JP2000290730A - 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents
強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP2000290730A JP2000290730A JP11282933A JP28293399A JP2000290730A JP 2000290730 A JP2000290730 A JP 2000290730A JP 11282933 A JP11282933 A JP 11282933A JP 28293399 A JP28293399 A JP 28293399A JP 2000290730 A JP2000290730 A JP 2000290730A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- strength
- hot
- temperature
- plating
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法の提供。 【解決手段】特定元素組成の熱延鋼板を、加熱保持後、
40℃/秒以上の速度で急冷し、焼鈍し、酸洗浄し、つ
いで、再加熱保持後、2〜50℃/秒の速度で急冷し、
焼鈍後、メッキする方法。メッキ後、合金化処理するこ
とが好ましい。
Description
工にも充分に耐えうる強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。
上昇するに従って全伸び、曲げなどの延性が低下するた
め、複雑なプレス加工が困難になる。また一般に鋼板の
強度を増加させるためには、Mn,Si等の元素を添加
し、固溶強化と良好な複合組織化を助長して、強度−伸
びバランスを有利にすることが知られている。しかし、
Mn,Si等は易酸化性元素であるため、多量に添加す
ると、焼鈍時にSi,Mn等の表面濃化物が,鋼板表面
に析出し溶融亜鉛との濡れ性を劣化させるため、焼鈍に
続く連続式溶融亜鉛メッキの際に、不メッキ欠陥が発生
する。
平2−175817号公報、特許第1313144号公
報等に、熱延巻き取り時に焼き入れ、急冷してマルテン
サイト相を含む組織を形成させ、その後焼鈍時に2相域
まで加熱した後、急冷してフェライトとマルテンサイト
相等からなる組織を形成させることにより、強度延性バ
ランスに優れた鋼板を製造する方法が開示されている。
しかし、この方法では、最初の組織形成を熱延時に行
い、最終組織の作り込みを焼鈍時に行うため、焼鈍とメ
ッキを同時に行う連続式溶融亜鉛メッキ工程を加えるこ
とが不可能である。したがって、この方法では強度延性
バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する
ことができない。
メッキ鋼板の製造方法として、特開平5−179356
号公報、特開平5−51647号公報等に、熱延巻き取
り時に焼き入れ急冷し、溶融亜鉛メッキラインにおいて
2相域で焼鈍した後、メッキする方法が開示されている
が、実際にはSiが少しでも添加されていると不メッキ
が発生し易い。すなわち、この方法でSi,Mn含有量
の多い鋼板をメッキするとSi,Mnの表面濃化のため
不メッキ欠陥が発生するため、Si,Mnを含有する溶
融亜鉛メッキ鋼板を製造することは事実上不可能であ
る。
亜鉛メッキラインを用いて、Si,Mnを多量に含有し
ていても不メッキ欠陥のない強度延性バランスに優れた
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法を提供するこ
とを目的とする。
C:0.05〜0.25wt%、Si:2.0wt%以
下、Mn:1.0〜2.5wt%およびAl:0.00
5〜0.10wt%を含有する熱延鋼板を、800〜1
000℃の温度で10〜120秒間加熱し、40℃/秒
以上の冷却速度で300℃以下まで冷却した後、酸洗減
量がFe換算で0.05〜5g/m2 の条件で鋼板表面
を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラインにて再度前
記鋼板を725〜840℃の温度に5〜200秒間保持
した後に、2〜50℃/秒の冷却速度で600℃以下ま
で冷却し、メッキすることを特徴とする強度延性バラン
スに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法であ
る。
おいて、酸洗前の加熱工程における雰囲気の水素濃度が
1〜100vol%、加熱雰囲気中のH2 OとH2 のそ
れぞれの分圧の比が鋼中Si量(wt%)に対して、 0.3≧log(H2 O/H2 )≧2Si(wt%)−4 (1) であることを特徴とする強度延性バランスに優れた高強
度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
おいて、溶融亜鉛メッキを施す際の焼鈍雰囲気の水素濃
度が1〜100wt%であり、かつ焼鈍雰囲気中のH2
OとH2 のそれぞれの分圧の比が加熱温度(℃)に対し
て、 H2 O/H2 ≦exp(f(T)/RT) (2) ただしf(T)=aT2 +bT+cTlog T+d (3) T(絶体温度:K)=加熱温度(℃)+273 a:−0.0054 b:11.16 c:0.625 d:−13092 の関係を満たすことを特徴とする強度延性バランスに優
れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
おいて、溶融亜鉛メッキ後に、さらに加熱合金化処理を
施すことを特徴とする強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法である。
おいて、熱延鋼板を冷延した後、焼鈍することを特徴と
する強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造方法である。
おいて、熱延鋼板の巻き取り温度が600℃以上であ
り、かつ巻き取り後の冷却速度が3℃以下であることを
特徴とする強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法である。
指し、下記の条件を基本に、数多くの実験を試み、本発
明に到達した。C:0.15wt%、Si:0.2〜
2.0wt%、Mn:1.5wt%、P:0.01wt
%、S:0.003wt%、Al:0.04wt%,
N:0.002wt%およびO:0.002wt%を含
有する厚さ30mmのシートバーを1200℃に加熱
し、5パスで厚さ2.0mmの熱延鋼板とし、500〜
750℃で巻き取った。ついで酸洗により黒皮を除去
し、実験用焼鈍炉において、H2 濃度を1〜100vol
%、露点を−60〜+20℃の間でそれぞれ変化させる
ことにより、H2 O/H2 分圧比を0.00002〜2
の間で変化させた熱延鋼板を、900℃で80秒間加熱
した後、10〜80℃/秒の速度で300℃まで急冷し
て焼鈍し、60℃の5wt%塩酸で10秒間酸洗して表
面濃化物を除去した。
2 濃度を1〜100vol %,露点を−60〜+20℃の
間でそれぞれ変化させることにより、H2 O/H2 分圧
比を0.002〜0.6の間で変化させた熱延鋼板を、
750℃で20秒間加熱した後、10〜80℃/秒の速
度で470℃まで急冷して焼鈍した直後に、浴中Al濃
度0.15wt%、浴温465℃の溶融亜鉛浴中にて1
秒間メッキした。
AL:3%H2 、露点+15℃、750℃で80秒間焼
鈍:CGL:5%H2 、露点−35℃、750℃で20
秒間焼鈍)に示すように、CAL,CGL焼鈍時の冷却
温度がそれぞれ、40℃/秒以上、2℃/秒以上の範囲
内である場合は、得られた溶融亜鉛メッキ鋼板の引張強
度、伸びともに良好である。
における雰囲気のH2 O/H2 分圧比が、鋼中のSi量
に対して、 0.3≧log(H2 O/H2 )≧2Si(wt%)−4 (1) の範囲内であり、さらに図3に示すように、メッキ時に
おける焼鈍雰囲気のH2O/H2 分圧比が加熱温度に対
して H2 O/H2 ≦exp(f(T)/RT) (2) ただしf(T)=aT2 +bT+cTlog T+d (3) T(絶体温度:K)=加熱温度(℃)+273 a:−0.0054 b:11.16 c:0.625 d:−13092 の範囲内であるものはメッキ性が良好であることが判明
した。
ものを良好、伸び(El)が35%以上のものを良好と
し、それ以下のものをそれぞれ不良とした。またメッキ
性を目視判定し、不メッキ部分が認められるものを不良
とし、不メッキ部分が認められないものを良好とした。
H2 O/H2 分圧比が前記式(1)の範囲内であると、
CGLでメッキ性が良好になる理由を調べるため、焼鈍
後の鋼板表層の地鉄断面をSEMで観察したところ、図
4に示すように、前記式(1)の冷却条件で冷却した鋼
板の表層には、数μm程度の緻密な内部酸化層が形成さ
れており、前記式(1)の範囲外の条件で冷却した鋼板
の表層には、このような緻密さが見られなかった。この
内部酸化層はFe,Si,Mnの酸化物を主体とすると
考えられる。
ャルを示す。すなわち、CGLでのメッキ性が改善され
るのは、酸素ポテンシャルが高いために加熱工程時に内
部酸化層が生成し、この内部酸化層がメッキ直前まで残
存し、CGL焼鈍時において、この内部酸化層より地鉄
内部に存在する固溶Si,Mnの表層への拡散を抑止す
るため、結果として表面濃化が抑制され、メッキ性が改
善されたと推定される。
H2 分圧比が前記式(2)の範囲内にある場合に、CG
Lでのメッキ性が良好になる理由は以下のように考えら
れる。すなわち、酸洗後には鋼板表面に比較的還元され
にくいFe−P系酸化物が生成していると考えられ、こ
れを還元するためには、ある程度酸素ポテンシャル以下
の条件で加熱しなければならない。前記式(2)の関係
を満たすような酸素ポテンシャルであれば、この還元反
応が充分進行するため、結果として表面濃化が抑制さ
れ、メッキ性が改善されたと推定される。
量が多く、機械的特性が良好であって、かつメッキ性も
良好である強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板を得るために、CAL,CGL焼鈍時の冷却速
度を特定範囲に規定することによって良好な機械的特性
を確保するだけでなく、鋼中Si量や冷却温度によって
決定されるCAL露点とCGL焼鈍時の雰囲気を規定す
ることによって、メッキ性をも確保し、結果として強度
延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得る
ことを見出したのである。
鈍時に行うため、特開平2−175817号公報、特許
第1313144号公報等のように、最終的に得られる
メッキ鋼板が熱延鋼板だけでなく、冷延鋼板にも適用で
きるという大きな利点がある。すなわち、従来の方法で
は熱延時に焼き入れ急冷処理を行い、CAL焼鈍時に冷
却処理を行い最終組織を作り込むため、その後CGLで
再度メッキ前の焼鈍を施すと最終組織が変化してしま
い、所望の特性を得られなくなる。ところが本方法で
は、焼き入れ急冷処理を焼鈍時に行ってCGL焼鈍時に
再度冷却処理を行って最終組織を作り込むため、CAL
通板前の鋼板の熱延・冷延の種類を問わなくてすむから
である。
報、特許第1313144号公報、特開平5−1793
56号公報、特開平5−51647号公報等との最も大
きな相違点は、CALで焼き入れ処理を行うと同時に、
メッキ性を改善するために必要な内部酸化層をCALで
形成させることである。すなわち、前記公知の方法では
いずれも焼き入れ処理を熱延段階で、急冷処理をCAL
で行っている。この急冷処理をCGLで行えば、前記公
知の方法で実施している鋼板にメッキ処理することが可
能であるが、この方法だと高Si,Mn鋼をメッキした
場合に不メッキが発生するため、Si添加による延性を
劣化させずに強度を確保し、優れた機械的特性を持った
高強度メッキ鋼板を得ることができない。
温巻き取りをすることにより高Si,Mn鋼のメッキ性
を改善する方法も存在するが、本発明における鋼は焼き
入れ処理が不可欠であるため低温巻き取りが重要であ
る。低温巻き取りでは内部酸化層が形成できないため、
本発明における高Si,Mn系の鋼種に対しては特開平
10−17936号公報の方法は適用できない。
を行うと同時に、メッキ性を改善するために必要な内部
酸化層をCALで形成させ、前記公知の方法で見られる
急冷処理をCGLで行い、同時にメッキすることを必須
とする。そのため、前記のように、鋼板が熱延・冷延鋼
板のどちらも選択できるばかりか、CALで内部酸化さ
せるため、本発明は、高Si,Mn系の鋼種に対して適
応可能であり、結果として、優れた機械的特性を持った
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得ることができるのであ
る。すなわち熱延とCGLの間にCAL工程を追加する
ことにより、本発明の効果が初めて得られる。
らメッキする方法は、焼き入れ処理が必須である鋼種の
みに限定されるわけではない。すなわち、焼き入れ処理
を必要としないが、Si,Mn等が多いため通常の方法
ではメッキできない鋼種に対しても適用可能であり、C
ALで高露点で焼鈍してからメッキすることにより、メ
ッキ性を大いに改善することができることは言うまでも
ない。
の巻き取り温度(CT)が600℃より高く、かつ巻き
取り後の冷却速度が3℃/分以下の条件の場合には、高
Si鋼のメッキ性が改善されたが、該条件を満たさない
場合にはメッキ性が改善できなかった。巻き取り温度が
高く、かつ冷却速度が遅い場合は、熱延鋼板の黒皮から
供給された解離酸素が地鉄表面から拡散侵入し、内部酸
化層を形成し、これがCGL焼鈍時の表面濃化を抑制す
る作用を持つためである。巻き取り温度が高くても、冷
却速度が速過ぎると内部酸化層の形成が不充分となり、
メッキ性改善効果が得られない。
0℃以下である。600℃未満では、内部酸化層の形成
が不充分であるため、メッキ性改善効果が得られにく
い。850℃を超えると、コイルが熱変形する。ただ
し、CAL露点を充分制御すれば、必ずしも熱延時の巻
き取り温度(CT)を上げる必要がない。また好ましい
冷却速度は3℃/分以下である。3℃/分より速いと内
部酸化層の形成が不充分となり、メッキ性改善効果が得
られにくい。冷却速度は遅ければ、遅いほど効果がある
が、コイル冷却速度はほぼコイル単重に依存し、3℃/
分以下であれば、ほぼ問題なく、メッキ性改善効果が得
られる。下限については特に限定しない。
よび製造条件を限定した理由について述べる。 C:0.05〜0.25wt% Cは必要な強度を得るため、また最終組織を焼き戻しマ
ルテンサイトと微細マルテンサイトの複合組織とするた
めに必須の元素であり、少なくとも0.05wt%を必
要とするが、0.25wt%を超えると溶接性が悪化す
るだけでなく、CGL焼鈍後の焼き入れ性が悪化し、所
望の複合組織を得ることができなくなる。本発明ではC
GL焼鈍後に焼き入れすることにより、所望の複合組織
を得るが、後記するようにメッキ浴侵入板温は450〜
500℃であるため、冷却温度制御領域の上限である6
00℃になるまでに所望の複合組織を形成させなければ
ならず、良好な焼き入れ性を確保することが必須であ
る。したがって鋼中のC量の上限を0.25wt%と
し、C量を0.05〜0.25wt%の範囲に限定し
た。好ましいのは0.08〜0.15wt%の範囲であ
る。
びバランスを有利に改善する作用があり、2.0wt%
以下の範囲で使用すれば加工性が改善される。しかしな
がら2.0wt%を超えて使用した場合にはメッキ性を
改善することが困難になる。好ましいのは0.5〜1.
0wt%の範囲である。
めに必須の元素である。所定の強度および複合組織を得
るだけでなく、CGL焼鈍後における良好な焼き入れ性
を確保し焼き戻しを防ぐために少なくとも1.0wt%
を必要とするが、2.5wt%を超えると溶接性が劣化
する。好ましいのは1.5〜2.0wt%の範囲であ
る。
あるが、含有量が0.005wt%に満たないとその添
加効果が乏しく、一方0.10wt%を超えて添加して
もその効果は飽和に達し、かえって伸び特性の劣化を招
く。好ましいのは0.01〜0.05wt%の範囲であ
る。
Alの含有量を前記範囲に調整するが、次に述べる元素
についてもその含有量を適正に調整すれば、材質特性の
さらなる向上が望み得る。その作用と好適量を以下に述
べる。
り、Nbは0.005〜0.10wt%、Tiは0.0
1〜0.20wt%の範囲であれば、溶接性を向上させ
ることができる。いずれの元素も下限未満の量では効果
が得られず、また上限を超えて添加しても効果が飽和す
る。
れも、焼き入れ性を向上させる元素であり、適量使用す
れば、CAL焼鈍、冷却時点でのマルテンサイト比率の
増大とマルテンサイトのラス構造を微細化する作用を通
じて、次工程のCGL焼鈍時における2相域再加熱−冷
却処理時の焼き入れ性を良好にし、冷却後の最終的な複
合組織を良好なものとし、各種の成形加工性を向上させ
ることができる。かかる効果を得るためには、いずれの
元素も0.10wt%以上の添加が望ましいが、いずれ
も高価な元素であるから、製造コストの観点からこれら
の上限は(Cr+Ni+Mo)≦1.0wt%にするの
が望ましい。
介在物の増加などを生じ、各種加工性に対して悪影響を
及ぼすので、極力低減することが望ましい。しかしなが
らPの場合は0.015wt%以下、Sの場合は0.0
10wt%以下程度であれば許容できる。
急冷処理をCALで行うため、鋼板は熱延・冷延の種類
を問わない。したがって、最終用途に応じて板厚を調整
するため、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。次工
程以降の製造条件に従えば、この段階での圧延による影
響は特に認められないため、圧下率は特に限定しない。
として異方性がなく、微細で均一な焼き戻しマルテンサ
イト・微細マルテンサイトを有する複合組織を得る上で
必要な要件である。すなわち加熱温度が800℃未満で
は、仕上げ圧延直後のオーステナイト粒の焼き入れ性が
悪化する。一方1000℃以上ではオーステナイト粒が
粗大となりすぎ、冷却後のマルテンサイトのラス構造の
粗大化をきたし、機械的特性が劣化する。したがって加
熱温度は800〜1000℃の範囲とする。好ましいの
は890〜950℃の範囲である。また加熱時間が10
秒以下であると焼き入れが不充分であり、120秒超で
あるとマルテンサイトの粗大化をきたすため、加熱時間
は10〜120秒の範囲が好ましく、40〜80秒の範
囲が特に好ましい。
雰囲気は、水素濃度が1〜100wt%、加熱雰囲気中
のH 2 OとH2 のそれぞれの分圧の比は、鋼中のSi量
(wt%)に対して、 0.3≧log(H2 O/H2 )≧2Si(wt%)−4 (1) の式を満足するのが望ましい。式(1)は図2に示すH
2 O/H2 の分圧比と鋼中のSi量に対するメッキ性の
実験結果から導出された。
たのは以下の理由による。すなわちlog(H2 O/H
2 )が2Si−4未満であると、加熱工程で内部酸化層
が充分形成されないため、CGL焼鈍時においてSi、
Mn表面濃化を抑制できないため、メッキ性が改善され
ない。一方、H2 O/H2 が0.6、すなわちlog
(H2 O/H2 )が−0.22超であるとFeが酸化さ
れ始め、条件によってはテンパーが認められるようにな
るが、多少のテンパーはその後の酸洗によって除去され
るため特に問題ではない。
確保することが困難である上、炉体を痛める。さらには
H2 O/H2 が2、すなわちlog(H2 O/H2 )が
0.30を越えると酸洗でもテンパーが除去され難くな
るばかりか、地鉄表層の酸化が激しくなるため、内部酸
化層の形成不良が起こる。よってlog(H2 O/
H 2 )の上限は0.3までである。また水素濃度が1w
t%より低いと、特に高露点焼鈍時に同様なテンパーが
発生しやすくなるため、僅かでも水素が含まれている方
が好ましい。したがって水素濃度は1〜100wt%の
範囲とした。好ましい水素濃度は2〜10wt%であ
る。
件:CALにおいて、加熱された鋼板は、300℃以下
まで急冷される。冷却温度の下限は特に限定しない。4
0℃/秒未満の冷却速度または300℃超えの冷却終了
温度では、冷却後の組織中の初析フェライト、パーライ
ト、ベイナイトなどの合計比率が50%以上に高くな
り、異方性および均一性が悪化する。冷却速度の上限は
特に定めないが、200℃/秒で充分である。これは、
それ以上の冷却速度で冷却しても効果が飽和に達するた
めである。したがって冷却速度は40℃/秒以上が必須
である。またSi含有量が多いと焼き入れがやや入り難
くなるため、冷却速度を速めにすることが望ましい。好
ましい冷却速度は50〜150℃/秒であり、250℃
以下まで急冷するのが好ましい。
るのは、焼鈍時に表面濃化するSi、Mnなどの易酸化
性元素の表面濃化物を除去するためである。鋼板の酸洗
減量をFe換算で0.05〜5g/m2 で酸洗すること
によって表面濃化物を完全に除去できる。また、この時
の酸の種類、濃度、酸洗時間、酸洗温度などは特に問わ
ないが、例えば40〜90℃の1〜10wt%程度の塩
酸、硫酸、硝酸で1〜20秒間酸洗処理すれば表面濃化
物を除去できる。濃度が薄いと酸洗減量が目標に未達に
なるため、酸洗による表面濃化物の除去が不充分であ
り、10wt%を超えると酸洗減量が目標をオーバーす
ると同時に、過酸洗による鋼板表面に荒れが起こり、か
つ酸の原価が高くなるため好ましくない。
0℃未満であると酸洗減量が目標に未達であるため酸洗
による表面濃化物の除去が不充分である。90℃を超え
ると酸洗減量が目標をオーバーすると同時に、過酸洗に
よる鋼板表面の荒れが起こるため好ましくない。好まし
いのは50〜70℃の範囲である。酸洗時間は1〜20
秒間が適当であり、1秒未満であると酸洗による表面濃
化物の除去が不充分であり、20秒を超えると過酸洗に
よる鋼板表面の荒れが起こり、かつ製造時間が長くな
り、コストアップにつながるため不適当である。好まし
いのは5〜10秒の範囲である。
条件:前記のように調整した鋼板を連続溶融亜鉛メッキ
ラインにて725〜840℃の温度範囲に保持すると、
元々組織がマルテンサイトであった部分のラス部におい
て優先的にオーステナイト相が形成される。この温度範
囲を外れる、または加熱時間が5秒以下であると、本発
明で求めている焼き戻しマルテンサイト・微細マルテン
サイト複合組織が形成されない。したがって連続溶融亜
鉛メッキラインでの加熱は725〜840℃の温度範囲
で5〜200秒間保持するのが好ましい。200秒を超
えても効果が飽和し、連続処理工程に向かない。好まし
いのは730〜800℃の温度範囲で10〜40秒間保
持することである。
濃度の低いオーステナイト粒は不安定で焼き入れ性が低
いが、本発明での2相域加熱時のオーステナイト粒は微
細であるため非常に安定であり、冷却速度をさほど上げ
る必要がない。したがって焼鈍時の冷却速度は2〜50
℃/秒とする。2℃/秒未満では複合組織化が不充分と
なって、良好な機械的特性が得られなくなる。50℃/
秒を超えても効果が飽和する。
は、この温度を超えて冷却制御を終えるとマルテンサイ
トの形成が不充分となり、目的とする特性を得ることが
できなくなるからである。下限について特に問わない。
またSi含有量が多いと焼き入れがやや入り難くなるた
め、冷却速度を速めることが望まれる。本発明で規定し
たC、Mn量のどちらか一方でも前記範囲から外れると
焼き入れ性が劣化するため、600℃では所望の複合組
織を得ることができなくなるが、本発明の範囲であるな
らば所望の複合組織を得ることが可能である。
生成した酸化皮膜を還元してメッキ性を確保するため,
充分な還元性雰囲気であることが望まれる。具体的には
Fe系酸化物だけでなく、より還元されにくいP系酸化
物を完全に還元する必要がある。本発明の、P系酸化物
が還元するH2 O/H2 の値を求める式(2)は熱力学
的に酸化物生成自由エネルギーの式を利用して導出した
ものであり、f(T)はP系酸化物とH2 Oに関する熱
力学的パラメーターを1つの式にまとめたものである。
したがってこの式(2)から任意の温度における、メッ
キ性確保に必要な酸素ポテンシャル、すなわち露点と水
素濃度の範囲を計算することができる。
雰囲気はP系酸化物を還元できる条件範囲であれば良い
ことを見出し、安定化させたのである。ここで酸素ポテ
ンシャルが本発明の範囲外であると、酸化皮膜が還元で
きなくなり、メッキ性が確保できず好ましくない。この
条件範囲を満たす水素濃度および露点の組み合わせであ
ればどのような条件でもメッキ性確保は可能である。た
だし水素濃度が1wt%より低いと、酸化皮膜が還元し
にくいため好ましくない。そのため水素濃度は1〜10
0wt%の範囲とした。好ましいのは3〜20wt%の
範囲である。
亜鉛メッキ浴中で常法にて亜鉛メッキを施す。亜鉛メッ
キ浴はAlを0.08〜0.2wt%含有するものが適
当であり、浴温は450〜500℃が適当である。また
浴中に侵入するときの板温は450〜500℃が適当で
ある。
溶融合金化処理を施すことが可能である。合金化は、4
50〜550℃程度の範囲、特に480〜520℃の範
囲で行うことが望ましい。450℃未満であると合金化
が殆ど進行しない。550℃を超えると過度の合金化に
よるメッキ層の密着性の劣化を招くため、好ましくな
い。また合金化後のメッキ層中のFe拡散量は8〜11
wt%の範囲に収まることが必要である。8wt%未満
だと焼けムラなどが発生するだけでなく合金化不充分に
よる摺動性が劣化し、また11wt%を超えると過合金
によりメッキ密着性が劣化する。好ましいのは9〜10
wt%の範囲である。溶融合金化の方法はガス加熱炉、
誘導加熱炉などであればよく、特に限定するものではな
い。
(C,Si,Mn,P,S,Al,その他)の厚さ30
0mmの連続鋳造スラブを1200℃に加熱し、3パス
の粗圧延後、7スタンドの仕上げ圧延機で厚さ2.3m
mの熱延鋼板とし、500〜750℃で巻き取った。酸
洗後、冷延する場合は圧下率を50%とし、CALに通
板し、表1〜4に示す条件(温度、保持時間、水素濃
度、水蒸気と水素の分圧比)で加熱し、表1〜4に示す
条件(速度、終了温度)で急冷し焼鈍した。ついで、C
GLに通板して、60℃の5%塩酸または5%硫酸で1
0〜20秒間酸洗した。酸洗減量は表1〜4に示した。
いずれの酸でも同等の効果が得られた。
間、水素濃度、水蒸気と水素の分圧比)で加熱し、表5
〜8に示す条件(速度、終了温度)で急冷し、焼鈍し
た。その後、亜鉛メッキを温度490℃で行い、さらに
温度470℃で溶融合金化処理を20秒間行った。メッ
キの付着量は両面40g/m2 であった。
密着性について調査した結果を表9〜10に示した。機
械的特性は、引張強度TS≧590MPa 、伸びEl≧3
5%であるものを良好とし、それ以外のものを不良とし
た。メッキ性は、メッキ後の外観を目視で評価し、不メ
ッキ部分が全くないものを○、不メッキ部分がないが、
さざ波が発生したものを△、不メッキが発生したものを
×とした。メッキ密着性は90度曲げ戻しの後、圧縮側
のメッキ層にセロテープ剥離試験を行い、単位長さ
(m)当たりの蛍光X線によるZnカウント数を測定
し、表11の基準に照らして評価した。カウント数が少
ないものが良好である。合金化後の外観は、合金化ムラ
が認められたものを×、合金化ムラがなく均一の外観が
得られたものを○として目視評価した。
亜鉛メッキ鋼板はいずれも、不メッキ欠陥が発生せず、
メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性
についても何等問題がないのに対し、比較例ではCAL
焼鈍条件、CGL焼鈍条件、熱延条件が異なるため不メ
ッキ欠陥が発生し、メッキ品質または機械特性が不良で
あった。
た連続鋳造スラブを1200℃に加熱し、3パスの粗圧
延後、7スタンドの仕上げ圧延機で、表12に示す条件
(巻き取り温度(CT)、巻き取り後の冷却速度)で圧
延し、厚さ2.3mmの熱延鋼板とし、500〜750
℃で巻き取った。酸洗後、冷延する場合は圧下率を50
%とし、CALに通板し、表12に示す条件(温度、水
素濃度)で加熱し、表12に示す条件(CAL焼鈍後の
速度、冷却終了温度)で急冷し、焼鈍した。
塩酸または5%硫酸で10〜20秒間酸洗した。酸洗減
量を表12に示した。いずれの酸でも同等の効果が得ら
れた。ついで表12に示す条件(CGL焼鈍温度、保持
時間、水素濃度)で加熱し、表12に示す条件(焼鈍後
の終了温度)で急冷し、焼鈍した。その後、亜鉛メッキ
を温度470℃で行い、さらに温度490℃で溶融合金
化処理を20秒間行った。メッキの付着量は両面40g
/m2 であった。
性、メッキ密着性について調査した結果を表13に示し
た。本発明の製造方法によって製造された溶融亜鉛メッ
キ鋼板はいずれも、不メッキ欠陥が発生せず、メッキ
性、メッキ密着性、合金化後の外観、機械的特性につい
ても何等問題がないのに対し、比較例ではCAL焼鈍条
件、CGL焼鈍条件、熱延条件が異なるため不メッキ欠
陥が発生し、メッキ品質または機械特性が不良であっ
た。
発生せず、メッキ性、メッキ密着性、合金化後の外観、
機械的特性が良好で、強度延性バランスに優れた高強度
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造が可能であり、この鋼板を自
動車部材に使用した場合は、自動車の軽量化、低燃費化
を可能にし、ひいては地球環境の改善に大きく貢献する
ことができる。
度が機械的特性に及ぼす影響を示した図面である。
OとH2 の分圧比と鋼中のSi量が鋼のメッキ性に及ぼ
す影響を示した図面である。
OとH2 の分圧比と焼鈍温度が鋼のメッキ性に及ぼす影
響を示した図面である。
鋼板の表面の断面のSEM写真である。
影響を示した図面である。
Claims (6)
- 【請求項1】C:0.05〜0.25wt%、Si:
2.0wt%以下、Mn:1.0〜2.5wt%および
Al:0.005〜0.10wt%を含有する熱延鋼板
を、800〜1000℃の温度で10〜120秒間加熱
し、40℃/秒以上の冷却速度で300℃以下まで冷却
した後、酸洗減量がFe換算で0.05〜5g/m2 の
条件で鋼板表面を酸洗し、ついで連続溶融亜鉛メッキラ
インにて再度前記鋼板を725〜840℃の温度に5〜
200秒間保持した後に、2〜50℃/秒の冷却速度で
600℃以下まで冷却し、メッキすることを特徴とする
強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法。 - 【請求項2】前記製造方法において、酸洗前の加熱工程
における雰囲気の水素濃度が1〜100vol%、加熱
雰囲気中のH2 OとH2 のそれぞれの分圧の比が鋼中S
i量(wt%)に対して、 0.3≧log(H2 O/H2 )≧2Si(wt%)−4 (1) であることを特徴とする請求項1に記載の強度延性バラ
ンスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項3】前記製造方法において、溶融亜鉛メッキを
施す際の焼鈍雰囲気の水素濃度が1〜100wt%であ
り、かつ焼鈍雰囲気中のH2 OとH2 のそれぞれの分圧
の比が加熱温度(℃)に対して、 H2 O/H2 ≦exp(f(T)/RT) (2) ただしf(T)=aT2 +bT+cTlog T+d (3) T(絶体温度:K)=加熱温度(℃)+273 a:−0.0054 b:11.16 c:0.625 d:−13092 の関係を満たすことを特徴とする請求項1または請求項
2に記載の強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項4】前記製造方法において、溶融亜鉛メッキ後
に、さらに加熱合金化処理を施すことを特徴とする請求
項1〜3のいずれかに記載の強度延性バランスに優れた
高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項5】前記製造方法において、熱延鋼板を冷延し
た後、焼鈍することを特徴とする請求項1〜4のいずれ
かに記載の強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。 - 【請求項6】前記製造方法において、熱延鋼板の巻き取
り温度が600℃以上であり、かつ巻き取り後の冷却速
度が3℃/分以下であることを特徴とする請求項1〜5
のいずれかに記載の強度延性バランスに優れた高強度溶
融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28293399A JP3956550B2 (ja) | 1999-02-02 | 1999-10-04 | 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11-24935 | 1999-02-02 | ||
JP2493599 | 1999-02-02 | ||
JP28293399A JP3956550B2 (ja) | 1999-02-02 | 1999-10-04 | 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000290730A true JP2000290730A (ja) | 2000-10-17 |
JP3956550B2 JP3956550B2 (ja) | 2007-08-08 |
Family
ID=26362522
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP28293399A Expired - Fee Related JP3956550B2 (ja) | 1999-02-02 | 1999-10-04 | 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3956550B2 (ja) |
Cited By (19)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001034862A1 (fr) * | 1999-11-08 | 2001-05-17 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier galvanise trempe presentant un equilibre excellent entre resistance, ductilite et adherence entre acier et couche de placage |
WO2004070075A1 (ja) * | 2003-02-10 | 2004-08-19 | Jfe Steel Corporation | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2004087983A1 (ja) | 2003-03-31 | 2004-10-14 | Nippon Steel Corporation | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法 |
WO2005017214A1 (en) * | 2003-08-19 | 2005-02-24 | Nippon Steel Corporation | Process of production and production system of high strength galvannealed steel sheet |
EP1612288A1 (en) * | 2003-04-10 | 2006-01-04 | Nippon Steel Corporation | Hot-dip zinc coated steel sheet having high strength and method for production thereof |
JP2010501725A (ja) * | 2006-08-22 | 2010-01-21 | ティッセンクルップ スチール アクチェンゲゼルシャフト | 6−30重量%のMnを含有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板に金属保護層をめっきする方法 |
JP4943558B2 (ja) * | 2009-08-31 | 2012-05-30 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
JP2012149307A (ja) * | 2011-01-20 | 2012-08-09 | Jfe Steel Corp | めっき密着性および摺動特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP2012224887A (ja) * | 2011-04-15 | 2012-11-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2013513725A (ja) * | 2009-12-10 | 2013-04-22 | ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト | 容易に成形可能な平鋼製品の製造方法、平鋼製品及び該平鋼製品から部品を製造する方法 |
WO2015022778A1 (ja) * | 2013-08-12 | 2015-02-19 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
KR20150023567A (ko) * | 2012-06-22 | 2015-03-05 | 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하 | 고강도 다중상 강 및 580 mpa의 최소 인장 강도를 갖는 이 강으로 된 스트립을 제조하는 방법 |
WO2016002141A1 (ja) * | 2014-07-02 | 2016-01-07 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
CN106232839A (zh) * | 2014-04-22 | 2016-12-14 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度熔融镀锌钢板及高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法 |
JP2017075394A (ja) * | 2015-10-16 | 2017-04-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
CN106661658A (zh) * | 2014-07-25 | 2017-05-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度热浸镀锌钢板的制造方法 |
WO2018211920A1 (ja) * | 2017-05-19 | 2018-11-22 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
EP3412789A4 (en) * | 2016-03-31 | 2019-03-20 | JFE Steel Corporation | THIN STEEL SHEET AND PLATED STEEL SHEET, METHOD FOR MANUFACTURING HOT ROLLED STEEL SHEET, METHOD FOR MANUFACTURING COLD LAMINATED STEEL SHEET, METHOD FOR MANUFACTURING THERMALLY TREATED STEEL SHEET, PROCESS METHOD FOR MANUFACTURING THIN STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING PLATED STEEL SHEET |
JP2021042446A (ja) * | 2019-09-12 | 2021-03-18 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5267638B2 (ja) | 2011-11-17 | 2013-08-21 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5958659B2 (ja) | 2014-07-25 | 2016-08-02 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
CN108603262B (zh) * | 2016-01-27 | 2020-03-20 | 杰富意钢铁株式会社 | 高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法 |
WO2020145108A1 (ja) * | 2019-01-09 | 2020-07-16 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-10-04 JP JP28293399A patent/JP3956550B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (52)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6558815B1 (en) * | 1999-11-08 | 2003-05-06 | Kawasaki Steel Corporation | Hot dip Galvanized steel plate excellent in balance of strength and ductility and in adhesiveness between steel and plating layer |
WO2001034862A1 (fr) * | 1999-11-08 | 2001-05-17 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier galvanise trempe presentant un equilibre excellent entre resistance, ductilite et adherence entre acier et couche de placage |
WO2004070075A1 (ja) * | 2003-02-10 | 2004-08-19 | Jfe Steel Corporation | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2004263295A (ja) * | 2003-02-10 | 2004-09-24 | Jfe Steel Kk | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
AU2004209947B2 (en) * | 2003-02-10 | 2006-12-14 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet plated by hot dipping with alloyed zinc with excellent adhesion and process for producing the same |
KR100675565B1 (ko) * | 2003-02-10 | 2007-01-30 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 도금밀착성이 우수한 합금화용융아연도금강판 및 그제조방법 |
KR100748736B1 (ko) * | 2003-03-31 | 2007-08-13 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
WO2004087983A1 (ja) | 2003-03-31 | 2004-10-14 | Nippon Steel Corporation | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法 |
US7695826B2 (en) * | 2003-03-31 | 2010-04-13 | Nippon Steel Corporation | Alloyed molten zinc plated steel sheet and process of production of same |
US7687152B2 (en) | 2003-04-10 | 2010-03-30 | Nippon Steel Corporation | High strength molten zinc plated steel sheet and process of production of same |
EP1612288A1 (en) * | 2003-04-10 | 2006-01-04 | Nippon Steel Corporation | Hot-dip zinc coated steel sheet having high strength and method for production thereof |
EP1612288A4 (en) * | 2003-04-10 | 2007-12-19 | Nippon Steel Corp | HIGH-STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
WO2005017214A1 (en) * | 2003-08-19 | 2005-02-24 | Nippon Steel Corporation | Process of production and production system of high strength galvannealed steel sheet |
US8491734B2 (en) | 2003-08-19 | 2013-07-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Process of production and production system of high strength galvannealed steel sheet |
JP2010501725A (ja) * | 2006-08-22 | 2010-01-21 | ティッセンクルップ スチール アクチェンゲゼルシャフト | 6−30重量%のMnを含有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板に金属保護層をめっきする方法 |
JP4943558B2 (ja) * | 2009-08-31 | 2012-05-30 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
US9109275B2 (en) | 2009-08-31 | 2015-08-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
EP2513346B1 (de) * | 2009-12-10 | 2017-06-07 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Verfahren zum herstellen eines gut umformbaren stahlflachprodukts |
JP2013513725A (ja) * | 2009-12-10 | 2013-04-22 | ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト | 容易に成形可能な平鋼製品の製造方法、平鋼製品及び該平鋼製品から部品を製造する方法 |
JP2016117948A (ja) * | 2009-12-10 | 2016-06-30 | ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフトThyssenKrupp Steel Europe AG | 容易に成形可能な平鋼製品の製造方法、平鋼製品及び該平鋼製品から部品を製造する方法 |
US9234253B2 (en) | 2009-12-10 | 2016-01-12 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Method for producing a flat steel product which can be readily formed, flat steel product and method for producing a component from such a flat steel product |
JP2012149307A (ja) * | 2011-01-20 | 2012-08-09 | Jfe Steel Corp | めっき密着性および摺動特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP2012224887A (ja) * | 2011-04-15 | 2012-11-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
KR20150023567A (ko) * | 2012-06-22 | 2015-03-05 | 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하 | 고강도 다중상 강 및 580 mpa의 최소 인장 강도를 갖는 이 강으로 된 스트립을 제조하는 방법 |
KR102079611B1 (ko) * | 2012-06-22 | 2020-04-07 | 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하 | 고강도 다중상 강 및 580 mpa의 최소 인장 강도를 갖는 이 강으로 된 스트립을 제조하는 방법 |
CN105452517A (zh) * | 2013-08-12 | 2016-03-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度热浸镀锌钢板的制造方法和高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法 |
EP3034646A4 (en) * | 2013-08-12 | 2017-04-12 | JFE Steel Corporation | Production method for high-strength hot-dip galvanized steel sheets and production method for high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheets |
WO2015022778A1 (ja) * | 2013-08-12 | 2015-02-19 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP5862833B2 (ja) * | 2013-08-12 | 2016-02-16 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
US10294542B2 (en) | 2014-04-22 | 2019-05-21 | Jfe Steel Corporation | Method for producing high-strength galvanized steel sheet and high-strength galvannealed steel sheet |
CN106232839A (zh) * | 2014-04-22 | 2016-12-14 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度熔融镀锌钢板及高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法 |
CN106232839B (zh) * | 2014-04-22 | 2018-10-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度熔融镀锌钢板及高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法 |
KR20170010859A (ko) * | 2014-07-02 | 2017-02-01 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 |
JP6086162B2 (ja) * | 2014-07-02 | 2017-03-01 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
US10570474B2 (en) | 2014-07-02 | 2020-02-25 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet |
WO2016002141A1 (ja) * | 2014-07-02 | 2016-01-07 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
US20170159151A1 (en) * | 2014-07-02 | 2017-06-08 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet |
KR101880086B1 (ko) * | 2014-07-02 | 2018-07-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 |
US10544477B2 (en) | 2014-07-25 | 2020-01-28 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet |
CN106661658A (zh) * | 2014-07-25 | 2017-05-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度热浸镀锌钢板的制造方法 |
CN106661658B (zh) * | 2014-07-25 | 2019-03-01 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度热浸镀锌钢板的制造方法 |
JP2017075394A (ja) * | 2015-10-16 | 2017-04-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
EP3412789A4 (en) * | 2016-03-31 | 2019-03-20 | JFE Steel Corporation | THIN STEEL SHEET AND PLATED STEEL SHEET, METHOD FOR MANUFACTURING HOT ROLLED STEEL SHEET, METHOD FOR MANUFACTURING COLD LAMINATED STEEL SHEET, METHOD FOR MANUFACTURING THERMALLY TREATED STEEL SHEET, PROCESS METHOD FOR MANUFACTURING THIN STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING PLATED STEEL SHEET |
US10920294B2 (en) | 2016-03-31 | 2021-02-16 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet, coated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing full-hard cold-rolled steel sheet, method for producing heat-treated sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet |
KR20190139963A (ko) * | 2017-05-19 | 2019-12-18 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 |
WO2018211920A1 (ja) * | 2017-05-19 | 2018-11-22 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
CN110621800A (zh) * | 2017-05-19 | 2019-12-27 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度熔融镀锌钢板的制造方法 |
JP2018193593A (ja) * | 2017-05-19 | 2018-12-06 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
KR102289712B1 (ko) * | 2017-05-19 | 2021-08-12 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 |
US11248277B2 (en) | 2017-05-19 | 2022-02-15 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet |
JP2021042446A (ja) * | 2019-09-12 | 2021-03-18 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP7111080B2 (ja) | 2019-09-12 | 2022-08-02 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP3956550B2 (ja) | 2007-08-08 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP2772556B1 (en) | Method for producing high-strength steel sheet having superior workability | |
JP4781836B2 (ja) | 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
JP2000290730A (ja) | 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 | |
JP3527092B2 (ja) | 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
EP2184374B1 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and process for producing the same | |
JP5290245B2 (ja) | 複合組織鋼板及びこれを製造する方法 | |
JP5391572B2 (ja) | 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびに該鋼板の製造方法 | |
JPH10130782A (ja) | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP3812279B2 (ja) | 加工性および歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JP4752522B2 (ja) | 深絞り用高強度複合組織型冷延鋼板の製造方法 | |
JP3263143B2 (ja) | 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
JP3521851B2 (ja) | 高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
JP2001226742A (ja) | 成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板とその製造方法 | |
JPH09176815A (ja) | めっき密着性の良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板 | |
JP4367205B2 (ja) | 鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法 | |
JP3646538B2 (ja) | 加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 | |
JP2001234281A (ja) | 亜鉛メッキ密着性および成形性の優れた高強度薄鋼板とその製造方法 | |
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 | |
JP3911972B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法 | |
JP3494133B2 (ja) | 溶融めっき高張力鋼板の製造方法 | |
JP3925064B2 (ja) | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JP2003073772A (ja) | めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JPH09310165A (ja) | 疲労特性に優れた加工用薄鋼板およびその製造方法 | |
JP3444117B2 (ja) | 溶融めっき熱延鋼板の製造方法 | |
JP2000109964A (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050120 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050926 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060801 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060929 |
|
A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20070116 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070316 |
|
A911 | Transfer of reconsideration by examiner before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20070326 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20070417 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20070430 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3956550 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110518 Year of fee payment: 4 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120518 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120518 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130518 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140518 Year of fee payment: 7 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |