JP3602263B2 - 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3602263B2 JP3602263B2 JP15332996A JP15332996A JP3602263B2 JP 3602263 B2 JP3602263 B2 JP 3602263B2 JP 15332996 A JP15332996 A JP 15332996A JP 15332996 A JP15332996 A JP 15332996A JP 3602263 B2 JP3602263 B2 JP 3602263B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- hot
- temperature
- rolling
- annealing
- 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 - Fee Related
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、高強度で且つプレス成形性，深絞り性に優れ、自動車用内板等として使用される高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用鋼板として、安全性，車体重量の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用されている。この種の自動車用鋼板は、厳しい成形加工が施されることから、良好なプレス加工性，特に深絞り性の指標であるランクフォード値が高いことが要求される。
高強度冷延鋼板については、従来から多くの提案がされている。たとえば、特開昭６２−２０５２３１号公報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加し、熱間圧延の条件を適正化することによって、４９０Ｎ／ｍｍ２ 級以上の高強度を得ている。しかしながら、ランクフォード値が１．０程度に過ぎず、深絞り性に劣る鋼材であった。
深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−３４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したものをベースとして少量のＭｎを添加し、且つ冷延及び焼鈍条件を適正化している。この方法によるとき、約２．０のランクフォード値が得られるが、強度が３９０Ｎ／ｍｍ２ 以下と低くなっている。
また、自動車用鋼板として耐食性が要求されることから、溶融亜鉛めっき鋼板についても特開平６２−２６００４６号公報等で提案されている。しかし、従来の方法で製造される溶融亜鉛めっき鋼板は、強度が３９０Ｎ／ｍｍ２ 以下と低く、自動車用鋼板として要求される特性を十分に満足していない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
従来の方法で鋼板を高強度化しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼板の成形性が劣化する。逆に、成形性を改良するためにランクフォード値を上げると、強度が不足する傾向を示す。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化されていない。そのため、強度及びランクフォード値の何れか一方に重点をおいた鋼材の選択が余儀なくされる。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、強度及びランクフォード値に大きく影響を及ぼすＣｕ析出物の形態及び熱延板の金属組織を制御することにより、自動車用等の鋼板として要求される４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の高強度を持ち、且つランクフォード値が１．４以上を示す深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の高強度冷延鋼板製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．０５〜０．２０重量％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．５重量％，Ｎｉ：１．３重量％以下，Ｓ：０．０２重量％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％を含み、更にＴｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱延仕上げ温度をＡｒ３ 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続式溶融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から析出処理温度までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする再結晶焼鈍及び処理温度５００〜６５０℃，処理時間０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施した後、入側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきすることを特徴とする。
また、同じ組成をもつ鋼スラブを同様に連続焼鈍設備で再結晶焼鈍した後、調質圧延し、連続式溶融亜鉛めっき設備で処理温度５００〜６５０℃，処理時間０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施し、次いで入側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきすることもできる。
【０００５】
【作用】
本発明者等は、析出強化元素であるＣｕを含む極低炭素鋼について、強度，ランクフォード値に及ぼすＣｕ析出物の形態及び金属組織の影響を調査した。その結果、極低炭素鋼に析出強化元素としてのＣｕ，焼入れ性を向上させる元素としてのＭｎ，Ｍｏを含有させ、適正条件下の熱間圧延及び焼鈍を施すことにより、４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の高強度で且つ１．４以上のランクフォード値をもつ鋼板が得られることを見い出した。
すなわち、Ｃｕを含む極低炭素鋼に焼入れ性を向上させる元素Ｍｎ，Ｍｏを含有させ、熱延仕上げ温度，仕上げ圧延後の平均冷却速度，熱延巻取り温度が特定された条件下で熱延すると、強い熱延集合組織が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集合組織の集積度を高める。
【０００６】
また、Ｃｕ析出物の析出が促進される温度範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延巻取り時に粒径が０．１μｍ程度の粗大なＣｕ析出物が析出する。粗大化したＣｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝＜２２５＞方位への集積度を更に向上させる作用を呈する。
熱延中の粗大化したＣｕ析出物は、冷間圧延後に高温焼鈍を施し、一旦マトリックスに固溶させる。固溶したＣｕは、均熱後の冷却速度，析出処理温度及び析出処理時間を制御することにより、極めて短時間で微細に析出し、鋼板を高強度化する。また、焼鈍温度をＡｃ１ 変態点以上に設定するとき、冷延焼鈍板のミクロ組織がポリゴナルフェライトと擬ベイナイトとの複合組織又は擬ベイナイトの単相組織となり、一層の高強度化が図られる。更に、溶融亜鉛めっき処理直前の入側温度を特定することにより、鋼板表面の表面性状欠陥が解消される。
【０００７】
以下、本発明で使用する鋼材に含まれる合金成分，含有量，製造条件等を説明する。
Ｃ：０．００１〜０．０１重量％
深絞り性や延性を向上させる上で低いＣ含有量ほど好ましく、ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物及びＴｉ４ Ｃ２ Ｓ２ 等の炭硫化物となって固定される。また、Ｃ含有量を下げるとき、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量も少なくすることができる。Ｃ含有量が０．０１重量％を超えると、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量が著しく増加し、コスト高になるばかりでなく、ランクフォード値に対しても悪影響を及ぼす。しかし、Ｃ含有量を０．００１重量％より低くするためには、製造工程における製造コストが増大する。
Ｓｉ：２．０重量％以下
鋼板の強度を高める上で有効な合金元素である。しかし、２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びランクフォード値が低下する傾向を示す。なお、Ｓｉ含有量が０．５重量％以上になると、溶融亜鉛めっき性が低下し、不めっき等の欠陥が発生し易くなる。この種の欠陥発生をもたらす溶融亜鉛めっき性の低下は、冷間圧延後に電気めっきを施すことにより解消される。
【０００８】
Ｐ：０．０５〜０．２０重量％
鋼板の強度を向上させると共に、鋼板の耐食性を改善する作用を呈する。これら作用を発現させるためには、０．０５重量％以上のＰ含有量が必要である。しかし、０．２０重量％を超える多量のＰが含まれると、二次加工割れが著しく促進される。
Ｍｎ：１．０〜４．０重量％
焼入れ硬化性を向上させる合金元素である。また、Ｍｎ含有によって仕上げ圧延後の冷却速度が比較的小さくても、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織を呈し、擬ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。この作用を得るためには１．０重量％以上のＭｎ含有が必要であるが、４．０重量％を超えて多量のＭｎが含まれると延性が大きく低下する。
【０００９】
Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％
Ｍｎと同様に焼入れ硬化性を向上させる作用を呈する。また、Ｍｏ含有によって仕上げ圧延後の冷却速度が比較的小さくても、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織を呈し、擬ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。この作用を得るためには０．００５重量％以上のＭｏ含有が必要であるが、
０．５重量％を超えて多量のＭｏが含まれると延性が大きく低下する。
Ｃｕ：０．５〜２．５重量％
鋼板の強度を高める上で有効な合金元素であり、０．５重量％以上の含有量でその作用が顕著になる。しかし、２．５重量％を超える多量のＣｕが含まれると、延性が大きく低下する。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、１．０〜２．０重量％である。
【００１０】
Ｎｉ：１．３重量％以下
Ｃｕ添加鋼において、熱間赤熱脆性を防止するために必要に応じて添加される合金成分である。一般には、Ｃｕ添加量の１／２以上のＮｉを添加することが好ましい。しかし、非常に高価な元素であることから、鋼材コストの上昇を抑制するために上限を１．３重量％に設定する。
Ｓ：０．０２重量％以下
Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に加工割れ等の欠点を発生させる有害元素である。そのため、本発明においては、Ｓ含有量の上限を０．０２重量％に規制した。
Ａｌ：０．００５〜０．１重量％
脱酸剤として添加される合金元素であり、０．００５重量％以上が必要である。しかし、０．１重量％を超える多量のＡｌ含有は、Ａｌ２ Ｏ３ 等の介在物を増加させる原因であり、加工性及び表面品質を劣化させる。
【００１１】
Ｎ：０．００７重量％以下
固溶Ｎとして残存すると、深絞り性を劣化させる有害元素である。そのため、ＴｉＮとして析出させ、固溶Ｎを減少させることが要求される。しかし、Ｎ含有量が増加するとＴｉＮの析出量が増加し、｛５５４｝再結晶集合組織の発達を抑制する。したがって、本発明においては、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定した。
Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％
結晶粒界にＰよりも優先的に偏析し、Ｐによる粒界脆化を抑制する作用を呈する。この作用は、０．０００５重量％以上のＢ含有で発現される。しかし、０．００３重量％を超える多量のＢ含有では、粒成長が阻害され、鋼板のランクフォード値や延性が低下する欠点が現れる。
【００１２】
Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ
＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量％
｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集合組織の発達に有害なＳ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈する。Ｔｉの含有量は、Ｓ，Ｎ及びＣを固定する上から下限が［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］に規定される。しかし、Ｔｉ添加による作用は０．１０重量％で飽和し、それ以上添加してもＴｉ増量に見合った効果がみられない。
Ｎｂ，Ｖ：０．０１〜０．１重量％
Ｓ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈し、｛５５４｝方位をもつ再結晶集合組織の発達促進させる。Ｎｂ，Ｖの作用は、０．０１重量％以上の含有量で発現するが、０．１０重量％で飽和し、それ以上添加しても増量に見合った効果がみられない。
本発明が対象とする鋼は、転炉，電気炉等で所定の成分に調整した溶鋼をＲＨ設備等で脱ガス処理した後、連続鋳造によってスラブに製造される。このスラブをそのまま直送し、或いは一旦冷却して冷片とした後で再加熱し、熱延工程に送られる。
【００１３】
熱間圧延：
熱間圧延では、熱延仕上げ温度をＡｒ３ 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃に設定する。熱延条件をこのように制御することにより、強い熱延集合組織が形成される。強い熱延集合組織は、冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める作用を呈する。また、Ｃｕの析出が促進される温度範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延巻取り時に粒径が０．１μｍ程度の粗大なＣｕ析出物が析出する。粗大化したＣｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝＜２２５＞方位への集積度を更に高める。
【００１４】
溶融亜鉛めっき：
熱間圧延後の鋼板は、通常の条件で酸洗・冷延され、インライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっきラインに送られる。Ｓｉを０．５重量％以上含む冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき性を向上させるために電気めっきを施し、再結晶焼鈍，Ｃｕ析出処理を経て溶融亜鉛めっきされる。電気めっきは、再結晶焼鈍及びＣｕ析出時に生成する易酸化性元素Ｓｉの酸化物に起因する不めっき等のめっき欠陥を防止する。具体的には、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｐ等のプレめっき層が電気めっきにより形成される。
焼鈍工程では、ランクフォード値に有効な再結晶集合組織を生成させ、且つ粗大化したＣｕ析出物を再固溶させるため、焼鈍温度が８００℃以上に設定される。特に、焼鈍温度をＡｃ１変態点以上とすると、冷延焼鈍板のミクロ組織がポリゴナルフェライトと擬ベイナイトの複合組織又は擬ベイナイトの単相組織を呈することから、更なる高強度化が図られる。しかし、焼鈍温度が９２０℃を超えると、通常の設備を使用した生産が困難になる。
均熱後の冷却速度は、冷却過程で粗大なＣｕ析出物の生成を防止するために５℃／秒以上に設定される。しかし、１２０℃／秒より早い冷却速度では、通常の設備を使用した生産が困難になる。
【００１５】
焼鈍後の鋼板は、Ｃｕの固溶及び粗大析出を防止し、短時間で微細なＣｕ析出物を析出させるため、温度５００〜６５０℃，時間０．５〜５分の条件下でＣｕ析出処理される。これにより、鋼材が高強度化される。また、析出処理温度を５００℃以上とすることにより、次工程の溶融めっき処理で入側温度を高く保持することができ、溶融亜鉛めっき性も改善される。
溶融めっき浴への入側温度は、５００〜５５０℃の範囲に保持される。入側温度が５００℃を下回るようになると、鋼板の溶融亜鉛塗れ付着力が低下し、鋼板表面にピンホール，不めっき等の欠陥が発生し易くなる。しかし、５５０℃を超える入側温度では、合金化処理された鋼板の耐パウダリング性が劣化する。
なお、以上に説明した再結晶焼鈍を連続焼鈍設備で施し、Ｃｕ析出処理及び溶融亜鉛めっきを連続式溶融亜鉛めっき設備で施しても、必要とする特性をもつ鋼板を製造することができる。
【００１６】
【実施例】
実施例１：
表１の組成をもつ鋼種番号１〜１６の鋼を溶製し、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度９２０℃，仕上げ温度から熱延巻取り温度までの平均冷却速度２０℃／秒，熱延巻取り温度５５０℃の条件で熱間圧延を施し、板厚４ｍｍの熱延板を製造した。
【００１７】
【００１８】
得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで圧延率７５％で冷間圧延を施した。なお、Ｓｉを０．５重量％以上含む鋼種番号４，６，１０，１２については、溶融亜鉛めっき性を改善するためにＦｅ−Ｂ電気めっきを施した。次いで、連続式溶融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８５０℃，均熱時間６０秒，焼鈍温度から析出処理温度までの平均冷却速度４０℃／秒の条件下で再結晶焼鈍を施し、引き続いて析出処理温度５５０℃，析出処理時間１分のＣｕ析出処理を施した。その後、伸び率約１％の調質圧延をし、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。
試験結果を示す表２にみられるように、本発明に従った鋼種番号１〜１２の鋼は、４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の強度を示し、強度・延性バランスに優れ、１．４以上の高いランクフォード値を持っていた。これに対し、鋼種番号１３〜１６の鋼では、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃ及びＴｉの含有量が本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大きく低下していた。
【００１９】
【００２０】
実施例２：
表１の鋼種番号２，７，９，１３，１５の鋼から、実施例１と同じ条件下で熱延板を製造した。得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで圧延率７５％で冷間圧延した。次いで、連続焼鈍設備で焼鈍温度８５０℃，均熱時間６０秒の処理を施した後、焼鈍温度から２００℃以下まで平均冷却速度４０℃／秒で冷却した。その後、伸び率１％の調質圧延を施し、連続式溶融亜鉛めっき設備で析出処理温度５５０℃，析出処理時間１分のＣｕ析出処理を施し、入側温度５２０℃で溶融亜鉛めっきした。更に、伸び率約０．５％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。
試験結果を示す表３にみられるように、本発明に従った鋼種番号２，７，９は、４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の強度を示し、強度・延性バランスに優れ、１．４以上の高いランクフォード値をもっていた。これに対し、鋼種番号１３，１５の比較例では、Ｍｎ，Ｍｏ及びＣｕの含有量が本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大きく低下していた。
【００２１】
【００２２】
実施例３：
表１に示した鋼種番号５の鋼を使用し、表４の条件下で熱間圧延を施し、酸洗後、圧延率７５％で冷間圧延し、次いで表４の条件下で溶融亜鉛めっきした。次いで、伸び率約１％の調質圧延をし、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。
試験結果を示す表５にみられるように、本発明に従って製造したＡグループの鋼板では、４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の強度を示し、１．４以上の高いランクフォード値をもっていた。これに対し、Ｂグループの鋼板（Ｂ１，Ｂ２）では、熱延条件又は溶融亜鉛めっき条件が本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大きく低下していた。Ｂ３，Ｂ４の鋼板では、熱延条件又は焼鈍条件が本発明で規制した範囲を外れることから、強度が大きく低下していた。Ｂ５の鋼板では、入側温度が本発明で規定した範囲を外れるため、鋼板表面に不めっきが発生していた。
【００２３】
【００２４】
【００２５】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明においては、焼入れ性向上元素Ｍｎ，Ｍｏ及び析出強化元素Ｃｕを添加し、熱延条件，焼鈍条件及び溶融亜鉛めっき条件を設定することにより、焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高め、高強度で且つランクフォード値の高い溶融亜鉛めっき鋼板を製造している。このようにして得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、深絞り性等の優れた加工性を活用し、自動車用鋼板を始めとする広範な分野で構造材，部材等として使用される。
【産業上の利用分野】
本発明は、高強度で且つプレス成形性，深絞り性に優れ、自動車用内板等として使用される高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用鋼板として、安全性，車体重量の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用されている。この種の自動車用鋼板は、厳しい成形加工が施されることから、良好なプレス加工性，特に深絞り性の指標であるランクフォード値が高いことが要求される。
高強度冷延鋼板については、従来から多くの提案がされている。たとえば、特開昭６２−２０５２３１号公報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加し、熱間圧延の条件を適正化することによって、４９０Ｎ／ｍｍ２ 級以上の高強度を得ている。しかしながら、ランクフォード値が１．０程度に過ぎず、深絞り性に劣る鋼材であった。
深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−３４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したものをベースとして少量のＭｎを添加し、且つ冷延及び焼鈍条件を適正化している。この方法によるとき、約２．０のランクフォード値が得られるが、強度が３９０Ｎ／ｍｍ２ 以下と低くなっている。
また、自動車用鋼板として耐食性が要求されることから、溶融亜鉛めっき鋼板についても特開平６２−２６００４６号公報等で提案されている。しかし、従来の方法で製造される溶融亜鉛めっき鋼板は、強度が３９０Ｎ／ｍｍ２ 以下と低く、自動車用鋼板として要求される特性を十分に満足していない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
従来の方法で鋼板を高強度化しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼板の成形性が劣化する。逆に、成形性を改良するためにランクフォード値を上げると、強度が不足する傾向を示す。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化されていない。そのため、強度及びランクフォード値の何れか一方に重点をおいた鋼材の選択が余儀なくされる。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、強度及びランクフォード値に大きく影響を及ぼすＣｕ析出物の形態及び熱延板の金属組織を制御することにより、自動車用等の鋼板として要求される４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の高強度を持ち、且つランクフォード値が１．４以上を示す深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の高強度冷延鋼板製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．０５〜０．２０重量％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．５重量％，Ｎｉ：１．３重量％以下，Ｓ：０．０２重量％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％を含み、更にＴｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱延仕上げ温度をＡｒ３ 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続式溶融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から析出処理温度までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする再結晶焼鈍及び処理温度５００〜６５０℃，処理時間０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施した後、入側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきすることを特徴とする。
また、同じ組成をもつ鋼スラブを同様に連続焼鈍設備で再結晶焼鈍した後、調質圧延し、連続式溶融亜鉛めっき設備で処理温度５００〜６５０℃，処理時間０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施し、次いで入側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきすることもできる。
【０００５】
【作用】
本発明者等は、析出強化元素であるＣｕを含む極低炭素鋼について、強度，ランクフォード値に及ぼすＣｕ析出物の形態及び金属組織の影響を調査した。その結果、極低炭素鋼に析出強化元素としてのＣｕ，焼入れ性を向上させる元素としてのＭｎ，Ｍｏを含有させ、適正条件下の熱間圧延及び焼鈍を施すことにより、４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の高強度で且つ１．４以上のランクフォード値をもつ鋼板が得られることを見い出した。
すなわち、Ｃｕを含む極低炭素鋼に焼入れ性を向上させる元素Ｍｎ，Ｍｏを含有させ、熱延仕上げ温度，仕上げ圧延後の平均冷却速度，熱延巻取り温度が特定された条件下で熱延すると、強い熱延集合組織が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集合組織の集積度を高める。
【０００６】
また、Ｃｕ析出物の析出が促進される温度範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延巻取り時に粒径が０．１μｍ程度の粗大なＣｕ析出物が析出する。粗大化したＣｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝＜２２５＞方位への集積度を更に向上させる作用を呈する。
熱延中の粗大化したＣｕ析出物は、冷間圧延後に高温焼鈍を施し、一旦マトリックスに固溶させる。固溶したＣｕは、均熱後の冷却速度，析出処理温度及び析出処理時間を制御することにより、極めて短時間で微細に析出し、鋼板を高強度化する。また、焼鈍温度をＡｃ１ 変態点以上に設定するとき、冷延焼鈍板のミクロ組織がポリゴナルフェライトと擬ベイナイトとの複合組織又は擬ベイナイトの単相組織となり、一層の高強度化が図られる。更に、溶融亜鉛めっき処理直前の入側温度を特定することにより、鋼板表面の表面性状欠陥が解消される。
【０００７】
以下、本発明で使用する鋼材に含まれる合金成分，含有量，製造条件等を説明する。
Ｃ：０．００１〜０．０１重量％
深絞り性や延性を向上させる上で低いＣ含有量ほど好ましく、ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物及びＴｉ４ Ｃ２ Ｓ２ 等の炭硫化物となって固定される。また、Ｃ含有量を下げるとき、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量も少なくすることができる。Ｃ含有量が０．０１重量％を超えると、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量が著しく増加し、コスト高になるばかりでなく、ランクフォード値に対しても悪影響を及ぼす。しかし、Ｃ含有量を０．００１重量％より低くするためには、製造工程における製造コストが増大する。
Ｓｉ：２．０重量％以下
鋼板の強度を高める上で有効な合金元素である。しかし、２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びランクフォード値が低下する傾向を示す。なお、Ｓｉ含有量が０．５重量％以上になると、溶融亜鉛めっき性が低下し、不めっき等の欠陥が発生し易くなる。この種の欠陥発生をもたらす溶融亜鉛めっき性の低下は、冷間圧延後に電気めっきを施すことにより解消される。
【０００８】
Ｐ：０．０５〜０．２０重量％
鋼板の強度を向上させると共に、鋼板の耐食性を改善する作用を呈する。これら作用を発現させるためには、０．０５重量％以上のＰ含有量が必要である。しかし、０．２０重量％を超える多量のＰが含まれると、二次加工割れが著しく促進される。
Ｍｎ：１．０〜４．０重量％
焼入れ硬化性を向上させる合金元素である。また、Ｍｎ含有によって仕上げ圧延後の冷却速度が比較的小さくても、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織を呈し、擬ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。この作用を得るためには１．０重量％以上のＭｎ含有が必要であるが、４．０重量％を超えて多量のＭｎが含まれると延性が大きく低下する。
【０００９】
Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％
Ｍｎと同様に焼入れ硬化性を向上させる作用を呈する。また、Ｍｏ含有によって仕上げ圧延後の冷却速度が比較的小さくても、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織を呈し、擬ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。この作用を得るためには０．００５重量％以上のＭｏ含有が必要であるが、
０．５重量％を超えて多量のＭｏが含まれると延性が大きく低下する。
Ｃｕ：０．５〜２．５重量％
鋼板の強度を高める上で有効な合金元素であり、０．５重量％以上の含有量でその作用が顕著になる。しかし、２．５重量％を超える多量のＣｕが含まれると、延性が大きく低下する。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、１．０〜２．０重量％である。
【００１０】
Ｎｉ：１．３重量％以下
Ｃｕ添加鋼において、熱間赤熱脆性を防止するために必要に応じて添加される合金成分である。一般には、Ｃｕ添加量の１／２以上のＮｉを添加することが好ましい。しかし、非常に高価な元素であることから、鋼材コストの上昇を抑制するために上限を１．３重量％に設定する。
Ｓ：０．０２重量％以下
Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に加工割れ等の欠点を発生させる有害元素である。そのため、本発明においては、Ｓ含有量の上限を０．０２重量％に規制した。
Ａｌ：０．００５〜０．１重量％
脱酸剤として添加される合金元素であり、０．００５重量％以上が必要である。しかし、０．１重量％を超える多量のＡｌ含有は、Ａｌ２ Ｏ３ 等の介在物を増加させる原因であり、加工性及び表面品質を劣化させる。
【００１１】
Ｎ：０．００７重量％以下
固溶Ｎとして残存すると、深絞り性を劣化させる有害元素である。そのため、ＴｉＮとして析出させ、固溶Ｎを減少させることが要求される。しかし、Ｎ含有量が増加するとＴｉＮの析出量が増加し、｛５５４｝再結晶集合組織の発達を抑制する。したがって、本発明においては、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定した。
Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％
結晶粒界にＰよりも優先的に偏析し、Ｐによる粒界脆化を抑制する作用を呈する。この作用は、０．０００５重量％以上のＢ含有で発現される。しかし、０．００３重量％を超える多量のＢ含有では、粒成長が阻害され、鋼板のランクフォード値や延性が低下する欠点が現れる。
【００１２】
Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ
＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量％
｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集合組織の発達に有害なＳ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈する。Ｔｉの含有量は、Ｓ，Ｎ及びＣを固定する上から下限が［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］に規定される。しかし、Ｔｉ添加による作用は０．１０重量％で飽和し、それ以上添加してもＴｉ増量に見合った効果がみられない。
Ｎｂ，Ｖ：０．０１〜０．１重量％
Ｓ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈し、｛５５４｝方位をもつ再結晶集合組織の発達促進させる。Ｎｂ，Ｖの作用は、０．０１重量％以上の含有量で発現するが、０．１０重量％で飽和し、それ以上添加しても増量に見合った効果がみられない。
本発明が対象とする鋼は、転炉，電気炉等で所定の成分に調整した溶鋼をＲＨ設備等で脱ガス処理した後、連続鋳造によってスラブに製造される。このスラブをそのまま直送し、或いは一旦冷却して冷片とした後で再加熱し、熱延工程に送られる。
【００１３】
熱間圧延：
熱間圧延では、熱延仕上げ温度をＡｒ３ 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃に設定する。熱延条件をこのように制御することにより、強い熱延集合組織が形成される。強い熱延集合組織は、冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める作用を呈する。また、Ｃｕの析出が促進される温度範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延巻取り時に粒径が０．１μｍ程度の粗大なＣｕ析出物が析出する。粗大化したＣｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝＜２２５＞方位への集積度を更に高める。
【００１４】
溶融亜鉛めっき：
熱間圧延後の鋼板は、通常の条件で酸洗・冷延され、インライン焼鈍型の連続式溶融亜鉛めっきラインに送られる。Ｓｉを０．５重量％以上含む冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき性を向上させるために電気めっきを施し、再結晶焼鈍，Ｃｕ析出処理を経て溶融亜鉛めっきされる。電気めっきは、再結晶焼鈍及びＣｕ析出時に生成する易酸化性元素Ｓｉの酸化物に起因する不めっき等のめっき欠陥を防止する。具体的には、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｐ等のプレめっき層が電気めっきにより形成される。
焼鈍工程では、ランクフォード値に有効な再結晶集合組織を生成させ、且つ粗大化したＣｕ析出物を再固溶させるため、焼鈍温度が８００℃以上に設定される。特に、焼鈍温度をＡｃ１変態点以上とすると、冷延焼鈍板のミクロ組織がポリゴナルフェライトと擬ベイナイトの複合組織又は擬ベイナイトの単相組織を呈することから、更なる高強度化が図られる。しかし、焼鈍温度が９２０℃を超えると、通常の設備を使用した生産が困難になる。
均熱後の冷却速度は、冷却過程で粗大なＣｕ析出物の生成を防止するために５℃／秒以上に設定される。しかし、１２０℃／秒より早い冷却速度では、通常の設備を使用した生産が困難になる。
【００１５】
焼鈍後の鋼板は、Ｃｕの固溶及び粗大析出を防止し、短時間で微細なＣｕ析出物を析出させるため、温度５００〜６５０℃，時間０．５〜５分の条件下でＣｕ析出処理される。これにより、鋼材が高強度化される。また、析出処理温度を５００℃以上とすることにより、次工程の溶融めっき処理で入側温度を高く保持することができ、溶融亜鉛めっき性も改善される。
溶融めっき浴への入側温度は、５００〜５５０℃の範囲に保持される。入側温度が５００℃を下回るようになると、鋼板の溶融亜鉛塗れ付着力が低下し、鋼板表面にピンホール，不めっき等の欠陥が発生し易くなる。しかし、５５０℃を超える入側温度では、合金化処理された鋼板の耐パウダリング性が劣化する。
なお、以上に説明した再結晶焼鈍を連続焼鈍設備で施し、Ｃｕ析出処理及び溶融亜鉛めっきを連続式溶融亜鉛めっき設備で施しても、必要とする特性をもつ鋼板を製造することができる。
【００１６】
【実施例】
実施例１：
表１の組成をもつ鋼種番号１〜１６の鋼を溶製し、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度９２０℃，仕上げ温度から熱延巻取り温度までの平均冷却速度２０℃／秒，熱延巻取り温度５５０℃の条件で熱間圧延を施し、板厚４ｍｍの熱延板を製造した。
【００１７】
得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで圧延率７５％で冷間圧延を施した。なお、Ｓｉを０．５重量％以上含む鋼種番号４，６，１０，１２については、溶融亜鉛めっき性を改善するためにＦｅ−Ｂ電気めっきを施した。次いで、連続式溶融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８５０℃，均熱時間６０秒，焼鈍温度から析出処理温度までの平均冷却速度４０℃／秒の条件下で再結晶焼鈍を施し、引き続いて析出処理温度５５０℃，析出処理時間１分のＣｕ析出処理を施した。その後、伸び率約１％の調質圧延をし、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。
試験結果を示す表２にみられるように、本発明に従った鋼種番号１〜１２の鋼は、４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の強度を示し、強度・延性バランスに優れ、１．４以上の高いランクフォード値を持っていた。これに対し、鋼種番号１３〜１６の鋼では、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃ及びＴｉの含有量が本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大きく低下していた。
【００１９】
実施例２：
表１の鋼種番号２，７，９，１３，１５の鋼から、実施例１と同じ条件下で熱延板を製造した。得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで圧延率７５％で冷間圧延した。次いで、連続焼鈍設備で焼鈍温度８５０℃，均熱時間６０秒の処理を施した後、焼鈍温度から２００℃以下まで平均冷却速度４０℃／秒で冷却した。その後、伸び率１％の調質圧延を施し、連続式溶融亜鉛めっき設備で析出処理温度５５０℃，析出処理時間１分のＣｕ析出処理を施し、入側温度５２０℃で溶融亜鉛めっきした。更に、伸び率約０．５％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。
試験結果を示す表３にみられるように、本発明に従った鋼種番号２，７，９は、４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の強度を示し、強度・延性バランスに優れ、１．４以上の高いランクフォード値をもっていた。これに対し、鋼種番号１３，１５の比較例では、Ｍｎ，Ｍｏ及びＣｕの含有量が本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大きく低下していた。
【００２１】
実施例３：
表１に示した鋼種番号５の鋼を使用し、表４の条件下で熱間圧延を施し、酸洗後、圧延率７５％で冷間圧延し、次いで表４の条件下で溶融亜鉛めっきした。次いで、伸び率約１％の調質圧延をし、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。
試験結果を示す表５にみられるように、本発明に従って製造したＡグループの鋼板では、４９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の強度を示し、１．４以上の高いランクフォード値をもっていた。これに対し、Ｂグループの鋼板（Ｂ１，Ｂ２）では、熱延条件又は溶融亜鉛めっき条件が本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォード値が大きく低下していた。Ｂ３，Ｂ４の鋼板では、熱延条件又は焼鈍条件が本発明で規制した範囲を外れることから、強度が大きく低下していた。Ｂ５の鋼板では、入側温度が本発明で規定した範囲を外れるため、鋼板表面に不めっきが発生していた。
【００２３】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明においては、焼入れ性向上元素Ｍｎ，Ｍｏ及び析出強化元素Ｃｕを添加し、熱延条件，焼鈍条件及び溶融亜鉛めっき条件を設定することにより、焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高め、高強度で且つランクフォード値の高い溶融亜鉛めっき鋼板を製造している。このようにして得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、深絞り性等の優れた加工性を活用し、自動車用鋼板を始めとする広範な分野で構造材，部材等として使用される。
Claims (2)
- Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．０５〜０．２０重量％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．５重量％，Ｎｉ：１．３重量％以下，Ｓ：０．０２重量％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％を含み、更にＴｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱延仕上げ温度をＡｒ３ 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続式溶融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から析出処理温度までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする再結晶焼鈍及び処理温度５００〜６５０℃，処理時間０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施した後、鋼板の入側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１の組成をもつ鋼スラブに、熱延仕上げ温度をＡｒ３ 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続焼鈍設備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から２００℃以下までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする再結晶焼鈍を施し、調質圧延後、連続式溶融亜鉛めっき設備で処理温度５００〜６５０℃，処理時間０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施し、次いで入側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきする深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15332996A JP3602263B2 (ja) | 1996-05-24 | 1996-05-24 | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15332996A JP3602263B2 (ja) | 1996-05-24 | 1996-05-24 | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09316619A JPH09316619A (ja) | 1997-12-09 |
| JP3602263B2 true JP3602263B2 (ja) | 2004-12-15 |
Family
ID=15560119
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15332996A Expired - Fee Related JP3602263B2 (ja) | 1996-05-24 | 1996-05-24 | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3602263B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100544737B1 (ko) * | 2001-12-17 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 |
| EP1580289B1 (en) * | 2002-12-05 | 2015-02-11 | JFE Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet and method for production thereof |
| EP1806421B1 (en) | 2004-07-27 | 2014-10-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High young's modulus steel plate, zinc hot dip galvanized steel sheet using the same, alloyed zinc hot dip galvanized steel sheet, high young's modulus steel pipe, and method for production thereof |
-
1996
- 1996-05-24 JP JP15332996A patent/JP3602263B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09316619A (ja) | 1997-12-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5532188B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP4000943B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| KR100264258B1 (ko) | 건축 재료로서 사용하기 위한 냉간압연 강대 및 용융 도금된 냉간압연 강대 및 그 제조방법 | |
| JP5251207B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4537865B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2576894B2 (ja) | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3473480B2 (ja) | 強度と延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5655363B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4150277B2 (ja) | プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4613618B2 (ja) | 深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3602263B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3293681B2 (ja) | 溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH09209039A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3334646B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3577930B2 (ja) | 高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛 めっき鋼板 | |
| JP3716439B2 (ja) | めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3475560B2 (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 | |
| JPH0699760B2 (ja) | 超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 | |
| JP3875958B2 (ja) | 加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| KR102484978B1 (ko) | 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 | |
| JP3874821B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2549539B2 (ja) | 超深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2514298B2 (ja) | プレス成形性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2565054B2 (ja) | 深絞り性とめっき密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3497201B2 (ja) | 表面性状に優れた深絞り用高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040921 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040922 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081001 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091001 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101001 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111001 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121001 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121001 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131001 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |