JPS5974231A - 超深絞性溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法 - Google Patents
超深絞性溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法Info
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- JPS5974231A JPS5974231A JP18410982A JP18410982A JPS5974231A JP S5974231 A JPS5974231 A JP S5974231A JP 18410982 A JP18410982 A JP 18410982A JP 18410982 A JP18410982 A JP 18410982A JP S5974231 A JPS5974231 A JP S5974231A
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- steel sheet
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- Materials Engineering (AREA)
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- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本願発明は、超深絞性溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法罠関
するものである。超深絞用溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法に関するものとしては、極低炭素系鋼板が知られてい
る。
するものである。超深絞用溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法に関するものとしては、極低炭素系鋼板が知られてい
る。
Nb添加系の超深絞鋼板としては1.鋼中のO、N1A
t含有量に応じてNbを添加し、Nb(ate)/(固
溶0 (atチ)十固溶N(ate))をある範囲内に
制限することにより鋼板中の固溶C1固溶Nをコントロ
ールしてさらに焼鈍後の冷却速度を制御することを特徴
とする方法(特開昭55−141526号、55−14
1555号公報)がある。
t含有量に応じてNbを添加し、Nb(ate)/(固
溶0 (atチ)十固溶N(ate))をある範囲内に
制限することにより鋼板中の固溶C1固溶Nをコントロ
ールしてさらに焼鈍後の冷却速度を制御することを特徴
とする方法(特開昭55−141526号、55−14
1555号公報)がある。
しかしながら、実際に調査検討してみるとかかる製造法
には次のような欠点がある。まず、熱延巻取温度、焼鈍
温度焼鈍後の冷却速度に対する制限である。Nb添加鋼
では熱延で高温巻取(巻取温度2700℃)を必要とす
る0通常の巻取温度では完全再結晶温度が非常に高くな
って連続焼鈍炉の可能温度範囲(通常は約850℃以下
)では未結晶部が残っていたり、またNbの多少によっ
て材質の変動が大きい、これはAtN、NbOの生成に
関係しており、これら析出物が熱延板中にて十分な大き
さを持った析出物になっていないために再結晶を抑制す
ると考えられる。
には次のような欠点がある。まず、熱延巻取温度、焼鈍
温度焼鈍後の冷却速度に対する制限である。Nb添加鋼
では熱延で高温巻取(巻取温度2700℃)を必要とす
る0通常の巻取温度では完全再結晶温度が非常に高くな
って連続焼鈍炉の可能温度範囲(通常は約850℃以下
)では未結晶部が残っていたり、またNbの多少によっ
て材質の変動が大きい、これはAtN、NbOの生成に
関係しており、これら析出物が熱延板中にて十分な大き
さを持った析出物になっていないために再結晶を抑制す
ると考えられる。
高温巻取を行なった場合には、熱延コイルのコイル長手
方向端部を除いては、約800〜850℃の焼鈍温度で
高いr値の鋼板が得られることは種々報告されている通
りである。これはNbO。
方向端部を除いては、約800〜850℃の焼鈍温度で
高いr値の鋼板が得られることは種々報告されている通
りである。これはNbO。
AtNの生成に関係し、高温巻取では、熱延板中にこれ
ら析出物が大きな寸法の析出物として生成するためであ
る。しかし、高温巻取を行なわねばならないということ
はスケールが厚くなり酸洗能率が落ちるだけでなくコイ
ル長手方向前後端部は冷却速度が速いために通常の巻取
温度と同じ材質になり、十分な材質が得られないので歩
留りの低下はNb添加鋼では特に大きいものがある。
ら析出物が大きな寸法の析出物として生成するためであ
る。しかし、高温巻取を行なわねばならないということ
はスケールが厚くなり酸洗能率が落ちるだけでなくコイ
ル長手方向前後端部は冷却速度が速いために通常の巻取
温度と同じ材質になり、十分な材質が得られないので歩
留りの低下はNb添加鋼では特に大きいものがある。
一方T+添加鋼は、窒化物および炭化物硫化物等の形成
傾向が強く、鋼の純化作用が強いためにNb添加鋼に比
べて二次加工割れの心配がある。また添加量をCとNの
当量以下にした場合には炭化物(Tie)が微細に析出
するために材質が著しく劣化する傾向がある。
傾向が強く、鋼の純化作用が強いためにNb添加鋼に比
べて二次加工割れの心配がある。また添加量をCとNの
当量以下にした場合には炭化物(Tie)が微細に析出
するために材質が著しく劣化する傾向がある。
溶融亜鉛メッキ鋼板は鋼表面とメッキ成分が反応して、
メッキ層の密着性等の性状が決まるので素材成分やそれ
に合わせたメツキラインの操業法が必要である。Tiや
Nbは合金化反応を促進する働きがあり特にTiはその
働きが顕著である。それに対してPけ合金化反応を抑制
する働きの強い元素として知られる。合金化反応が速い
場合は、メッキ層の密着性が悪く、合金化反応を抑制し
てやると地鉄との界面に三元合金層(Zn−Fe−At
合金といわれている)が生成して密着性のよいメッキ層
が形成される。その他にTiは亜鉛浴中Atを吸着して
、Zn層の粘度が上がって、表面に亜鉛のタレ模様が出
来易い傾向がある。
メッキ層の密着性等の性状が決まるので素材成分やそれ
に合わせたメツキラインの操業法が必要である。Tiや
Nbは合金化反応を促進する働きがあり特にTiはその
働きが顕著である。それに対してPけ合金化反応を抑制
する働きの強い元素として知られる。合金化反応が速い
場合は、メッキ層の密着性が悪く、合金化反応を抑制し
てやると地鉄との界面に三元合金層(Zn−Fe−At
合金といわれている)が生成して密着性のよいメッキ層
が形成される。その他にTiは亜鉛浴中Atを吸着して
、Zn層の粘度が上がって、表面に亜鉛のタレ模様が出
来易い傾向がある。
本願発明は、これらのNb添加鋼及びTi添加鋼の持つ
欠点をカ<シた鋼、即ち熱延巻取条件に鋪感で二次加工
割れが起きに〈〈、かつメッキ性状の優れた溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の開発を目的として行なわれたものである。
欠点をカ<シた鋼、即ち熱延巻取条件に鋪感で二次加工
割れが起きに〈〈、かつメッキ性状の優れた溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の開発を目的として行なわれたものである。
本発明鋼が従来のNb添加鋼に比較して著しく優れた材
質特性を有するのはTiをNbと共に複合添加して、鋼
中のNをTjによってTfNとして熱延加、熱炉中で析
出固定しているからである。TiNU窒化物として極め
て安定なので、熱延、冷延、再結晶焼鈍の各工程におい
て何ら変化するものではなく、従って熱延の巻取温度に
よってその析出形態は変わらない。更に’f i 、
Nbを複合添加することにより(Ti、Nb)Oの如き
複合析出物が熱間圧延時の仕上前(即ちオーステナイト
温度域)から形成されて析出を始めるために巻取温度が
低目でもかなり良好な材質を得ることができる。しかし
。
質特性を有するのはTiをNbと共に複合添加して、鋼
中のNをTjによってTfNとして熱延加、熱炉中で析
出固定しているからである。TiNU窒化物として極め
て安定なので、熱延、冷延、再結晶焼鈍の各工程におい
て何ら変化するものではなく、従って熱延の巻取温度に
よってその析出形態は変わらない。更に’f i 、
Nbを複合添加することにより(Ti、Nb)Oの如き
複合析出物が熱間圧延時の仕上前(即ちオーステナイト
温度域)から形成されて析出を始めるために巻取温度が
低目でもかなり良好な材質を得ることができる。しかし
。
Nb添加量が0.025%を越える場合は、NbOの組
成に近い析出物になり前述の如きNb添加鋼の持つ性質
が如実に現われることになる。
成に近い析出物になり前述の如きNb添加鋼の持つ性質
が如実に現われることになる。
またTiをCとNの和の当量を越えて添加するとTi添
加鋼と同様に二次加工割れの発生が起り易くなる。
加鋼と同様に二次加工割れの発生が起り易くなる。
以上述べたようにTiはNを固定してその害をなくする
ためには−(N(チ)−0,0020%〕以 4 上の添加を必要とし、上限はCとNの和の当量即ち(÷
4C十ト÷N)未満とする。
ためには−(N(チ)−0,0020%〕以 4 上の添加を必要とし、上限はCとNの和の当量即ち(÷
4C十ト÷N)未満とする。
Nbの添加量は複合析出物を形成するためには、20(
%)以上の添加を必要とし、がっ、0. OO31未満
では、その効果はなく、0.025%以上では前述の如
き問題がある。
%)以上の添加を必要とし、がっ、0. OO31未満
では、その効果はなく、0.025%以上では前述の如
き問題がある。
溶融亜鉛メッキ製品には1片面が鉄面のままの片面メッ
キ鋼板もあり、この面は化成処理性(リン酸塩処理性)
に優れている必要がある。また両面メッキ材でも、特に
外板では、グラインダー手入を局部的に受ける所があり
、鉄面が霧出する。
キ鋼板もあり、この面は化成処理性(リン酸塩処理性)
に優れている必要がある。また両面メッキ材でも、特に
外板では、グラインダー手入を局部的に受ける所があり
、鉄面が霧出する。
従って鋼板の化成処理性も冷延鋼板と同様に重要である
。極低炭素鋼でけs N b +T tを添加すると化
成処理性が大きく劣化する性質があるので、これら添加
量と化成処理性の関係を調べるとTi+Nb(0,04
%が必要であることがわかった。
。極低炭素鋼でけs N b +T tを添加すると化
成処理性が大きく劣化する性質があるので、これら添加
量と化成処理性の関係を調べるとTi+Nb(0,04
%が必要であることがわかった。
またメッキ性状について述べると、本鋼板は。
Tiを少量含有しているものの0とNの合計の当量以下
に限定しているので、下部分が析出物になっており、固
溶Ti量は少ないのでメッキ性状匈影響はTi添加鋼に
比べて小さい、またNb量についても0.025%未満
でかつ、またTi+Nb(0,04%と少量の添加に抑
制した成分になっているので大きな害はない。しかしな
がらメッキ層の密着性を良好な水準に確保するには溶融
亜鉛メツキラインの操業条件を以下のよりに限定する必
要がある。
に限定しているので、下部分が析出物になっており、固
溶Ti量は少ないのでメッキ性状匈影響はTi添加鋼に
比べて小さい、またNb量についても0.025%未満
でかつ、またTi+Nb(0,04%と少量の添加に抑
制した成分になっているので大きな害はない。しかしな
がらメッキ層の密着性を良好な水準に確保するには溶融
亜鉛メツキラインの操業条件を以下のよりに限定する必
要がある。
メッキ層の密着性を上げるためには、合金化を抑制する
表面濃化型元素(Mn、Sl、P等)を、メッキを付着
させるまでに鋼板表面に濃化させることによって改善す
ることができる。熱延板の表面では、巻取後の高温保持
中に表面濃化したこれら不純物元素は優先的に酸化して
スケールと外って取除かれるs%に拡散速度が速く、か
つスケールの出来易い高温巻取材では、表面には不純物
の欠乏層が出来る。従って、冷間圧延板の表面には。
表面濃化型元素(Mn、Sl、P等)を、メッキを付着
させるまでに鋼板表面に濃化させることによって改善す
ることができる。熱延板の表面では、巻取後の高温保持
中に表面濃化したこれら不純物元素は優先的に酸化して
スケールと外って取除かれるs%に拡散速度が速く、か
つスケールの出来易い高温巻取材では、表面には不純物
の欠乏層が出来る。従って、冷間圧延板の表面には。
表面濃化層は存在しないのでゼンジマ一式の亜鉛メツキ
ラインではこれらの元素の表面濃化け、再結晶徒の73
0℃以上の温度域での焼鈍中と、亜鉛浴までの冷却の間
に表面へ拡散をすることによって起る。
ラインではこれらの元素の表面濃化け、再結晶徒の73
0℃以上の温度域での焼鈍中と、亜鉛浴までの冷却の間
に表面へ拡散をすることによって起る。
表面溶化を起させて十分な密着性のあるメッキ層を形成
する罠は730℃以上に加熱される時間(主にSt、M
n+及びOrその他の不可避的不純物元素が拡散する)
と730℃から亜鉛浴浸入温度近くまでの温度(約55
0℃)までの時間t4 (主にPの表面濃化が起る)を
規制する必要がある。
する罠は730℃以上に加熱される時間(主にSt、M
n+及びOrその他の不可避的不純物元素が拡散する)
と730℃から亜鉛浴浸入温度近くまでの温度(約55
0℃)までの時間t4 (主にPの表面濃化が起る)を
規制する必要がある。
実施例に示すようにt = tl +t、 +13 +
t4は60秒間以上が必要である。また、730℃〜5
50℃までの冷却速度が151〜を越えると板の形状が
不安定になって亜鉛メッキ性が悪くなる。
t4は60秒間以上が必要である。また、730℃〜5
50℃までの冷却速度が151〜を越えると板の形状が
不安定になって亜鉛メッキ性が悪くなる。
しかし冷却速度が2℃/sec以下では経済効率的では
ないという他にPの粒界偏析によって二次加工割れの発
生が起り易く々るので適当ではない。
ないという他にPの粒界偏析によって二次加工割れの発
生が起り易く々るので適当ではない。
高強度鋼板にするために81.Mn、P を高くした場
合は、もともとの濃度が高いので有利ではあるが、前述
の如く冷延後の鋼板表面にはこれら元素の欠乏層が形成
されているので1表面濃化層を形成するには同様な思想
に基ずく焼鈍サイクル条件は基本的に必要である。
合は、もともとの濃度が高いので有利ではあるが、前述
の如く冷延後の鋼板表面にはこれら元素の欠乏層が形成
されているので1表面濃化層を形成するには同様な思想
に基ずく焼鈍サイクル条件は基本的に必要である。
次にNb、TI以外の元素の成分範囲について述べる。
Cは量が多いとOを固定するためのNb量は多く必要と
なり、製造コストが高くなり、かつ複合析出物の生成量
が増えるため析出強化要素が大きく々り材質の低下を招
く。このため0.007%以下とする。
なり、製造コストが高くなり、かつ複合析出物の生成量
が増えるため析出強化要素が大きく々り材質の低下を招
く。このため0.007%以下とする。
8iは高強度鋼板にする場合添加をする場合があるが、
二次加工割れを助長する元素であり、0.8チ以上にな
ると亜鉛メッキ層の密着性が不安定になるのでそれ以下
に限定すべきである。Mnも高強度化する際に添加され
るがr値を劣化させる働きがあることと、炭素量の少な
い合金鉄の値段が高いことから1%以下とする。
二次加工割れを助長する元素であり、0.8チ以上にな
ると亜鉛メッキ層の密着性が不安定になるのでそれ以下
に限定すべきである。Mnも高強度化する際に添加され
るがr値を劣化させる働きがあることと、炭素量の少な
い合金鉄の値段が高いことから1%以下とする。
Pは最も強化能の大きな元素であり、高強度化をする場
合に使用されることが多いが、0.08係以上添加する
と表面濃化と同時に粒界偏析を起こして二次加工割れを
ひき起こす。
合に使用されることが多いが、0.08係以上添加する
と表面濃化と同時に粒界偏析を起こして二次加工割れを
ひき起こす。
AtはNb、Ti添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、
Ti、Nbの歩留を良くするためには0.01チ以上の
添加が必要である。またあまり加えすぎるとコストアッ
プになるのでその上限はo、 i sにする。
Ti、Nbの歩留を良くするためには0.01チ以上の
添加が必要である。またあまり加えすぎるとコストアッ
プになるのでその上限はo、 i sにする。
Nは、TiNとしてTiに大部分は固定されるがN含有
量が多いとTi量も多く必要になるのでo、 o o
sチリ下にしたい。
量が多いとTi量も多く必要になるのでo、 o o
sチリ下にしたい。
TiとNbを複合添加する極低炭素鋼板としては特公昭
54−12883が知られている。しかし該特許におい
てはNb添加量は0.025%以上でかつ固溶Nb量が
0. O25チ以上含まれる鋼板であり、本願発明どけ
異なる成分範囲である。
54−12883が知られている。しかし該特許におい
てはNb添加量は0.025%以上でかつ固溶Nb量が
0. O25チ以上含まれる鋼板であり、本願発明どけ
異なる成分範囲である。
かつ該特許のTi添加量は0.015チ以上であり、T
i+Nbの和は004%以上になるので化成処理性及び
メッキ性状の見地から0.041未満とした本願発明の
成分範囲とは異なる。また該特許は特に焼鈍方法につい
ては規定してい々いが、本願発明では亜鉛メッキ性状を
良好に保つだめにその焼鈍サイクルに条件を設けており
本願発明とは異なるものである。
i+Nbの和は004%以上になるので化成処理性及び
メッキ性状の見地から0.041未満とした本願発明の
成分範囲とは異なる。また該特許は特に焼鈍方法につい
ては規定してい々いが、本願発明では亜鉛メッキ性状を
良好に保つだめにその焼鈍サイクルに条件を設けており
本願発明とは異なるものである。
以下実施例について述べる。
実施例1
第1表に示すような成分の鋼スラブを溶製し、スラブ加
熱温度1200℃仕上温度910℃、で第1ffの如き
巻取温度で熱間圧延をした。熱延板厚みは3.8 wt
+であり、酸洗後0.8 wsに冷間圧延した後ゼンジ
マ一式溶融亜鉛メツキラインにて焼鈍した。焼鈍サイク
ルは焼鈍温度を800℃で30秒保持した。730℃か
ら800℃までの加熱時間は10秒で800℃X30秒
後の730℃までの冷却時間は10秒であった。730
’Cから550℃までの所要時間は30秒で平均6℃ン
就の冷却速度であった。亜鉛メッキ玲中のAta度は0
.19チで、両面609/r/の亜鉛メッキを施した。
熱温度1200℃仕上温度910℃、で第1ffの如き
巻取温度で熱間圧延をした。熱延板厚みは3.8 wt
+であり、酸洗後0.8 wsに冷間圧延した後ゼンジ
マ一式溶融亜鉛メツキラインにて焼鈍した。焼鈍サイク
ルは焼鈍温度を800℃で30秒保持した。730℃か
ら800℃までの加熱時間は10秒で800℃X30秒
後の730℃までの冷却時間は10秒であった。730
’Cから550℃までの所要時間は30秒で平均6℃ン
就の冷却速度であった。亜鉛メッキ玲中のAta度は0
.19チで、両面609/r/の亜鉛メッキを施した。
スキンパスを0.8チかけた後材質試験に供してその結
果を化成処理性の結果と共に表2に示す。
果を化成処理性の結果と共に表2に示す。
本発明品(供試鋼N(L l〜4)はいずれも良好な材
質及びメッキ特性を示している。供試鋼N15はNb添
加量が多いために高温巻取をしても、コイル前後端部の
材質が悪く、またNb+T i= 0.046チなので
化成処理性九劣っている。
質及びメッキ特性を示している。供試鋼N15はNb添
加量が多いために高温巻取をしても、コイル前後端部の
材質が悪く、またNb+T i= 0.046チなので
化成処理性九劣っている。
供試銀N16はTiを添加していないので高温巻取をし
ても、コイル前後端部の材質は良くならない。
ても、コイル前後端部の材質は良くならない。
供試鋼随7.8はTi添加鋼であるが、Ti添加量の少
ないN[L 7は材質的に劣り、Nl18はTi添加量
が高いために材質は良好であるが二次加工割れ、化成処
理性、メッキ密着性に劣る。
ないN[L 7は材質的に劣り、Nl18はTi添加量
が高いために材質は良好であるが二次加工割れ、化成処
理性、メッキ密着性に劣る。
実施例2
第3表に示す成分の鋼スラブを加熱温度1200℃、仕
上温度910℃で仕上圧延後第3表に示す巻取温度で3
.8割厚のコイルに巻取った。酸洗後冷間圧延をして0
.8 waのコイルにしてから第1図のサイクルでゼン
・クマ一式溶融亜鉛メツキラインを通板した。730℃
から保持温度(T (’O)までの加熱時間(tり、保
持時間(1*)、保持温度から730’t:までの冷却
時間(t3)及び亜鉛浴までの冷却速度を変えて実験を
行なった。
上温度910℃で仕上圧延後第3表に示す巻取温度で3
.8割厚のコイルに巻取った。酸洗後冷間圧延をして0
.8 waのコイルにしてから第1図のサイクルでゼン
・クマ一式溶融亜鉛メツキラインを通板した。730℃
から保持温度(T (’O)までの加熱時間(tり、保
持時間(1*)、保持温度から730’t:までの冷却
時間(t3)及び亜鉛浴までの冷却速度を変えて実験を
行なった。
メッキ厚は、両面60 f/rr?のメッキを行々い一
部のものは亜鉛浴を出た後合金化処理を行なつた。浴A
t量はチであった。0.8チのスキンノぞスをかけて材
質を調べて第4表を得た。
部のものは亜鉛浴を出た後合金化処理を行なつた。浴A
t量はチであった。0.8チのスキンノぞスをかけて材
質を調べて第4表を得た。
第4表に示すようにtの長いものはメッキ層の密着性に
優れていたがtの短かいものは、メッキ密着性が悪い、
また亜鉛浴までの冷却速度が2℃/就未満では二次加熱
割れが問題になる傾向になり、150℃/IIec以上
では板形状が劣りめっき密着性が劣る。
優れていたがtの短かいものは、メッキ密着性が悪い、
また亜鉛浴までの冷却速度が2℃/就未満では二次加熱
割れが問題になる傾向になり、150℃/IIec以上
では板形状が劣りめっき密着性が劣る。
・供試材は表面をグラインダー手入して地鉄の新生面を
露出させた場所について行なった。
露出させた場所について行なった。
書処理液は、7オス7オフイライト(ZnzFe (P
On)t)系浸漬処理型薬剤で日本ペイント製GrS−
1) −2000を使用した。これをTiI4−18.
Zn”1000±200ppmFe so〜ioop
pmに調整したものに試料を120秒浸漬して行なった
。
On)t)系浸漬処理型薬剤で日本ペイント製GrS−
1) −2000を使用した。これをTiI4−18.
Zn”1000±200ppmFe so〜ioop
pmに調整したものに試料を120秒浸漬して行なった
。
・評価は走査型電子顕微鐘により1000倍の写真でリ
ン酸塩結晶の密度、サイズを判定することにより行なっ
た。
ン酸塩結晶の密度、サイズを判定することにより行なっ
た。
良好:○、Δ:やや不良、×:不良
*** メッキ密着性評価方法:
ヂールインパクト衝撃試験法に準じて評価した。
ポンチ直径13m+φの半径に衝撃荷重を加えて直径2
0鯖φのダイスに打ち込んだ。そして試験片の押込み部
(凸部)をセロテープによりさビシグチストを行ない、
メッキ層の剥離程度を次の基準で判定した。
0鯖φのダイスに打ち込んだ。そして試験片の押込み部
(凸部)をセロテープによりさビシグチストを行ない、
メッキ層の剥離程度を次の基準で判定した。
第1図は本発明実施例に於ける熱処理サイクルを示すグ
ラフである。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 信 2 名 片1図 T’cxt2 ヨ 特許庁長官 殿 1、事件の表示 特願昭57−第184109 号 2、発明の名称 超潔絞性溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法 3、補正をする者 事6件との関係 出 願 人 住所(居所)東京都千代田区大手町2丁目6番3号氏名
(名称) (665)新日本製鐵株式会社4、代 理
人 居 所 東京都中央区日本橋兜町12番1号大洋ビル?
lI Jl’: fFli ’、f の口付昭和 年
月 日(発送)5゛ 拒絶理由通知 補 正 の 内 容 1 明細書矛2頁下から2行目「・・・・度2700”
C)−−−Jとあるを[・・・・度≧700°C)Φ・
・・・」と訂正する。 2、同士7頁1行目「・・・下部分が析出物・・・」と
あるな「・・・大分部が析出物・・・」とする。 3 同牙13頁1行目「・・・e浴N2量は%であった
。」とあるを[・・・・・浴Aぷ樺は0.19%であっ
た。」と訂正する。 4、同牙18頁牙4表中、比較例の2番目t4 の欄が
116」とあるのを「6」と訂正する。
ラフである。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 信 2 名 片1図 T’cxt2 ヨ 特許庁長官 殿 1、事件の表示 特願昭57−第184109 号 2、発明の名称 超潔絞性溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法 3、補正をする者 事6件との関係 出 願 人 住所(居所)東京都千代田区大手町2丁目6番3号氏名
(名称) (665)新日本製鐵株式会社4、代 理
人 居 所 東京都中央区日本橋兜町12番1号大洋ビル?
lI Jl’: fFli ’、f の口付昭和 年
月 日(発送)5゛ 拒絶理由通知 補 正 の 内 容 1 明細書矛2頁下から2行目「・・・・度2700”
C)−−−Jとあるを[・・・・度≧700°C)Φ・
・・・」と訂正する。 2、同士7頁1行目「・・・下部分が析出物・・・」と
あるな「・・・大分部が析出物・・・」とする。 3 同牙13頁1行目「・・・e浴N2量は%であった
。」とあるを[・・・・・浴Aぷ樺は0.19%であっ
た。」と訂正する。 4、同牙18頁牙4表中、比較例の2番目t4 の欄が
116」とあるのを「6」と訂正する。
Claims (1)
- (1) O: 0.007 %以下、8i:0.8%
以下。 Mn:1.0(+以下、p : o、 o s ts以
下、AL:0、O1〜o、 i%、N:0.008チ以
下及び他の不可避的不純物からなり、かつ誉1とNbを
(N(96) 0.002%)<Ti(%)<4.0
0(%)+ 3.43 N (1)をみたす範囲内で含
有し、NbはNb(%)>2 o (%)テ、かつo、
ooa*以上0. O25チ未満の含有量で、かつNb
量とTi量の総量がo、 04 %を超えない量の成分
の鋼を使用して、熱間圧延、脱スケール処理、冷間圧延
後730℃〜A3点の温度に加熱して、730℃に達し
た時点から550℃まで冷却された時点までの時間々隔
が60秒以上であることと、730℃〜550℃までの
冷却速度が2ン、以上150−以下で1り−、bことを
特徴とする深絞性に優れた溶融亜婿メッキ鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18410982A JPS5974231A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 超深絞性溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18410982A JPS5974231A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 超深絞性溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5974231A true JPS5974231A (ja) | 1984-04-26 |
Family
ID=16147541
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18410982A Pending JPS5974231A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 超深絞性溶融亜鉛メツキ鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5974231A (ja) |
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- 1982-10-20 JP JP18410982A patent/JPS5974231A/ja active Pending
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