JP2005126793A - 自動車車体内板用薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 自動車部材に必要なプレス成形性と強度を確保するため、延性と特にプレス成形後の焼付処理条件の変動による影響を受けにくい十分な強度上昇を付与した焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板およびそのの製造方法を提供する。
【解決手段】 重量比で、C:0.008〜0.01%、Si:0.01〜1%、Mn:0.05〜2%、、S:0.01%以下、P:0.005〜0.1%、Al:0.01%以下、N:0.005〜0.015%を含み、残部Fe及び不可避的不純物元素からなり、フェライトを主体とした組織を呈する加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板およびその製造方法。
【選択図】 図1
【解決手段】 重量比で、C:0.008〜0.01%、Si:0.01〜1%、Mn:0.05〜2%、、S:0.01%以下、P:0.005〜0.1%、Al:0.01%以下、N:0.005〜0.015%を含み、残部Fe及び不可避的不純物元素からなり、フェライトを主体とした組織を呈する加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板およびその製造方法。
【選択図】 図1
Description
本発明は、熱延鋼板及び冷延鋼板とそれらの製造方法に関するものであり、詳しくは自動車用構造部材等に使用される鋼板において、時効性を問題としない部品への適用を前提としつつ、特に高い焼付硬化性を有する鋼板及びその製造方法に関するものである。
最近の自動車用鋼板に対しては、軽量化と衝突時のエネルギ吸収特性を確保するために、高強度鋼板が広く適用される状況にある。しかし、部品への成形性を考慮すると、成形時には比較的低強度でありながら、加工後の塗装焼付によって強度が上がる、いわゆる焼付硬化性を有する鋼板に対する要求も高まりつつある。これまで、焼付硬化性を有する鋼板に求められてきた特性は、鋼板が使用される部品の特徴から非時効性との両立が前提であった。しかし、内板を前提とする場合には必ずしも非時効である必要はなく、成形性確保の観点からは極力抑える必要はあるものの、基本的には問題とならない。
こうした状況の中で、とくに加工用の薄鋼板で焼付硬化性を有する鋼板としては、例えば、特開平5−287446号公報(特許文献1)及び特開2003−96543号公報(特許文献2)にあるように、鋼組成としてC及びNを比較的多く含む鋼が開示されている。しかし、特許文献1では、再結晶焼鈍後に浸炭処理が施されることが特徴であり、本発明とは焼付硬化性を高める手法が全く異なるものである。また、特許文献2については、C+Nの量で比較すると本発明とは全く異なる範囲のものであると同時に、焼付硬化性を付与するメタラジーを全く異にするものである。すなわち、本発明では固溶C及びNによるひずみ時効を利用するものであるが、準安定な析出物あるいはクラスター形成による硬化を利用するものであることから、素材として加工性劣化が懸念されるものである。
本発明は、とくに内板を対象とするため加工性を確保しながら焼付処理条件の変動による影響を受けにくい高い焼付硬化性を付与した高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、種々検討を行った結果、加工性を確保しながら100MPa以上の高い焼付硬化性を得るために、炭素及び窒素を固定する元素の添加を回避し、適度の炭素及び窒素を含有させることにより高い焼付硬化性を付与できる技術を知見した。すなわち、鋼板組織としてフェライト単相とし、炭化物及び窒化物を形成させることなく焼付硬化性を付与するため、C及びNの添加量に伴う焼付硬化量(BH)の変化を調査した。なお、ここで定義されるBHとは、2%の予ひずみを付与後、170℃で20分の熱処理を実施した後の引張試験における降伏点の上昇量とする。
その結果を図1に示す。ここで言うBHとは、いわゆるひずみ時効現象であり、導入された転位1本に固着される固溶CおよびNの数によって決まるものと考えられる。従って、固溶で存在する両元素の量に比例してその固着力が決まり、結果として高いBHが得られるものと考えられる。Cについては0.008〜0.01%でほぼBHが飽和する傾向にあり、C+Nで0.013%以上でBHが100MPaを超えるとともに、0.025%を超えてもBHは飽和する傾向にあることが見出された。Cが前述の範囲を超えてもBHが増加しないのは、炭化物を形成するようになるためと推察される。
また、Nについても窒化物を形成するようになるため、過度に添加してもその効果が発揮されない。また、本知見はBH性の安定性をも示すものであり、こうした特徴は実用上、焼付温度むらや焼付温度の変動によるBH量変動の低減を意味するものである。以上の知見をもとに、加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用の高強度鋼板を製造する技術を確立した。
本発明の要旨とするところは、
(1)重量比で、C:0.008〜0.01%、Si:0.01〜1%、Mn:0.05〜2%、S:0.01%以下、P:0.005〜0.1%、Al:0.01%以下、N:0.005〜0.015%を含み、残部Fe及び不可避的不純物元素からなり、フェライトを主体とした組織を呈することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
(1)重量比で、C:0.008〜0.01%、Si:0.01〜1%、Mn:0.05〜2%、S:0.01%以下、P:0.005〜0.1%、Al:0.01%以下、N:0.005〜0.015%を含み、残部Fe及び不可避的不純物元素からなり、フェライトを主体とした組織を呈することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
(2)前記(1)に記載の鋼板に、Bを0.003%以下を含有する加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
(3)前記(1)及び(2)に記載の鋼板の表面に、めっき層を有することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
(3)前記(1)及び(2)に記載の鋼板の表面に、めっき層を有することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
(4)前記(1)及び(2)に記載の鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ar3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ、30℃/s以上の冷却速度で冷却し、500〜650℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
(5)粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに巻き取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは先行するシートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特徴とする前記(4)に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
(6)100mm以下の鋳片に鋳造後、直ちに粗圧延を実施することを特徴とする前記(4)ないしは(5)のいずれか1項に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
(6)100mm以下の鋳片に鋳造後、直ちに粗圧延を実施することを特徴とする前記(4)ないしは(5)のいずれか1項に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
(7)前記(4)、(5)及び(6)に記載の熱延鋼板を、50%以上の圧下率で冷間圧延を実施し、再結晶温度以上の温度で加熱・保熱し、引き続き0.5%以上のスキンパス圧延を行うことを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法である。
本発明により、100MPa以上のBHが得られる熱延鋼板及び冷延鋼板の製造が可能となり、加工性の厳しい部材に対しても板厚の低減による部材軽量化を実現することができる優れた効果を奏するものである。
まず、この発明における成分組成の限定理由について述べる。
Cは、Nとならんで本発明において重要な役割を果たす元素である。すなわち、Nとの相乗効果によりBHを100MPa以上とするためには0.008%以上必要である。なお、前述したように、0.01%を超えても大きな増加は得られないことからこれを上限とする。
Siは、鋼板の高強度化のために添加される元素の1つである。しかし、過度の添加は鋼板製造時の接続部や部品組み付け部に溶接欠陥を生じさせるため、1%を上限とする。
Cは、Nとならんで本発明において重要な役割を果たす元素である。すなわち、Nとの相乗効果によりBHを100MPa以上とするためには0.008%以上必要である。なお、前述したように、0.01%を超えても大きな増加は得られないことからこれを上限とする。
Siは、鋼板の高強度化のために添加される元素の1つである。しかし、過度の添加は鋼板製造時の接続部や部品組み付け部に溶接欠陥を生じさせるため、1%を上限とする。
Mnについても、鋼を高強度化する際に添加されるが、過度の添加は延性の劣化や種々の溶接法における溶接性を大きく低下させるため、2%を上限とする。一方、Sによる熱間脆性の改善と強度確保のために0.05%以上の添加が必要である。
SはMnとの結合によりA系介在物(JIS G0555)を形成し、延性を劣化させることから、0.01%を上限とする。
SはMnとの結合によりA系介在物(JIS G0555)を形成し、延性を劣化させることから、0.01%を上限とする。
Pは主として高強度化を目的とする場合に添加される元素である。その場合には、0.03%以上添加するものとする。しかし、過剰に含有されると延性を低下させるばかりでなく、二次加工性も劣化させるため0.1%以下とする。
Alは脱酸のために添加される元素であるが、本発明においてはNとの結合による固溶Nの減少を回避するため、少ないほうが好ましいことから0.01%以下とする。
Alは脱酸のために添加される元素であるが、本発明においてはNとの結合による固溶Nの減少を回避するため、少ないほうが好ましいことから0.01%以下とする。
Nについては、本発明においては前述したようにCと並んで重要な役割を果たす元素である。Cとの相乗効果により100MPa以上のBHを得るためには、0.005%以上の添加が必要である。なお、NはCに比べて拡散速度が速いことから、焼付温度が低くなってもBHを確保するために有効な元素である。一方、過度に添加されると鉄との窒化物を形成し、その効果が失われることから上限を0.015%とする。
Bは二次加工性を確保するために添加される。過度の添加は加工性を劣化させるため0.003%を上限とする。また、Bの効果を有効に発現させるには、好ましくは0.0001%以上添加する。なお、スクラップの利用による微量のCu,Ni,Sn及びCrの混入は、本発明における効果を損なうものではない。
本発明における熱延条件のうち仕上温度及び巻取温度は、目的とする鋼板特性を得るための重要な因子である。すなわち、仕上圧延はAr3変態点以上の温度域で実施する必要がある。変態点よりも低い温度で実施されると組織が不均一となり、とくに延性の劣化が懸念される。仕上圧延後の冷却速度については、鋼中に固溶C及びNを適切に残存させるために重要な要素である。本発明の場合、30℃/sよりも冷却速度が遅くなると固溶C及びNが析出してくるため、100MPaを超えるBH量が得られなくなる。
また、巻取温度についても、BH性確保の観点から炭化物の析出を抑制するため、500〜650℃の範囲とする必要がある。650℃より高いとパーライトが形成されるようになり、100MPa以上のBHが得られない。逆に低くなるとセメンタイトが析出しやすくなるため、やはり100MPa以上のBHが得られない。
上述した熱間圧延を実施する際に、粗圧延後先行するシートバーにレーザー溶接等を用いて接合し、圧延を実施しても本発明における効果に何ら変わりはない。さらに、スラブを製造する場合も、いわゆるニアネットシェイプとして100mm以下の薄スラブを製造し、直ちに前述したような圧延条件で製造することも本発明における効果を損なうものではない。
前述の熱延板から冷延板を得る場合、加工性を得るために50%以上の冷延率で冷間圧延を行う必要がある。これより低い冷延率の場合、とくにr値が低くなりことから加工性が劣化する。また、焼鈍は再結晶温度以上の温度で実施される必要があり、これより低い温度での焼鈍では、延性及びr値が劣化し、十分な加工性が得られない。また、再結晶焼鈍に続く過時効処理は必ずしも実施する必要はないが、400℃以下の温度域での処理であれば鋼特性に与える影響はほとんどない。
めっき工程については、例えば熱延板について溶融亜鉛めっきを行う場合、鋼板表面を亜鉛浴の温度と同程度に加熱し、その温度で亜鉛浴に浸漬させる。その際に好ましい条件としては、温度が高くなりすぎると炭化物や窒化物の析出を招くため、550℃を上限とする。一方、低すぎるとめっき不良及びめっき層厚さの不均一化を招くため、420℃を下限とする。なお、冷延板については電気亜鉛めっきあるいは溶融亜鉛めっきいずれのめっきでも構わない。ただし、溶融亜鉛めっきにおけるめっき浴及び合金化条件については、前述の熱延板亜鉛めっきでの条件と同様である。
(実施例1)
本発明範囲のC:0.0085%−Si:0.02%−Mn:0.3%−P:0.032%−S:0.005%−Al:0.006%−N:0.0054%からなる鋼を転炉出鋼し、スラブとした後、表1に示すような熱延条件で熱延板とした。得られた熱延板の材質特性を表2に示す。本発明に従った熱延条件で製造したNo.1、2、3、4及び5は、100MPa以上のBHと30MPa以上のTS増加が得られている。なお、BHの測定方法は前述と同様、2%の予ひずみを付与後、150℃及び170℃×20minの熱処理を施した後の引張試験による降伏点及びTSの上昇量で評価した。一方、仕上温度が低く外れたNo.6は伸びが低い。また、冷却速度が低く外れたNo.7ではBHが低く、100MPaに到達していない。さらに、巻取温度が外れたNo.8及び9についてもBHが低い。
本発明範囲のC:0.0085%−Si:0.02%−Mn:0.3%−P:0.032%−S:0.005%−Al:0.006%−N:0.0054%からなる鋼を転炉出鋼し、スラブとした後、表1に示すような熱延条件で熱延板とした。得られた熱延板の材質特性を表2に示す。本発明に従った熱延条件で製造したNo.1、2、3、4及び5は、100MPa以上のBHと30MPa以上のTS増加が得られている。なお、BHの測定方法は前述と同様、2%の予ひずみを付与後、150℃及び170℃×20minの熱処理を施した後の引張試験による降伏点及びTSの上昇量で評価した。一方、仕上温度が低く外れたNo.6は伸びが低い。また、冷却速度が低く外れたNo.7ではBHが低く、100MPaに到達していない。さらに、巻取温度が外れたNo.8及び9についてもBHが低い。
(実施例2)
表3に示す組成の鋼を転炉出鋼し、本発明の範囲に従った熱延条件にて熱間圧延を終了し、3mmの熱延板とした。表4に得られた特性を示す。本発明に従ったA,B,C,D,E,F及びG鋼では各強度レベルの鋼板で100MPaを超えるBHと30MPa以上のTS増加が得られている。一方、C及びNが低く外れたH鋼ではBHが低い。また、Alが高く外れたI鋼では、窒化物が多く形成されるためやはりBHが低い。さらに、C量が高く外れたJ鋼では、炭化物が多く形成されるため、延性が低く加工性の劣化が懸念される。
表3に示す組成の鋼を転炉出鋼し、本発明の範囲に従った熱延条件にて熱間圧延を終了し、3mmの熱延板とした。表4に得られた特性を示す。本発明に従ったA,B,C,D,E,F及びG鋼では各強度レベルの鋼板で100MPaを超えるBHと30MPa以上のTS増加が得られている。一方、C及びNが低く外れたH鋼ではBHが低い。また、Alが高く外れたI鋼では、窒化物が多く形成されるためやはりBHが低い。さらに、C量が高く外れたJ鋼では、炭化物が多く形成されるため、延性が低く加工性の劣化が懸念される。
(実施例3)
表3の成分の鋼を4mmの熱延板としたものについて、本発明の範囲内で冷間圧延及び連続焼鈍を実施した。その条件を表5に示す。また、得られた特性を同表に示す。本発明に従ったA,B,C,D,E,F及びG鋼では各強度レベルの鋼板で100MPaを超えるBHと30MPa以上のTS増加が得られている。一方、C及びNが低く外れたH鋼ではBHが低い。また、Alが高く外れたI鋼では、窒化物が多く形成されるためやはりBHが低い。さらに、C量が高く外れたJ鋼では、炭化物が多く形成されるため、延性が低く加工性の劣化が懸念される。
表3の成分の鋼を4mmの熱延板としたものについて、本発明の範囲内で冷間圧延及び連続焼鈍を実施した。その条件を表5に示す。また、得られた特性を同表に示す。本発明に従ったA,B,C,D,E,F及びG鋼では各強度レベルの鋼板で100MPaを超えるBHと30MPa以上のTS増加が得られている。一方、C及びNが低く外れたH鋼ではBHが低い。また、Alが高く外れたI鋼では、窒化物が多く形成されるためやはりBHが低い。さらに、C量が高く外れたJ鋼では、炭化物が多く形成されるため、延性が低く加工性の劣化が懸念される。
(実施例4)
実施例2及び3で、本発明の範囲に従ったA鋼について薄スラブ連鋳法による鋳造後直ちに粗圧延工程に送る製造工程と、熱延工程で粗圧延終了後に先行材と接続して圧延を実施する、いわゆる連続熱延による工程で製造した。表6に製造工程を示す。なお、仕上温度、冷却条件、巻取温度、冷延条件及び焼鈍条件は実施例2及び3と同じとした。得られた材質を同表に示す。ア、イ、ウ、エ、オ及びカいずれも得られた材質は、実施例2及び3でのものとほぼ同様の特性である。
実施例2及び3で、本発明の範囲に従ったA鋼について薄スラブ連鋳法による鋳造後直ちに粗圧延工程に送る製造工程と、熱延工程で粗圧延終了後に先行材と接続して圧延を実施する、いわゆる連続熱延による工程で製造した。表6に製造工程を示す。なお、仕上温度、冷却条件、巻取温度、冷延条件及び焼鈍条件は実施例2及び3と同じとした。得られた材質を同表に示す。ア、イ、ウ、エ、オ及びカいずれも得られた材質は、実施例2及び3でのものとほぼ同様の特性である。
Claims (7)
- 重量比で、C:0.008〜0.01%、Si:0.01〜1%、Mn:0.05〜2%、、S:0.01%以下、P:0.005〜0.1%、Al:0.01%以下、N:0.005〜0.015%を含み、残部Fe及び不可避的不純物元素からなり、フェライトを主体とした組織を呈することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
- 請求項1に記載の鋼板に、Bを0.003%以下を含有する加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
- 請求項1及び2に記載の鋼板の表面に、めっき層を有することを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板。
- 請求項1及び2に記載の鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ar3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ、30℃/s以上の冷却速度で冷却し、500〜650℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
- 粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに巻き取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは先行するシートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特徴とする請求項4に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
- 100mm以下の鋳片に鋳造後、直ちに粗圧延を実施することを特徴とする請求項4ないしは5のいずれか1項に記載の加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
- 請求項4、5及び6に記載の熱延鋼板を、50%以上の圧下率で冷間圧延を実施し、再結晶温度以上の温度で加熱・保熱し、引き続き0.5%以上のスキンパス圧延を行うことを特徴とする加工性及び焼付処理条件の変動による影響を受けにくい焼付硬化性に優れた自動車車体内板用薄鋼板の製造方法。
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Cited By (1)
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JP2010196096A (ja) * | 2009-02-24 | 2010-09-09 | Jfe Steel Corp | プレス加工と塗装焼付け後の強度−延性バランスに優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
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