JPH0637674B2 - 加工性の良好な高強度亜鉛メツキ鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性の良好な高強度亜鉛メツキ鋼板の製造方法Info
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- JPH0637674B2 JPH0637674B2 JP61294913A JP29491386A JPH0637674B2 JP H0637674 B2 JPH0637674 B2 JP H0637674B2 JP 61294913 A JP61294913 A JP 61294913A JP 29491386 A JP29491386 A JP 29491386A JP H0637674 B2 JPH0637674 B2 JP H0637674B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は引張強さが45〜60kgf/mm2で、かつ降伏比が0.8
未満の加工性が優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造
方法に関するものである。
未満の加工性が優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造
方法に関するものである。
＜従来技術とその問題点＞ 自動車の安全性と燃費改善を目的とした軽量化のため高
強度鋼板の要求が強く、さらに防錆化の要求も強く、こ
のため高強度溶融亜鉛メッキ鋼板への期待も大きい。
強度鋼板の要求が強く、さらに防錆化の要求も強く、こ
のため高強度溶融亜鉛メッキ鋼板への期待も大きい。
さらに近年、この高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に対する加
工性の改善要求も高まってきた。
工性の改善要求も高まってきた。
従来、NbやTiなどの析出硬化型元素を利用した高張力鋼
板は降伏比が高く、伸びフランジ加工性など充分な冷間
成形性が得られないという欠点があった。また、SiとMn
などの固溶硬化型元素を利用した高張力鋼板は析出硬化
型に比べ降伏比が低く、冷間成形性も良好であるが、イ
ンライン焼鈍還元法、いわゆるシーラス型あるいはセン
ジミアー型溶融亜鉛メッキ装置での亜鉛メッキ鋼板の製
造において、0.1％を越えるSiを含む固溶硬化型の高張
力鋼では酸化工程でFeとSiの酸化物が鋼表面に生成し、
これが還元工程においても除去されず、鋼表面に残存し
たままメッキ処理されるため、不メッキが生じるという
大きな欠点を有する。
板は降伏比が高く、伸びフランジ加工性など充分な冷間
成形性が得られないという欠点があった。また、SiとMn
などの固溶硬化型元素を利用した高張力鋼板は析出硬化
型に比べ降伏比が低く、冷間成形性も良好であるが、イ
ンライン焼鈍還元法、いわゆるシーラス型あるいはセン
ジミアー型溶融亜鉛メッキ装置での亜鉛メッキ鋼板の製
造において、0.1％を越えるSiを含む固溶硬化型の高張
力鋼では酸化工程でFeとSiの酸化物が鋼表面に生成し、
これが還元工程においても除去されず、鋼表面に残存し
たままメッキ処理されるため、不メッキが生じるという
大きな欠点を有する。
＜発明が解決しようとする問題点＞ 本発明は溶融亜鉛メッキ時の不メッキの問題と高強度溶
融亜鉛メッキ鋼板の冷間成形性を改善する方法も提供す
ることを目的とする。
融亜鉛メッキ鋼板の冷間成形性を改善する方法も提供す
ることを目的とする。
＜問題点を解決するための手段＞ 本発明者等はこのような問題点を解決するため鋭意研究
の結果、溶融亜鉛メッキ性を阻害するSi量を極力低め、
これに代わる強化元素としてＰを添加し、さらに熱間圧
延時の冷却条件を制御することにより降伏比が0.8未満
で、かつ、引張強さが45〜60kgf/mm2で、強度延性バラ
ンスがよく、冷間成形性も良好な高強度溶融亜鉛メッキ
鋼板の製造方法を見出した。
の結果、溶融亜鉛メッキ性を阻害するSi量を極力低め、
これに代わる強化元素としてＰを添加し、さらに熱間圧
延時の冷却条件を制御することにより降伏比が0.8未満
で、かつ、引張強さが45〜60kgf/mm2で、強度延性バラ
ンスがよく、冷間成形性も良好な高強度溶融亜鉛メッキ
鋼板の製造方法を見出した。
＜発明の構成＞ すなわち、本発明によれば Ｃ：0.05〜0.15％、Ｓｉ：0.10％以下、Ｍｎ：0.60〜1.
50％、Ｐ：0.035〜0.100％、Ｓ：0.015％以下、必要に
よりCaおよび／またはREMを0.001〜0.008％を含み、残
部が鉄及びその他不可避的不純物からなる鋼を、850℃
以上の仕上り温度で熱間圧延後、15〜60℃／秒の冷却速
度で冷却し、470〜680℃の温度で巻取り、これによって
ポリゴナルなフエライト・パーライトからなる組織をも
つ熱延板を製造し、この熱延板を酸洗し、溶融亜鉛メッ
キまたは合金化溶融亜鉛メッキすることにより、加工性
の良好な高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得る点に特徴を有
する。ここでポリゴナルなフエライト・パーライトから
なる組織とは，フエライト結晶粒がほぼ同一の大きさの
多結晶として分散し且つパーライトも均一に分散してい
る状態を意味しており，したがってこのポリゴナルな組
織と言えば帯状に展伸されたフエライトやパーライトを
もつ組織とは区別されるし，ベーナイト組織とも区別さ
れる。
50％、Ｐ：0.035〜0.100％、Ｓ：0.015％以下、必要に
よりCaおよび／またはREMを0.001〜0.008％を含み、残
部が鉄及びその他不可避的不純物からなる鋼を、850℃
以上の仕上り温度で熱間圧延後、15〜60℃／秒の冷却速
度で冷却し、470〜680℃の温度で巻取り、これによって
ポリゴナルなフエライト・パーライトからなる組織をも
つ熱延板を製造し、この熱延板を酸洗し、溶融亜鉛メッ
キまたは合金化溶融亜鉛メッキすることにより、加工性
の良好な高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を得る点に特徴を有
する。ここでポリゴナルなフエライト・パーライトから
なる組織とは，フエライト結晶粒がほぼ同一の大きさの
多結晶として分散し且つパーライトも均一に分散してい
る状態を意味しており，したがってこのポリゴナルな組
織と言えば帯状に展伸されたフエライトやパーライトを
もつ組織とは区別されるし，ベーナイト組織とも区別さ
れる。
次に本発明方法における鋼組成ならびに製造条件を限定
した理由を述べる。
した理由を述べる。
Ｃ（炭素） Ｃは本発明鋼において、その加工性と溶接性を良好にす
る意味で、できるだけ低くする方が好ましい。しかしＣ
含有量が0.05％未満では溶融亜鉛メッキ後の引張強度が
45kgf/mm2以上を得ることが困難である。また0.15％を
越えて添加すると、本発明における熱延条件範囲内でベ
イナイト状の組織が多量に生成し、60kgf/mm2を越える
引張強度ならびに0.8以上の降伏比となり、冷間加工性
が大幅に低下するので、Ｃ含有量は0.05〜0.15％に限定
した。
る意味で、できるだけ低くする方が好ましい。しかしＣ
含有量が0.05％未満では溶融亜鉛メッキ後の引張強度が
45kgf/mm2以上を得ることが困難である。また0.15％を
越えて添加すると、本発明における熱延条件範囲内でベ
イナイト状の組織が多量に生成し、60kgf/mm2を越える
引張強度ならびに0.8以上の降伏比となり、冷間加工性
が大幅に低下するので、Ｃ含有量は0.05〜0.15％に限定
した。
Si（珪素） Siは強度を向上させる目的では好ましい元素ではある
が、シーラス型あるいはセンジミアー型のインライン焼
鈍型溶融亜鉛メッキ法では、Siが0.10％を越えると不メ
ッキの発生が著しくなるので、Si量は0.10％以下に限定
した。
が、シーラス型あるいはセンジミアー型のインライン焼
鈍型溶融亜鉛メッキ法では、Siが0.10％を越えると不メ
ッキの発生が著しくなるので、Si量は0.10％以下に限定
した。
Mn（マンガン） Mnは鋼材の強度を確保する上で重要な元素であるが、そ
の含有量が0.60％未満では所望の強度が得られず、他
方、1.50％を越えて含有すると溶接継手部の強度の上昇
が大きくなり、靭性が劣化するのでMn含有量は0.60〜1.
50％に限定した。
の含有量が0.60％未満では所望の強度が得られず、他
方、1.50％を越えて含有すると溶接継手部の強度の上昇
が大きくなり、靭性が劣化するのでMn含有量は0.60〜1.
50％に限定した。
Ｐ（りん） Ｐは本発明鋼の特徴的な元素である。すなわち、溶融亜
鉛メッキ性を改善するためSi含有量を0.10％以下に限定
したため、Siに代わる強化元素としてＰを用いる。本発
明鋼の目的とする引張強さ45kgf/mm2以上を確保するに
はＰ含有量は最低0.035％必要である。なお0.035〜0.10
0％の範囲内ではＰ含有量の増加によりフェライト変態
反応が促進されるため、ポリゴナルなフェライトとパー
ライトの組織になり良好な延性を示す。しかし、0.100
％を越えて添加すると溶融亜鉛メッキ鋼板の衝撃遷移温
度が上昇し、鋼材の脆化が見られるようになるので、Ｐ
含有量は0.035〜0.100％の範囲に限定した。
鉛メッキ性を改善するためSi含有量を0.10％以下に限定
したため、Siに代わる強化元素としてＰを用いる。本発
明鋼の目的とする引張強さ45kgf/mm2以上を確保するに
はＰ含有量は最低0.035％必要である。なお0.035〜0.10
0％の範囲内ではＰ含有量の増加によりフェライト変態
反応が促進されるため、ポリゴナルなフェライトとパー
ライトの組織になり良好な延性を示す。しかし、0.100
％を越えて添加すると溶融亜鉛メッキ鋼板の衝撃遷移温
度が上昇し、鋼材の脆化が見られるようになるので、Ｐ
含有量は0.035〜0.100％の範囲に限定した。
Ｓ（いおう） Ｓは不可避的不純物として鋼中に招来される元素である
が、過剰のＳは展伸した硫化物系介在物を生成させ、亜
鉛メッキ鋼板の冷間加工性、特に伸びフランジ性を低下
させるので、Ｓ含有量は0.015％以下に限定した。
が、過剰のＳは展伸した硫化物系介在物を生成させ、亜
鉛メッキ鋼板の冷間加工性、特に伸びフランジ性を低下
させるので、Ｓ含有量は0.015％以下に限定した。
Ca（カルシウム）とREM（希土類元素） Caおよび／またはREMの添加は展伸した硫化物系介在物
を球状の介在物に形態を変えるのに有効であり、材料の
異方性が改善される。このため、亜鉛メッキ鋼板の伸び
フランジ成形性など冷間加工性の改善にCaまたはREMの
うち１種を添加する。Caおよび／またはREMの添加量が
合計で0.001％未満では介在物の球状化効果がなく、0.0
08％を越えて添加してもその効果は飽和するのでCaおよ
び／またはREMの添加量は0.001〜0.008％に限定した。
上記の目的のためにはCaとREMは均等物である。
を球状の介在物に形態を変えるのに有効であり、材料の
異方性が改善される。このため、亜鉛メッキ鋼板の伸び
フランジ成形性など冷間加工性の改善にCaまたはREMの
うち１種を添加する。Caおよび／またはREMの添加量が
合計で0.001％未満では介在物の球状化効果がなく、0.0
08％を越えて添加してもその効果は飽和するのでCaおよ
び／またはREMの添加量は0.001〜0.008％に限定した。
上記の目的のためにはCaとREMは均等物である。
圧延仕上り温度 圧延仕上り温度850℃は通常実施されるところであって
本発明に固有の限定ではない。
本発明に固有の限定ではない。
冷却速度 仕上スタンドから巻取機までの間の冷却速度は、本発明
鋼の引張強度をコントロールするために重要である。こ
の冷却速度が15℃／秒未満の遅い場合には得られる金属
組織がフェライトとパーライトの顕著な帯状組織とな
り、低強度にもかかわらず亜鉛メッキ鋼板の冷間成形性
が低下する。また、冷却速度が60℃／秒を越えるような
速い冷却になるとベイナイト組織の生成が多くなり、延
性の低下、冷間成形性の低下が著しくなるので、仕上圧
延後の冷却速度は15〜60℃／秒に限定した。
鋼の引張強度をコントロールするために重要である。こ
の冷却速度が15℃／秒未満の遅い場合には得られる金属
組織がフェライトとパーライトの顕著な帯状組織とな
り、低強度にもかかわらず亜鉛メッキ鋼板の冷間成形性
が低下する。また、冷却速度が60℃／秒を越えるような
速い冷却になるとベイナイト組織の生成が多くなり、延
性の低下、冷間成形性の低下が著しくなるので、仕上圧
延後の冷却速度は15〜60℃／秒に限定した。
巻取温度 巻取温度は仕上圧延後の冷却速度と共に、亜鉛メッキ鋼
板の引張強度、冷間成形性などに強く影響する。巻取温
度が470℃未満の低い温度で巻取るとフェライト、パー
ライト変態が完了しなく、ベイナイト組織の生成が多く
なり、亜鉛メッキ鋼板の引張強度が60kgf/mm2を越え、
伸びの低下、冷間成形性の劣下が顕著となる。これに対
し、680℃を越える高い温度で巻取ると得られる金属組
織はフェライト、パーライトの顕著な帯状組織になると
ともにＰによる脆化も認められるようになり、亜鉛メッ
キ鋼板の冷間成形性の低下が顕著になる。したがってポ
リゴナルなフェライト、パーライト組織を得、良好な冷
間成形性を得るために、巻取温度は470〜680℃の温度範
囲に限定した。
板の引張強度、冷間成形性などに強く影響する。巻取温
度が470℃未満の低い温度で巻取るとフェライト、パー
ライト変態が完了しなく、ベイナイト組織の生成が多く
なり、亜鉛メッキ鋼板の引張強度が60kgf/mm2を越え、
伸びの低下、冷間成形性の劣下が顕著となる。これに対
し、680℃を越える高い温度で巻取ると得られる金属組
織はフェライト、パーライトの顕著な帯状組織になると
ともにＰによる脆化も認められるようになり、亜鉛メッ
キ鋼板の冷間成形性の低下が顕著になる。したがってポ
リゴナルなフェライト、パーライト組織を得、良好な冷
間成形性を得るために、巻取温度は470〜680℃の温度範
囲に限定した。
次に実施例により本発明の効果をさらに説明する。これ
らの実施例において，溶融亜鉛めっきはいずれもセンジ
ミアー型連続溶融亜鉛メッキ設備で実施したが，当該設
備内では特にインライン焼鈍は行なわずに，熱延鋼帯は
ほぼ浴温度に加熱されながら亜鉛浴に連続的に浸漬され
たものである。
らの実施例において，溶融亜鉛めっきはいずれもセンジ
ミアー型連続溶融亜鉛メッキ設備で実施したが，当該設
備内では特にインライン焼鈍は行なわずに，熱延鋼帯は
ほぼ浴温度に加熱されながら亜鉛浴に連続的に浸漬され
たものである。
実施例１ 転炉によって表１に示すSi含有量の異なる鋼を溶製し、
連続鋳造により約11トンのスラブとし、熱間圧延時の仕
上温度を880℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平均
冷却速度40℃／秒で冷却し、560℃で巻取温って厚さ3.0
mmのコイルとした。この熱延鋼帯を酸洗後センジミアー
式連続溶融亜鉛メッキ設備で亜鉛付着量片面30g/m2の目
標で亜鉛メッキ処理を行なった。なお亜鉛浴の温度は47
0℃で処理した。この亜鉛メッキ鋼帯をシャーで長さ182
9mmに切断し不メッキ発生率を測定して表１に示した。
連続鋳造により約11トンのスラブとし、熱間圧延時の仕
上温度を880℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平均
冷却速度40℃／秒で冷却し、560℃で巻取温って厚さ3.0
mmのコイルとした。この熱延鋼帯を酸洗後センジミアー
式連続溶融亜鉛メッキ設備で亜鉛付着量片面30g/m2の目
標で亜鉛メッキ処理を行なった。なお亜鉛浴の温度は47
0℃で処理した。この亜鉛メッキ鋼帯をシャーで長さ182
9mmに切断し不メッキ発生率を測定して表１に示した。
本発明鋼のSi含有量0.10％を越えると不メッキ発生によ
る２級格落率は急激に増加することが明らかである。
る２級格落率は急激に増加することが明らかである。
実施例２ 転炉によって表２に示す成分の鋼溶製し、連続鋳造によ
り11トンスラブとし、熱間圧延時の仕上温度を860〜890
℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平均冷却速度38〜
56℃／秒で冷却し、500〜580℃で巻取温って厚さ3.0mm
の熱延鋼帯を製造した。次いでこの熱延鋼帯を酸洗後、
センジミアー式連続溶融亜鉛メッキ設備で亜鉛目付量30
g/m2（片面）の目標で亜鉛メッキ処理を行なった。なお
亜鉛浴の温度は470℃で処理した。この亜鉛メッキ鋼板
の機械的性質、冷間成形性（穴拡げ比）、2mmVノッチ試
験片による破面遷移温度、不メッキによる２級格落率の
結果を表３に示した。
り11トンスラブとし、熱間圧延時の仕上温度を860〜890
℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平均冷却速度38〜
56℃／秒で冷却し、500〜580℃で巻取温って厚さ3.0mm
の熱延鋼帯を製造した。次いでこの熱延鋼帯を酸洗後、
センジミアー式連続溶融亜鉛メッキ設備で亜鉛目付量30
g/m2（片面）の目標で亜鉛メッキ処理を行なった。なお
亜鉛浴の温度は470℃で処理した。この亜鉛メッキ鋼板
の機械的性質、冷間成形性（穴拡げ比）、2mmVノッチ試
験片による破面遷移温度、不メッキによる２級格落率の
結果を表３に示した。
Ｃ、Mn、Ｐが本発明法の範囲よりも低いNo.５の鋼は本
発明法の熱延条件で圧延しても引張強さは本発明法にお
ける目標の45kgf/mm2の強度は得られない。
発明法の熱延条件で圧延しても引張強さは本発明法にお
ける目標の45kgf/mm2の強度は得られない。
Ｐが本発明法の範囲よりも高いNo.９の鋼はフェライト
変態が促進されフェライト量の多い組織となり良好な伸
びを示すが、衝撃試験による破面遷移温度は−40℃で、
Ｐ含有量が本発明法範囲の鋼種に比べ高く、Ｐによる脆
化が見られる。
変態が促進されフェライト量の多い組織となり良好な伸
びを示すが、衝撃試験による破面遷移温度は−40℃で、
Ｐ含有量が本発明法範囲の鋼種に比べ高く、Ｐによる脆
化が見られる。
Ｃが本発明法の範囲より高いNo.10の鋼は本発明法範囲
の熱延条件においても、ベイナイト組織が多く生成し、
この結果引張強さは60kgf/mm2を越え、降伏比も0.83と
高く穴拡げ比も小さく冷間成形性の低下も顕著である。
さらに破面遷移温度も高い。
の熱延条件においても、ベイナイト組織が多く生成し、
この結果引張強さは60kgf/mm2を越え、降伏比も0.83と
高く穴拡げ比も小さく冷間成形性の低下も顕著である。
さらに破面遷移温度も高い。
これに対し、本発明法範囲内のNo.６，７，８の各鋼は
いずれも降伏比が0.8より低く、伸びも良好であり、こ
の結果穴拡げ比も高く良好な冷間成形性を示す。また衝
撃破面遷移温度も低い。本発明法の中でも特にCaを添加
したNo.８の鋼は非金属介在物の形態が球状になり、機
械的性質の異方性の改善が見られ、穴拡げ比が2.0と高
くなり冷間成形性の改善が顕著に認められる。
いずれも降伏比が0.8より低く、伸びも良好であり、こ
の結果穴拡げ比も高く良好な冷間成形性を示す。また衝
撃破面遷移温度も低い。本発明法の中でも特にCaを添加
したNo.８の鋼は非金属介在物の形態が球状になり、機
械的性質の異方性の改善が見られ、穴拡げ比が2.0と高
くなり冷間成形性の改善が顕著に認められる。
なお、No.5〜10の鋼のSi量はいずれも0.10％以下のた
め、不メッキの発生は低く、良好な溶融亜鉛メッキ性を
示した。
め、不メッキの発生は低く、良好な溶融亜鉛メッキ性を
示した。
実施例３ 表２に示すNo.８の鋼種のスラブを用い、熱延仕上温度8
50〜880℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平均冷却
速度10〜66℃／秒で冷却し420〜700℃の温度で巻取って
厚さ3.0mmの熱延鋼帯を製造した。次いで、この熱延鋼
帯を酸洗後、センジミアー式連続溶融亜鉛メッキ設備で
亜鉛目付量30g/m2（片面）で亜鉛メッキ処理を行なっ
た。なお、亜鉛浴の温度は470℃で処理した。引続きラ
イン内でメッキ層を550℃の温度で合金化処理を行なっ
た。
50〜880℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後平均冷却
速度10〜66℃／秒で冷却し420〜700℃の温度で巻取って
厚さ3.0mmの熱延鋼帯を製造した。次いで、この熱延鋼
帯を酸洗後、センジミアー式連続溶融亜鉛メッキ設備で
亜鉛目付量30g/m2（片面）で亜鉛メッキ処理を行なっ
た。なお、亜鉛浴の温度は470℃で処理した。引続きラ
イン内でメッキ層を550℃の温度で合金化処理を行なっ
た。
得られた合金化処理した亜鉛メッキ鋼板の材料特性を表
４に示した。
４に示した。
No.11は冷却速度が10℃／秒の比較法の場合であるが、
冷却速度が遅いため巻取温度が700℃と高くなり、引張
強さは本発明法が目標とする45kgf/mm2を越える強度が
得られない。さらに、得られる金属組織もフェライトと
パーライトの帯状組織を示し、伸びが良いにもかかわら
ず穴拡げ比が良くない。
冷却速度が遅いため巻取温度が700℃と高くなり、引張
強さは本発明法が目標とする45kgf/mm2を越える強度が
得られない。さらに、得られる金属組織もフェライトと
パーライトの帯状組織を示し、伸びが良いにもかかわら
ず穴拡げ比が良くない。
No.15の冷却速度が66℃／秒と速い比較法の場合には、
冷却速度が速いため巻取温度も低くなり、ベイナイト組
織の生成が多くなるので、引張強さも60kgf/mm2を越え
るようになり、降伏比も0.8以上になり穴拡げ比が急激
に低下して冷間成形性の劣化が顕著になる。
冷却速度が速いため巻取温度も低くなり、ベイナイト組
織の生成が多くなるので、引張強さも60kgf/mm2を越え
るようになり、降伏比も0.8以上になり穴拡げ比が急激
に低下して冷間成形性の劣化が顕著になる。
これに対しNo.12〜14の冷却速度が20〜60℃の本発明方
法の場合はポリゴナルフェライトとパーライトからなる
組織を示し、伸びも良好で穴拡げ比も高く、良好な冷間
成形性を示す。
法の場合はポリゴナルフェライトとパーライトからなる
組織を示し、伸びも良好で穴拡げ比も高く、良好な冷間
成形性を示す。
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ：0.05〜0.15％， Ｓｉ：0.10％以下， Ｍｎ：0.60〜1.50％， Ｐ：0.035〜0.100％， Ｓ：0.015％以下， 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を850℃以上
の仕上がり温度で熱間圧延し，15〜60℃／秒の冷却速度
で冷却し，470〜680℃の温度で巻取ってポリゴナルなフ
エライト・パーライトからなる組織を有する熱延板を製
造し，この熱延板を酸洗し，溶融亜鉛めっきまたは合金
化溶融亜鉛めっきを行なうことからなる加工性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ：0.05〜0.15％， Ｓｉ：0.10％以下， Ｍｎ：0.60〜1.50％， Ｐ：0.035〜0.100％， Ｓ：0.015％以下， Ｃａおよび／またはREM合計0.001〜0.008％， 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を850℃以上
の仕上がり温度で熱間圧延し，15〜60℃／秒の冷却速度
で冷却し，470〜680℃の温度で巻取ってポリゴナルなフ
エライト・パーライトからなる組織を有する熱延板を製
造し，この熱延板を酸洗し，溶融亜鉛めっきまたは合金
化溶融亜鉛めっきを行なうことからなる加工性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61294913A JPH0637674B2 (ja) | 1986-12-12 | 1986-12-12 | 加工性の良好な高強度亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61294913A JPH0637674B2 (ja) | 1986-12-12 | 1986-12-12 | 加工性の良好な高強度亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63149321A JPS63149321A (ja) | 1988-06-22 |
| JPH0637674B2 true JPH0637674B2 (ja) | 1994-05-18 |
Family
ID=17813872
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61294913A Expired - Lifetime JPH0637674B2 (ja) | 1986-12-12 | 1986-12-12 | 加工性の良好な高強度亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
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-
1986
- 1986-12-12 JP JP61294913A patent/JPH0637674B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
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