JP2832070B2 - 亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法 - Google Patents
亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法Info
- Publication number
- JP2832070B2 JP2832070B2 JP13790490A JP13790490A JP2832070B2 JP 2832070 B2 JP2832070 B2 JP 2832070B2 JP 13790490 A JP13790490 A JP 13790490A JP 13790490 A JP13790490 A JP 13790490A JP 2832070 B2 JP2832070 B2 JP 2832070B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- strength
- toughness
- galvanizing
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法（引張強
さ50〜60kgf/mm2級鋼）に関するもので、橋梁、建築、
鉄塔などの防錆のために構造部材を溶接後、溶融亜鉛め
っきする分野に用いることができる。
さ50〜60kgf/mm2級鋼）に関するもので、橋梁、建築、
鉄塔などの防錆のために構造部材を溶接後、溶融亜鉛め
っきする分野に用いることができる。
（従来の技術） 近年、鋼構造物の耐食効果を向上させるため溶接後、
構造物を溶融亜鉛めっきする方法が増加しつつある。し
かし溶接鋼造物を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した時、溶接
熱影響部（HAZ）の粒界に割れが発生することがある。
この現象は液体金属脆化として知られており、応力下の
固体金属に液体金属が接すると、固体金属の粒界に液体
金属が侵入して粒界強度が低下し、割れが発生するもの
と考えられている。
構造物を溶融亜鉛めっきする方法が増加しつつある。し
かし溶接鋼造物を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した時、溶接
熱影響部（HAZ）の粒界に割れが発生することがある。
この現象は液体金属脆化として知られており、応力下の
固体金属に液体金属が接すると、固体金属の粒界に液体
金属が侵入して粒界強度が低下し、割れが発生するもの
と考えられている。
そこで鋼の材質、とくにHAZ組織の改善の観点から亜
鉛めっき割れを防止するために、これまでに数多くの研
究が行なわれてきた（たとえば特開平01−198449号公
報、特開平02−57669号公報など）。しかし現在では溶
接鋼造物の大型、複雑化によって、溶接残留応力、めっ
き時の熱応力（変形）が増大するために、溶融亜鉛めっ
きによる割れを完全に防止できるには至っていない。
鉛めっき割れを防止するために、これまでに数多くの研
究が行なわれてきた（たとえば特開平01−198449号公
報、特開平02−57669号公報など）。しかし現在では溶
接鋼造物の大型、複雑化によって、溶接残留応力、めっ
き時の熱応力（変形）が増大するために、溶融亜鉛めっ
きによる割れを完全に防止できるには至っていない。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は溶融亜鉛めっき性の優れた鋼板の安価な製造
技術を提供しようとするものである。よく知られている
ように、亜鉛めっき時に割れが発生するか否かはHAZに
加わる応力とHAZの粒界の性状で決まる。
技術を提供しようとするものである。よく知られている
ように、亜鉛めっき時に割れが発生するか否かはHAZに
加わる応力とHAZの粒界の性状で決まる。
本発明はHAZ粒界の性状を改善して亜鉛めっき性を従
来鋼に比較して画期的に改善しようとするものである。
その結果、本発明法に基づいて製造した鋼板を用いた溶
接構造物は、大型かつ複雑であっても亜鉛めっき性に優
れ、割れは発生しない。
来鋼に比較して画期的に改善しようとするものである。
その結果、本発明法に基づいて製造した鋼板を用いた溶
接構造物は、大型かつ複雑であっても亜鉛めっき性に優
れ、割れは発生しない。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨はC:0.10〜0.18％、Si:0.03超〜0.5％以
下、Mn:0.9〜1.3％、Nb:0.005〜0.02％、Ti:0.005〜0.0
25％、Al:0.06％以下、N:0.001〜0.005％に必要に応じ
てV:0.01〜0.05％、Ni:0.05〜0.30％、Cu:0.05〜0.30
％、Cr:0.05〜0.30％の１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｚ値（＝Mn＋
20Nb＋10V＋Ni＋Cu＋Cr＋3Mo）が1.6％以下を満足する
鋼を1100〜1250℃の温度範囲に加熱し950℃以下の累積
圧下量30％以上、終了温度750〜900℃で圧延を行なった
後、冷却速度５〜40℃／秒で550℃以下の任意の温度ま
で加速冷却することである。
下、Mn:0.9〜1.3％、Nb:0.005〜0.02％、Ti:0.005〜0.0
25％、Al:0.06％以下、N:0.001〜0.005％に必要に応じ
てV:0.01〜0.05％、Ni:0.05〜0.30％、Cu:0.05〜0.30
％、Cr:0.05〜0.30％の１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｚ値（＝Mn＋
20Nb＋10V＋Ni＋Cu＋Cr＋3Mo）が1.6％以下を満足する
鋼を1100〜1250℃の温度範囲に加熱し950℃以下の累積
圧下量30％以上、終了温度750〜900℃で圧延を行なった
後、冷却速度５〜40℃／秒で550℃以下の任意の温度ま
で加速冷却することである。
一般に圧延ままあるいは加速冷却鋼（母材）の亜鉛め
っき性は極めて優れているが、これはその組織が旧オー
ステナイト（γ）粒界が不明瞭で比較的柔らかく、微細
であるからと考えられる。そこで本発明者らは、HAZ組
織を母材に近づけ亜鉛めっき性を改善する研究を行なっ
た。
っき性は極めて優れているが、これはその組織が旧オー
ステナイト（γ）粒界が不明瞭で比較的柔らかく、微細
であるからと考えられる。そこで本発明者らは、HAZ組
織を母材に近づけ亜鉛めっき性を改善する研究を行なっ
た。
まずHAZの旧γ粒界を不明瞭なものとし柔らかく微細
な組織を得るために、Ｃを除いた焼入性の低減（Ｚ値＝
Mn＋20Nb＋10V＋Ni＋Cu＋Cr＋3Moの限定）と微量Ti添加
を実施した。またＺ値を低減した低い合金成分で高強度
を達成するために圧延後の加速冷却を適用した。
な組織を得るために、Ｃを除いた焼入性の低減（Ｚ値＝
Mn＋20Nb＋10V＋Ni＋Cu＋Cr＋3Moの限定）と微量Ti添加
を実施した。またＺ値を低減した低い合金成分で高強度
を達成するために圧延後の加速冷却を適用した。
Ｚ値の限定と微量Ti添加によって小入熱でもHAZのγ
粒界が不明瞭になり、亜鉛めっき性は従来鋼に比較して
飛躍的に向上することがわかった。Ｚ値はＣを除いた焼
入性で、Ｚ値が1.6％以下であるとHAZの旧γ粒界が消失
し亜鉛めっき性は著しく向上する。しかしＺ値が1.6％
以下であってもHAZ組織が粗大化すると、旧γ粒界が出
現する。
粒界が不明瞭になり、亜鉛めっき性は従来鋼に比較して
飛躍的に向上することがわかった。Ｚ値はＣを除いた焼
入性で、Ｚ値が1.6％以下であるとHAZの旧γ粒界が消失
し亜鉛めっき性は著しく向上する。しかしＺ値が1.6％
以下であってもHAZ組織が粗大化すると、旧γ粒界が出
現する。
そこで微量Tiを添加しTiNを形成させて溶接時のγ粒
の成長を抑制する必要があることが明らかになった。
の成長を抑制する必要があることが明らかになった。
しかしこのような低成分で高強度を得るためには、鋼
の化学成分のみの限定では不十分であり、鋼（スラブ）
の再加熱、圧延、冷却条件を以下のように限定する必要
がある。
の化学成分のみの限定では不十分であり、鋼（スラブ）
の再加熱、圧延、冷却条件を以下のように限定する必要
がある。
まず再加熱温度を1100〜1250℃の範囲に限定する。再
加熱温度はNb,Vなどの析出物を固溶させ、高強度を確保
するために1100℃以上としなければならない（望ましく
は1150℃以上）。この温度以下では、Nbが十分に固溶せ
ず、Nbによる析出硬化や焼入性が不足して十分な強度が
得られない。
加熱温度はNb,Vなどの析出物を固溶させ、高強度を確保
するために1100℃以上としなければならない（望ましく
は1150℃以上）。この温度以下では、Nbが十分に固溶せ
ず、Nbによる析出硬化や焼入性が不足して十分な強度が
得られない。
しかし再加熱温度が1250℃以上では、γ粒が著しく粗
大化し圧延によっても完全に微細化できず、低温靱性が
劣化するので、再加熱温度は1250℃以下とする必要があ
る。
大化し圧延によっても完全に微細化できず、低温靱性が
劣化するので、再加熱温度は1250℃以下とする必要があ
る。
つぎに圧延工程において950℃以下の累積圧下量を30
％以上、圧延終了温度を750〜900℃としなければならな
い。これはγ組織を微細化して適当な強度と靱性を得る
ためである。
％以上、圧延終了温度を750〜900℃としなければならな
い。これはγ組織を微細化して適当な強度と靱性を得る
ためである。
累積圧下量の不足や高温での圧延終了は延靱性に有害
である。しかし圧延終了温度が低すぎると続く加速冷却
の効果が減少し、高強度が得られない。このため圧延終
了温度の加減を750℃に限定した。
である。しかし圧延終了温度が低すぎると続く加速冷却
の効果が減少し、高強度が得られない。このため圧延終
了温度の加減を750℃に限定した。
さらに圧延後の鋼板は冷却速度５〜40℃／秒で550℃
以下の任意の温度まで加速冷却しなければならない。冷
却速度が低すぎたり（５℃／秒以下）、停止温度が高す
ぎる（550℃超）と加速冷却による高強度化効果が十分
に得られない。しかし余りにも冷却速度が高すぎて40℃
／秒を超えると、硬化組織が出現し旧γ粒界が明瞭とな
って亜鉛めっき性の劣化のみでなく、延靱性の劣化も招
くので冷却速度の上限を40℃／秒に限定した。
以下の任意の温度まで加速冷却しなければならない。冷
却速度が低すぎたり（５℃／秒以下）、停止温度が高す
ぎる（550℃超）と加速冷却による高強度化効果が十分
に得られない。しかし余りにも冷却速度が高すぎて40℃
／秒を超えると、硬化組織が出現し旧γ粒界が明瞭とな
って亜鉛めっき性の劣化のみでなく、延靱性の劣化も招
くので冷却速度の上限を40℃／秒に限定した。
なお圧延後、鋼板を脱水素あるいは延靱性の改善のた
めにAc1変態点以下の温度で焼戻処理しても、何ら本発
明の特徴を損なうものではない。
めにAc1変態点以下の温度で焼戻処理しても、何ら本発
明の特徴を損なうものではない。
以下、本発明の個々の元素の限定理由について説明す
る。
る。
Ｃは本発明鋼の強化元素として極めて重要である。低
成分（低焼入性）で50kgf/mm2以上の強度を得るため
に、Ｃの最小量は0.10％である。しかしＣ量が多過ぎる
と焼入性の増加による亜鉛めっき性や溶接性の著しい劣
化を招くので、上限を0.18％とした。この範囲のＣ量で
は、亜鉛めっき性はＣにほとんど依存することなく良好
である。
成分（低焼入性）で50kgf/mm2以上の強度を得るため
に、Ｃの最小量は0.10％である。しかしＣ量が多過ぎる
と焼入性の増加による亜鉛めっき性や溶接性の著しい劣
化を招くので、上限を0.18％とした。この範囲のＣ量で
は、亜鉛めっき性はＣにほとんど依存することなく良好
である。
Siは0.03％超の添加も可能であるが、多く添加しすぎ
ると溶接性、HAZ靱性を劣化させるため、上限を0.5％と
した。鋼の脱酸はAl,Tiのみでも十分あり、Siはかなら
ずしも添加する必要はない。
ると溶接性、HAZ靱性を劣化させるため、上限を0.5％と
した。鋼の脱酸はAl,Tiのみでも十分あり、Siはかなら
ずしも添加する必要はない。
Mnは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素であり、
その下限は0.9％である。しかしMn量が多過ぎると焼入
性が増加して亜鉛めっき性だけでなく溶接性、HAZ靱性
を劣化させるので上限を1.3％とした。
その下限は0.9％である。しかしMn量が多過ぎると焼入
性が増加して亜鉛めっき性だけでなく溶接性、HAZ靱性
を劣化させるので上限を1.3％とした。
Nbは本発明では母材の強度、低温靱性を得るために必
須の元素であり、その下限は0.005％である。しかしそ
の添加量は多過ぎると焼入性、析出硬化の増加によって
亜鉛めっき性やHAZ靱性、溶接性を著しく害するので、
その上限を0.02％とした。
須の元素であり、その下限は0.005％である。しかしそ
の添加量は多過ぎると焼入性、析出硬化の増加によって
亜鉛めっき性やHAZ靱性、溶接性を著しく害するので、
その上限を0.02％とした。
Tiは本発明に必須の元素である。TiはAl量が少ないと
き（たとえば0.003％以下）、Ｏと結合してTi2O3を主成
分とする酸化物を形成してHAZ靱性を向上させ、さらに
Ｎと結合してTiNを形成し、HAZのγ粒粗大化を抑制、γ
粒界を不明瞭にして亜鉛めっき性を大幅に向上させる。
これらの硬化を得るためにはTiは最低0.005％必要であ
る。しかし多過ぎるとTiCを形成し低温靱性や溶接性を
劣化させるので、その上限は0.025％である。
き（たとえば0.003％以下）、Ｏと結合してTi2O3を主成
分とする酸化物を形成してHAZ靱性を向上させ、さらに
Ｎと結合してTiNを形成し、HAZのγ粒粗大化を抑制、γ
粒界を不明瞭にして亜鉛めっき性を大幅に向上させる。
これらの硬化を得るためにはTiは最低0.005％必要であ
る。しかし多過ぎるとTiCを形成し低温靱性や溶接性を
劣化させるので、その上限は0.025％である。
Alは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸
はSiまたはTiだけでも十分であり、本発明鋼において
は、その下限は限定しない。しかしAl量が多くなると鋼
の清浄度が悪くなるばかりでなく、溶接金属の靱性が劣
化するので上限を0.06％とした。
はSiまたはTiだけでも十分であり、本発明鋼において
は、その下限は限定しない。しかしAl量が多くなると鋼
の清浄度が悪くなるばかりでなく、溶接金属の靱性が劣
化するので上限を0.06％とした。
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれる元素である
が、TiNを形成して前述のように亜鉛めっき性を高め
る。このためのＮ量として最低0.001％必要である。し
かしながら過剰のＮはHAZ靱性、溶接性に有害であり、
この影響は高強度鋼ほど著しい。このため上限を0.005
％に限定する。
が、TiNを形成して前述のように亜鉛めっき性を高め
る。このためのＮ量として最低0.001％必要である。し
かしながら過剰のＮはHAZ靱性、溶接性に有害であり、
この影響は高強度鋼ほど著しい。このため上限を0.005
％に限定する。
つぎにV,Ni,Cu,Crを添加する理由について説明する。
基本となる成分にさらに、これらの元素を添加する主
たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強
度、靱性などの特性向上と板厚の増大をはかるためであ
る。したがって、その添加量は自ら制限される性質のも
のである。
たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強
度、靱性などの特性向上と板厚の増大をはかるためであ
る。したがって、その添加量は自ら制限される性質のも
のである。
ＶはNbとほぼ同じ効果をもつ元素であるが、Nbに比較
して焼入性、析出硬化能はやや弱い。Ｖ添加による強靱
化硬化を得るためには、最小0.01％が必要である。しか
しＶ量が0.05％を超えると焼入性や析出硬化の増大によ
って亜鉛めっき性を劣化させるので、その上限を0.05％
とした。
して焼入性、析出硬化能はやや弱い。Ｖ添加による強靱
化硬化を得るためには、最小0.01％が必要である。しか
しＶ量が0.05％を超えると焼入性や析出硬化の増大によ
って亜鉛めっき性を劣化させるので、その上限を0.05％
とした。
Niは亜鉛めっき性、溶接性に悪影響をおよぼすことな
く、強度、靱性を向上させるほか、Cu−クラックの防止
にも硬化がある。しかし0.3％を超えると亜鉛めっき
性、溶接性に好ましくないため、上限を0.3％とした。
く、強度、靱性を向上させるほか、Cu−クラックの防止
にも硬化がある。しかし0.3％を超えると亜鉛めっき
性、溶接性に好ましくないため、上限を0.3％とした。
Cuも亜鉛めっき性や溶接性、HAZ靱性に悪影響をおよ
ぼすことなく、強度を向上させるほか、耐触性の向上に
も硬化を発揮する。しかし0.3％を超えると亜鉛めっき
性、溶接性を害するので、上限を0.3％とした。
ぼすことなく、強度を向上させるほか、耐触性の向上に
も硬化を発揮する。しかし0.3％を超えると亜鉛めっき
性、溶接性を害するので、上限を0.3％とした。
Crはその添加量が0.30％以内では、ほぼNi,Cuと同様
の効果を発揮する。
の効果を発揮する。
なおNi,Cu,Cr量の下限は、これらの元素による強靱化
効果が得られる最小量で、0.05％である。
効果が得られる最小量で、0.05％である。
本発明鋼においては不純物であるP,S量をとくに限定
しない。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はMn
Sによる靱性の劣化を防止するが、本発明鋼では極端に
低減する必要はない。好ましいP,S量はそれぞれ0.02％,
0.006％以下である。
しない。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はMn
Sによる靱性の劣化を防止するが、本発明鋼では極端に
低減する必要はない。好ましいP,S量はそれぞれ0.02％,
0.006％以下である。
（実 施 例） 転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（板
厚10〜30mm）を製造し、その亜鉛めっき性や強度、靱性
を調査した。
厚10〜30mm）を製造し、その亜鉛めっき性や強度、靱性
を調査した。
表１に実施例を示す。なお亜鉛めっき性の評価は第１
図に示す。切欠付丸棒引張試験法で評価した。
図に示す。切欠付丸棒引張試験法で評価した。
まず丸棒試験片にピーク温度1400℃、800〜500℃の冷
却時間８秒（溶接入熱17kJ/cmの小入熱溶接相当の再現
熱サイクルを付与した後、切欠加工を行ない、切欠部に
亜鉛めっきして、高温引張試験を行なった（比較のため
亜鉛めっきしない試験片による高温引張も実施）。
却時間８秒（溶接入熱17kJ/cmの小入熱溶接相当の再現
熱サイクルを付与した後、切欠加工を行ない、切欠部に
亜鉛めっきして、高温引張試験を行なった（比較のため
亜鉛めっきしない試験片による高温引張も実施）。
第２図に高温引張試験の応力・温度履歴の模式図を示
す。
す。
高温引張試験の温度は実際の亜鉛めっき浴への構造物
の浸漬を想定し470℃（昇温時間30秒）とし、初期付加
応力は変化させ、応力速度は0.5kgf/mm2とした。
の浸漬を想定し470℃（昇温時間30秒）とし、初期付加
応力は変化させ、応力速度は0.5kgf/mm2とした。
亜鉛めっき性の評価は、試験開始から400秒経過時のS
LM（％）＝亜鉛めっきを施した切欠試験片の破断応力／
亜鉛めっきのない切欠試験片の破断応力×100で評価し
た（400秒という時間は実際の溶融亜鉛めっきの浸漬時
間にほぼ相当する）。
LM（％）＝亜鉛めっきを施した切欠試験片の破断応力／
亜鉛めっきのない切欠試験片の破断応力×100で評価し
た（400秒という時間は実際の溶融亜鉛めっきの浸漬時
間にほぼ相当する）。
亜鉛めっき性はSLM（％）が大きいほど良好である
が、従来の知見によれは42％以上あれば、通常の構造物
では亜鉛めっき割れは発生しないとされている。しかし
本発明では、大型、複雑な構造物でも割れを皆無とする
ためにSLM（％）が70％以上を目標としている。
が、従来の知見によれは42％以上あれば、通常の構造物
では亜鉛めっき割れは発生しないとされている。しかし
本発明では、大型、複雑な構造物でも割れを皆無とする
ためにSLM（％）が70％以上を目標としている。
本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）はす
べて良好な亜鉛めっき性、強度・靱性を有する。これに
対して本発明によらない比較鋼は、亜鉛めっき性または
強度・靱性に劣る。鋼９はMn量が高くTiを含有しないた
めに、亜鉛めっき性が悪く、靱性も今一歩である。鋼10
はTiを含有しないために、母材靱性、亜鉛めっき性が悪
い。鋼11はMn量が高く、亜鉛めっき性が今一歩であり、
またNbを含有しないために母材強度も発明鋼に比較して
低い。鋼12,14はＺ値が高いために、亜鉛めっき性が悪
く、鋼13はＣ量が高すぎるために、母材靱性、亜鉛めっ
き性が悪い、鋼15,16,17の化学成分はいずれも本発明鋼
と同様である。しかし鋼15は加速冷却が適用されていな
いために、鋼16,17はそれぞれ再加熱温度、圧延終了温
度が低すぎるために強度が十分でない（本発明鋼の引張
強さが55kgf/mm2以上であるのに対して50kgf/mm2を満足
するのが精一杯である）。
べて良好な亜鉛めっき性、強度・靱性を有する。これに
対して本発明によらない比較鋼は、亜鉛めっき性または
強度・靱性に劣る。鋼９はMn量が高くTiを含有しないた
めに、亜鉛めっき性が悪く、靱性も今一歩である。鋼10
はTiを含有しないために、母材靱性、亜鉛めっき性が悪
い。鋼11はMn量が高く、亜鉛めっき性が今一歩であり、
またNbを含有しないために母材強度も発明鋼に比較して
低い。鋼12,14はＺ値が高いために、亜鉛めっき性が悪
く、鋼13はＣ量が高すぎるために、母材靱性、亜鉛めっ
き性が悪い、鋼15,16,17の化学成分はいずれも本発明鋼
と同様である。しかし鋼15は加速冷却が適用されていな
いために、鋼16,17はそれぞれ再加熱温度、圧延終了温
度が低すぎるために強度が十分でない（本発明鋼の引張
強さが55kgf/mm2以上であるのに対して50kgf/mm2を満足
するのが精一杯である）。
（発明の効果） 本発明により、亜鉛めっき性の優れた引張強さ50,60k
gf/mm2鋼の製造が可能となった。その結果、現場での作
業能率や溶接鋼造物の安全性が著しく向上した。
gf/mm2鋼の製造が可能となった。その結果、現場での作
業能率や溶接鋼造物の安全性が著しく向上した。
第１図（イ），（ロ）は引張試験片形状の説明図、第２
図は高温引張試験の応力、温度履歴の図表である。
図は高温引張試験の応力、温度履歴の図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 今井 晴雄 千葉県君津市君津１ 新日本製鐵株式会 社君津製鐵所内 (56)参考文献 特開 平１−294848（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/02
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.10〜0.18％、 Si:0.03超〜0.5％、 Mn:0.9〜1.3％、 Nb:0.005〜0.02％、 Ti:0.005〜0.025％、 Al:0.06％以下、 N:0.001〜0.005％、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｚ値（＝Mn＋
20Nb＋10V＋Ni＋Cu＋Cr＋3Mo）が1.6％以下を満足する
鋼を1100〜1250℃の温度範囲に加熱し、950℃以下の累
積圧下量30％以上、終了温度750〜900℃で圧延を行なっ
た後、冷却速度５〜40℃／秒で550℃以下の任意の温度
まで加速冷却することを特徴とする亜鉛めっき性の優れ
た鋼板の製造法。 - 【請求項２】重量％で、 V:0.01〜0.05％、 Ni:0.05〜0.30％、 Cu:0.05〜0.30％、 Cr:0.05〜0.30％ の１種または２種以上を含有する請求項１記載の亜鉛め
っき性の優れた鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13790490A JP2832070B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13790490A JP2832070B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0432518A JPH0432518A (ja) | 1992-02-04 |
| JP2832070B2 true JP2832070B2 (ja) | 1998-12-02 |
Family
ID=15209400
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13790490A Expired - Lifetime JP2832070B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2832070B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012153928A (ja) * | 2011-01-25 | 2012-08-16 | Nippon Steel Corp | 橋梁用鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-05-28 JP JP13790490A patent/JP2832070B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0432518A (ja) | 1992-02-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10590522B2 (en) | Aluminum-iron alloy-coated steel sheet for hot press forming, having excellent hydrogen delayed fracture resistance, peeling resistance, and weldability and hot-formed member using same | |
| KR102708307B1 (ko) | 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법 | |
| JP6280029B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US20150152533A1 (en) | Steel, Sheet Steel Product and Process for Producing a Sheet Steel Product | |
| US20060140814A1 (en) | Steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products | |
| JP2005528519A5 (ja) | ||
| JP4362319B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2025528267A (ja) | 耐衝突性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法 | |
| JP6838665B2 (ja) | 高強度合金化電気亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011144409A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| JP4265152B2 (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 | |
| JP4528184B2 (ja) | 加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3908964B2 (ja) | 成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3247909B2 (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2832070B2 (ja) | 亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法 | |
| JP4655372B2 (ja) | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH10204584A (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型耐震鋼材 | |
| JPH05117834A (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つき鋼板の製造方法 | |
| JP2689684B2 (ja) | 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2986989B2 (ja) | Ｚｎ−Ａｌめっき用高張力鋼の製造方法 | |
| JP3520155B2 (ja) | 高歪速度時の変形抵抗に優れた自動車用高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3793294B2 (ja) | 耐亜鉛めっきわれ特性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法 | |
| JPH07316735A (ja) | めっき特性及び耐２次加工ぜい性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法 | |
| JP3371714B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 9 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070925 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 10 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080925 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090925 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 12 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100925 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100925 Year of fee payment: 12 |