JPS6240352A - 合金化亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents
合金化亜鉛めつき鋼板の製造方法Info
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- JPS6240352A JPS6240352A JP17896585A JP17896585A JPS6240352A JP S6240352 A JPS6240352 A JP S6240352A JP 17896585 A JP17896585 A JP 17896585A JP 17896585 A JP17896585 A JP 17896585A JP S6240352 A JPS6240352 A JP S6240352A
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- JP
- Japan
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- steel sheet
- bath
- temperature
- hot dipping
- alloy plating
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- Coating With Molten Metal (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】
（産業上の利用分野）
本発明は、合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法、特に、浴
温度４５０〜４９０℃でＡｌ濃度０．１５％以上の溶融
亜鉛めっき浴に鋼ストリップをｔ＋ ｍすることにより
行う合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
温度４５０〜４９０℃でＡｌ濃度０．１５％以上の溶融
亜鉛めっき浴に鋼ストリップをｔ＋ ｍすることにより
行う合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（従来の技術）
従来、連続溶融亜鉛めっきにおける連続炉ヒートサイク
ルは、加熱均熱帯で７００℃程度に加熱した鋼ストリッ
プを一次冷却帯、低温保持帯、二次冷却帯を経て徐々に
冷却し、はぼ溶融亜鉛めっき浴と同じ温度になってから
めっき浴槽内に入り、めっきされる。
ルは、加熱均熱帯で７００℃程度に加熱した鋼ストリッ
プを一次冷却帯、低温保持帯、二次冷却帯を経て徐々に
冷却し、はぼ溶融亜鉛めっき浴と同じ温度になってから
めっき浴槽内に入り、めっきされる。
その場合、溶融亜鉛めっき浴は、製品によりその浴成分
を若干変更して操業している。すなわち、亜鉛めっき浴
に添加される成分元素のうちＡｌはＺｎとｒｅとの合金
化を抑制することから、通常めっき材（以下、“ＧＩ材
”という）においては、そのめっき密着性を確保するた
めにＡｌ濃度を上げて操業し、めっき後加熱して合金化
を回る合金化処理材（以下、”ＧＡ材”という）におい
ては、溶融亜鉛めっき浴のＡｌ ’／Ｍ度を下げて操業
を行っている。経験的にもＧＩ材におけるＡｌ／Ｚｎ
（重量％）は０．１５以上必要であり、ＧＡ材について
は０．１５未満であることが望ましいとされてきた。
を若干変更して操業している。すなわち、亜鉛めっき浴
に添加される成分元素のうちＡｌはＺｎとｒｅとの合金
化を抑制することから、通常めっき材（以下、“ＧＩ材
”という）においては、そのめっき密着性を確保するた
めにＡｌ濃度を上げて操業し、めっき後加熱して合金化
を回る合金化処理材（以下、”ＧＡ材”という）におい
ては、溶融亜鉛めっき浴のＡｌ ’／Ｍ度を下げて操業
を行っている。経験的にもＧＩ材におけるＡｌ／Ｚｎ
（重量％）は０．１５以上必要であり、ＧＡ材について
は０．１５未満であることが望ましいとされてきた。
すなわち、連続溶融亜鉛めっきラインにおいてＧＩ材を
製造する場合と、ＧＡ材を製造する場合とを同し製造ラ
インで兼ねるときにはそれぞれの場合において熔融亜鉛
めっき浴組成は、それぞれ通常、０．１６％および０．
１２％となるように調整される。このように、ＧＡ材を
製造する場合には合金化を抑制するため、ＧＩ材を製造
する場合に比較して浴中Ａｌ量が低下されている。した
がって、操業時にＧＩ材からＧＡ材に製造材が変更にな
る場合、あるいはその逆の場合、通常、浴中に追加投入
する調合亜鉛のＡｌ含有量を変更して行うが、煩雑な操
作を必要とするばかりか浴中のＡｌｍの変更もそう速や
かに行えるものではないため過渡期において、ＧＡ材に
おける合金形成が不十分であったり、あるいはＧｒ材の
めっき層の密着性が不良となる等の欠陥の発生は避けら
れない。
製造する場合と、ＧＡ材を製造する場合とを同し製造ラ
インで兼ねるときにはそれぞれの場合において熔融亜鉛
めっき浴組成は、それぞれ通常、０．１６％および０．
１２％となるように調整される。このように、ＧＡ材を
製造する場合には合金化を抑制するため、ＧＩ材を製造
する場合に比較して浴中Ａｌ量が低下されている。した
がって、操業時にＧＩ材からＧＡ材に製造材が変更にな
る場合、あるいはその逆の場合、通常、浴中に追加投入
する調合亜鉛のＡｌ含有量を変更して行うが、煩雑な操
作を必要とするばかりか浴中のＡｌｍの変更もそう速や
かに行えるものではないため過渡期において、ＧＡ材に
おける合金形成が不十分であったり、あるいはＧｒ材の
めっき層の密着性が不良となる等の欠陥の発生は避けら
れない。
（発明が解決しようとする問題点）
かくして、本発明の目的は、ＧＩ材、ＧＡ材相互の切替
えを容易に行い得る方法を提供することであ本発明の別
の目的は、このＧＡ材を製造するにあたり、浴中Ａｌ濃
度を下げることなしに操業を可能にすることにより、Ｇ
Ｉ材、ＧＡ材相互の切替えを容易にする方法を提供する
ことである。
えを容易に行い得る方法を提供することであ本発明の別
の目的は、このＧＡ材を製造するにあたり、浴中Ａｌ濃
度を下げることなしに操業を可能にすることにより、Ｇ
Ｉ材、ＧＡ材相互の切替えを容易にする方法を提供する
ことである。
（問題点を解決するための手段）
ここに、本発明者らは、上述の目的達成のために、種々
検討を加えたところ、溶融亜鉛めっき浴槽内に入る被処
理鋼ストリップの温度を高めることにより亜鉛と鉄との
合金化反応が速やかに進み、０．１５％以上のＡｌＷＩ
が存在していても何ら障害にならないことに着目し、研
究開発を続けたところ、Ａｌキルド綱の場合、浴温度４
５０〜４９０°ＣでＡｌｔｓ度０．１５％以上としたと
きに、５２５〜６００°Ｃの温度で浸漬することにより
効果的にＧＡ材の製造が行われ、本発明の目的が達成さ
れることを知り、本発明を完成した。
検討を加えたところ、溶融亜鉛めっき浴槽内に入る被処
理鋼ストリップの温度を高めることにより亜鉛と鉄との
合金化反応が速やかに進み、０．１５％以上のＡｌＷＩ
が存在していても何ら障害にならないことに着目し、研
究開発を続けたところ、Ａｌキルド綱の場合、浴温度４
５０〜４９０°ＣでＡｌｔｓ度０．１５％以上としたと
きに、５２５〜６００°Ｃの温度で浸漬することにより
効果的にＧＡ材の製造が行われ、本発明の目的が達成さ
れることを知り、本発明を完成した。
よって、本発明の要旨とするところは、重量％で、Ｃ：
ｏ、ｏｏ２〜０．１２％、Ｓｉ ： ０．６％以下、−
〇二０．６〜１．６％、Ｐ ：０．０２５％以下、ｓｏ
ｌ、Ａ（ｉ’ ： ０．１２％以下を含有し、残りがＦ
ｅと不可避不純物からなる組成を有する鋼を連続溶融亜
鉛めっきラインにて、６５０〜９００℃の温度範囲内の
温度で再結晶焼鈍し、前記焼鈍後の冷却過程で、浴温度
４５０〜４９０℃でＡｌ ’４度０．１５％以上の溶融
亜鉛浴に５２５〜６００℃の温度で浸漬し、引き続いて
４７５〜５５０°Ｃの温度で１０秒以上の加熱＋保持の
条件で合金化処理を行うことを特徴とする、合金化亜鉛
めっき鋼板の製造方法である。
ｏ、ｏｏ２〜０．１２％、Ｓｉ ： ０．６％以下、−
〇二０．６〜１．６％、Ｐ ：０．０２５％以下、ｓｏ
ｌ、Ａ（ｉ’ ： ０．１２％以下を含有し、残りがＦ
ｅと不可避不純物からなる組成を有する鋼を連続溶融亜
鉛めっきラインにて、６５０〜９００℃の温度範囲内の
温度で再結晶焼鈍し、前記焼鈍後の冷却過程で、浴温度
４５０〜４９０℃でＡｌ ’４度０．１５％以上の溶融
亜鉛浴に５２５〜６００℃の温度で浸漬し、引き続いて
４７５〜５５０°Ｃの温度で１０秒以上の加熱＋保持の
条件で合金化処理を行うことを特徴とする、合金化亜鉛
めっき鋼板の製造方法である。
言うまでもなく、ＧＩ材の製造に際しては、合金化処理
を省略するだけで、そのまま上記条件で操業を続けるこ
とができるのであって、再びＧＡ材の製造を行うに当た
ってもＡｌｔＭ度は変える必要はなく、単に合金化処理
工程を加えるだけでよい。
を省略するだけで、そのまま上記条件で操業を続けるこ
とができるのであって、再びＧＡ材の製造を行うに当た
ってもＡｌｔＭ度は変える必要はなく、単に合金化処理
工程を加えるだけでよい。
よって、本発明によればＧＡ材とＧＩ材との製造が容易
に切り替えられるのである。
に切り替えられるのである。
（作用）
本発明においては、鋼種が限定されるが、これは、綱種
毎に最適処理温度があることを見い出したことにもとず
くのであって、上述の規定する鋼種はＡｌキルド鋼のそ
れである。したがって、本発明は、Ａｌキルド鋼一般に
ついて適用されるもので、その限りにおいて特に制限は
ないが、要すれば、その各組成割合の限定理由は次の通
りである。
毎に最適処理温度があることを見い出したことにもとず
くのであって、上述の規定する鋼種はＡｌキルド鋼のそ
れである。したがって、本発明は、Ａｌキルド鋼一般に
ついて適用されるもので、その限りにおいて特に制限は
ないが、要すれば、その各組成割合の限定理由は次の通
りである。
Ｃ：
Ｃ成分は、鋼板の常温時効性および焼付硬化性に影響を
及ぼす成分であるが、その含有量が０．００２
ｉ％未満では、焼付硬化性が小さく、一
方、０．１２％を越えて含有させると鋼板のｒ値が低下
することになるから、その含有量を０．００２〜０．１
２％と定めた。
及ぼす成分であるが、その含有量が０．００２
ｉ％未満では、焼付硬化性が小さく、一
方、０．１２％を越えて含有させると鋼板のｒ値が低下
することになるから、その含有量を０．００２〜０．１
２％と定めた。
Ｓｉ：
合金化処理で良好なＦｅ−Ｚｎ合金層を形成し、かつ鋼
板に良好な遅時効性を付与するためには、Ｓｉ含有量は
できるだけ少なくした方が良く、これらの良好な特性を
確保できる許容上限値が０．６％である。一方、Ｓｉ成
分には鋼板の強度を向上させる特性があるので、Ｓｉを
０．６％以下の範囲内で含有させて、上記の性質を損な
うことなく強度改善を図ることができる。
板に良好な遅時効性を付与するためには、Ｓｉ含有量は
できるだけ少なくした方が良く、これらの良好な特性を
確保できる許容上限値が０．６％である。一方、Ｓｉ成
分には鋼板の強度を向上させる特性があるので、Ｓｉを
０．６％以下の範囲内で含有させて、上記の性質を損な
うことなく強度改善を図ることができる。
Ｍｎ ＝
連続ラインだけで鋼板が遅時効性と適度の焼付硬化性を
もつようにするために、Ｍｎ含有量を０．６〜１．６％
にコントロールする必要があるのであって、その含有量
が０．６％未満では所望の遅時効性および焼付硬化性を
確保することができず、一方、１．６％を越えて含有す
ると、溶製が困難になるばかりでなく、コスト上昇の原
因にもなり、さらにｒ値が低下して成形加工性が劣化す
るようになるのである。
もつようにするために、Ｍｎ含有量を０．６〜１．６％
にコントロールする必要があるのであって、その含有量
が０．６％未満では所望の遅時効性および焼付硬化性を
確保することができず、一方、１．６％を越えて含有す
ると、溶製が困難になるばかりでなく、コスト上昇の原
因にもなり、さらにｒ値が低下して成形加工性が劣化す
るようになるのである。
Ｐ ：
Ｐ成分は、通常は、不可避不純物として存在するもので
あり、鋼板の成形加工性を重視する場合、０．０２５％
以下とする。
あり、鋼板の成形加工性を重視する場合、０．０２５％
以下とする。
Ｓｏｌ、Ａｌ
Ａｌは酸化物系介在物低減のために必要であり、健全な
鋼を得るためには不可欠の成分であるが、多量に加える
とＡｌ２０３ｍが増大して好ましくないことから、その
許容上限値を０．１２％と定めた。
鋼を得るためには不可欠の成分であるが、多量に加える
とＡｌ２０３ｍが増大して好ましくないことから、その
許容上限値を０．１２％と定めた。
ここで、添付図面に関連させて本発明をさらに説明する
。
。
添付図面は連続溶融亜鉛めっきラインを略式で説明する
線図であめ、アンコイラ−１０からの鋼ストリップは、
シャー１１およびウエルダ−１２を経て、非酸化性加熱
炉１３、再結晶焼鈍炉１４そして冷却炉１５から成る予
備処理帯域に送られ、材質の調整、めっき面調整が行わ
れる。本発明において再結晶焼鈍は６５０〜９００℃の
範囲の温度で行われるが、そのときの温度が６５０°Ｃ
より低いと十分な再結晶化が行われず、一方、９００℃
を超えると過度に軟化してしまう。冷却炉１５を出る温
度、つまり溶融亜鉛めっき浴２０への侵入温度は５２５
〜６００°Ｃに制限するが、この温度が５２５℃より低
いとＧＡ材を製造する場合に合金化が十分差まず、一方
６００ ’Ｃを超えると今度はＧｌ材を製造する場合に
めっきヤケが著しくなってしまう。好ましくは、５３０
〜５５０℃である。
線図であめ、アンコイラ−１０からの鋼ストリップは、
シャー１１およびウエルダ−１２を経て、非酸化性加熱
炉１３、再結晶焼鈍炉１４そして冷却炉１５から成る予
備処理帯域に送られ、材質の調整、めっき面調整が行わ
れる。本発明において再結晶焼鈍は６５０〜９００℃の
範囲の温度で行われるが、そのときの温度が６５０°Ｃ
より低いと十分な再結晶化が行われず、一方、９００℃
を超えると過度に軟化してしまう。冷却炉１５を出る温
度、つまり溶融亜鉛めっき浴２０への侵入温度は５２５
〜６００°Ｃに制限するが、この温度が５２５℃より低
いとＧＡ材を製造する場合に合金化が十分差まず、一方
６００ ’Ｃを超えると今度はＧｌ材を製造する場合に
めっきヤケが著しくなってしまう。好ましくは、５３０
〜５５０℃である。
溶融亜鉛めっき浴２０はＧｌ材、ＧＡ材のいずれを製造
する場合にも４５０〜４９０°Ｃの温度範囲、Ａｌ ？
ＨＨＯ２１５％以上に保持されるが、浴温度が４５０°
Ｃより低いと、−柱製造時に合金化層が十分生成せず、
一方、４９０℃超と余り浴温度が高くなると溶融温度に
よる侵食が著しくなるため、本発明では上記範囲に制限
する。好ましくは、４６０〜４８０℃である．Ａｌ濃度
もＧｌｌ型製造は０．１５％以上を確保する必要があり
、好ましくは、０．１６％前後に調整しておく。
する場合にも４５０〜４９０°Ｃの温度範囲、Ａｌ ？
ＨＨＯ２１５％以上に保持されるが、浴温度が４５０°
Ｃより低いと、−柱製造時に合金化層が十分生成せず、
一方、４９０℃超と余り浴温度が高くなると溶融温度に
よる侵食が著しくなるため、本発明では上記範囲に制限
する。好ましくは、４６０〜４８０℃である．Ａｌ濃度
もＧｌｌ型製造は０．１５％以上を確保する必要があり
、好ましくは、０．１６％前後に調整しておく。
このように、本発明において、被処理鋼ストリップの温
度は比較的高いため、めっき浴槽温度もそれに伴って高
くなる傾向があり、したがって、めっき浴槽の構造部材
の侵食が促進されるため、好ましくは、本発明における
めっき浴槽は適宜冷７ＪＩ手段を備え、浴温度の過剰な
上昇を防止している。例えば特開昭５７−３５６７１号
に開示された冷却装置等を設けるのがよい。
度は比較的高いため、めっき浴槽温度もそれに伴って高
くなる傾向があり、したがって、めっき浴槽の構造部材
の侵食が促進されるため、好ましくは、本発明における
めっき浴槽は適宜冷７ＪＩ手段を備え、浴温度の過剰な
上昇を防止している。例えば特開昭５７−３５６７１号
に開示された冷却装置等を設けるのがよい。
めっき浴を出た鋼ストリップは、次いで、ＧＡ材を製造
する場合には、合金化処理炉２１に入って４７５〜５５
０℃に１０秒以上加熱、保持され、合金化処理が行われ
る。Ｇｌ材を製造する場合、これを省略してめっきＮ凝
固後そのままコイラ２６に巻取られ、処理を終了する。
する場合には、合金化処理炉２１に入って４７５〜５５
０℃に１０秒以上加熱、保持され、合金化処理が行われ
る。Ｇｌ材を製造する場合、これを省略してめっきＮ凝
固後そのままコイラ２６に巻取られ、処理を終了する。
上述の合金化処理条件は供用のそれである。
このように、本発明では浸漬付温度を高めることにより
合金化促進および制御を行うのであるが・溶融亜鉛めっ
き浴中におけるＡｌ ／ Ｚ ｎ重量比０．１６、浴温
度４６０℃のときの５２５℃で２０秒間の合金化挙動を
示すと第１表に示す通りである。同様のテストを合金化
を伴わないＧｌ材について行った場合も併せて示す。
合金化促進および制御を行うのであるが・溶融亜鉛めっ
き浴中におけるＡｌ ／ Ｚ ｎ重量比０．１６、浴温
度４６０℃のときの５２５℃で２０秒間の合金化挙動を
示すと第１表に示す通りである。同様のテストを合金化
を伴わないＧｌ材について行った場合も併せて示す。
第１表
□
・：めっきヤケ大
これらの結果からも明らかなように、Ｇｌ材においてめ
っきヤケの発生する領域は鋼板からのＦｅ拡散が合金化
処理を行わなくても進行していることを示し、めっき浴
浸入被処理材温度が上昇した場合、めっき層と鋼素地と
におけるＦ ｅ −Ａｌ合金層を破壊し、Ｆｅ−Ｚｎの
合金化を促進することを示している。
っきヤケの発生する領域は鋼板からのＦｅ拡散が合金化
処理を行わなくても進行していることを示し、めっき浴
浸入被処理材温度が上昇した場合、めっき層と鋼素地と
におけるＦ ｅ −Ａｌ合金層を破壊し、Ｆｅ−Ｚｎの
合金化を促進することを示している。
上記の場合において得られたＧＡ材のめっき層の品質に
ついてそのめっき皮膜組成分析と加工性（パウダリング
性）とについて調査した結果をグラフにまとめて第２図
に示す。図示結果からも明らかなように、めっき皮膜中
Ｆｅ／Ｚｎ＋Ｆｅ＝ＩＯ〜１３％において加工性（パウ
ダリング性）は良好であった。
ついてそのめっき皮膜組成分析と加工性（パウダリング
性）とについて調査した結果をグラフにまとめて第２図
に示す。図示結果からも明らかなように、めっき皮膜中
Ｆｅ／Ｚｎ＋Ｆｅ＝ＩＯ〜１３％において加工性（パウ
ダリング性）は良好であった。
なお、パウダリング性の評価は、試験材ブランクの円筒
絞り試験を行い、成形後テーピングテストにより強制５
ＩＪＩ離させ、試験材の重１ｆ１．１を評価することに
より行った。
絞り試験を行い、成形後テーピングテストにより強制５
ＩＪＩ離させ、試験材の重１ｆ１．１を評価することに
より行った。
めっき浴への浸人材温度は板厚との関係から一義的に決
めることは困難であるが、板厚の薄いものについては適
正範囲上限近侶に、また、厚いものには下限範囲近傍に
設定する。
めることは困難であるが、板厚の薄いものについては適
正範囲上限近侶に、また、厚いものには下限範囲近傍に
設定する。
次に、本発明を実施例にもとすいてさらに詳細に説明す
る。
る。
実施例１
第２表に示す鋼組成を有するＡｌキルド鋼ストリップ（
厚さ０．８ｍｍ ）に第１図に示す装置によって連続溶
融亜鉛めっき、次いで合金化処理を行った。
厚さ０．８ｍｍ ）に第１図に示す装置によって連続溶
融亜鉛めっき、次いで合金化処理を行った。
なお、合金化処理は、炉温度１０００’ｃ、被処理材温
度５２５℃（目標）で行った。
度５２５℃（目標）で行った。
第２表
ＣＳｉ Ｍｎ Ｐ Ｓ
Ｏ，０５０，００５０，１５０，０１２０，００９各処
理条件および得られためっき鋼板の特性は第３表にまと
めて示す。浴中Ａｌ量は０．１６％であった。
理条件および得られためっき鋼板の特性は第３表にまと
めて示す。浴中Ａｌ量は０．１６％であった。
第３表
（注）◎ 優、○ 良、△ 可
実施例２
実施例１においてめっき浴温度を４６０℃とするととも
に、板厚および浸入温度、さらにラインスピードを変え
て種々実験を行った。
に、板厚および浸入温度、さらにラインスピードを変え
て種々実験を行った。
それぞれの場合について得られためっき皮膜の加工特性
を操業条件とともにまとめて第４表に示す。
を操業条件とともにまとめて第４表に示す。
なお、加工性は前述のパウダリング性によって評価した
が、いずれも満足のゆくものであった。
が、いずれも満足のゆくものであった。
第４表
第１図は、連続溶融亜鉛めっきラインを略式で説明する
線図、および 第２図は、浸人材温度とパウダリング性との関係を示す
グラフである。 １３：非酸化性加熱炉、１４；再結晶焼鈍炉、１５：冷
却炉、 ２０：溶融亜鉛めっき浴、２１：合金化
処理炉 ＃ｆ図 本２鎚 ど、脅迫 、伊Ｘ↑１１嬰
ξ”ｃ）３〜％る
線図、および 第２図は、浸人材温度とパウダリング性との関係を示す
グラフである。 １３：非酸化性加熱炉、１４；再結晶焼鈍炉、１５：冷
却炉、 ２０：溶融亜鉛めっき浴、２１：合金化
処理炉 ＃ｆ図 本２鎚 ど、脅迫 、伊Ｘ↑１１嬰
ξ”ｃ）３〜％る
Claims (1)
- 重量％で、Ｃ：０．００２〜０．１２％、Ｓｉ：０．６
％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以
下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１２％以下を含有し、残りがＦ
ｅと不可避不純物からなる組成を有する鋼を連続溶融亜
鉛めっきラインにて、６５０〜９００℃の温度範囲内の
温度で再結晶焼鈍し、前記焼鈍後の冷却過程で、浴温度
４５０〜４９０℃でＡｌ濃度０．１５％以上の溶融亜鉛
浴に５２５〜６００℃の温度で浸漬し、引き続いて４７
５〜５５０℃の温度で１０秒以上の加熱＋保持の条件で
合金化処理を行うことを特徴とする、合金化亜鉛めっき
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17896585A JPS6240352A (ja) | 1985-08-14 | 1985-08-14 | 合金化亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17896585A JPS6240352A (ja) | 1985-08-14 | 1985-08-14 | 合金化亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6240352A true JPS6240352A (ja) | 1987-02-21 |
Family
ID=16057760
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17896585A Pending JPS6240352A (ja) | 1985-08-14 | 1985-08-14 | 合金化亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6240352A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03100154A (ja) * | 1989-09-13 | 1991-04-25 | Kawasaki Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法 |
| JPH03100155A (ja) * | 1989-09-13 | 1991-04-25 | Kawasaki Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法 |
| WO1994009173A1 (fr) * | 1992-10-13 | 1994-04-28 | Union Miniere France S.A. | Procede de galvanisation en continu |
| WO1995014794A1 (en) * | 1993-11-22 | 1995-06-01 | Nippon Steel Corporation | Continuously cast slab of extremely low carbon steel and thin extremely low carbon steel sheet in which surface defect rarely occurs during steel sheet manufacturing step, and method of manufacturing the same slab and steel sheet |
| JPH07173595A (ja) * | 1993-12-20 | 1995-07-11 | Nkk Corp | プレス成形性、耐パウダリング性および塗装後鮮映性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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| JP2007270341A (ja) * | 2006-03-06 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-08-14 JP JP17896585A patent/JPS6240352A/ja active Pending
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