JPH0819472B2 - 加工性の良好な高強度Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性の良好な高強度Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH0819472B2 JPH0819472B2 JP62120291A JP12029187A JPH0819472B2 JP H0819472 B2 JPH0819472 B2 JP H0819472B2 JP 62120291 A JP62120291 A JP 62120291A JP 12029187 A JP12029187 A JP 12029187A JP H0819472 B2 JPH0819472 B2 JP H0819472B2
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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
0.85未満の加工性および耐腐食性が優れた高強度Zn−Al
系複合溶融めっき鋼板の製造方法に関する。
0.85未満の加工性および耐腐食性が優れた高強度Zn−Al
系複合溶融めっき鋼板の製造方法に関する。
〈従来技術とその問題点〉 自動車業界では自動車の安全性を犠牲にしないで燃費
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、さらに防錆力の向上の要求も強い。
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、さらに防錆力の向上の要求も強い。
また建築用材料においても強度および防錆力の優れた
材料への要求が強く、このため防錆力の優れた高強度溶
融めっき鋼板への期待も大きい。
材料への要求が強く、このため防錆力の優れた高強度溶
融めっき鋼板への期待も大きい。
さらに近年、この高強度溶融めっき鋼板に対する加工
性の改善要求も高まってきた。
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、
溶融めっき、例えばシーラス型の連続亜鉛めっき装置な
らびに無酸化炉方式の連続溶融亜鉛メッキ装置による亜
鉛めっき鋼板の製造において、Siが0.1％を越える固溶
硬化型の高張力鋼では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十分除去されず、鋼表面
に残存したままめっき処理されるため、不めっきが生じ
るという大きな欠点を有する。
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、
溶融めっき、例えばシーラス型の連続亜鉛めっき装置な
らびに無酸化炉方式の連続溶融亜鉛メッキ装置による亜
鉛めっき鋼板の製造において、Siが0.1％を越える固溶
硬化型の高張力鋼では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十分除去されず、鋼表面
に残存したままめっき処理されるため、不めっきが生じ
るという大きな欠点を有する。
また、最近の大気環境の悪化に伴ない、これまでの亜
鉛めっき鋼板では鋼板の防錆力が充分でなく、耐食、耐
候寿命が低下してきた。
鉛めっき鋼板では鋼板の防錆力が充分でなく、耐食、耐
候寿命が低下してきた。
〈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、亜鉛めっきより防錆力の優れたZn−Al系複合
溶融めっきにおいてZn−Al系複合溶融めっき性を阻害す
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0.85未満で、かつ、引張強さが45〜60kgf/mm
2で強度延性バランスがよく、冷間成形性および耐腐食
性も良好な高強度Zn−Al系複合溶融めっき鋼板の製造方
法を見出した。
究の結果、亜鉛めっきより防錆力の優れたZn−Al系複合
溶融めっきにおいてZn−Al系複合溶融めっき性を阻害す
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0.85未満で、かつ、引張強さが45〜60kgf/mm
2で強度延性バランスがよく、冷間成形性および耐腐食
性も良好な高強度Zn−Al系複合溶融めっき鋼板の製造方
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，この熱延板を酸洗後、Zn−Al系複合溶融めっ
きを行なうことにより加工性、耐腐食性の良好な高強度
Zn−Al系溶融めっき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。
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，この熱延板を酸洗後、Zn−Al系複合溶融めっ
きを行なうことにより加工性、耐腐食性の良好な高強度
Zn−Al系溶融めっき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。
本発明において、Zn−Al系とはZnを主体として10％以
下のAlと少量のMgおよび／またはREM等を含む合金を意
味する。
下のAlと少量のMgおよび／またはREM等を含む合金を意
味する。
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。
定した理由を述べる。
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0.85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。
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0.85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、シーラス型および無酸化炉方式の溶融亜鉛めっき鋼
板の製造においては、Si量が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、シーラス型および無酸化炉方式の溶融亜鉛めっき鋼
板の製造においては、Si量が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。
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。
Ｐ（りん） Ｐは本発明鋼の特徴的な元素である。すなわち、Zn−
Al系複合溶融めっき性を改善するため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、0.035〜0.100％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Zn−Al系複合溶融
めっき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。
Al系複合溶融めっき性を改善するため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、0.035〜0.100％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Zn−Al系複合溶融
めっき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、
Zn−Al系複合溶融めっき鋼板の冷間加工性、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。
るが、過剰のＳは展伸した硫化物系介在物を生成させ、
Zn−Al系複合溶融めっき鋼板の冷間加工性、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、Zn−Al系複合溶融め
っき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R
EM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、0.008％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。
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、Zn−Al系複合溶融め
っき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R
EM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、0.008％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℃以上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。
あって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
明鋼板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Zn−Al系複合溶融めっき
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。
明鋼板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Zn−Al系複合溶融めっき
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、Zn−Al系複
合溶融めっき鋼板の引張強度、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、Zn−Al系複合めっき鋼板の引張強
さが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、Zn−Al系複合めっき鋼板の冷間成形性及
び靭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、良好な冷間成形性と靭
性を得るために、巻取温度は470〜680℃の温度範囲に限
定した。
合溶融めっき鋼板の引張強度、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、Zn−Al系複合めっき鋼板の引張強
さが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、Zn−Al系複合めっき鋼板の冷間成形性及
び靭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、良好な冷間成形性と靭
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Zn−Alめっきはいずれもセ
ンジミアー式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Zn−Al浴に連続的に浸
漬されたものである。
れらの実施例において，溶融Zn−Alめっきはいずれもセ
ンジミアー式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Zn−Al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32℃／秒で冷却し、625℃で巻取って
厚さ3.0mmのコイルとした。この熱延鋼帯を酸洗後、無
酸化炉方式の連続溶融亜鉛めっき装置により、450℃に
保持したZn−４％Al−0.1％Mgめっき浴中で、めっき付
着量片面45g/m2の目標でめっき処理を行なった。
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32℃／秒で冷却し、625℃で巻取って
厚さ3.0mmのコイルとした。この熱延鋼帯を酸洗後、無
酸化炉方式の連続溶融亜鉛めっき装置により、450℃に
保持したZn−４％Al−0.1％Mgめっき浴中で、めっき付
着量片面45g/m2の目標でめっき処理を行なった。
このめっき鋼帯をシャーで長さ1829mmに切断し不めっ
き発生率を測定して表１に示した。
き発生率を測定して表１に示した。
Si含有量が0.10％を超えると不めっき発生による２級
格落率は急激に増加することが明らかである。
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に示す成分の鋼を溶製し、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29〜45℃／秒で冷却し、500〜620℃で巻取って厚さ3.
0mmの熱延鋼帯を製造した。
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29〜45℃／秒で冷却し、500〜620℃で巻取って厚さ3.
0mmの熱延鋼帯を製造した。
この熱延鋼帯をシーラス型溶融亜鉛めっき装置で酸洗
後、450℃に保持したZn−４％Al−0.1％Mgのめっき溶中
で、めっき付着量片面45g/m2の目標でめっき処理を行な
った。
後、450℃に保持したZn−４％Al−0.1％Mgのめっき溶中
で、めっき付着量片面45g/m2の目標でめっき処理を行な
った。
このめっき鋼板の機械的性質、冷間成形性（穴拡
比）、2mmVノッチ試験片による破面遷移温度、不めっき
による２級格落率の結果を表３に示した。
比）、2mmVノッチ試験片による破面遷移温度、不めっき
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0.8
7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。
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0.8
7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2.1と高くなり
冷間成形性の改善が顕著に認められる。
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2.1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、不メッキの発生は無く、良好なめっき性を示した。
め、不メッキの発生は無く、良好なめっき性を示した。
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
825〜880℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後、平均冷
却速度17〜62℃／秒で冷却し400〜690℃の温度で巻取っ
て厚さ3.0mmの熱延鋼帯を製造した。
825〜880℃、仕上圧延の最終スタンドを出た後、平均冷
却速度17〜62℃／秒で冷却し400〜690℃の温度で巻取っ
て厚さ3.0mmの熱延鋼帯を製造した。
この熱延鋼帯をシーラス型溶融亜鉛めっき装置で酸洗
後、450℃に保持したZn−４％Al−0.1％Mgのめっき浴中
で、めっき付着量片面45g/m2の目標でめっき処理を行な
った。得られためっき鋼板の材料特性を表４に示した。
後、450℃に保持したZn−４％Al−0.1％Mgのめっき浴中
で、めっき付着量片面45g/m2の目標でめっき処理を行な
った。得られためっき鋼板の材料特性を表４に示した。
No.11は巻取温度が本発明法より高く、このため、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。
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62℃／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0.85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。
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0.85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℃、巻取温
度が470〜680℃の範囲の本発明方法の場合はフェライト
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。
度が470〜680℃の範囲の本発明方法の場合はフェライト
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。
〈効 果〉 本発明法はZn−Al系複合溶融めっき処理において良好
なめっき性を示し、引張強さが45〜60kgf/mm2級の加工
性および耐腐食性の優れた高強度Zn−Al系複合溶融めっ
き鋼板を自動車、建材用向材料として提供できる。
なめっき性を示し、引張強さが45〜60kgf/mm2級の加工
性および耐腐食性の優れた高強度Zn−Al系複合溶融めっ
き鋼板を自動車、建材用向材料として提供できる。
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，この熱延板を酸洗後,Zn−Al系複合溶融めっきを行
なうことからなる，加工性ならびに耐腐食性の優れた高
強度Zn−Al系複合溶融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，この熱延板を酸洗後,Zn−Al系複合溶融めっきを行
なうことからなる，加工性ならびに耐腐食性の優れた高
強度Zn−Al系複合溶融めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62120291A JPH0819472B2 (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 加工性の良好な高強度Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP62120291A JPH0819472B2 (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 加工性の良好な高強度Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
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| JPS63286523A JPS63286523A (ja) | 1988-11-24 |
| JPH0819472B2 true JPH0819472B2 (ja) | 1996-02-28 |
Family
ID=14782604
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62120291A Expired - Lifetime JPH0819472B2 (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 加工性の良好な高強度Ｚｎ−Ａｌ系複合溶融めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
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| JP (1) | JPH0819472B2 (ja) |
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Family Cites Families (2)
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1987
- 1987-05-19 JP JP62120291A patent/JPH0819472B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63286523A (ja) | 1988-11-24 |
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