JP6636512B2 - 冷間圧延および再結晶焼鈍平鋼製品、ならびにそれを製造するための方法 - Google Patents

冷間圧延および再結晶焼鈍平鋼製品、ならびにそれを製造するための方法 Download PDF

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Description

本発明は、フェライト微細組織を有する冷間圧延および再結晶焼鈍平鋼製品に関する。
この種の平鋼製品は、特に、そのような平鋼製品から成型される部品の成形性および視覚的外観に対して特に高い要求がなされる、自動車シャーシ構造の分野において使用される。
ここで、平鋼製品に言及する場合、これらは、鋼帯または鋼板等の圧延製品、ならびにそれらから得られるブランクおよびシートバーである。
本発明は、さらに、問題の種類の平鋼製品を製造する方法に関する。
合金の含量に関して数字が示されている場合、これらは、別段に指定されない限り、常に重量に関連する。一方、雰囲気の組成に関する数字は、別段に指定されない限り、常に問題となる体積に関連する。
シャーシ構造または同等の用途に意図される平鋼製品は、成形性および表面の印象（塗装性および塗料光沢）に関して存在する顧客特定の要求を満たすために、典型的には、規定された粗さおよび同様に規定されたピーク分布を特徴とする表面構造を備える。自動車産業部門からの対応する仕様の典型例は、１．１〜１．６μｍの算術平均粗さ（以降省略して「粗さ」と呼ばれる）Ｒａおよび少なくとも６０ １／ｃｍのピークカウントＲＰｃである。粗さＲａおよびピークカウントＲＰｃは、Ｓｔａｈｌｅｉｓｅｎｐｒｕｆｂｌａｔｔ［鋼および鉄試験仕様書］ＳＥＰ１９４０に従い、ＩＳＯ３２７４によるスタイラス機器を用いて決定される。
最適な塗装性および最適な塗料光沢のために達成されるべき表面特性の決定のためのさらなる基準は、「うねり特性Ｗｓａ（１−５）」（以降省略して「Ｗｓａ」と呼ばれる）と呼ばれ、これは、Ｍａｒｃｉｎｉａｋカップ試験による５％塑性伸びの後に、Ｓｔａｈｌ−Ｅｉｓｅｎ−Ｐｒｕｆｂｌａｔｔ ＳＥＰ１９４１：２０１２−０５に従い決定される。Ｗｓａ値の典型的な要件は、０．３５μｍから０．４０μｍである。特に良好な塗料光沢は、０．３５μｍ以下、特に０．３０μｍ未満のＷｓａ値で確立される。そのような低いＷｓａ値を達成するためには、少なくとも７５ １／ｃｍのピークカウントＲＰｃおよび０．９〜１．４μｍの粗さＲａが必要である。
冷間圧延平鋼製品の製造において、材料特性ＲａおよびＲＰｃは、典型的には、再結晶焼鈍後の調質圧延により確立され、平鋼製品は、その最適な成形性を確保するために、冷間圧延後にこれを通過する。
「調質圧延」は、本明細書において、再結晶焼鈍後に実行される部分的圧延またはさらなる圧延を意味し、平鋼製品は約０．２％〜２．０％の低い変形を受け、これは、本明細書において、「調質加工率」と呼ばれる。調質加工率は、本明細書において、平鋼製品が調質圧延されるロールスタンドの上流側および下流側の、位置決定デバイスを備える偏向ローラの周速度の比較により決定される。調質加工率Ｄは、偏向ローラにより移動される距離（入口での移動距離ｓ１、出口での移動距離ｓ２）の差から得られ、Ｄ＝［（ｓ２−ｓ１）／ｓ１］＊１００として計算される。
「高ピークカウントＲＰｃ」および「高粗さＲａ」の要件の組合せは、根本的に複雑な製造タスクである。これは、ロールの増加する表面割れ（＝粗さ）が、ロール表面上の波頂部間の距離を増加させ、したがって平鋼製品上に形成され得るピークの数を低減することから、高Ｒａ値の達成に必要な高ロール粗さが、根本的に低いピークカウントＲＰｃを伴うためである。複雑化させるさらなる要因は、乾式調質圧延の場合であっても、特定の場合において圧延されている平鋼製品へのロール表面上に存在するピークの転写において、約２０％のピーク転写損失が記録されることである。
追加的な要因は、調質加工率Ｄが過度に高く選択されると、粗さＲａが過度に高くなるという法則である。一方、調質加工率Ｄが過度に低く設定されると、特に幅広い帯寸法の場合、調質されない帯端部が形成され得る。それらの点では、ＲａおよびＲＰｃ値は過度に低い。
調質加工率Ｄはまた、鋼基板の機械的特性に関連して、所望により変更することができない。過度に低い調質加工率Ｄは、顕著な降伏強度を不十分に弱めるだけである。一方、過度に高い調質加工率Ｄは、強力すぎる低温固化により、補正不可能な様式で鋼基板の強度を過度に高くし得る。
製造される平鋼製品がより軟質で、より幅広く、またより薄くなるほど、調質圧延に対する要求は高くなる。「軟」鋼は、本明細書において、再結晶状態で、および調質圧延後に、１８０Ｎ／ｍｍ２以下の降伏強度Ｒｐ０．２および３４０Ｎ／ｍｍ２以下の引張強度Ｒｍを有する鋼を意味する。この結果、実際には、自動車において典型的な寸法を有する問題の種類の平鋼製品は、現在、非常に高い複雑性を伴って初めて、所望の動作信頼性をもって製造され得る。特に重要な鋼は、最大１５０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２および３１０ＭＰａ以下の引張強度Ｒｍを有する鋼である。
この複雑性の程度を実際に制御可能とするための、および、最も厳しい要件にも適合する光沢を有する塗装のための最適な必要条件を提供する平鋼製品を製造するための、様々な提案が知られている。
その一例は、欧州特許第０２３４６９８号明細書から知られている、塗装に好適な鋼板を製造する方法である。この方法は、エネルギーのビームを用いて、調質ロールの表面に陥凹部の規則的パターンを生成することを想定している。処理される平鋼製品は、少なくとも１つが上に指定された様式で処理されている２つの加工ロールを用いて調質圧延される。調質圧延により達成された断面の低減は、加工ロールから鋼板の表面にパターンを転写するために、０．３％以上となるべきである。このようにして、０．３から３．０μｍの範囲内の平均表面粗さＲａ、ならびに、平面状の上部表面を有する台形隆起領域、隆起領域を完全または部分的に包囲するように形成された溝様陥凹領域、および、陥凹領域の基部より高く、隆起領域の上部表面より低い、またはそれと同じ高さとなるように、陥凹領域の外側の隆起領域間に形成された平面状中央領域からなる、表面粗さを形成する微視的形態を有する鋼板が得られる。同時に、隆起部および陥凹部は、調質加工ロールに形成される陥凹部の直径を含むパラメータへの特定の幾何学的依存性を有する。
独国特許第３６８６８１６号明細書において、同等の提案がなされている。これもまた、冷間圧延平鋼製品の表面に、０．３〜２．０μｍの表面粗さＲａをもたらす均質な表面粗さパターンを導入することを提案している。
最後に、国際公開第２０１１／１６２１３５号は、薄型冷間圧延鋼板およびその製造方法を開示している。この鋼板は、重量％で、０．１０％以下のＣ、０．０５％以下のＳｉ、０．１％〜１．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０２％以下のＳ、０．０２％〜０．１０％のＡｌおよび０．００５％未満のＮを有し、残りはＦｅおよび不可避の不純物からなる鋼からなる。これらの特性を有する鋼板は焼鈍処理に供され、鋼板は、７３０〜８５０℃の焼鈍温度で少なくとも３０秒間焼鈍され、次いで６００℃以下の温度まで少なくとも５℃／秒の冷却速度で冷却される。その後得られた焼鈍冷間圧延平鋼製品は、主に、５〜３０μｍの平均結晶粒径を有するフェライトからなる微細組織を有する。最後に、平鋼製品は、２μｍ以下の表面粗さＲａを有するロールを使用して調質圧延される。調質圧延により達成される延伸比率は、薄型冷間圧延焼鈍シートの平均結晶粒径の関数として設定される。
欧州特許第０２３４６９８号明細書 独国特許第３６８６８１６号明細書 国際公開第２０１１／１６２１３５号
上で説明された先行技術の背景に対して、本発明の目的は、経済的に実行可能で動作信頼性のある様式で製造され得る、最適化された成形性および優れた塗装特性を有する平鋼製品を特定することであった。
本発明の平鋼製品を製造する方法も同様に特定された。
平鋼製品に関連して、本発明は、請求項１に記載の特徴を有する平鋼製品により、この目的を達成した。
本発明の平鋼製品の動作信頼性のある製造を可能にする方法は、請求項５に特定される。
本発明の有利な構成は、従属請求項に特定され、本発明の一般概念と同様に以下で個々に説明される。
したがって、フェライト微細組織を有する本発明の冷間圧延および再結晶焼鈍平鋼製品は、以下の組成（重量％で）：
Ｃ：０．０００１％〜０．００３％、
Ｓｉ：０．００１％〜０．０２５％、
Ｍｎ：０．０５％〜０．２０％、
Ｐ：０．００１％〜０．０１５％、
Ａｌ：０．０２％〜０．０５５％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１％
を有し、残りは鉄および不可避の不純物である鋼からなり、鋼は、追加的に、以下の任意選択の合金元素：
Ｃｒ：０．００１％〜０．０５％、
Ｖ：最大０．００５％、
Ｍｏ：最大０．０１５％、
Ｎ：０．００１％〜０．００４％
を含有してもよく、平鋼製品は、
最大１８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、
最大３４０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、
少なくとも４０％の破断時伸びＡ８０、
少なくとも０．２３のｎ値、
ならびに、その表面の少なくとも１つにおいて、
０．８〜１．６μｍの算術平均粗さＲａ、
および、
少なくとも７５ １／ｃｍのピークカウントＲＰｃ
を有する。
この場合、平均粗さＲａおよびピークカウントＲＰｃを構成する、表面に形成される陥凹部およびピークは、確率的に分布している。
したがって、本発明の平鋼製品は、最大１８０ＭＰａ、特に１５０ＭＰａ未満の降伏強度Ｒｐ０．２、および最大３４０ＭＰａ、特に３１０ＭＰａ未満の引張強度Ｒｍを有する軟鋼からなり、同時に、少なくとも４０％の破断時伸びＡ８０、高い伸びおよび少なくとも０．２３の高いｎ値を有する。この特性の組合せにより、平鋼製品は、成形、特に深絞りに最適に適合される。
同時に、本発明の平鋼製品は、０．８〜１．６μｍの算術平均粗さＲａおよび少なくとも７５ １／ｃｍのピークカウントＲＰｃを特徴とする表面特性を有し、これにより、最適化された塗料光沢を有する塗装への優れた好適性が平鋼製品に付与される。したがって、本発明の表面構造は、０．４０μｍ以下、典型的には０．３５μｍ以下、特に０．３０μｍ未満のＷｓａ値を確実に達成し、より具体的には、同時に本発明の平鋼製品は、最大１．０ｍｍの厚さおよび少なくとも１０００ｍｍの幅の自動車用途に典型的な寸法の範囲内にある。
本発明の平鋼製品は、コーティングされていない状態、または金属保護層でコーティングされた状態で、成形および塗装への特有の好適性を有する。
そのような金属コーティングが提供される場合、電解コーティングにより施されるべきである。既知の電解法を使用することにより、本発明に従って調質圧延された鋼帯の表面構造が、金属コーティングでコーティングされた平鋼製品の表面で保存されることが確実となる。好適な金属保護層は、特に、亜鉛をベースとした電解により施された層である。
上述の種類の金属保護コーティングの代替として、またはそれに追加して、本発明の平鋼製品はまた、無機または有機コーティングでコーティングされてもよい。無機コーティングは、例えばリン酸化またはクロム化の形態の、除去プロセスにおいて典型的な不動態層を意味する。有機コーティングは、例えばＣｒ（ＩＩＩ）含有化合物をベースとした、除去プロセスにおいて典型的な厚い不動態化皮膜を意味する。ここで、それ自体同様に知られており、塗料接着、成形金型における摩擦特性等を改善するために典型的に使用されるコーティング組成物を使用することが可能である。
本発明の平鋼製品の本発明の特性を有する表面上に形成される表面テクスチャは、本発明の粗さ値Ｒａおよび本発明のピークカウントＲＰｃを決定付ける陥凹部およびピークの確率分布を特徴とする。
本発明により規定される確率論的表面テクスチャは、構成的特徴、例えば陥凹部の不規則統計分布を特徴とする不規則表面テクスチャであり、これは一方で、間隔、形状およびサイズの点で互いに対して変動し得る。一方、決定論的表面テクスチャは、同じ種類の構成的特徴の規則的分布を特徴とする規則的表面テクスチャである。
確率論的表面テクスチャ化は、油またはグリースを塗った状態での成形プロセス中の鋼表面とツールとの間の摩擦特性を最適化するための、本発明による目的である。ツールにより決定付けられる成形プロセスにおいて、特に深絞りまたは延伸絞りの場合、高い圧縮応力下で、潤滑剤が表面テクスチャのピークとトラフとの間に開いたマイクロチャネルを通って応力ゾーンから流出し得ることが、確率論的表面構造の特徴である。決定論的表面テクスチャのより高度に隔離された潤滑ポケットと比較して、このより微細なマイクロチャネルのメッシュは、成形プロセスにおいてツールと平鋼製品との間の接触が存在する表面エリア全体にわたる潤滑剤のより均質な分布を許容する。さらに、確率論的ベース構造は、必要に応じて本発明の平鋼製品に追加的に施され得る有機または金属コーティングの平滑化および接着特性を確実にする。
本発明の平鋼製品の本発明の表面の場合の粗さ値Ｒａは、０．８μｍ以上となるべきであるが、これは、さもなくば滑らかすぎるためである。しかしながら、粗さ値Ｒａはまた、１．６μｍ超となるべきではないが、これは、今度は最適化された成形特性を達成するには粗すぎるためである。動作信頼性のある様式で本発明の利点を利用することができるためには、０．９〜１．４μｍの粗さ値Ｒａが提供され得る。
ピークカウントＲＰｃは、７５毎ｃｍ未満となるべきではないが、これは、Ｗｓａ値に対する悪影響を有するためである。ピークカウントを少なくとも７５ １／ｃｍに固定することにより、本発明の平鋼製品のＷｓａ値が０．４０μｍを超えて、特に０．３５μｍを超えて上昇せず、塗料系が最適な塗料光沢を達成することが確実となる。より高いピークカウントは、本発明の平鋼製品の本発明の特性を有する表面のさらに改善されたＷｓａ値をもたらす。このようにして、０．３０μｍ未満の本発明の平鋼製品のＷｓａ値が達成され得る。本発明の特性を有する表面のピークカウントＲＰｃが少なくとも７５毎ｃｍに固定された場合、０．４０μｍ以下のＷｓａ値が動作信頼性のある様式で達成される。本発明の特性を有する平鋼製品表面のピークカウントＲＰｃが少なくとも８０毎ｃｍに固定された場合、０．３５μｍ以下のＷｓａ値が確立される。最後に、ピークカウントＲＰｃに対して９０毎ｃｍの最小値が固定されることで、０．３０μｍ未満のＷｓａ値が確保され得る。
本発明の平鋼製品は、必須合金元素として、以下の条件でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＡｌおよびＴｉを含む。
本発明の平鋼製品のＣ含量は、０．０００１重量％〜０．００３重量％である。Ｃは、鋼溶融物中に不可避的に存在し、したがって、少なくとも０．０００１重量％のＣ含量が、本発明の鋼中に常に検出され得る。しかしながら、０．００３重量％を超えるＣ含量は、炭素の過度に高い強度寄与の結果、所望の成形能力を低下させる。これは、Ｃ含量を０．００２重量％以下に低下させることにより確実に防止され得る。
Ｓｉは、０．００１重量％〜０．０２５重量％の含量で本発明の平鋼製品中に存在する。Ｓｉもまた、鋼溶融物中に不可避的に存在する。しかしながら、０．０２５重量％の本発明の限度を超えるＳｉ含量は、過度に高い強度寄与の結果、成形能力を低下させる。Ｓｉの存在の悪影響を回避するために、本発明の平鋼製品のＳｉ含量は、０．０１５重量％以下に制限され得る。
Ｍｎは、０．０５重量％〜０．２０重量％の含量で本発明の平鋼製品中に存在する。この範囲内のＭｎ含量は、本発明の平鋼製品の成形能力に最適に寄与する。本発明により特定される範囲外のＭｎ含量の場合、固溶体硬化に起因する過度に低いまたは過度に高い寄与がある。本発明の平鋼製品中のＭｎの存在の最適な影響は、Ｍｎ含量を０．１５重量％以下に制限することにより確保され得る。
Ｐは、０．００１重量％〜０．０１５重量％の含量で本発明の平鋼製品中に存在する。Ｐもまた、鋼溶融物中に不可避的に存在し、固溶体硬化に寄与する。しかしながら、本発明の限度を超えるＰ含量は、所望の成形能力を低下させ、所望の塗装結果に対する悪影響を示す。固溶体硬化に起因するＰの存在のプラスの効果を利用すると同時に、悪影響を確実に排除するために、Ｐ含量は、０．０１２重量％以下に制限され得る。
Ａｌは、０．０２重量％〜０．０５５重量％の含量で本発明の平鋼製品中に存在する。鋼製造におけるＡｌは、鋼溶融物を脱酸素するように作用し、したがって、本発明の限度内で合金中に含まれる必要がある。しかしながら、本発明により想定されるＡｌ含量の上限値を超えるＡｌ含量は、所望の成形能力を低下させる。Ａｌ含量を０．０３重量％以下に制限することにより、本発明の平鋼製品の合金中のＡｌのプラスの効果を最適な様式で利用することが可能である。
Ｔｉは、０．０１重量％〜０．１重量％の含量で本発明の平鋼製品中に存在する。Ｔｉは、侵入型合金元素を結合させるように作用し、したがって析出硬化に寄与する。０．０１重量％未満のＴｉ含量の場合、侵入型合金元素はまだ結晶格子内に溶解した形態であり、所望の成形能力に対する悪影響を有する。０．１重量％を超えるＴｉ含量は、成形能力を追加的に改善しない。Ｔｉの存在のプラスの効果は、Ｔｉ含量が０．０５重量％〜０．０９重量％である場合に高い信頼性をもって利用され得る。
本発明の平鋼製品において常に存在する上述の合金元素と同様に、本発明の平鋼製品は、特定の特性を達成または確立するために、以下の合金元素を追加的に含有してもよい。
Ｃｒは、低含量の場合のＣｒの存在が、本発明の平鋼製品の機械的特性、特にその降伏強度および引張強度に対するプラスの効果を有するように、０．００１重量％〜０．０５重量％の含量で本発明の平鋼製品に添加されてもよい。しかしながら、本発明により想定される範囲を超えるＣｒ含量は、所望の成形能力を低下させる。
同様にして、Ｖは、侵入型合金元素の結合、ひいては析出硬化に同様に寄与するために、鋼溶融物の合金に含まれてもよい。この目的のために、Ｖは、最大０．００５重量％の含量で本発明の平鋼製品中に存在してもよい。
Ｍｏは、任意選択で、固溶体硬化に役立つために、最大０．０１５重量％の含量で本発明の平鋼製品中に存在してもよい。しかしながら、本発明の限度を超えるＭｏ含量は、所望の成形能力を低下させる。
原則として、本発明の平鋼製品中のＮの含量は、技術的に不可避の不純物として考慮され得る。しかしながら、０．００１重量％〜０．００４重量％の含量において、Ｎは、ＴｉＮの形成によって、析出硬化に追加的に役立ち得る。Ｎの割合が０．００４重量％を超える場合、窒素が結晶格子中の固溶形態となり、低い深絞り性をもたらす顕著な降伏点を生じさせる危険性がある。したがって、存在してもよいＮ含量は、所望の成形特性を確保するために、０．００３重量％以下に最適に制限される。
上述の合金元素、および本発明の鋼の主成分としての鉄だけでなく、本発明の平鋼製品中に技術的に不可避の不純物が存在し得る。これにはＢ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＳが含まれ、これらの割合は、合計して０．２重量％以下となるべきであり、Ｎｂ、ＢまたはＳｂが存在する場合、Ｓｂ含量は０．００１重量％以下であり、Ｎｂ含量は０．００２重量％以下であり、Ｂ含量は０．０００５重量％以下であるという特定の条件がこれらの不純物に適用される。
本発明の特性を有する平鋼製品は、例えば本発明の製造様式により製造され得る。
この目的のために、本発明の平鋼製品を製造するための本発明の方法は、
ａ）フェライト微細組織を有する圧延硬化された冷間圧延平鋼製品であって、上記説明に従い、以下の組成（重量％で）：
Ｃ：０．０００１％〜０．００３％、
Ｓｉ：０．００１％〜０．０２５％、
Ｍｎ：０．０５％〜０．２０％、
Ｐ：０．００１％〜０．０１５％、
Ａｌ：０．０２％〜０．０５５％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１％、
を有し、残りは鉄および不可避の不純物である鋼からなり、鋼は、追加的に、以下の任意選択の合金元素：
Ｃｒ：０．００１％〜０．０５％
Ｖ：最大０．００５％、
Ｍｏ：最大０．０１５％、
Ｎ：０．００１％〜０．００４％
を含有してもよい、圧延硬化された冷間圧延平鋼製品を提供する操作ステップと、
ｂ）−１０℃から−６０℃の露点で、１体積％〜７体積％のＨ２からなり、残りはＮ２および不可避の不純物である焼鈍雰囲気下、焼鈍炉を通して連続運転で平鋼製品を熱処理する操作ステップであって、
平鋼製品は、再結晶焼鈍のために、
７５０〜８６０℃の保持温度Ｔ１まで加熱され、
３０〜９０秒の期間ｔ１の間、保持温度Ｔ１に維持され、
平鋼製品は、その後の過時効処理のために、
２〜１００℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、保持温度Ｔ１から、４００〜６００℃の過時効開始温度Ｔ２に冷却され、
過時効開始温度Ｔ２への冷却後、３０〜４００秒の期間ｔ２にわたり、０．５〜１２℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、２５０〜３５０℃の過時効終了温度Ｔ３に冷却され、
平鋼製品は、過時効終了温度Ｔ３への冷却後、１．５〜５．０℃／秒の冷却速度ＣＲ３で、室温に冷却される操作ステップと、
ｃ）１．０〜２．５μｍの算術平均粗さＲａおよび少なくとも１００ １／ｃｍのピークカウントＲＰｃを有する、平鋼製品と接触する外周エリアを有する調質加工ロールを使用して、０．４〜０．７％の調質加工率Ｄで、再結晶焼鈍平鋼製品を調質圧延する操作ステップであって、平均粗さＲａおよびピークカウントＲＰｃを構成する、調質加工ロールの表面に形成される陥凹部およびピークは、確率的に分布している操作ステップと
を含む。
本発明の方法の操作ステップｂ）において、平鋼製品の熱処理に想定される各構成要素ステップは、連続炉内で行われる。熱処理プロセスは、連続運転で実行される焼鈍操作の形態で実現されるが、これは、熱処理の個々の構成要素ステップが、このようにして互いに一様に継続し得るためである。中断されないシーケンスは、平鋼製品の長さおよび幅にわたる機械的特性における、明確により低い分散性をもたらす。
実践において想定される連続炉内で連続的に進行する熱処理において、個々のセクションは、それ自体知られている様式で、ＤＦＦ（直火型加熱炉）、ＤＦＩ（直接熱衝撃）炉もしくはＮＯＦ（非酸化炉）の方式で直接的に、または、例えばＲＴＦ（放射管炉）の方式で間接的に加熱され得る。
過時効開始温度Ｔ２への平鋼製品の冷却、および室温への平鋼製品の最終冷却は、ガス、例えばＮ２、Ｈ２もしくはそれらの混合物の噴射により、水もしくは霧の適用により、または冷却ロールとの接触を介した冷却により、従来の様式で行うことができ、これらの手段はそれぞれ、他の冷却手段の１つ以上と組み合わせて行われてもよい。
再結晶焼鈍には、７５０〜８６０℃の温度範囲内の保持温度Ｔ１が想定される。７５０℃未満の焼鈍温度の場合、平鋼製品の微細組織の完全な再結晶はもはや確実には達成され得ない。一方、８６０℃を超える温度では、粗粒形成の危険性がある。両方とも、成形特性に対する悪影響を有する。再結晶焼鈍に最適な結果は、温度Ｔ１が８００〜８５０℃である場合に得られる。
本発明に従って製造される平鋼製品の最適な成形特性を確保するために、再結晶焼鈍において平鋼製品が保持温度Ｔ１に維持される期間ｔ１は、３０〜９０秒である。ｔ１が３０秒未満である場合、微細組織の完全な再結晶は、もはや動作信頼性のある様式で達成され得ない。９０秒を超える保持時間ｔ１の場合、同じく粗粒形成の危険性がある。
保持温度Ｔ１に維持された後、平鋼製品は、２〜１００℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、過時効開始温度Ｔ２に冷却される。冷却速度ＣＲ１は、最適な成形特性を有する平鋼製品を得るように選択される。粗粒形成を回避するためには、２℃／秒の最低冷却速度ＣＲ１が必要である。一方、冷却速度ＣＲ１が１００℃／秒を超える場合、過度に微細な粒が形成し、これは同様に、所望の良好な成形性に有害である。
過時効開始温度Ｔ２は、少なくとも４００℃であるが、これは、より低い温度の場合、過時効開始温度Ｔ２への冷却に必要な冷却力は高いが、材料特性に対するいかなる追加的なプラスの効果ももはや存在しないためである。一方、過時効開始温度Ｔ２が６００℃を超える場合、再結晶が十分に持続可能な様式で停止せず、粗粒形成の危険性がある。４００〜６００℃、特に４００〜５５０℃の過時効開始温度Ｔ２では、最適化された成形特性を達成することが可能である。
過時効開始温度から進行して、平鋼製品は、３０〜４００秒の期間ｔ２にわたり過時効処理に供され、０．５〜１２℃／秒の冷却速度ＣＲ２で過時効終了温度Ｔ３に冷却される。期間ｔ２が３０秒未満である場合、侵入型合金原子が平鋼製品の再結晶微細組織中における拡散により均質に分布し得る期間が短すぎる。これは、成形特性に対する悪影響を有する。４００秒より長く継続する過時効処理は、いかなる追加的なプラスの効果も達成しない。実行可能な期間内で過時効処理を完結させるために、少なくとも０．５℃／秒の冷却速度ＣＲ２が確立される。一方、１２℃／秒を超える冷却速度ＣＲ２が確立される場合、過時効処理の期間ｔ２が短すぎる。その場合、侵入型合金元素の拡散に利用可能な時間が短すぎ、その結果成形特性が一方で低下する。
本発明によれば、過時効処理の終了温度Ｔ３は、２５０〜３５０℃である。過時効終了温度Ｔ３が３５０℃を超える場合、平鋼製品は、最終冷却に送られる際に熱すぎ、これは本発明の平鋼製品の表面品質、ひいては塗装特性に対する悪影響を有する。一方、２５０℃未満の過時効終了温度Ｔ３は、いかなる追加的なプラスの効果も有さない。
操作ステップｂ）の構成要素操作ステップは、１体積％〜７体積％の水素含量を有し、その他は窒素および技術的に不可避の不純物からなる保護ガス焼鈍雰囲気下で行われる。１．０体積％未満のＨ２含量の場合、平鋼製品の表面上での酸化物形成の危険性があり、これはその表面品質、ひいては塗装特性の低下をもたらす。一方、７．０体積％を超える焼鈍雰囲気のＨ２含量は、いかなる追加的なプラスの効果ももたらさず、さらに操作安全性の点から問題がある。
本発明によれば、焼鈍雰囲気の露点は、−１０℃から−６０℃である。焼鈍雰囲気の露点が−１０℃を超える場合、同様に平鋼製品の表面上での酸化物形成の危険性があり、これは所望の表面の観点から望ましくない。−６０℃未満の露点は、膨大なコストおよび不都合を伴って初めて工業規模で達成可能であり、さらにいかなる追加的なプラスの効果も有さない。焼鈍雰囲気の露点が−１５℃から−５０℃である場合に、最適な操作条件が得られる。
過時効処理の終了後に始まる平鋼製品の冷却は、既に説明した保護ガス雰囲気下で進行する。この場合、１．５〜５．０℃／秒の冷却速度ＣＲ３が想定される。この冷却速度ＣＲ３は、過度に遅い冷却の場合に生じ得る酸化物形成による表面特性の悪化が、経済的に実行可能な様式で回避されるように選択される。
本発明の方法の操作ステップｃ）は、本発明の平鋼製品の、最適化された塗料光沢を有する塗装への特に良好な好適性に不可欠である。この特有の好適性は、０．４０μｍ以下、典型的には０．３５μｍ以下、特に０．３０μｍ未満のＷｓａ値から得られ、これは、平鋼製品表面の最小化されたうねりを表す。
熱処理（操作ステップｂ））後の本発明により想定される調質圧延（操作ステップｃ））における上で定義された調質加工率Ｄは、０．４％〜０．７％である。０．４％未満の調質加工率Ｄの場合、最適な成形特性には不十分な平鋼製品の変形が達成される。また、そのような低い調質加工率では、本発明により特定される粗さＲａおよびピークカウントＲＰｃの値を達成することも不可能である。しかしながら、０．７％を超える調質加工率Ｄの場合、鋼帯に過度の硬化が導入される危険性があり、これは一方で、成形特性に対する悪影響を有する。さらに、０．７％を超える調質加工率Ｄは、所望の表面特性に関して本発明により特定される粗さの範囲外の粗さＲａをもたらす。特に幅のある平鋼製品、すなわち典型的には１５００ｍｍ以上の幅を有する平鋼製品の場合に、高い動作信頼性をもって本発明により特定された表面構造を生成するためには、調質加工率Ｄは、少なくとも０．５％に設定され得る。調質圧延のすべての悪影響を回避すべき場合、調質圧延Ｄは、この目的のために最大０．６％に限定され得る。後者は、特に、本発明の平鋼製品が構成される鋼の合金成分が、それぞれ上で特に有利であるとして強調された範囲内の含量で存在する場合の選択肢である。
調質圧延が、塗装特性に関して最適化された本発明の要件に適合する表面構造を、平鋼製品の表面に型押しするために、問題の平鋼製品の表面に作用する調質加工ロールは、１．０〜２．５μｍの粗さＲａおよび少なくとも１００毎ｃｍのピークカウントＲＰｃを有する。加工ロールの粗さＲａが１．０μｍ未満または２．５μｍ超である場合、ＲａおよびＲＰｃの本発明の値を、平鋼製品において本発明の限度内で適用することができない。それに対応して、成形および塗装特性が悪化する。実際に、本発明により必要とされる粗さ値Ｒａが平鋼製品において動作信頼性のある様式で達成されることを確実とするために、調質加工ロールの粗さＲａは、１．２〜２．３μｍに設定され得る。
調質加工ロール表面のピークカウントＲＰｃは、少なくとも１００毎ｃｍであるが、より高いピークカウントＲＰｃ、例えば少なくとも１１０毎ｃｍ、特に１３０毎ｃｍ超の加工ロールのピークカウントＲＰｃが特に有利である。平鋼製品と接触する調質加工ロールの周囲表面と接触する、１００毎ｃｍ以上の高いピークカウントＲＰｃにより、必要なピークカウントＲＰｃが、本発明の要件に適合する上で説明した調質圧延パラメータを適用して、同様に調質圧延された平鋼製品に転写されることが保証される。
ピークおよびトラフの確率分布を有する表面構造が、平鋼製品の特定表面上に形成するためには、平鋼製品に接触する調質加工ロールの周囲表面の表面構造は、それに対応して確率論的である。
本発明により想定される表面構造は、例えば、それ自体知られている様式で、キャップ（−）またはパルス（＋）法における調質ロールの制御された粗面化のために確立されたＥＤＴ（「ＥＤＴ」＝放電テクスチャ化）技術を用いて生成され得る。これらの方法の詳細な説明は、Ｈｅｎｎｉｎｇ Ｍｅｉｅｒ、「Ｕｂｅｒ ｄｉｅ Ａｕｆｒａｕｈｕｎｇ ｖｏｎ Ｗａｌｚｅｎｏｂｅｒｆｌａｃｈｅｎ ｍｉｔ Ｆｕｎｋｅｎｅｎｔｌａｄｕｎｇｅｎ」［スパーク放電によるロール表面の粗面化］、ＴＵ Ｂｒａｕｎｓｃｈｗｅｉｇ １９９９、Ｓｈａｋｅｒ Ｖｅｒｌａｇ １９９９の論文に見出すことができる。
ＥＤＴ技術は、スパークエロージョンによるロール表面の粗面化に基づく。この目的のために、調質加工ロールは、中に誘電体を有する槽内の電極を通過して移動される。スパークの結果、ロール表面に微小孔が形成される。電極が陽極（＋）として接続される場合（すなわち、電流がロールから電極に流れる場合）、ロール上に非常に不均質な孔が形成され、これは、比較的高いピークカウントに関連する。逆の場合（すなわち、陰極（−）としての電極の接続）、電流はロールに向かって流れる。その結果滑らかな孔が得られる。
ＥＤＴ技術のキャップ（−）変形例は、電極がロールに十分近付くとすぐに生じるコンデンサ放電に基づく。静電容量が異なる程度まで変動し（３０％から１００％の間）、したがって異なるサイズの穴がロール材料に形成されるため、キャップ法は、加工ロール上に確率論的なテクスチャを生成する。
ＥＤＴ技術のパルス（＋）変形例は、テクスチャ化されるロールに印加されるエネルギーの量が常に同じであるという原理に基づいている。この結果、より高い規則性を有する確率論的な表面テクスチャが形成されるが、これは、本発明の目的に十分な陥凹部およびピークの確率分布を提供するものである。
粗面化に続いて、本発明の加工ロールは、後処理に供されてもよい。この後処理において、破損したピークによる平鋼製品表面の汚染を低減するために、表面構造の顕著に突出したピークが削り取られる。後処理は、超仕上げ処理の形態で行うことができる。これは、平均粗さの深さを超えて突き出した先端を除去すること、またはその数を最小限まで低減することを目的とした超微細処理方法である。超仕上げ法の実用的な実装手段は、例えば、独国特許第１０２００４０１３０３１号明細書または欧州特許第２００６０３７号明細書から知られている。特定の後処理の結果、ピークカウントは無視できるほど低い程度で変化する。しかしながら、表面は均質化され、接触エリアのパーセンテージは増加する。これは、負のＲｓｋ値（＝粗さ分布の歪み）に反映される。高いＲｓｋ値の場合、粗さは、それに対応して不均質な分布を有し、一方、低い、または負のＲｓｋ値は、非常に均質な粗さ分布に関連する。
調質加工ロールは、最後に、その耐摩耗性を最適化するために、使用前に知られた様式で硬質クロムめっきされ得る。
操作上の観点から、本発明の方法の操作ステップｂ）およびｃ）を、連続運転において中断されない様式で実行することが有利である。この目的のために、熱処理ユニット（操作ステップｂ））および操作ステップｃ）に必要な調質圧延スタンドは、１つのライン内に設置される。すると、操作ステップｂ）の後に冷却され、熱処理ユニットから出てくる平鋼製品の、操作ステップｃ）における調質圧延は、単一の調質パスで実行される。一方、調質圧延がオフラインで、すなわち熱処理シーケンスから独立して実行される場合、２回以上の調質ロールパスを実行することも可能であるが、ここでも、オフラインの調質圧延が１回のパスのみで行われた場合に最適な結果が達成されることが分かる。
調質媒体（湿式調質）の最適な使用は、調質圧延における洗浄および潤滑効果に関連した利点を有し得る。一方、乾式調質は、平鋼製品がいかなる湿潤媒体にも接触せず、その結果、平鋼製品の任意のその後の貯蔵またはさらなる処理において、腐食の形成の危険性がまた最小限化されるという利点を有し得る。
本発明の方法を適用することにより、本発明の上述の機械的材料特性を有する平鋼製品を製造することが可能であり、平鋼製品は同時に、帯幅全体にわたり本発明の表面構造を有する（完全な調質圧延）。本発明の要件に対応する粗さ値Ｒａおよびピーク値ＲＰｃを特徴とする本発明の表面テクスチャ化は、本発明以外の表面テクスチャ化を有する比較製品に比べて、はるかに良好な塗料光沢を生成することができる。
これは、以降で実施例を参照しながら詳細に説明される。
本発明の平鋼製品から成形された自動車シャーシ部品の塗装表面の断面図である。 本発明以外の平鋼製品から成形された自動車シャーシ部品の塗装表面の断面図である。 本発明の熱処理（操作ステップｂ））の概略的プロファイルを示す図である。
冷間圧延された圧延硬化平鋼製品は、表１に報告される組成を有していた鋼Ｓ１〜Ｓ６から、鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２の形態で提供された。
平鋼製品を、ＲＴＦ設計の連続熱処理炉内で様々な寸法で熱処理し、次いで室温に冷却し、その後インライン調質圧延に供した。
熱処理は、再結晶焼鈍操作を含むが、この操作において、鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２を８３５℃±１５℃の保持温度Ｔ１に加熱し、これらをこの温度で６０秒の保持期間Ｔ１にわたり維持した。
再結晶焼鈍後、鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２を、過時効処理に供した。この目的のために、鋼帯を、保持温度Ｔ１から８．５℃／秒の冷却速度ＣＲ１で５３０±１５℃の過時効開始温度Ｔ２に冷却した。
ここから進行して、鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２のそれぞれを、次いで３０２秒の過時効期間ｔ２にわたり２８０±１５℃の過時効終了温度Ｔ３に冷却した。鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２が過時効開始温度Ｔ２から過時効終了温度Ｔ３まで冷却された冷却速度ＣＲ２は、０．８２℃／秒であった。
熱処理全体にわたり、鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２は、４体積％のＨ２からなり、残りはＮ２および不可避の不純物からなる焼鈍雰囲気下で維持した。その露点は、−４５℃±２℃に設定した。
過時効処理の終了後、および連続炉から出る前に、鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２を、保護ガス雰囲気下、３．５℃／秒の冷却速度ＣＲ３で室温に冷却し、連続運転において連続的に、支持ロールと、調質圧延用に提供された調質加工ロールとを有するクオート圧延スタンド内に誘導した。調質圧延スタンドの調質加工ロールは、ＥＤＴ技術によりキャップ（−）モードで常に粗面化し、それ自体知られている様式で硬質クロムめっきに供した。すべての調質圧延実験は、調質圧延媒体を使用せずに行った（乾式調質圧延）。
調質圧延のパラメータ（調質加工率Ｄ、それぞれの場合において鋼帯に接触する調質加工ロールの周囲表面の粗さＲａ＿ＷおよびピークカウントＲＰｃ＿Ｗ）、さらに鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２に対して決定された幅ｂ、厚さｄ、降伏強度Ｒｐ０．２、引張強度Ｒｍ、伸びＡ８０およびｎ値を、表２に報告する。機械的特性は、試料を圧延方向に対して長手方向に位置付け、ＤＩＮ６８９２に従う準静的引張試験において決定した。
同様に、鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２の表面に対して決定された粗さＲａおよびピークカウントＲＰｃを表２に列挙する。算術平均粗さＲａ、Ｒａ＿ＷおよびピークカウントＲＰｃ、ＲＰｃ＿Ｗは、常に、Ｓｔａｈｌ−Ｅｉｓｅｎ−Ｐｒｕｆｂｌａｔｔ（ＳＥＰ）１９４０に従って、ＩＳＯ３２７４に従う電気スタイラス機器を用いて測定した。
鋼帯Ｂ１およびＢ９の特性は、より高いピークカウントＲＰｃを用いてより良好なＷｓａ値が達成されることを示している。
本発明以外の鋼帯Ｂ１１およびＢ１２は、本発明の成功のための調質加工率の重要性を示している。
さらに、鋼帯Ｂ１〜Ｂ１２の表面に対してＷｓａ値を決定する。結果は、同様に表２に記録されている。この結果から、本発明の実施例が、０．４０μｍ未満のＷｓａ値を達成し、したがって、特に良好な塗料光沢のための最適な必要条件を提供することが確認された。うねり特性Ｗｓａは、Ｓｔａｈｌ−Ｅｉｓｅｎ−Ｐｒｕｆｂｌａｔｔ（ＳＥＰ）１９４１に従って測定したが、測定は、Ｍａｒｃｉｎｉａｋカップ試験において５％塑性伸びを生じた鋼試料に対して行った。
図１および図２は、本発明および本発明以外の平鋼製品から成形および塗装により製造された部品の比較を用いてこれを示している。本発明の要件を満たさない鋼帯Ｂ３から製造された図２に示される本発明以外の実施例は、塗装後、本発明の鋼帯Ｂ１から成形された図１に示される例よりはるかに低い塗料光沢を示す。
Figure 0006636512
Figure 0006636512

Claims (15)

  1. フェライト微細組織を有する冷間圧延および再結晶焼鈍平鋼製品であって、以下の組成（重量％で）：
    Ｃ：０．０００１％〜０．００３％、
    Ｓｉ：０．００１％〜０．０２５％、
    Ｍｎ：０．０５％〜０．２０％、
    Ｐ：０．００１％〜０．０１５％、
    Ａｌ：０．０２％〜０．０５５％、
    Ｔｉ：０．０１％〜０．１％、
    を有し、残りは鉄および不可避の不純物である鋼からなり、前記鋼は、追加的に、以下の任意選択の合金元素：
    Ｃｒ：０．００１％〜０．０５％、
    Ｖ：最大０．００５％、
    Ｍｏ：最大０．０１５％、
    Ｎ：０．００１％〜０．００４％
    を含有してもよく、平鋼製品は、
    最大１８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、
    最大３４０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、
    少なくとも４０％の破断時伸びＡ８０、
    少なくとも０．２３のｎ値、
    ならびに、その表面の少なくとも１つにおいて、０．８〜１．６μｍの算術平均粗さＲａ、および、
    少なくとも７５ １／ｃｍのピークカウントＲＰｃを有し、前記平均粗さＲａおよび前記ピークカウントＲＰｃを構成する、表面に形成される陥凹部およびピークは、確率的に分布している、冷間圧延および再結晶焼鈍平鋼製品。
  2. 電解コーティングにより施された金属保護層で被覆されていることを特徴とする、請求項１に記載の平鋼製品。
  3. 無機コーティングで被覆されていることを特徴とする、請求項１または２に記載の平鋼製品。
  4. １ｍｍ以下の厚さおよび少なくとも１０００ｍｍの幅を有することを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の平鋼製品。
  5. 請求項１から４のいずれか一項に記載の種類の平鋼製品を製造する方法であって、
    ａ）フェライト微細組織を有する圧延硬化された冷間圧延平鋼製品であって、以下の組成（重量％で）：
    Ｃ：０．０００１％〜０．００３％、
    Ｓｉ：０．００１％〜０．０２５％、
    Ｍｎ：０．０５％〜０．２０％、
    Ｐ：０．００１％〜０．０１５％、
    Ａｌ：０．０２％〜０．０５５％、
    Ｔｉ：０．０１％〜０．１％、
    を有し、残りは鉄および不可避の不純物である鋼からなり、前記鋼は、追加的に、以下の任意選択の合金元素：
    Ｃｒ：０．００１％〜０．０５％、
    Ｖ：最大０．００５％、
    Ｍｏ：最大０．０１５％、
    Ｎ：０．００１％〜０．００４％
    を含有してもよい、圧延硬化された冷間圧延平鋼製品を提供する操作ステップと、
    ｂ）−１０℃から−６０℃の露点で、１体積％〜７体積％のＨ２からなり、残りはＮ２および不可避の不純物である焼鈍雰囲気下、焼鈍炉を通して連続運転で前記平鋼製品を熱処理する操作ステップであって、
    前記平鋼製品は、再結晶焼鈍のために、
    ７５０〜８６０℃の保持温度Ｔ１まで加熱され、
    ３０〜９０秒の期間ｔ１の間、前記保持温度Ｔ１に維持され、
    前記平鋼製品は、その後の過時効処理のために、
    ２〜１００℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、前記保持温度Ｔ１から、４００〜６００℃の過時効開始温度Ｔ２に冷却され、
    前記過時効開始温度Ｔ２への冷却後、３０〜４００秒の期間ｔ２にわたり、０．５〜１２℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、２５０〜３５０℃の過時効終了温度Ｔ３に冷却され、
    前記平鋼製品は、過時効終了温度Ｔ３への冷却後、１．５〜５．０℃／秒の冷却速度ＣＲ３で、室温に冷却される操作ステップと、
    ｃ）１．０〜２．５μｍの算術平均粗さＲａおよび少なくとも１００ １／ｃｍのピークカウントＲＰｃを有する、前記平鋼製品と接触する外周エリアを有する調質加工ロールを使用して、０．４〜０．７％の調質加工率Ｄで、前記再結晶焼鈍平鋼製品を調質圧延する操作ステップであって、前記平均粗さＲａおよび前記ピークカウントＲＰｃを構成する、前記調質加工ロールの表面に形成される陥凹部およびピークは、確率的に分布している操作ステップと
    を含む方法。
  6. 前記保持温度Ｔ１が、８００〜８５０℃であることを特徴とする、請求項５に記載の方法。
  7. 前記過時効開始温度Ｔ２が、４００〜５５０℃であることを特徴とする、請求項５または６に記載の方法。
  8. 前記焼鈍雰囲気の前記露点が、−１５℃から−５０℃であることを特徴とする、請求項５から７のいずれか一項に記載の方法。
  9. 前記調質圧延が、湿式調質圧延の形式で実行され、前記平鋼製品の運搬方向における前記調質加工ロールの上流側で、調質圧延流体が、少なくとも、前記調質加工ロールが作用する前記平鋼製品の表面に施されることを特徴とする、請求項５から８のいずれか一項に記載の方法。
  10. 前記調質加工率Ｄが、０．５％〜０．６％であることを特徴とする、請求項５から９のいずれか一項に記載の方法。
  11. 前記平鋼製品と接触する前記調質加工ロールの前記外周エリアの前記算術平均粗さＲａが、１．２〜２．３μｍであることを特徴とする、請求項５から１０のいずれか一項に記載の方法。
  12. 前記平鋼製品と接触する前記調質加工ロールの前記外周エリアの前記ピークカウントＲＰｃが、少なくとも１３０ １／ｃｍであることを特徴とする、請求項５から１１のいずれか一項に記載の方法。
  13. 操作ステップｂ）およびｃ）が、中断されないシーケンスで行われることを特徴とする、請求項５から１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 前記平鋼製品が、前記調質圧延後に、Ｚｎをベースとした金属コーティングで被覆されることを特徴とする、請求項５から１３のいずれか一項に記載の方法。
  15. 前記金属コーティングが、電解亜鉛めっきにより前記平鋼製品に施されることを特徴とする、請求項１４に記載の方法。
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Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
PL3204530T3 (pl) 2014-10-09 2019-07-31 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Walcowany na zimno i wyżarzany rekrystalizująco płaski wyrób stalowy oraz sposób jego wytwarzania
US11453923B2 (en) * 2016-09-20 2022-09-27 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for manufacturing flat steel products and flat steel product
DE102017103308A1 (de) * 2017-02-17 2018-08-23 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Herstellen von Stahlblechen
DE102017103303A1 (de) * 2017-02-17 2018-08-23 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Herstellen von Stahlblechen
JP2020525639A (ja) * 2017-02-17 2020-08-27 フォエスタルピネ スタール ゲーエムベーハー 鋼板の製造方法
DE102017218704A1 (de) 2017-10-19 2019-04-25 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines mit einem metallischen, vor Korrosion schützenden Überzug versehenen Stahlbauteils
CN108642421A (zh) * 2018-05-15 2018-10-12 首钢集团有限公司 一种镀锌钢板的生产方法
TWI656225B (zh) * 2018-05-18 2019-04-11 中國鋼鐵股份有限公司 熱浸鍍鋅鋼片之製造方法
WO2020048602A1 (de) * 2018-09-06 2020-03-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verzinktes kaltfeinblech mit verbesserten tribologischen eigenschaften ii
WO2020048601A1 (de) * 2018-09-06 2020-03-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verzinktes kaltfeinblech mit verbesserten tribologischen eigenschaften i
CN109825763B (zh) * 2019-01-23 2021-04-30 邢台钢铁有限责任公司 一种高导电性阴极扁钢用工业纯铁及其生产方法
DE102019118578A1 (de) * 2019-07-09 2021-01-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines Blechproduktes und Blechprodukt
KR102281203B1 (ko) * 2019-12-19 2021-07-26 주식회사 포스코 프레스 성형성 및 도장 선영성이 우수한 도금강판용 조질압연 롤 및 이를 이용한 도금강판의 제조방법
DE102021200744A1 (de) 2021-01-28 2022-07-28 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Texturieren einer Dressierwalze, Dressierwalze und dressiertes Stahlblech
CN114182079B (zh) * 2021-11-18 2024-04-16 山东钢铁集团日照有限公司 一种外板用冷轧深冲钢表面轧制纹的控制方法

Family Cites Families (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61291924A (ja) 1985-06-17 1986-12-22 Nippon Steel Corp 加工性の優れたプレス成形用鋼板の製造方法
US4775599A (en) 1985-12-24 1988-10-04 Kawasaki Steel Corporation Cold rolled steel sheets having an improved press formability
US4798772A (en) 1986-01-17 1989-01-17 Kawasaki Steel Corporation Steel sheets for painting and a method of producing the same
US5054302A (en) 1989-04-07 1991-10-08 Kawasaki Steel Corporation Hardness compensated thickness control method for wet skin-pass rolled sheet
JP2792898B2 (ja) 1989-04-07 1998-09-03 川崎製鉄株式会社 化成処理性にすぐれた深絞り用冷延鋼板の製造方法
EP0484960B9 (en) * 1990-11-09 2003-10-29 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel strip having excellent combined press formability and method of producing same
JPH04200902A (ja) 1990-11-30 1992-07-21 Kawasaki Steel Corp 塗膜鮮映性とプレス成形性に優れた金属板およびその製造方法
JP3185227B2 (ja) 1991-01-07 2001-07-09 日本鋼管株式会社 極めて優れた深絞り成形性と張出し成形性を有する冷延鋼板の製造方法
KR960013481B1 (ko) 1993-06-29 1996-10-05 니홍고오깡 가부시키가이샤 표면처리강판 및 그 제조방법
EP0767247A4 (en) 1995-02-23 1999-11-24 Nippon Steel Corp COLD ROLLED STEEL SHEET AND FIRE-SMOOTHED GALVANIZED STEEL SHEET WITH EXCELLENT SMOOTH WORKABILITY, AND METHOD FOR PRODUCING THE SHEET
JP2950199B2 (ja) 1995-06-12 1999-09-20 株式会社神戸製鋼所 耐木目状疵性に優れた電気亜鉛めっき用鋼板および電気亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
DE19622164C1 (de) 1996-06-01 1997-05-07 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlbleches oder -bandes mit guter Umformbarkeit
DE19701443A1 (de) * 1997-01-17 1998-07-23 Thyssen Stahl Ag Stahl
DE69909305T2 (de) * 1999-12-22 2004-04-22 Sidmar N.V. Ultraniedriggekohlte Stahlzusammensetzung, Verfahren zur Herstellung dieses einbrennhärtbaren Stahls, und das hergestellte Produkt
JP2001288549A (ja) 2000-03-31 2001-10-19 Kawasaki Steel Corp プレス成形性に優れた冷延鋼板、めっき鋼板の製造方法
US20030015263A1 (en) * 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
EP1291447B1 (en) * 2000-05-31 2005-05-04 JFE Steel Corporation Cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same
KR100473497B1 (ko) * 2000-06-20 2005-03-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그 제조방법
JP2002004019A (ja) 2000-06-23 2002-01-09 Nkk Corp 亜鉛めっき鋼板
KR100501818B1 (ko) * 2000-10-19 2005-07-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 아연도금 강판 및 그 제조방법과 프레스 성형품의 제조방법
AU2002304255A1 (en) * 2001-06-06 2002-12-23 Nippon Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same
JP4110750B2 (ja) * 2001-06-07 2008-07-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性と導電性に優れた有機被覆鋼板
JP2003080302A (ja) 2001-09-12 2003-03-18 Nkk Corp 亜鉛めっき鋼板の調質圧延方法
JP3753062B2 (ja) 2001-12-20 2006-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2003306759A (ja) 2002-04-18 2003-10-31 Jfe Steel Kk プレス成形性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2004076158A (ja) 2002-07-29 2004-03-11 Jfe Steel Kk 表面処理鋼板
JP4599855B2 (ja) 2004-03-04 2010-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板の製造方法及び圧延用ロール表面の調整方法
DE102004013031A1 (de) 2004-03-16 2005-10-06 Waldrich Siegen Werkzeugmaschinen Gmbh Verfahren und Maschine zur Herstellung einer Walze
US8388770B2 (en) * 2006-03-16 2013-03-05 Jfe Steel Corporation Cold-rolled steel sheet, method of producing the same, battery, and method of producing the same
EP2006037B2 (de) 2007-06-22 2023-06-14 ThyssenKrupp Steel Europe AG Flachprodukt aus einem Metallwerkstoff, insbesondere einem Stahlwerkstoff, Verwendung eines solchen Flachprodukts sowie Walze und Verfahren zur Herstellung solcher Flachprodukte
RU2366730C1 (ru) 2008-07-08 2009-09-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства if-стали
JP5589269B2 (ja) 2008-09-25 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 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
JP5655300B2 (ja) * 2009-03-05 2015-01-21 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法およびそれを用いた部材
DE102010017354A1 (de) 2010-06-14 2011-12-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines warmgeformten und gehärteten, mit einer metallischen Korrosionsschutzbeschichtung überzogenen Stahlbauteils aus einem Stahlflachprodukt
JP5549414B2 (ja) 2010-06-23 2014-07-16 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法
CN102453837B (zh) 2010-10-25 2013-07-17 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁感无取向硅钢的制造方法
CN101956133B (zh) 2010-10-29 2012-09-05 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 一种低屈服强度耐时效连退冷轧钢板及其生产方法
BR112013012558B1 (pt) * 2010-11-22 2018-06-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço do tipo de endurecimento por envelhecimento após o encruamento excelente em resistência ao envelhecimento após o cozimento de acabamento, e método para sua produção
JP5958038B2 (ja) 2011-04-21 2016-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 外圧に対する缶胴部の座屈強度が高く、成形性および成形後の表面性状に優れた缶用鋼板およびその製造方法
DE102012017703A1 (de) 2012-09-07 2014-03-13 Daetwyler Graphics Ag Flachprodukt aus Metallwerkstoff, insbesondere einem Stahlwerkstoff, Verwendung eines solchen Flachprodukts sowie Walze und Verfahren zur Herstellung solcher Flachprodukte
DE102014010020A1 (de) 2014-07-08 2016-01-14 Clariant International Ltd. Adsorptionsmaterial zur Adsorption von Edelgasen, Verwendung desselben und Verfahren zur Adsorption von Edelgasen
PL3204530T3 (pl) 2014-10-09 2019-07-31 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Walcowany na zimno i wyżarzany rekrystalizująco płaski wyrób stalowy oraz sposób jego wytwarzania
CN104946978B (zh) 2015-07-07 2017-03-01 新余钢铁集团有限公司 一种用于家电面板的彩涂冷轧基板及其制造方法

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