JPH05263145A - バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents
バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH05263145A JPH05263145A JP4880992A JP4880992A JPH05263145A JP H05263145 A JPH05263145 A JP H05263145A JP 4880992 A JP4880992 A JP 4880992A JP 4880992 A JP4880992 A JP 4880992A JP H05263145 A JPH05263145 A JP H05263145A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- hot
- high strength
- burring
- temperature
- 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- Withdrawn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)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明はバーリング性の優れた高強度溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法を提供するものである。 【構成】 重量％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５
％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５％、Ｐ：０．１０％以
下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．６０〜
１．５％かつＴｉ：０．００５〜０．１５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．１５％の１種または２種を含み、残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｒ3 以上
の仕上温度で熱間圧延した後巻取り、酸洗を行い、その
後合金化溶融亜鉛メッキ工程において焼鈍温度を４５０
〜７００℃の温度に加熱する合金化溶融亜鉛メッキを施
し、バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板の製造を行う。
鉛メッキ鋼板の製造方法を提供するものである。 【構成】 重量％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５
％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５％、Ｐ：０．１０％以
下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．６０〜
１．５％かつＴｉ：０．００５〜０．１５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．１５％の１種または２種を含み、残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｒ3 以上
の仕上温度で熱間圧延した後巻取り、酸洗を行い、その
後合金化溶融亜鉛メッキ工程において焼鈍温度を４５０
〜７００℃の温度に加熱する合金化溶融亜鉛メッキを施
し、バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板の製造を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はバーリング性の優れた高
強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。
強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の軽量化の要請から自動車
用鋼板の高強度化が要求されつつある。しかもその特性
には強度だけでなく耐食性も要求される。鋼板の高強度
化に関しては従来から研究が行われており、その方法と
して固溶強化元素の添加、析出強化元素の添加あるいは
組織をベイナイト、デュアルフェイズとする組織強化法
が通常用いられる。一方、自動車用鋼板としては、高耐
食性の観点から、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が用いられ
ることが多い。しかし、前述した強化法を合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板に適用する場合には種々の問題が生じる。
すなわち固溶強化元素としてはＳｉの添加が一般的に用
いられるが、Ｓｉの添加はメッキ密着性を劣化させると
いう欠点がある。また析出強化元素としては炭化物形成
元素であるＴｉ，Ｎｂ等が通常用いられるが、この方法
も合金化溶融亜鉛メッキ工程での炭化物粗大化によって
軟化を生じる問題がある。さらに、組織強化を用いる場
合、強化された組織が合金化溶融亜鉛メッキ工程におい
て軟化するという問題が生じる。
用鋼板の高強度化が要求されつつある。しかもその特性
には強度だけでなく耐食性も要求される。鋼板の高強度
化に関しては従来から研究が行われており、その方法と
して固溶強化元素の添加、析出強化元素の添加あるいは
組織をベイナイト、デュアルフェイズとする組織強化法
が通常用いられる。一方、自動車用鋼板としては、高耐
食性の観点から、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が用いられ
ることが多い。しかし、前述した強化法を合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板に適用する場合には種々の問題が生じる。
すなわち固溶強化元素としてはＳｉの添加が一般的に用
いられるが、Ｓｉの添加はメッキ密着性を劣化させると
いう欠点がある。また析出強化元素としては炭化物形成
元素であるＴｉ，Ｎｂ等が通常用いられるが、この方法
も合金化溶融亜鉛メッキ工程での炭化物粗大化によって
軟化を生じる問題がある。さらに、組織強化を用いる場
合、強化された組織が合金化溶融亜鉛メッキ工程におい
て軟化するという問題が生じる。
【０００３】これらの問題を克服するために、たとえば
特開昭６２−２３９７５号公報にみられるようにＳｉの
添加を極力抑え、他の固溶強化元素および析出強化元素
の添加を併用し単独の方法では得られない高強度化を図
る方法や、特公昭６２−５６２０９号公報にみられるよ
うに成分、熱延条件、合金化溶融亜鉛メッキ条件を制御
することでフェライトとマルテンサイトの混合組織鋼板
とし高強度化を図る方法が開発されている。
特開昭６２−２３９７５号公報にみられるようにＳｉの
添加を極力抑え、他の固溶強化元素および析出強化元素
の添加を併用し単独の方法では得られない高強度化を図
る方法や、特公昭６２−５６２０９号公報にみられるよ
うに成分、熱延条件、合金化溶融亜鉛メッキ条件を制御
することでフェライトとマルテンサイトの混合組織鋼板
とし高強度化を図る方法が開発されている。
【０００４】ところで、自動車用鋼板には前述した強
度、耐食性のほかに、打抜き加工等により形成された穴
がその後の成形過程において亀裂なく成形可能であるこ
とを示すバーリング加工性も要求される。バーリング加
工性の指標としては通常穴拡げ比が用いられるが、上記
方法で高強度化を図った場合その組織に硬質層と軟質層
が共存するため穴拡げ比は劣化する傾向にある。
度、耐食性のほかに、打抜き加工等により形成された穴
がその後の成形過程において亀裂なく成形可能であるこ
とを示すバーリング加工性も要求される。バーリング加
工性の指標としては通常穴拡げ比が用いられるが、上記
方法で高強度化を図った場合その組織に硬質層と軟質層
が共存するため穴拡げ比は劣化する傾向にある。
【０００５】上記の高強度化方法を用いた場合の欠点を
克服する手段として鋼板組織をフェライト単相とし微細
析出物による強化を用いる方法が考えられる。たとえば
特公平３−６９９７９号公報にみられるように添加Ｃ量
を低減しＣｕの析出強度を用いる方法がある。この方法
は、熱間圧延工程の巻取温度を調節し巻取工程では高強
度化を図らず、その後に６００℃で１０分以上の熱処理
で強化する手段がとられている。ところが、合金化溶融
亜鉛メッキ工程のような短時間の熱処理工程（たとえば
７５０℃で１分程度）では熱処理時間が短すぎ、Ｃｕの
析出時間がないため高強度化を達成することはできな
い。
克服する手段として鋼板組織をフェライト単相とし微細
析出物による強化を用いる方法が考えられる。たとえば
特公平３−６９９７９号公報にみられるように添加Ｃ量
を低減しＣｕの析出強度を用いる方法がある。この方法
は、熱間圧延工程の巻取温度を調節し巻取工程では高強
度化を図らず、その後に６００℃で１０分以上の熱処理
で強化する手段がとられている。ところが、合金化溶融
亜鉛メッキ工程のような短時間の熱処理工程（たとえば
７５０℃で１分程度）では熱処理時間が短すぎ、Ｃｕの
析出時間がないため高強度化を達成することはできな
い。
【０００６】この方法を改善する手段として熱延工程の
巻取温度を制御しこの段階で高強度化を図り、その後の
合金化溶融亜鉛メッキ工程では軟化を防ぐため低温でメ
ッキを施す方法が考えられる。ところがこの方法も、巻
取後のコイルの幅方向、長手方向の温度履歴の違いが鋼
板の特性に大きく影響し特性のばらつきが生じる。
巻取温度を制御しこの段階で高強度化を図り、その後の
合金化溶融亜鉛メッキ工程では軟化を防ぐため低温でメ
ッキを施す方法が考えられる。ところがこの方法も、巻
取後のコイルの幅方向、長手方向の温度履歴の違いが鋼
板の特性に大きく影響し特性のばらつきが生じる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、高バーリン
グ加工性を得るための基本思想とし主にフェライト単相
組織とすることを念頭に置き、前述した問題を克服した
バーリング性の良い高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法を提供することを目的とする。
グ加工性を得るための基本思想とし主にフェライト単相
組織とすることを念頭に置き、前述した問題を克服した
バーリング性の良い高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者達は前記目的を
達成すべく、実験・研究した結果、ＭｎおよびＣｕを添
加した極低炭素鋼を用いることで高強度合金化溶融亜鉛
メッキ鋼板が得られることを見だした。
達成すべく、実験・研究した結果、ＭｎおよびＣｕを添
加した極低炭素鋼を用いることで高強度合金化溶融亜鉛
メッキ鋼板が得られることを見だした。
【０００９】すなわち本発明は、このような知見に基づ
くものであって、その要旨とするところは、重量％で、
Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．
５０〜１．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１
〜０．１０％、Ｃｕ：０．６０〜１．５％かつＴｉ：
０．００５〜０．１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５
％の１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼片を、Ａｒ3 以上の仕上温度で熱間圧
延した後巻取り、酸洗を行い、得られた熱延鋼板をその
後合金化溶融亜鉛メッキ工程で、焼鈍炉で４５０〜７０
０℃の温度に加熱する合金化溶融亜鉛メッキを施すバー
リング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製
造方法である。
くものであって、その要旨とするところは、重量％で、
Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．
５０〜１．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１
〜０．１０％、Ｃｕ：０．６０〜１．５％かつＴｉ：
０．００５〜０．１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５
％の１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼片を、Ａｒ3 以上の仕上温度で熱間圧
延した後巻取り、酸洗を行い、得られた熱延鋼板をその
後合金化溶融亜鉛メッキ工程で、焼鈍炉で４５０〜７０
０℃の温度に加熱する合金化溶融亜鉛メッキを施すバー
リング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製
造方法である。
【００１０】次に、本発明について詳細に説明する。ま
ず本発明における鋼成分を限定した理由について述べ
る。Ｃは鋼板の組織をフェライト単相とする目的からそ
の含有量は０．０１％以下とした。これは本発明が目的
とする高バーリング性には鋼板組織の影響が大きくフェ
ライト単相が有効であるとの知見に基づくものである。
添加量がこれより多くなると多くの炭化物が形成されバ
ーリング性が劣化する。
ず本発明における鋼成分を限定した理由について述べ
る。Ｃは鋼板の組織をフェライト単相とする目的からそ
の含有量は０．０１％以下とした。これは本発明が目的
とする高バーリング性には鋼板組織の影響が大きくフェ
ライト単相が有効であるとの知見に基づくものである。
添加量がこれより多くなると多くの炭化物が形成されバ
ーリング性が劣化する。
【００１１】本発明で重要となる成分はＭｎである。前
述したように溶融亜鉛メッキ工程のような短時間の熱処
理ラインにおいてはＣｕの析出強化を利用することは非
常に困難である。この工程でＣｕの析出強化を利用する
には何らかの手段によりＣｕの析出促進を図る必要があ
る。本発明者らはこのような観点から研究した結果Ｍｎ
の添加がＣｕの析出を促進することを見いだした。本発
明者らの考察によると、Ｍｎの添加により熱間圧延後の
転位密度、つまりＣｕの析出サイトが増加し、Ｃｕの微
細析出が促進されるためと考えられる。そこでこの効果
を有効に活用するため、Ｍｎの添加量は０．５％以上と
した。ところで、Ｍｎはメッキ性の観点からみるとあま
り好ましい元素ではなく、その添加量が多くなると成形
時のメッキ層の剥離が生じ易くなる。そこでその添加量
の上限を１．５％とした。
述したように溶融亜鉛メッキ工程のような短時間の熱処
理ラインにおいてはＣｕの析出強化を利用することは非
常に困難である。この工程でＣｕの析出強化を利用する
には何らかの手段によりＣｕの析出促進を図る必要があ
る。本発明者らはこのような観点から研究した結果Ｍｎ
の添加がＣｕの析出を促進することを見いだした。本発
明者らの考察によると、Ｍｎの添加により熱間圧延後の
転位密度、つまりＣｕの析出サイトが増加し、Ｃｕの微
細析出が促進されるためと考えられる。そこでこの効果
を有効に活用するため、Ｍｎの添加量は０．５％以上と
した。ところで、Ｍｎはメッキ性の観点からみるとあま
り好ましい元素ではなく、その添加量が多くなると成形
時のメッキ層の剥離が生じ易くなる。そこでその添加量
の上限を１．５％とした。
【００１２】Ｃｕは固溶限以上に添加されるとε炭化物
として析出し鋼材の強度を上昇させる。この現象は従来
から知られているが、前述したように溶融亜鉛メッキ工
程のような短時間の熱処理ラインで析出強化を利用する
にはＭｎの添加と組み合わせる必要がある。この場合そ
の添加量は０．６％以上必要である。ところがその添加
量が増えると強度が上昇しすぎ、成形性、バーリング性
がともに劣化するためその上限を１．５％とした。
として析出し鋼材の強度を上昇させる。この現象は従来
から知られているが、前述したように溶融亜鉛メッキ工
程のような短時間の熱処理ラインで析出強化を利用する
にはＭｎの添加と組み合わせる必要がある。この場合そ
の添加量は０．６％以上必要である。ところがその添加
量が増えると強度が上昇しすぎ、成形性、バーリング性
がともに劣化するためその上限を１．５％とした。
【００１３】Ｓｉは固溶強化元素として用いられるがそ
の含有量が多くなると亜鉛メッキ密着不良が生じ易くな
るため０．５％以下とする。Ｐは固溶強化元素として用
いられるがその含有量が多くなると、メッキ層のパウダ
リング性が劣化するため０．１％以下とする。Ａｌは溶
鋼の脱酸と添加合金元素の歩留向上のために０．０１％
以上含有させるが、一方、その含有量が多くなると酸化
物系介在物の増加を招き、また前述の効果は飽和するの
で０．１０％以下とする。Ｔｉ，Ｎｂは鋼板の加工性を
劣化させる固溶炭素および固溶窒素を固定するために添
加するが、その含有量が増加すると加工性を劣化させる
ためＴｉ：０．００５〜０．１５％、Ｎｂ：０．００５
〜０．１５％とする。
の含有量が多くなると亜鉛メッキ密着不良が生じ易くな
るため０．５％以下とする。Ｐは固溶強化元素として用
いられるがその含有量が多くなると、メッキ層のパウダ
リング性が劣化するため０．１％以下とする。Ａｌは溶
鋼の脱酸と添加合金元素の歩留向上のために０．０１％
以上含有させるが、一方、その含有量が多くなると酸化
物系介在物の増加を招き、また前述の効果は飽和するの
で０．１０％以下とする。Ｔｉ，Ｎｂは鋼板の加工性を
劣化させる固溶炭素および固溶窒素を固定するために添
加するが、その含有量が増加すると加工性を劣化させる
ためＴｉ：０．００５〜０．１５％、Ｎｂ：０．００５
〜０．１５％とする。
【００１４】このような成分の鋼を電気炉あるいは転炉
等で溶製し、連続鋳造あるいは造塊−分塊でスラブと
し、熱片スラブを直接または加熱したのち、あるいは冷
片を再加熱して熱間圧延を施す。熱間圧延条件の仕上温
度はＡｒ3 以上としたがこれは成形性を確保するためで
ある。Ａｒ3 未満の温度で圧延した場合には圧延中にフ
ェライトが生成し加工性が劣化する。巻取温度は特に限
定しない。
等で溶製し、連続鋳造あるいは造塊−分塊でスラブと
し、熱片スラブを直接または加熱したのち、あるいは冷
片を再加熱して熱間圧延を施す。熱間圧延条件の仕上温
度はＡｒ3 以上としたがこれは成形性を確保するためで
ある。Ａｒ3 未満の温度で圧延した場合には圧延中にフ
ェライトが生成し加工性が劣化する。巻取温度は特に限
定しない。
【００１５】本発明においては熱間圧延後のメッキ工程
での製造条件が亜鉛メッキ性及びＣｕの析出の両方の観
点から重要である。この工程では鋼板表面に溶融した亜
鉛を付着させるもので、そのためには鋼板温度を４５０
℃以上に加熱する必要がある。この温度以下の場合には
溶融亜鉛温度の低下を防ぐための加熱、表面への安定し
たメッキ層の付着が困難等の生産性阻害要因が生じる。
加熱方式としては、還元炉を用いる方式、オールラジア
ント方式等があるが、どのような方式によっても同じ結
果が得られる。ただし、還元炉を用いる方式の場合には
鋼板表面を十分に還元する目的から鋼板温度を５５０℃
以上とすることが望ましい。
での製造条件が亜鉛メッキ性及びＣｕの析出の両方の観
点から重要である。この工程では鋼板表面に溶融した亜
鉛を付着させるもので、そのためには鋼板温度を４５０
℃以上に加熱する必要がある。この温度以下の場合には
溶融亜鉛温度の低下を防ぐための加熱、表面への安定し
たメッキ層の付着が困難等の生産性阻害要因が生じる。
加熱方式としては、還元炉を用いる方式、オールラジア
ント方式等があるが、どのような方式によっても同じ結
果が得られる。ただし、還元炉を用いる方式の場合には
鋼板表面を十分に還元する目的から鋼板温度を５５０℃
以上とすることが望ましい。
【００１６】また、本発明においては焼鈍温度の上限を
７００℃以下としているが、この温度以上ではＣｕの析
出強化による強度確保が困難になるためである。図１
は、Ｃ：０．００２６％、Ｓｉ：０．０１５％、Ｍｎ：
０．８％、Ｐ：０．０５％、Ｃｕ：１．３％、Ａｌ：
０．０３％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０５％から
なる鋼を溶製し、熱間圧延後の冷却速度と巻取温度を変
化させた試料について、その後の溶融亜鉛メッキ工程中
で種々の温度に加熱した場合の鋼板の強度を示す。この
図から、加熱温度４５０〜７００℃においてメッキ密着
性、強度とも満足する鋼板が得られることがわかる。ま
た、巻取温度の影響を相殺し幅方向、長手方向の材質バ
ラツキが非常に小さい鋼板の製造には、鋼板メッキ時の
焼鈍加熱温度を６２０℃以上６８０℃以下とすることが
望ましい。また、本発明は合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法に関するものであるが、溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造に対しても同様に用いることができる。
７００℃以下としているが、この温度以上ではＣｕの析
出強化による強度確保が困難になるためである。図１
は、Ｃ：０．００２６％、Ｓｉ：０．０１５％、Ｍｎ：
０．８％、Ｐ：０．０５％、Ｃｕ：１．３％、Ａｌ：
０．０３％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０５％から
なる鋼を溶製し、熱間圧延後の冷却速度と巻取温度を変
化させた試料について、その後の溶融亜鉛メッキ工程中
で種々の温度に加熱した場合の鋼板の強度を示す。この
図から、加熱温度４５０〜７００℃においてメッキ密着
性、強度とも満足する鋼板が得られることがわかる。ま
た、巻取温度の影響を相殺し幅方向、長手方向の材質バ
ラツキが非常に小さい鋼板の製造には、鋼板メッキ時の
焼鈍加熱温度を６２０℃以上６８０℃以下とすることが
望ましい。また、本発明は合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造方法に関するものであるが、溶融亜鉛メッキ鋼板の
製造に対しても同様に用いることができる。
【００１７】
【実施例】表１に示した鋼成分の供試材を表２に示した
熱延条件およびメッキ工程での焼鈍温度で処理し、得ら
れた熱延鋼板について、引張強度（ＴＳ）、降伏強度
（ＰＳ）、バーリング加工性の指標となる穴拡げ比、お
よび角筒成形時のメッキ層の剥離量から判定したパウダ
リング性等を測定した結果を表３に示す。
熱延条件およびメッキ工程での焼鈍温度で処理し、得ら
れた熱延鋼板について、引張強度（ＴＳ）、降伏強度
（ＰＳ）、バーリング加工性の指標となる穴拡げ比、お
よび角筒成形時のメッキ層の剥離量から判定したパウダ
リング性等を測定した結果を表３に示す。
【００１８】表３の結果から明らかのように、本発明例
ではいずれもバーリング加工性の優れた高強度合金化溶
融亜鉛メッキ鋼板が製造できる。
ではいずれもバーリング加工性の優れた高強度合金化溶
融亜鉛メッキ鋼板が製造できる。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】
【発明の効果】以上のように、本発明法によれば、低炭
素鋼にＭｎ，Ｃｕを適量添加し、合金化溶融亜鉛メッキ
工程での焼鈍温度を４５０〜７００℃に特定することに
より高強度であって、しかもバーリング性の優れた合金
化亜鉛メッキ鋼板を製造することが可能となった。
素鋼にＭｎ，Ｃｕを適量添加し、合金化溶融亜鉛メッキ
工程での焼鈍温度を４５０〜７００℃に特定することに
より高強度であって、しかもバーリング性の優れた合金
化亜鉛メッキ鋼板を製造することが可能となった。
【図１】熱延工程での冷却速度（ＣＲ）と巻取温度（Ｃ
Ｔ）を変化させた熱延鋼板を溶融亜鉛メッキ工程で加熱
焼鈍したときの加熱温度と鋼板の引張強さ（ＴＳ）との
関係を示すものである。
Ｔ）を変化させた熱延鋼板を溶融亜鉛メッキ工程で加熱
焼鈍したときの加熱温度と鋼板の引張強さ（ＴＳ）との
関係を示すものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 Ｔ 38/16
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１％以下、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５０〜１．５％、 Ｐ ：０．１０％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：０．６０〜１．５％、 を含有し、かつ Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５％ の１種または２種を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼片を、Ａｒ3 変態点以上の仕上温度で熱間
圧延した後巻取り、酸洗を行い、得られた熱延鋼板をそ
の後合金化溶融亜鉛メッキ工程で、焼鈍炉で４５０〜７
００℃の温度に加熱する合金化溶融亜鉛メッキを施すこ
とを特徴とするバーリング性の優れた高強度合金化溶融
亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4880992A JPH05263145A (ja) | 1992-03-05 | 1992-03-05 | バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4880992A JPH05263145A (ja) | 1992-03-05 | 1992-03-05 | バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05263145A true JPH05263145A (ja) | 1993-10-12 |
Family
ID=12813539
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4880992A Withdrawn JPH05263145A (ja) | 1992-03-05 | 1992-03-05 | バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05263145A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012118073A1 (ja) | 2011-02-28 | 2012-09-07 | 日新製鋼株式会社 | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板および製造方法 |
-
1992
- 1992-03-05 JP JP4880992A patent/JPH05263145A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012118073A1 (ja) | 2011-02-28 | 2012-09-07 | 日新製鋼株式会社 | 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板および製造方法 |
| KR20140002740A (ko) | 2011-02-28 | 2014-01-08 | 닛신 세이코 가부시키가이샤 | 용융 Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ계 도금 강판 및 제조방법 |
| US9592772B2 (en) | 2011-02-28 | 2017-03-14 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Zn—Al—Mg based alloy hot-dip plated steel sheet, and method for producing the same |
| EP3470541A1 (en) | 2011-02-28 | 2019-04-17 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Zn-al-mg-based alloy hot-dip plated steel, and method for producing the same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| AU2006228084B2 (en) | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same | |
| JP2019506530A (ja) | 優れた成形性を有する高強度鋼板及びこれを製造する方法 | |
| US11155902B2 (en) | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same | |
| JP6052476B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR20200096810A (ko) | 높은 에지 크랙 저항 및 동시에 높은 소부 경화 포텐셜을 갖는 고 강도, 열간 압연 평탄 강 제품 및 이러한 종류의 평탄 강 제품의 제조 방법 | |
| JP4265153B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPS6256209B2 (ja) | ||
| CN108431268B (zh) | 延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法 | |
| JPS595649B2 (ja) | 加工性の優れた高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 | |
| KR101280719B1 (ko) | 내열성이 우수한 핫스탬핑용 용융아연도금강판 제조 방법 | |
| JPH0426744A (ja) | 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JP2563021B2 (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP4333356B2 (ja) | 冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3125397B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH05311244A (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH05263145A (ja) | バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 | |
| JP2000119831A (ja) | 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3687400B2 (ja) | 加工性およびめっき性に優れた高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JP2802513B2 (ja) | プレス成形性に優れ、成形後の熱処理による著しい硬化性と高耐食性を有する鋼板の製造方法及びその鋼板を用いた鋼構造部材の製造方法 | |
| JP2004315882A (ja) | 穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000144261A (ja) | 延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH05179402A (ja) | 加工性及び材質安定性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼材およびその製造方法 | |
| JP2984884B2 (ja) | 非時効性深絞り用薄鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0756056B2 (ja) | 高ｒ値を有する高強度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: 19990518 |