JP2007262459A - プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 - Google Patents
プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2007262459A JP2007262459A JP2006086967A JP2006086967A JP2007262459A JP 2007262459 A JP2007262459 A JP 2007262459A JP 2006086967 A JP2006086967 A JP 2006086967A JP 2006086967 A JP2006086967 A JP 2006086967A JP 2007262459 A JP2007262459 A JP 2007262459A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- plating
- steel sheet
- dip galvanized
- alloyed hot
- 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.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
【課題】高張力鋼板をめっき原板に使用しているにも拘わらずプレス成形性の良好な合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供する。
【解決手段】Si,Mnを強化元素とする高張力鋼板をめっき原板に使用し、合金化処理時の加熱によりめっき原板から亜鉛めっき層にSi,Mnを拡散させ、Si:0.005〜1.0質量%,Mn:0.005〜1.0質量%,Fe:7〜15質量%を含む組成の合金化溶融亜鉛めっき層を形成する。Si,Mn濃度の適正管理により、優れた耐パウダリング性,耐フレーキング性,プレス成形性を合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板に付与する。
【選択図】なし
【解決手段】Si,Mnを強化元素とする高張力鋼板をめっき原板に使用し、合金化処理時の加熱によりめっき原板から亜鉛めっき層にSi,Mnを拡散させ、Si:0.005〜1.0質量%,Mn:0.005〜1.0質量%,Fe:7〜15質量%を含む組成の合金化溶融亜鉛めっき層を形成する。Si,Mn濃度の適正管理により、優れた耐パウダリング性,耐フレーキング性,プレス成形性を合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板に付与する。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車の車体や家電製品の筐体等に使用されるプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法に関する。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性,塗装性,塗装後耐食性,溶接性に優れているので家電製品,自動車車体内、種々の分野で防錆鋼板として汎用されている。なかでも、自動車車体では地球環境保護の観点から車体軽量化による燃費の低減や、乗員保護のための衝突安全性向上を重視し、高張力鋼板をめっき原板に用いた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が使用され始めている(特許文献1,2)。
特開2001-295017号公報
特開2004-315960号公報
合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、目的とする強度レベル,延性に合わせてSi,Mn,P,Mo,Ti,Nb等の強化元素を添加した高張力鋼板をめっき原板に使用し、溶融亜鉛めっきラインで製造している。具体的には、熱延された高張力鋼板を酸洗まま,或いは酸洗後に所定板厚に冷間圧延し、溶融めっきラインに付設された焼鈍炉内のH2-N2雰囲気中で焼鈍し、溶融亜鉛めっきした後、バーナ加熱方式や高周波誘導加熱方式の合金化炉で加熱合金化処理している。
加熱合金化処理により、Fe-Zn金属間化合物であるζ相(FeZn13),δ1相(FeZn7),Γ1相(Fe5Zn21),Γ相(Fe3Zn10)が表層側からめっき層に順次生成する。車体用途では、プレス成形で所定形状に加工された部材として使用されるので、プレス成形性に優れていることが重要である。しかし、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、プレス成形性に劣り、590〜980N/mm2級の高張力を活用できない現状にある。
プレス成形性に劣ることは、合金化溶融亜鉛めっき層特有の層構造にある。すなわち、めっき層表層に比較的軟質のζ相が厚く残存すると、めっき層表面の摺動抵抗が大きくなり、プレス成形時にめっき層が鱗片状に剥離するフレーキング現象や板破断が発生しやすくなる。摺動抵抗の増加は、スプリングバックが大きくなることをも意味し、形状凍結性にとっても好ましくない。
しかし、合金化度を大きくしてζ相を消失させると、硬質で脆いΓ相が成長し、プレス成形時にめっき層が粉状に剥離するパウダリング現象が発生しやすくなる。剥離しためっき層が金型に堆積すると、金型やめっき層を損傷させる原因となる。
しかし、合金化度を大きくしてζ相を消失させると、硬質で脆いΓ相が成長し、プレス成形時にめっき層が粉状に剥離するパウダリング現象が発生しやすくなる。剥離しためっき層が金型に堆積すると、金型やめっき層を損傷させる原因となる。
このようなことから、プレス成形性の改善には、ζ相,Γ相を少なくしてδ1相+Γ1相型のめっき層構造にする必要がある。しかし、合金化度を小さくするとΓ相の生成・成長は抑制されるがζ相が残存しやすく,合金化度を大きくするとζ相は消失するがΓ相が成長するので、δ1相+Γ1相型への構造制御が困難であった。しかも、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は高面圧下でプレス成形されるためフレーキング現象やパウダリング現象が発生しやすく、Alキルド鋼,極低炭素Ti添加IF鋼等をめっき原板とする高加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板と比較してプレス成形性が著しく低い。
本発明者等は、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板のプレス成形性に及ぼすめっき原板,めっき層の影響を種々調査・検討した。その結果、高張力鋼板に強化材として添加されたSi,Mnを合金化処理時に高張力鋼板(めっき原板)からめっき層に拡散させ、めっき層のSi又はMn濃度を適正管理するとき、高張力鋼板としての特性や耐フレーキング性を損なうことなく、優れたプレス成形性を合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板に付与できることを見出した。
本発明は、Si,Mn拡散がプレス成形性を改善する知見をベースとし、合金化処理で適正量のSi及び/又はMnをめっき層に含ませることにより、高張力鋼板としての機械的特性を維持しながら、複雑形状にプレス加工できる合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、Si,Mn拡散がプレス成形性を改善する知見をベースとし、合金化処理で適正量のSi及び/又はMnをめっき層に含ませることにより、高張力鋼板としての機械的特性を維持しながら、複雑形状にプレス加工できる合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供することを目的とする。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、高張力鋼板をめっき原板とし、Si:0.005〜1.0質量%及び/又はMn:0.005〜1.0質量%,Fe:7〜15質量%,残部が不純物を除きZnの合金化溶融亜鉛めっき層が鋼板表面に設けられている。
Si,Mnは下地のめっき原板から拡散してきた成分であり、固溶状態で合金化溶融亜鉛めっき層に含まれる。
Si,Mnは下地のめっき原板から拡散してきた成分であり、固溶状態で合金化溶融亜鉛めっき層に含まれる。
めっき原板に使用される高張力鋼板としては、強化元素としてSi:0.005〜2.0質量%及び/又はMn:0.05〜3.0質量%を含み、Si,Mn以外にC:0.04〜0.25質量%,P:0.02質量%以下,S:0.03質量%以下,Al:0.005〜0.1質量%,残部が不純物を除きFeの基本組成を有する。
めっき原板として使用される高張力鋼板に片面当り付着量:0.5〜15g/m2でFe系プレめっきした後、連続溶融めっき設備に送り込んでガス還元焼鈍,溶融亜鉛めっき浴への浸漬,合金化処理を施すことにより製造される。合金化処理では、450〜550℃で5〜30秒間加熱した後、冷却速度:5〜15℃/秒で冷却することが好ましい。
めっき原板として使用される高張力鋼板に片面当り付着量:0.5〜15g/m2でFe系プレめっきした後、連続溶融めっき設備に送り込んでガス還元焼鈍,溶融亜鉛めっき浴への浸漬,合金化処理を施すことにより製造される。合金化処理では、450〜550℃で5〜30秒間加熱した後、冷却速度:5〜15℃/秒で冷却することが好ましい。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、Si:0.005〜1.0質量%,Mn:0.005〜1.0質量%の何れか又は両者を含む合金化溶融亜鉛めっき層を有している。Si,Mnは、めっき層の摺動抵抗を低下させ、耐パウダリング性の低下なく耐フレーキング性を改善する。耐フレーキング性の改善にSi,Mnが有効な理由は明確ではないが、侵入型固溶元素であるSi,Mnがめっき層に固溶されるとめっき層表層のζ相やδ1相が硬質化する結果、摺動抵抗が小さくなるものと推察される。
プレス成形性の向上は、めっき層に含まれるSi及び/又はMn量をSi:0.005〜1.0質量%の範囲にするとき顕著になる。Si,Mnの何れか一方を単独で、或いは両者を複合してめっき層に含ませても良い。複合する場合でも、Si,Mnの合計含有量を0.005〜1.0質量%の範囲に調節する。0.005質量%未満ではプレス成形性改善効果が小さく、逆に1.0質量%を超えても増量に見合ったプレス成形性の改善効果がみられない。
Si,Mn含有量は、溶融めっきに先立つFe系プレめっきの付着量や合金化処理時の加熱温度,加熱時間等で制御できる。
めっき層にSi,Mnを含ませる方法として、Si,Mnを添加した溶融亜鉛めっき浴の使用も考えられるが、易酸化性元素であるSi,Mnが含まれると溶融亜鉛めっき浴にドロスが発生しやすくなり浴の管理に支障をきたす。この点、めっき原板に強化元素として含まれているSi,Mnを合金化処理時にめっき層にFeと共に拡散させると、高強度化,プレス成形性の双方を満足する合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板となる。
めっき層にSi,Mnを含ませる方法として、Si,Mnを添加した溶融亜鉛めっき浴の使用も考えられるが、易酸化性元素であるSi,Mnが含まれると溶融亜鉛めっき浴にドロスが発生しやすくなり浴の管理に支障をきたす。この点、めっき原板に強化元素として含まれているSi,Mnを合金化処理時にめっき層にFeと共に拡散させると、高強度化,プレス成形性の双方を満足する合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板となる。
耐パウダリング性,耐フレーキング性の改善には、前述したようにζ相,Γ相の低減が必要であるので、めっき層のFe濃度を7〜15質量%に調整している。7質量%未満のFe濃度では、軟質のζ相の残存量が増加して摺動抵抗が大きくなる。逆に15質量%を超えるFe濃度では、硬質のΓ相が成長して耐パウダリング性が劣化する。
めっき原板のSi含有量は0.005〜2.0質量%,Mn含有量は0.05〜3.0質量%に規制される。Si,Mnの含有量規制により、めっき層に含まれるSi,Mnを0.005〜1.0質量%の範囲に収めることができる。めっき原板のSi,Mnが不足すると、めっき層のSi,Mn含有量が0.005質量%に達しなくなる。逆に過剰量のSi,Mnがめっき原板に含まれると、Fe系プレめっきを施してもガス還元焼鈍時に選択酸化が進行して鋼板表面にSi,Mnが濃化し、不めっき,合金化反応の遅延等の原因となる。Si:0.005〜2.0質量%,Mn:0.05〜3.0質量%の範囲で、目標とするめっき層のSi,Mn含有量,強度レベルに応じてめっき原板のSi,Mn含有量が定められる。
めっき原板は、Si,Mnの他に目的に応じてC,P,Ti,Nb,Cu,Mo,V,B等を含むことができる。たとえば、高強度化のため0.04〜0.25質量%のC,0.02質量%以下のP,高強度化及び穴拡げ性向上のため0.2質量%以下のTi,0.2質量%以下のNb,スポット溶接性向上のため0.15質量%以下のCu,焼入れ性向上による高強度化のため1.0質量%以下のMo,0.5質量%以下のV,0.01質量%以下のBの一種又は二種以上を添加しても良い。
めっき原板をFe系プレめっきすると、鋼板表面にSi,Mnが過度に濃化することがなくなり、めっき性,合金化処理性が改善される。Fe系プレめっきは、Si,Mnの濃化を適正管理する上で0.5g/m2以上の片面当り付着量が必要である。しかし、15g/m2を超える過度の付着量では、めっき層に対するSi,Mn供給源となるSi,Mn濃化層が鋼板表面に生成しがたくなる。Fe系プレめっきの付着量は、目標とするめっき層のSi,Mn濃度及びめっき原板のSi,Mn濃度に応じて片面当り0.5〜15g/m2の範囲選定される。
Fe系プレめっきには、純Fe,Fe-B,Fe-C,Fe-P,Fe-N,Fe-O等のプレめっきを使用できる。Fe系プレめっき層に含まれる微量のB,C,P,N,O等は、プレめっきの付き回り性を改善する効果を奏する。Fe系プレめっき層は電気めっき法で形成されるが、片面当り付着量:0.5〜15g/m2が得られる限り電気めっき液の種類,浴組成,めっき条件等には制約がない。また、溶融めっきラインの前に電気プレめっき設備を付設し、Fe系プレめっきと溶融亜鉛めっきとを連続化すると生産性,コスト的に有利となる。
電気プレめっき設備を付設した溶融めっきラインでは、次のように合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が製造される。
強化元素としてSi,Mnを添加した高張力鋼板(めっき原板)をFe系プレめっきした後、加熱炉に装入し750〜850℃で45〜200秒間ガス還元焼鈍する。焼鈍時にSi,Mnが鋼板表面に濃化するが、Fe系プレめっき層が設けられているのでSi,Mnの過剰濃化が抑えられ、めっき性が維持される。
強化元素としてSi,Mnを添加した高張力鋼板(めっき原板)をFe系プレめっきした後、加熱炉に装入し750〜850℃で45〜200秒間ガス還元焼鈍する。焼鈍時にSi,Mnが鋼板表面に濃化するが、Fe系プレめっき層が設けられているのでSi,Mnの過剰濃化が抑えられ、めっき性が維持される。
焼鈍されためっき原板を溶融亜鉛めっき浴に導入し、溶融亜鉛めっき浴から引き上げためっき原板にワイピングガスを吹き付けめっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっき浴には、過度の合金化を抑制するためAl:0.1〜0.2質量%を添加した浴温:450〜460℃のめっき浴が好ましい。めっき付着量は、特に限定されるものではないが、要求される耐食性レベルを考慮し片面当りのめっき付着量を30〜90g/m2の範囲で調整される。
めっき付着量が調整されためっき鋼板は合金化炉に送り込まれ合金化処理される。合金化処理時の加熱により、Si,Mnがめっき原板からめっき層にFeと拡散する。合金化処理条件は、η-Zn相が消失してΓ相が過度に成長しない条件として合金化温度:450〜550℃,合金化時間:5〜30秒が好適である。また、加熱後の冷却過程でΓ相の成長を抑制するため、合金化処理温度から5〜15℃/秒で冷却することが好ましい。
表1の組成を有する高張力鋼を溶製し、熱延,酸洗,冷延工程を経て板厚:1.2mm,幅:1000mmの高張力鋼板を製造した。鋼種A,Bはそのままで溶融めっきラインに通板し、鋼種C〜Fは表2のFe系プレめっきを施した後で溶融めっきラインに通板した。そして、表3,4の条件で合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造した。
高張力鋼板(めっき原板)に形成された合金化溶融亜鉛めっき層は、下地鋼から拡散したSi,Mnを含んでおり、表5に示すようにFe系プレめっき層の付着量でSi,Mn量を制御できた。
試験No.1〜18(本発明例)では、ζ相,δ1相,Γ1相主体の合金化溶融亜鉛めっき層が形成されており、Γ相は生成しておらず、或いは生成していても1μm以下と極めて薄かった。因みに、合金化溶融亜鉛めっき層の断面をSEM観察したところ、試験No.1(図1)ではΓ相が極めて薄く、試験No.9(図2)ではΓ相が検出されなかった。
他方、試験No.20,21,24(比較例)では、Fe濃度が過剰に高くΓ相が1μm以上に厚く成長していた。たとえば、試験No.20の合金化溶融亜鉛めっき層では、Γ相が厚く成長した断面構造(図3)が観察された。
試験No.1〜18(本発明例)では、ζ相,δ1相,Γ1相主体の合金化溶融亜鉛めっき層が形成されており、Γ相は生成しておらず、或いは生成していても1μm以下と極めて薄かった。因みに、合金化溶融亜鉛めっき層の断面をSEM観察したところ、試験No.1(図1)ではΓ相が極めて薄く、試験No.9(図2)ではΓ相が検出されなかった。
他方、試験No.20,21,24(比較例)では、Fe濃度が過剰に高くΓ相が1μm以上に厚く成長していた。たとえば、試験No.20の合金化溶融亜鉛めっき層では、Γ相が厚く成長した断面構造(図3)が観察された。
各合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の幅方向中央部から試験片を切り出し、引張試験で機械特性を調査した。また、平板摺動試験で得られた動摩擦係数から耐フレーキング性を評価し、90度曲げ試験で耐パウダリング性を評価した。
引張試験では、圧延方向に沿って採取したJIS Z2241 5号試験片を引張試験し、機械強度,伸びを測定した。
引張試験では、圧延方向に沿って採取したJIS Z2241 5号試験片を引張試験し、機械強度,伸びを測定した。
平板摺動試験では、幅:30mm,長さ:300mmの試験片に防錆油を塗布し、肩半径:2mmの金型を加圧力P:4.9kNで押し付け、金型に挟み込まれた試験片を速度:200mm/分で引き抜き、引抜きに要した力を測定した。引抜き力Fを式μ=F/2Pに代入し、動摩擦係数μを算出した。動摩擦係数μが0.2以下で、めっき層の摺動抵抗が小さいほど耐フレーキング性に優れているといえる。
90度曲げ試験では、幅:20mm,長さ:50mmの試験片を試験面を内側にして半径:5mmで90度曲げし、曲げ部内側にセロハン粘着テープを貼り付けた後、引き剥がした。そして、セロハン粘着テープに付着しためっき層を目視観察し、次の基準で耐パウダリング性を評価した。
評価点1:曲げ試験だけで多量のめっき層が粉状に剥離
〃 2:セロハン粘着テープに多量のめっき層が付着
〃 3:セロハン粘着テープに中程度のめっき層が付着
〃 4:セロハン粘着テープに少量のめっき層が付着
〃 5:セロハン粘着テープにめっき層が付着せず
評価点1:曲げ試験だけで多量のめっき層が粉状に剥離
〃 2:セロハン粘着テープに多量のめっき層が付着
〃 3:セロハン粘着テープに中程度のめっき層が付着
〃 4:セロハン粘着テープに少量のめっき層が付着
〃 5:セロハン粘着テープにめっき層が付着せず
表6の調査結果にみられるように、めっき層のSi,Mn濃度が本発明で規定した範囲にある試験No.1〜18は、動摩擦係数μ≦0.2で摺動抵抗が小さく耐フレーキング性に優れており、耐パウダリング性も良好であった。また、引張強さ,0.2%耐力と伸びとのバランスが良好で、高張力鋼板としての特性が損なわれていないことを確認できた。
これに対し、試験No.19,22は亜鉛めっき層のSi,Mn濃度が不足しており、動摩擦係数μが0.2以上となって耐フレーキング性に劣っていた。逆にSi,Mnが亜鉛めっき層に濃化しすぎた試験No.20,21,23,24では、パウダリング評価点が2以下となり耐パウダリング性に劣っていた。なお、試験No.25は、Fe系プレめっき付着量が0.1g/m2と少なく不めっきが発生したため、合金化処理しなかった。
Claims (3)
- Si:0.005〜1.0質量%及び/又はMn:0.005〜1.0質量%,Fe:7〜15質量%,残部が不純物を除きZnの組成をもつ合金化溶融亜鉛めっき層が高張力鋼板の表面に設けられていることを特徴とするプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
- 高張力鋼板がC:0.04〜0.25質量%,P:0.02質量%以下,S:0.03質量%以下,Al:0.005〜0.1質量%,残部が不純物を除きFeの基本組成を有し、強化元素としてSi:0.005〜2.0質量%及び/又はMn:0.05〜3.0質量%を含んでいる請求項1記載の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
- 強化元素としてSi:0.005〜2.0質量%及び/又はMn:0.05〜3.0質量%を含む高張力鋼板をめっき原板として用意し、
めっき原板に片面当り付着量:0.5〜15g/m2のFe系プレめっきを施した後、
ガス還元焼鈍して溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、該溶融亜鉛めっき浴から引き上げた鋼帯に450〜550℃で5〜30秒間加熱した後、冷却速度:5〜15℃/秒で冷却する合金化処理を施し、亜鉛めっき層中のSi及び/又はMn濃度が0.005〜1.0質量%の範囲になるまで下地鋼から亜鉛めっき層にSi及び/又はMnを拡散させることを特徴とするプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2006086967A JP2007262459A (ja) | 2006-03-28 | 2006-03-28 | プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2006086967A JP2007262459A (ja) | 2006-03-28 | 2006-03-28 | プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2007262459A true JP2007262459A (ja) | 2007-10-11 |
Family
ID=38635722
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2006086967A Withdrawn JP2007262459A (ja) | 2006-03-28 | 2006-03-28 | プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2007262459A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20190390314A1 (en) * | 2017-01-31 | 2019-12-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvanized hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same |
-
2006
- 2006-03-28 JP JP2006086967A patent/JP2007262459A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20190390314A1 (en) * | 2017-01-31 | 2019-12-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvanized hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same |
US10927441B2 (en) * | 2017-01-31 | 2021-02-23 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvanized hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
TWI314955B (en) | Hot-dip galvanizing steel sheet and method for manufacturing a coated steel sheet | |
CN111936650B (zh) | 高强度镀锌钢板、高强度部件和它们的制造方法 | |
JP5146607B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
JP4837604B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
WO2016072475A1 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板 | |
MX2014001118A (es) | Capa de revestimiento de zinc por inmersion en caliente aleada, lamina de acero que tiene la misma y metodo para producir la misma. | |
JP3889767B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき用高強度鋼板 | |
CN111936648B (zh) | 高强度镀锌钢板、高强度部件及其制造方法 | |
CN104220628A (zh) | 高强度热镀锌钢板的制造方法以及高强度热镀锌钢板 | |
JP5014940B2 (ja) | 深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
JP2023027288A (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
KR100261522B1 (ko) | 프레스가공성과 내도금박리성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 | |
JP3600804B2 (ja) | 成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板 | |
KR101647225B1 (ko) | 표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법 | |
CN103814148B (zh) | 涂装后耐腐蚀性优良的合金化热镀锌钢板 | |
JP4702974B2 (ja) | 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 | |
JP4299560B2 (ja) | 加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
CN111936649B (zh) | 高强度镀锌钢板、高强度部件和它们的制造方法 | |
JP2007262459A (ja) | プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法 | |
JP4452126B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき用鋼板 | |
JP4846550B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
JP3875958B2 (ja) | 加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
JP4592000B2 (ja) | 加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
JP5728827B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
JP3921101B2 (ja) | 形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20090602 |