｚｎ→ζ）により生成する合金相
である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記加熱処理において
素地鋼板（１）とδ１相（３）との界面に生成するΓ相
（２）は、鉄分濃度の高い、硬くて脆い合金相であり、
Γ相が発達した合金化めっき層は、曲げ加工や打抜加工
等の加工工程において、パウダリングと称される粉状の
剥離欠陥が生じる。また、ζ相（４）も、その生成量が
多くなると、加工時にめっき層にフレーク状の剥離が生
じる原因となることも知られている。このようなめっき
層の剥離欠陥は、めっき層の防錆機能を損なう致命的欠
陥となることは言うまでもない。
素地鋼板（１）とδ１相（３）との界面に生成するΓ相
（２）は、鉄分濃度の高い、硬くて脆い合金相であり、
Γ相が発達した合金化めっき層は、曲げ加工や打抜加工
等の加工工程において、パウダリングと称される粉状の
剥離欠陥が生じる。また、ζ相（４）も、その生成量が
多くなると、加工時にめっき層にフレーク状の剥離が生
じる原因となることも知られている。このようなめっき
層の剥離欠陥は、めっき層の防錆機能を損なう致命的欠
陥となることは言うまでもない。
【０００６】上記Γ相（２）やζ相（４）の生成を抑制
し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性を改善する方法
として、加熱処理の後、３０℃／秒以上の冷却速度で４
５０℃以下の温度まで冷却する方法（特開昭６４−４４
６２号公報）、あるいはめっき浴として、亜鉛−鉄合金
浴を使用し、その合金浴を７００〜９５０℃に保持して
めっきを行うことにより、めっき後の合金化処理を省略
し、めっき浴から引き上げた後そのまま３０℃／秒以上
の冷却速度で３８０℃以下の温度まで冷却する方法（特
開平２−１３８４５０号公報）等が提案されている。
し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性を改善する方法
として、加熱処理の後、３０℃／秒以上の冷却速度で４
５０℃以下の温度まで冷却する方法（特開昭６４−４４
６２号公報）、あるいはめっき浴として、亜鉛−鉄合金
浴を使用し、その合金浴を７００〜９５０℃に保持して
めっきを行うことにより、めっき後の合金化処理を省略
し、めっき浴から引き上げた後そのまま３０℃／秒以上
の冷却速度で３８０℃以下の温度まで冷却する方法（特
開平２−１３８４５０号公報）等が提案されている。
【０００７】しかしながら、従来の方法では、安定した
合金層を形成することは容易でなく、殊に防錆機能の強
化の要請に応ずべくめっき目付け量を多くする程、Γ相
やζ相の抑制と加工性の確保が困難となる。本発明は上
記に鑑みてなされたものであり、Γ相やζ相の生成を効
果的に抑制防止し、厚目付けの溶融亜鉛めっき鋼板に対
しても、パウダリング等の剥離欠陥を生じない高加工性
を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供す
る。
合金層を形成することは容易でなく、殊に防錆機能の強
化の要請に応ずべくめっき目付け量を多くする程、Γ相
やζ相の抑制と加工性の確保が困難となる。本発明は上
記に鑑みてなされたものであり、Γ相やζ相の生成を効
果的に抑制防止し、厚目付けの溶融亜鉛めっき鋼板に対
しても、パウダリング等の剥離欠陥を生じない高加工性
を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供す
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段および作用】本発明の合金
化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、溶融亜鉛めっき鋼
板を、５２０〜７００℃の温度域に５〜３０秒間加熱保
持することにより、亜鉛めっき層を合金化処理したのち
、急速冷却により合金化反応を停止することを特徴とし
ている。
化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、溶融亜鉛めっき鋼
板を、５２０〜７００℃の温度域に５〜３０秒間加熱保
持することにより、亜鉛めっき層を合金化処理したのち
、急速冷却により合金化反応を停止することを特徴とし
ている。
【０００９】以下、本発明について詳しく説明する。本
発明における溶融亜鉛めっき後のめっき層の合金化処理
は５２０℃以上の温度域で行われる。図２のＺｎ−Ｆｅ
二元合金状態図に示されるように、ζ相は５２０℃より
低い温度域で生成する。そこで、本発明では、合金化処
理温度を５２０℃以上とすることにより、溶融亜鉛とＦ
ｅの反応（Ｌ‐Ｚｎ＋Ｆｅ→δ１）を、ζ相の生成を付
随することなく行わせるようにしている。
発明における溶融亜鉛めっき後のめっき層の合金化処理
は５２０℃以上の温度域で行われる。図２のＺｎ−Ｆｅ
二元合金状態図に示されるように、ζ相は５２０℃より
低い温度域で生成する。そこで、本発明では、合金化処
理温度を５２０℃以上とすることにより、溶融亜鉛とＦ
ｅの反応（Ｌ‐Ｚｎ＋Ｆｅ→δ１）を、ζ相の生成を付
随することなく行わせるようにしている。
【００１０】他方、合金化処理温度の上限を７００℃に
規定したのは、Γ相の生成を抑制するためである。Γ相
が生成する固相反応（δ１＋Ｆｅ→Γ）は、上記δ１相
の生成反応と併行して生起し、これを完全に阻止するこ
とは不可能であるが、本発明者の詳細な実験によれば、
合金化処理温度を７００℃を越えない範囲に制限するこ
とにより、パウダリングを防止し得る程度にΓ相の生成
量を抑制できることが確認されている。この知見に基づ
いて合金化処理温度の上限を７００℃とした。
規定したのは、Γ相の生成を抑制するためである。Γ相
が生成する固相反応（δ１＋Ｆｅ→Γ）は、上記δ１相
の生成反応と併行して生起し、これを完全に阻止するこ
とは不可能であるが、本発明者の詳細な実験によれば、
合金化処理温度を７００℃を越えない範囲に制限するこ
とにより、パウダリングを防止し得る程度にΓ相の生成
量を抑制できることが確認されている。この知見に基づ
いて合金化処理温度の上限を７００℃とした。
【００１１】また、上記温度域での合金化処理時間を５
秒以上としたのは、それより短い時間では、めっき層の
合金化（δ１相生成反応）が不足し、未反応の溶融亜鉛
が残留することとなるからである。また、処理時間の上
限を３０秒としたのは、それを越える長時間の処理を行
うと、７００℃以下であっても、δ１相とＦｅの固相反
応の進行に伴うΓ相の増加により、成形加工におけるパ
ウダリングの確実な防止を保証し難くなるからである。
秒以上としたのは、それより短い時間では、めっき層の
合金化（δ１相生成反応）が不足し、未反応の溶融亜鉛
が残留することとなるからである。また、処理時間の上
限を３０秒としたのは、それを越える長時間の処理を行
うと、７００℃以下であっても、δ１相とＦｅの固相反
応の進行に伴うΓ相の増加により、成形加工におけるパ
ウダリングの確実な防止を保証し難くなるからである。
【００１２】上記のように、５２０〜７００℃の温度域
に５〜３０秒間保持することにより、ζ相の生成やΓ相
の生成を抑制防止しつつ、未反応の溶融亜鉛がなくなる
までδ１相生成反応を進行させて合金化処理を終える。
に５〜３０秒間保持することにより、ζ相の生成やΓ相
の生成を抑制防止しつつ、未反応の溶融亜鉛がなくなる
までδ１相生成反応を進行させて合金化処理を終える。
【００１３】合金化処理を完了した後のめっき層には、
未反応の溶融亜鉛は残留しないので、冷却降温過程でそ
のめっき層にζ相が生成することはない。しかし、緩慢
な冷却を行うと、高温域での滞留時間が長くなるため、
素地鋼板から拡散するＦｅとδ１相との固相反応の進行
に伴ってΓ相の生成量が増加し、パウダリングの問題を
避け得なくなる。
未反応の溶融亜鉛は残留しないので、冷却降温過程でそ
のめっき層にζ相が生成することはない。しかし、緩慢
な冷却を行うと、高温域での滞留時間が長くなるため、
素地鋼板から拡散するＦｅとδ１相との固相反応の進行
に伴ってΓ相の生成量が増加し、パウダリングの問題を
避け得なくなる。
【００１４】このため、合金化処理を完了した後、急速
冷却を行うことにより、降温過程でのΓ相の生成反応を
抑制する。このΓ相の生成を抑制するための急冷処理は
、冷却速度を４０℃／秒以上とし、その冷却速度で、３
００℃以下の温度まで降温させることにより好適に達成
される。
冷却を行うことにより、降温過程でのΓ相の生成反応を
抑制する。このΓ相の生成を抑制するための急冷処理は
、冷却速度を４０℃／秒以上とし、その冷却速度で、３
００℃以下の温度まで降温させることにより好適に達成
される。
【００１５】冷却速度を４０℃／秒以上とする上記急冷
処理は、放冷やエアーブローの空気吹付け等では不可能
であるが、気水混合流体を冷却媒体とし、ノズルを介し
てめっき層表面に吹付けるこにより達成することができ
る。
処理は、放冷やエアーブローの空気吹付け等では不可能
であるが、気水混合流体を冷却媒体とし、ノズルを介し
てめっき層表面に吹付けるこにより達成することができ
る。
【００１６】本発明方法を連続溶融亜鉛めっきラインに
おいて実施する場合の例を図３により説明すると、（１
０）は還元焼鈍炉、（１１）は溶融亜鉛めっき浴、（１
２）は、めっき目付け量調節装置、（１３）は合金化処
理炉、（１４）は冷却装置である。めっき原板（素地鋼
板）（Ｓ）は、還元焼鈍炉（１０）内で鋼板表面の油脂
、酸化スケール等が還元除去されて溶融亜鉛めっき浴（
１１）に導入され、浴上に引上げられて目付量調節装置
（１２）、例えばガスワイピングノズルの吹拭作用によ
り鋼板表面の溶融亜鉛の付着量が調節される。これらの
工程は常法に従って行われ、例えば溶融亜鉛めっき浴組
成についても特別の制限はなく、常法に従って調製され
た浴を使用すればよい。
おいて実施する場合の例を図３により説明すると、（１
０）は還元焼鈍炉、（１１）は溶融亜鉛めっき浴、（１
２）は、めっき目付け量調節装置、（１３）は合金化処
理炉、（１４）は冷却装置である。めっき原板（素地鋼
板）（Ｓ）は、還元焼鈍炉（１０）内で鋼板表面の油脂
、酸化スケール等が還元除去されて溶融亜鉛めっき浴（
１１）に導入され、浴上に引上げられて目付量調節装置
（１２）、例えばガスワイピングノズルの吹拭作用によ
り鋼板表面の溶融亜鉛の付着量が調節される。これらの
工程は常法に従って行われ、例えば溶融亜鉛めっき浴組
成についても特別の制限はなく、常法に従って調製され
た浴を使用すればよい。
【００１７】所定の目付量に調節されためっき鋼板は、
合金化処理炉（１３）内に導入され、本発明に従って５
２０〜７００℃の温度域に５〜３０秒間保持する加熱処
理を受けて合金化反応（Ｌ‐Ｚｎ＋Ｆｅ→δ１）を完了
し、ついで冷却装置（１４）内に導入され、合金化反応
を停止するための急速冷却、好ましくは気水混合流体を
冷媒とし、４０℃／以上の冷却速度で３００℃以下の温
度まで降温させる急速冷却が施される。
合金化処理炉（１３）内に導入され、本発明に従って５
２０〜７００℃の温度域に５〜３０秒間保持する加熱処
理を受けて合金化反応（Ｌ‐Ｚｎ＋Ｆｅ→δ１）を完了
し、ついで冷却装置（１４）内に導入され、合金化反応
を停止するための急速冷却、好ましくは気水混合流体を
冷媒とし、４０℃／以上の冷却速度で３００℃以下の温
度まで降温させる急速冷却が施される。
【００１８】冷却装置（１４）内で急速冷却されて合金
化反応を停止しためっき鋼板は、ついで後処理工程、例
えば水洗部（１５）、調質圧延部（１６）、仕上処理部
（１７）等で所定の処理を受けて巻取リール（１８）に
巻取られる。これらの後処理工程も特別のものではなく
常法に従って行われる工程である。
化反応を停止しためっき鋼板は、ついで後処理工程、例
えば水洗部（１５）、調質圧延部（１６）、仕上処理部
（１７）等で所定の処理を受けて巻取リール（１８）に
巻取られる。これらの後処理工程も特別のものではなく
常法に従って行われる工程である。
【００１９】
【実施例】図１の連続溶融亜鉛めっきラインにおいて合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。 （１）めっき原板：Ｔｉキルド鋼冷延板（板厚：０．８
ｍｍ） （２）めっき浴：Ｚｎ−０．１４％Ａｌ−０．０４％Ｆ
ｅ。浴温４６５℃。 （３）めっき目付量：６０ｇ／ｍ２（片面当り）（４）
合金化処理炉内での加熱速度：２０℃／秒表１に供試鋼
板の合金化処理および急速冷却条件を示す。
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。 （１）めっき原板：Ｔｉキルド鋼冷延板（板厚：０．８
ｍｍ） （２）めっき浴：Ｚｎ−０．１４％Ａｌ−０．０４％Ｆ
ｅ。浴温４６５℃。 （３）めっき目付量：６０ｇ／ｍ２（片面当り）（４）
合金化処理炉内での加熱速度：２０℃／秒表１に供試鋼
板の合金化処理および急速冷却条件を示す。
【００２０】各供試鋼板から切出した試験板を、図４に
示すように、ドロービード試験機の治具（Ａ）（Ｂ）で
両面から挟圧し、ビード部（ａ１）と（ｂ１）および（
ａ２）と（ｂ２）の間に挟みつけると共に、その板面に
山形のビード部（ｂ３）を押付けた状態に保持して矢符
方向に引き抜くドロービート試験を行う（試験板は、曲
げ・曲げ戻し加工と摺動加工が加えられる）。試験後、
板面に接着テープ（「セロテープ」）を付着させて、引
き剥がし、接着テープの付着剥離片の亜鉛および鉄の量
を化学分析により求め、これを剥離量として加工性の良
否を評価する。 供試板面サイズ：３０×３００，ｍｍ 挟圧力：５００Ｋｇｆ，引抜速度：２００ｍｍ／分，摺
動距離：１３０ｍｍ，接着テープ面積：２４×１２５ｍ
ｍ 表１の右欄に上記ドロービード試験による加工性の評価
を示す。「加工性」欄の各記号は、次のとおりである。 ○：剥離量 ４０ｍｇ未満 △：剥離量 ４０ｍｇ以上、８０ｍｇ未満×：剥離量
８０ｍｇ以上
示すように、ドロービード試験機の治具（Ａ）（Ｂ）で
両面から挟圧し、ビード部（ａ１）と（ｂ１）および（
ａ２）と（ｂ２）の間に挟みつけると共に、その板面に
山形のビード部（ｂ３）を押付けた状態に保持して矢符
方向に引き抜くドロービート試験を行う（試験板は、曲
げ・曲げ戻し加工と摺動加工が加えられる）。試験後、
板面に接着テープ（「セロテープ」）を付着させて、引
き剥がし、接着テープの付着剥離片の亜鉛および鉄の量
を化学分析により求め、これを剥離量として加工性の良
否を評価する。 供試板面サイズ：３０×３００，ｍｍ 挟圧力：５００Ｋｇｆ，引抜速度：２００ｍｍ／分，摺
動距離：１３０ｍｍ，接着テープ面積：２４×１２５ｍ
ｍ 表１の右欄に上記ドロービード試験による加工性の評価
を示す。「加工性」欄の各記号は、次のとおりである。 ○：剥離量 ４０ｍｇ未満 △：剥離量 ４０ｍｇ以上、８０ｍｇ未満×：剥離量
８０ｍｇ以上
【００２１】
【表１】
【００２２】表１におけるＮｏ．１〜６は発明例、Ｎｏ
．１０１〜１０６は比較例である。比較例のうちＮｏ．
１０１とＮｏ．１０２は、合金化処理温度が高過ぎる例
、Ｎｏ．１０３は、合金化処理条件およびその後の急速
冷却における冷却速度は本発明の規定を満たしているが
、急速冷却の到達温度が本発明の規定からはずれている
例、Ｎｏ．１０４とＮｏ．１０５は、合金化処理条件お
よび急速冷却到達温度は本発明の規定を満たしているが
、冷却速度が不足している例、Ｎｏ．１０６は、合金化
処理条件は本発明の規定を満たしているが、急速冷却に
おける冷却速度が不足すると共に冷却到達温度が高過ぎ
る例である。同表に示したとおり、比較例Ｎｏ．１０１
〜１０６はいずれも、めっき層の剥離（パウダリング）
を生じ、特にＮｏ．１０６のそれは顕著であり、他方発
明例Ｎｏ．１〜６は剥離は殆どなく、強加工に耐え得る
良好な加工性を有している。
．１０１〜１０６は比較例である。比較例のうちＮｏ．
１０１とＮｏ．１０２は、合金化処理温度が高過ぎる例
、Ｎｏ．１０３は、合金化処理条件およびその後の急速
冷却における冷却速度は本発明の規定を満たしているが
、急速冷却の到達温度が本発明の規定からはずれている
例、Ｎｏ．１０４とＮｏ．１０５は、合金化処理条件お
よび急速冷却到達温度は本発明の規定を満たしているが
、冷却速度が不足している例、Ｎｏ．１０６は、合金化
処理条件は本発明の規定を満たしているが、急速冷却に
おける冷却速度が不足すると共に冷却到達温度が高過ぎ
る例である。同表に示したとおり、比較例Ｎｏ．１０１
〜１０６はいずれも、めっき層の剥離（パウダリング）
を生じ、特にＮｏ．１０６のそれは顕著であり、他方発
明例Ｎｏ．１〜６は剥離は殆どなく、強加工に耐え得る
良好な加工性を有している。
【００２３】
【発明の効果】本発明により製造される合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は加工性にすζれ、曲げ等の強加工をうけて
も、めっき層に剥離欠陥を生じない健全なめっき品質を
有している。厚目付け製品であっても良好な加工性が与
えられる。従って、自動車用防錆鋼板等として有用であ
る。
めっき鋼板は加工性にすζれ、曲げ等の強加工をうけて
も、めっき層に剥離欠陥を生じない健全なめっき品質を
有している。厚目付け製品であっても良好な加工性が与
えられる。従って、自動車用防錆鋼板等として有用であ
る。
【図１】合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の断面説
明図。
明図。
【図２】Ｚｎ‐Ｆｅ系二元合金状態図
【図３】連続溶融亜鉛めっきライン説明図
【図４】加工
性評価試験の説明図
性評価試験の説明図
１０：還元焼鈍炉，１１：溶融亜鉛めっき浴，１３：合
金化処理炉，１４：冷却装置。
金化処理炉，１４：冷却装置。
Claims (2)
- 【請求項１】 溶融亜鉛めっき鋼板を、５２０〜７０
０℃の温度域に５〜３０秒間加熱保持することにより亜
鉛めっき層を合金化処理したのち、急速冷却により合金
化反応を停止することを特徴とする加工性にすぐれた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 合金化処理後の急速冷却における冷却
速度が４０℃／秒以上であり、その冷却速度で３００℃
以下の温度まで冷却することを特徴とする請求項１に記
載の加工性にすぐれた合金化融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3133807A JP2747745B2 (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 加工性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3133807A JP2747745B2 (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 加工性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04301061A true JPH04301061A (ja) | 1992-10-23 |
| JP2747745B2 JP2747745B2 (ja) | 1998-05-06 |
Family
ID=15113499
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3133807A Expired - Fee Related JP2747745B2 (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 加工性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2747745B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104342541A (zh) * | 2014-11-24 | 2015-02-11 | 武汉钢铁(集团)公司 | 具有特超深冲铁锌合金镀层的钢板生产方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02170960A (ja) * | 1988-12-23 | 1990-07-02 | Nippon Steel Corp | 合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-03-28 JP JP3133807A patent/JP2747745B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02170960A (ja) * | 1988-12-23 | 1990-07-02 | Nippon Steel Corp | 合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104342541A (zh) * | 2014-11-24 | 2015-02-11 | 武汉钢铁(集团)公司 | 具有特超深冲铁锌合金镀层的钢板生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2747745B2 (ja) | 1998-05-06 |
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