JPH06287684A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH06287684A JPH06287684A JP5075940A JP7594093A JPH06287684A JP H06287684 A JPH06287684 A JP H06287684A JP 5075940 A JP5075940 A JP 5075940A JP 7594093 A JP7594093 A JP 7594093A JP H06287684 A JPH06287684 A JP H06287684A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ４０kgf/mm2 以上の高強度でしかも深絞り性
およびプレス成形性に優れた表面処理鋼板およびその製
造方法を提供する。 【構成】 極低炭素鋼を素材とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃ
ｕ、Ｎｉ添加のうえさらにＳｉ０．１〜１．５、Ｍｎ１
〜３．５％、Ｐ０．０４〜０．１５％を設定した関係式
にしたがって添加した冷延鋼板に溶融亜鉛めっきまたは
合金化溶融亜鉛めっきする。
およびプレス成形性に優れた表面処理鋼板およびその製
造方法を提供する。 【構成】 極低炭素鋼を素材とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃ
ｕ、Ｎｉ添加のうえさらにＳｉ０．１〜１．５、Ｍｎ１
〜３．５％、Ｐ０．０４〜０．１５％を設定した関係式
にしたがって添加した冷延鋼板に溶融亜鉛めっきまたは
合金化溶融亜鉛めっきする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主として自動車用など
で比較的厳しい加工が施される用途に供して好適であ
り、高耐食性を有する、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶
融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法に関する。
で比較的厳しい加工が施される用途に供して好適であ
り、高耐食性を有する、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶
融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車車体重量の軽減とそれに伴
う燃費の低減、あるいは各部品強度の向上による信頼性
・安全性向上のために、優れた耐食性を有する高強度合
金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板が求められている。本発
明は、主として自動車用などの加工性および耐食性に優
れた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に関するものである。 従来、
高成形性を有する冷延鋼板の製造方法としては、例えば
特開昭５６−１３９６５４号公報などを始めとして、Ｃ
を低減した極低Ｃ鋼をベースとして加工性、時効性の改
善のために炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂなどを添
加し、さらにそれにＰなどの加工性を害さない元素を添
加して高強度化を図る方法が既に開示されているが、そ
の強度は引張り強さ（ＴＳ）でおおむね４０kgf/mm2で
あった。
う燃費の低減、あるいは各部品強度の向上による信頼性
・安全性向上のために、優れた耐食性を有する高強度合
金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板が求められている。本発
明は、主として自動車用などの加工性および耐食性に優
れた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に関するものである。 従来、
高成形性を有する冷延鋼板の製造方法としては、例えば
特開昭５６−１３９６５４号公報などを始めとして、Ｃ
を低減した極低Ｃ鋼をベースとして加工性、時効性の改
善のために炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂなどを添
加し、さらにそれにＰなどの加工性を害さない元素を添
加して高強度化を図る方法が既に開示されているが、そ
の強度は引張り強さ（ＴＳ）でおおむね４０kgf/mm2で
あった。
【０００３】本発明は、上記の諸問題を解決し、引張り
強さ４０kgf/mm2 でしかもめっき性が良好で不めっきが
発生せず耐食性に優れ、めっき密着性が良好でプレス成
形に優れた溶融亜鉛めっきまた合金化溶融亜鉛めっき高
強度鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
強さ４０kgf/mm2 でしかもめっき性が良好で不めっきが
発生せず耐食性に優れ、めっき密着性が良好でプレス成
形に優れた溶融亜鉛めっきまた合金化溶融亜鉛めっき高
強度鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】これをさらに高強度化
すべく例えば特開昭５９−１９３２２１号公報のように
さらにＳｉを添加した鋼の製造方法も開示されている
が、その場合多量のＳｉの添加に伴い溶融めっき性が劣
化し、めっきの付着しない”不めっき”部の発生による
表面外観の劣化や耐食性の劣化を避けることができなか
った。また、素地鋼板のｒ値の面内異方性やめっき層の
密着性が劣化するため、プレスに使用する上で障害とな
っていた。
すべく例えば特開昭５９−１９３２２１号公報のように
さらにＳｉを添加した鋼の製造方法も開示されている
が、その場合多量のＳｉの添加に伴い溶融めっき性が劣
化し、めっきの付着しない”不めっき”部の発生による
表面外観の劣化や耐食性の劣化を避けることができなか
った。また、素地鋼板のｒ値の面内異方性やめっき層の
密着性が劣化するため、プレスに使用する上で障害とな
っていた。
【０００５】上記のように、従来技術では、Ｐ、Ｓｉの
添加によりＴＳが４０kgf/mm2 を超える冷延鋼板を製造
しても、溶融めっきを施した場合、めっき性およびめっ
き層の密着性が不良で、不めっきによる表面外観の劣化
および耐食性の劣化を避けることができず、またプレス
成形時めっき層の剥離が起こり、表面欠陥の原因となっ
ていた。
添加によりＴＳが４０kgf/mm2 を超える冷延鋼板を製造
しても、溶融めっきを施した場合、めっき性およびめっ
き層の密着性が不良で、不めっきによる表面外観の劣化
および耐食性の劣化を避けることができず、またプレス
成形時めっき層の剥離が起こり、表面欠陥の原因となっ
ていた。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは、極低Ｃ鋼を
ベースとして引張り強さを４０〜６５kgf/mm2 にするた
めに広範な組成の組合わせの検討を進めた結果、Ｎｂと
Ｔｉの添加量を最適化することによる固溶Ｃの適正残
留、およびＢ添加により種々の特性が改善されること、
さらにＰを複合添加することで同様に強化元素として添
加するＳｉによる機械的性質の劣化を最小限に抑制でき
ることを発見した。さらにＰ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量の組
合わせをある適正範囲内に制御することによって従来の
鋼種に比して極めて良好な種々の材質を示し、しかもめ
っき性が良好で不めっきが発生せず耐食性に優れ、めっ
き密着性が良好でプレス加工性に優れた溶融亜鉛めっき
または合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を得ることがで
きることを知見した。
ベースとして引張り強さを４０〜６５kgf/mm2 にするた
めに広範な組成の組合わせの検討を進めた結果、Ｎｂと
Ｔｉの添加量を最適化することによる固溶Ｃの適正残
留、およびＢ添加により種々の特性が改善されること、
さらにＰを複合添加することで同様に強化元素として添
加するＳｉによる機械的性質の劣化を最小限に抑制でき
ることを発見した。さらにＰ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量の組
合わせをある適正範囲内に制御することによって従来の
鋼種に比して極めて良好な種々の材質を示し、しかもめ
っき性が良好で不めっきが発生せず耐食性に優れ、めっ
き密着性が良好でプレス加工性に優れた溶融亜鉛めっき
または合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を得ることがで
きることを知見した。
【０００７】すなわち本発明は、 Ｃ ：０．０００５
〜０．００５０wt% Ｓｉ：０．１〜１．５wt% Ｍｎ：０．６〜３．５wt% Ｐ ：０．０４〜０．１５wt% Ｓ ：０．０１０wt% 以下 Ｎ ：０．００５０wt% 以下 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０wt% Ｔｉ：０．０１５〜０．１００wt% Ｎｂ：０．００３〜０．０１０wt% Ａｌ：０．００１〜０．１００wt% Ｎｉ：０．０５〜０．５wt% Ｃｕ：０．０５〜１．００wt% さらにＰ、ＳｉおよびＭｎの添加量は式（１）のＡが式
（２）を満足する範囲として残部は不可避的不純物の組
成になる素地鋼板に、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融
亜鉛めっきを施したことを特徴とする深絞り性およびプ
レス成形性に優れた高強度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であり、 Ａ＝１００×（％Ｐ）＋８０×（％Ｓｉ）−６０×（％Ｍｎ） （１） −５０≦Ａ＜０ （２） また本発明は、上記の素地鋼板にさらにＭｏを０．０１
５〜０．５００wt% 添加した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であり、また本発明は、
Ｃ ：０．０００５〜０．００５０wt% Ｓｉ：０．１〜１．５wt% Ｍｎ：０．６〜３．５wt% Ｐ ：０．０４〜０．１５wt% Ｓ ：０．０１０wt% 以下 Ｎ ：０．００５０wt% 以下 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０wt% Ｔｉ：０．０１５〜０．１００wt% Ｎｂ：０．００３〜０．０１０wt% Ａｌ：０．００１〜０．１００wt% Ｎｉ：０．０５〜０．５wt% Ｃｕ：０．０５〜１．００wt% さらにＰ、ＳｉおよびＭｎの添加量は式（１）のＡが式
（２）を満足する範囲として残部は不可避的不純物の組
成になる鋼スラブを素材とし、連続鋳造後３００℃以下
の温度に冷却することなく加熱炉に挿入し、１１５０〜
１３００℃の温度範囲に再加熱して熱間圧延を施し、８
００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了して３
秒以内に３０℃／秒以上の冷却速度で冷却して、５００
〜６８０℃以下の温度で巻き取り、酸洗の後、６５％以
上の冷延圧下率で冷間圧延した該素地鋼板に、８００〜
９００℃の温度で焼鈍を行い、その後２０℃／秒以上の
冷却速度で急冷した後、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶
融亜鉛めっきを施すことを特徴とした深絞り性およびプ
レス成形性に優れた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の製造方法であり、 Ａ＝１００×（％Ｐ）＋８０×（％Ｓｉ）−６０×（％Ｍｎ） （１） −５０≦Ａ＜０ （２） また本発明は、上記の素地鋼板にさらにＭｏを０．０１
５〜０．５００wt% 添加した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の製造方法である。
〜０．００５０wt% Ｓｉ：０．１〜１．５wt% Ｍｎ：０．６〜３．５wt% Ｐ ：０．０４〜０．１５wt% Ｓ ：０．０１０wt% 以下 Ｎ ：０．００５０wt% 以下 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０wt% Ｔｉ：０．０１５〜０．１００wt% Ｎｂ：０．００３〜０．０１０wt% Ａｌ：０．００１〜０．１００wt% Ｎｉ：０．０５〜０．５wt% Ｃｕ：０．０５〜１．００wt% さらにＰ、ＳｉおよびＭｎの添加量は式（１）のＡが式
（２）を満足する範囲として残部は不可避的不純物の組
成になる素地鋼板に、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融
亜鉛めっきを施したことを特徴とする深絞り性およびプ
レス成形性に優れた高強度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であり、 Ａ＝１００×（％Ｐ）＋８０×（％Ｓｉ）−６０×（％Ｍｎ） （１） −５０≦Ａ＜０ （２） また本発明は、上記の素地鋼板にさらにＭｏを０．０１
５〜０．５００wt% 添加した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であり、また本発明は、
Ｃ ：０．０００５〜０．００５０wt% Ｓｉ：０．１〜１．５wt% Ｍｎ：０．６〜３．５wt% Ｐ ：０．０４〜０．１５wt% Ｓ ：０．０１０wt% 以下 Ｎ ：０．００５０wt% 以下 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０wt% Ｔｉ：０．０１５〜０．１００wt% Ｎｂ：０．００３〜０．０１０wt% Ａｌ：０．００１〜０．１００wt% Ｎｉ：０．０５〜０．５wt% Ｃｕ：０．０５〜１．００wt% さらにＰ、ＳｉおよびＭｎの添加量は式（１）のＡが式
（２）を満足する範囲として残部は不可避的不純物の組
成になる鋼スラブを素材とし、連続鋳造後３００℃以下
の温度に冷却することなく加熱炉に挿入し、１１５０〜
１３００℃の温度範囲に再加熱して熱間圧延を施し、８
００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了して３
秒以内に３０℃／秒以上の冷却速度で冷却して、５００
〜６８０℃以下の温度で巻き取り、酸洗の後、６５％以
上の冷延圧下率で冷間圧延した該素地鋼板に、８００〜
９００℃の温度で焼鈍を行い、その後２０℃／秒以上の
冷却速度で急冷した後、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶
融亜鉛めっきを施すことを特徴とした深絞り性およびプ
レス成形性に優れた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の製造方法であり、 Ａ＝１００×（％Ｐ）＋８０×（％Ｓｉ）−６０×（％Ｍｎ） （１） −５０≦Ａ＜０ （２） また本発明は、上記の素地鋼板にさらにＭｏを０．０１
５〜０．５００wt% 添加した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の製造方法である。
【０００８】
【作用】本発明においては、上記従来技術の問題点を解
決すべく、Ｃ量を０．０００５〜０．００５０wt% に調
整した極低Ｃ鋼に、溶融めっき性、ｒ値異方性などを劣
化させない範囲でＰ、Ｓｉを添加し、また、溶融亜鉛め
っき性を劣化させることなく強度を増加させるために、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加している。また、さらに必要に
応じてＭｏを添加することによって強度を増加させてい
る。
決すべく、Ｃ量を０．０００５〜０．００５０wt% に調
整した極低Ｃ鋼に、溶融めっき性、ｒ値異方性などを劣
化させない範囲でＰ、Ｓｉを添加し、また、溶融亜鉛め
っき性を劣化させることなく強度を増加させるために、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加している。また、さらに必要に
応じてＭｏを添加することによって強度を増加させてい
る。
【０００９】また、素地鋼板の耐二次加工性の確保のた
めに比較的多量のＢを添加した。さらに、Ｔｉ、Ｎｂを
適正な範囲の量複合添加することによって組織を微粒化
するとともに良好な深絞り性を得られる。本発明は、上
記のごとく適正範囲の成分組成に調整した鋼に対し、適
正範囲の熱延、冷延および焼鈍の後、溶融めっきを施
し、必要に応じてその後さらに加熱合金化処理を施す。
めに比較的多量のＢを添加した。さらに、Ｔｉ、Ｎｂを
適正な範囲の量複合添加することによって組織を微粒化
するとともに良好な深絞り性を得られる。本発明は、上
記のごとく適正範囲の成分組成に調整した鋼に対し、適
正範囲の熱延、冷延および焼鈍の後、溶融めっきを施
し、必要に応じてその後さらに加熱合金化処理を施す。
【００１０】以下にそれぞれの合金元素の添加量の限定
理由を述べる。 Ｃ：０．０００５〜０．００５０wt% Ｃ添加量は、伸び、ｒ値の向上の観点から低減が望まし
いが、０．０００５wt% 未満の場合、耐二次加工脆性の
劣化、溶接部（溶接熱影響部）の強度劣化をもたらし望
ましくない。また、工業的にもそれ以下に低減すること
はコスト的に見合わない。一方、Ｃ添加量が０．００５
０wt% を超える場合は当量のＴｉ、Ｎｂを添加しても大
きな材質改善効果が得られないし、熱延その他の中間製
造工程においても不具合を生じる危険性が高くなり望ま
しくない。
理由を述べる。 Ｃ：０．０００５〜０．００５０wt% Ｃ添加量は、伸び、ｒ値の向上の観点から低減が望まし
いが、０．０００５wt% 未満の場合、耐二次加工脆性の
劣化、溶接部（溶接熱影響部）の強度劣化をもたらし望
ましくない。また、工業的にもそれ以下に低減すること
はコスト的に見合わない。一方、Ｃ添加量が０．００５
０wt% を超える場合は当量のＴｉ、Ｎｂを添加しても大
きな材質改善効果が得られないし、熱延その他の中間製
造工程においても不具合を生じる危険性が高くなり望ま
しくない。
【００１１】Ｍｎ：０．６〜３．５wt% Ｍｎは、単独で添加した場合冷延・焼鈍後の引張り特
性、特にｒ値を劣化させるが、０．６wt% 以上３．５wt
% 以下の範囲で後述する他元素との相関式を満足する範
囲に添加を制御することにより材質の顕著な劣化を伴う
ことなく強度の上昇を図れる。また、Ｍｎが０．６wt%
未満では十分な強化が得られず、３．５wt% を超えて添
加した場合は鋼板が異常に硬化する結果冷延工程で大き
な困難をきたす。
性、特にｒ値を劣化させるが、０．６wt% 以上３．５wt
% 以下の範囲で後述する他元素との相関式を満足する範
囲に添加を制御することにより材質の顕著な劣化を伴う
ことなく強度の上昇を図れる。また、Ｍｎが０．６wt%
未満では十分な強化が得られず、３．５wt% を超えて添
加した場合は鋼板が異常に硬化する結果冷延工程で大き
な困難をきたす。
【００１２】また、Ｓｉに加えてＭｎを複合添加した
時、生成するＭｎ−Ｓｉ系複合添加物は、Ｓｉを単独添
加したとき鋼板表面に生成するSiO2と比較し溶融亜鉛と
の濡れ性が良いため、Ｓｉ単独の添加時と比較し、溶融
亜鉛めっき性が良好となり、不めっきのない耐食性の良
好な溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融めっき高強度鋼板
を得ることができる。
時、生成するＭｎ−Ｓｉ系複合添加物は、Ｓｉを単独添
加したとき鋼板表面に生成するSiO2と比較し溶融亜鉛と
の濡れ性が良いため、Ｓｉ単独の添加時と比較し、溶融
亜鉛めっき性が良好となり、不めっきのない耐食性の良
好な溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融めっき高強度鋼板
を得ることができる。
【００１３】Ｓｉ：０．１〜１．５wt% Ｓｉ添加量としては、まず十分な強化効果が得られる
０．１wt% を下限とした。Ｓｉ添加量は基本的には目標
とする引っ張り強度のレベルに応じて調節すれば良い
が、１．５wt% を超えて添加した場合は熱延母板が顕著
に硬化するために冷延性が劣化し、種々の内部欠陥も増
加する傾向にあり好ましくない。また、Ｓｉを１．５wt
% を超えて添加した場合、Ｍｎを複合添加しても、めっ
き性の改善が十分ではなく、不めっきの発生が起こり、
めっき層の密着性が劣化するとともに、耐食性が劣化す
る。したがって上限を１．５wt% とした。
０．１wt% を下限とした。Ｓｉ添加量は基本的には目標
とする引っ張り強度のレベルに応じて調節すれば良い
が、１．５wt% を超えて添加した場合は熱延母板が顕著
に硬化するために冷延性が劣化し、種々の内部欠陥も増
加する傾向にあり好ましくない。また、Ｓｉを１．５wt
% を超えて添加した場合、Ｍｎを複合添加しても、めっ
き性の改善が十分ではなく、不めっきの発生が起こり、
めっき層の密着性が劣化するとともに、耐食性が劣化す
る。したがって上限を１．５wt% とした。
【００１４】Ｐ：０．０４〜０．１５wt% 詳細な機構は不明であるが、Ｐを添加することで強度が
増加しながらさらに加工性（主としてｒ値）が顕著に改
善されることが判明した。この効果はおおむね０．０４
wt% 以上の添加で顕著である。また、０．１５wt% を超
えて添加した場合には凝固時の偏析が極めて顕著になる
結果、強度の増加が飽和することに加え加工性の劣化も
招く。さらに二次加工脆性についても大幅な劣化を招
き、実用に耐えない水準まで劣化する。したがって上限
を０．１５wt% とした。
増加しながらさらに加工性（主としてｒ値）が顕著に改
善されることが判明した。この効果はおおむね０．０４
wt% 以上の添加で顕著である。また、０．１５wt% を超
えて添加した場合には凝固時の偏析が極めて顕著になる
結果、強度の増加が飽和することに加え加工性の劣化も
招く。さらに二次加工脆性についても大幅な劣化を招
き、実用に耐えない水準まで劣化する。したがって上限
を０．１５wt% とした。
【００１５】Ｓ：０．０１０wt% 以下 Ｓは、本発明では除去したい元素である。低減すること
によって鋼中の析出物が減少し、加工性が向上すること
と、Ｃを固定するフリーＴｉの量の増加に寄与する。こ
のような効果は０．０１０wt% 以下とすることで得られ
る。 Ａｌ：０．００１〜０．１００wt% Ａｌの低減によりおおむね０．００１wt% を下回るよう
な範囲になると、多少鋼の清浄度が低下する傾向となり
加工性が低下する。Ａｌ添加量が０．１００wt% を超え
るとアルミナクラスターによる表面欠陥の急増の問題を
生じるので好適範囲はＡｌ０．００１〜０．１００wt%
とした。
によって鋼中の析出物が減少し、加工性が向上すること
と、Ｃを固定するフリーＴｉの量の増加に寄与する。こ
のような効果は０．０１０wt% 以下とすることで得られ
る。 Ａｌ：０．００１〜０．１００wt% Ａｌの低減によりおおむね０．００１wt% を下回るよう
な範囲になると、多少鋼の清浄度が低下する傾向となり
加工性が低下する。Ａｌ添加量が０．１００wt% を超え
るとアルミナクラスターによる表面欠陥の急増の問題を
生じるので好適範囲はＡｌ０．００１〜０．１００wt%
とした。
【００１６】Ｎ：０．００５０wt% 以下 Ｎは本発明においては除去したい成分であり、低減する
ことによって材質の向上が期待できる。しかし、おおむ
ね０．００５０wt% 以下とすることでほぼ満足しうる効
果が得られることに加え、さらなる低減はコストアップ
要因となるので上限を０．００５wt% とした。
ことによって材質の向上が期待できる。しかし、おおむ
ね０．００５０wt% 以下とすることでほぼ満足しうる効
果が得られることに加え、さらなる低減はコストアップ
要因となるので上限を０．００５wt% とした。
【００１７】Ｔｉ：０．０１５〜０．１００wt% Ｔｉはｒ値の向上を図るには必須の元素である。０．０
１５wt% 以上の添加でｒ値の改善効果が顕著になるが、
０．１００wt% を超えて添加してもその効果は飽和する
のに加えて素材鋼板の表面性状の劣化が顕著となる。な
お、この効果はＰ添加鋼の場合にとくに顕著となる。な
お、この効果はＰ添加鋼の場合にとくに顕著であること
を今回知見した。したがって、Ｔｉ添加の下限は０．０
１５wt%、上限は０．１００wt% とした。
１５wt% 以上の添加でｒ値の改善効果が顕著になるが、
０．１００wt% を超えて添加してもその効果は飽和する
のに加えて素材鋼板の表面性状の劣化が顕著となる。な
お、この効果はＰ添加鋼の場合にとくに顕著となる。な
お、この効果はＰ添加鋼の場合にとくに顕著であること
を今回知見した。したがって、Ｔｉ添加の下限は０．０
１５wt%、上限は０．１００wt% とした。
【００１８】Ｂ：０．００１５〜０．００５０wt% Ｂは本発明において重要な添加元素の一つである。従来
の公知文献によればＢ添加は鋼の二次加工脆性に絶大な
効果を有することが報告されているが、同時に材質（主
としてｒ値）の劣化は避けられないため、添加量に最適
な範囲としては０．０００５〜０．００１０wt% である
といわれていた。しかし、本発明によるＰ、Ｓｉおよび
Ｍｎの複合添加鋼においては、その範囲のＢ添加量では
十分な二次加工脆性改善効果が得られないことが判明し
た。Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量のバランスと添加するＢ量
を種々に変化させて引張り特性と耐二次加工脆性を調査
したところ、Ｂを０．００１５wt% 以上添加することで
実用上問題ないレベルまで耐二次加工脆性を改善できる
ことが明らかになった。
の公知文献によればＢ添加は鋼の二次加工脆性に絶大な
効果を有することが報告されているが、同時に材質（主
としてｒ値）の劣化は避けられないため、添加量に最適
な範囲としては０．０００５〜０．００１０wt% である
といわれていた。しかし、本発明によるＰ、Ｓｉおよび
Ｍｎの複合添加鋼においては、その範囲のＢ添加量では
十分な二次加工脆性改善効果が得られないことが判明し
た。Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量のバランスと添加するＢ量
を種々に変化させて引張り特性と耐二次加工脆性を調査
したところ、Ｂを０．００１５wt% 以上添加することで
実用上問題ないレベルまで耐二次加工脆性を改善できる
ことが明らかになった。
【００１９】しかし、この効果はおおむね０．００５０
wt% で飽和して、逆に焼鈍条件によては加工性の低下を
招く場合もある。したがってＢ添加量は０．００１５〜
０．００５０wt% と規定した。 Ｎｂ：０．００３〜０．０１０wt% Ｎｂは、０．００３wt% 以上添加することでＴｉ単独添
加の場合に比べてより高いｒ値を得ることができた。ま
た、Ｎｂの添加は焼鈍時の異常な粒成長を抑制する効果
があり、安定して均一な鋼板組織を得るためにも有利で
ある。しかし、０．０１０wt% を超えて添加した場合は
耐二次加工脆性が劣化するとともに加工性も劣化する傾
向を示す。したがって、Ｎｂ添加量は０．００３〜０．
０１０wt% とした。
wt% で飽和して、逆に焼鈍条件によては加工性の低下を
招く場合もある。したがってＢ添加量は０．００１５〜
０．００５０wt% と規定した。 Ｎｂ：０．００３〜０．０１０wt% Ｎｂは、０．００３wt% 以上添加することでＴｉ単独添
加の場合に比べてより高いｒ値を得ることができた。ま
た、Ｎｂの添加は焼鈍時の異常な粒成長を抑制する効果
があり、安定して均一な鋼板組織を得るためにも有利で
ある。しかし、０．０１０wt% を超えて添加した場合は
耐二次加工脆性が劣化するとともに加工性も劣化する傾
向を示す。したがって、Ｎｂ添加量は０．００３〜０．
０１０wt% とした。
【００２０】Ｎｉ：０．０５〜０．５wt% Ｎｉは、溶融めっき性を劣化させることなく、Ｍｎとほ
ぼ同等に引張り強度を強化する効果を持ち、０．５wt%
以下の添加であればｒ値を劣化させることはない。ま
た、後述のＣｕを添加した場合、Ｃｕを多量に含む相の
析出による熱間圧延時の割れを防ぐ効果を有しており、
Ｃｕ添加時においては０．０５wt% 以上のＮｉの同時添
加が必須となる。
ぼ同等に引張り強度を強化する効果を持ち、０．５wt%
以下の添加であればｒ値を劣化させることはない。ま
た、後述のＣｕを添加した場合、Ｃｕを多量に含む相の
析出による熱間圧延時の割れを防ぐ効果を有しており、
Ｃｕ添加時においては０．０５wt% 以上のＮｉの同時添
加が必須となる。
【００２１】Ｃｕ：０．０５〜１．００wt% Ｃｕによる引張り強度の強化作用はＭｎと比較すれば劣
るが、Ｃｕは安価であり、また１．００％以下の添加で
あれば、ｒ値、溶融めっき性を劣化させることがない。
また、Ｐとの相乗効果によって、鋼板自体の耐食性を高
める効果を持ち、明確な耐食性向上効果を得るには０．
０５％以上の添加が望ましい。
るが、Ｃｕは安価であり、また１．００％以下の添加で
あれば、ｒ値、溶融めっき性を劣化させることがない。
また、Ｐとの相乗効果によって、鋼板自体の耐食性を高
める効果を持ち、明確な耐食性向上効果を得るには０．
０５％以上の添加が望ましい。
【００２２】次に以下のＰ、Ｓｉ、Ｍｎ量の制限式につ
いて述べる。 Ａ＝１００×（％Ｐ）＋８０×（％Ｓｉ）−６０×（％Ｍｎ） （１） −５０≦Ａ＜０ （２） 上式を満足する範囲で各元素を添加した場合、その詳細
な機構は不明であるが必要な強度が得られてなおかつｒ
値がほとんど劣化せず高いｒ値の鋼板を製造できる。図
１は種々の元素の添加量を変化させた鋼スラブを溶製し
て、それらを一律に仕上げ圧延温度９００℃で熱間圧延
し、酸洗の後、圧下率で７３％の冷間圧延を行い、さら
に８５０℃で約２０秒の短時間焼鈍を行った場合のｒ値
と上式Ａ値の対応関係を見たものであるが、明らかにＡ
値を−５０≦Ａ＜０の範囲に保つことで高ｒ値の鋼板を
製造できることがわかる。
いて述べる。 Ａ＝１００×（％Ｐ）＋８０×（％Ｓｉ）−６０×（％Ｍｎ） （１） −５０≦Ａ＜０ （２） 上式を満足する範囲で各元素を添加した場合、その詳細
な機構は不明であるが必要な強度が得られてなおかつｒ
値がほとんど劣化せず高いｒ値の鋼板を製造できる。図
１は種々の元素の添加量を変化させた鋼スラブを溶製し
て、それらを一律に仕上げ圧延温度９００℃で熱間圧延
し、酸洗の後、圧下率で７３％の冷間圧延を行い、さら
に８５０℃で約２０秒の短時間焼鈍を行った場合のｒ値
と上式Ａ値の対応関係を見たものであるが、明らかにＡ
値を−５０≦Ａ＜０の範囲に保つことで高ｒ値の鋼板を
製造できることがわかる。
【００２３】ついで製造条件の限定理由について述べ
る。 スラブ加熱温度：１１５０〜１３００℃ 熱間圧延においては、連続鋳造後のスラブを熱延に先立
って加熱する温度が１１５０℃未満では十分高い熱延仕
上げ温度を確保することが困難である。しかも熱間圧延
時の負荷も増大することから現状の設備を前提として１
１５０℃を下限とする。一方、加熱温度が１３００℃を
超えると最終的に鋼板表面の性状が顕著に劣化する。し
たがって、上限を１３００℃とした。
る。 スラブ加熱温度：１１５０〜１３００℃ 熱間圧延においては、連続鋳造後のスラブを熱延に先立
って加熱する温度が１１５０℃未満では十分高い熱延仕
上げ温度を確保することが困難である。しかも熱間圧延
時の負荷も増大することから現状の設備を前提として１
１５０℃を下限とする。一方、加熱温度が１３００℃を
超えると最終的に鋼板表面の性状が顕著に劣化する。し
たがって、上限を１３００℃とした。
【００２４】また、本発明ではスラブの低温靱性が劣化
しているため、スラブ加熱炉に装入するまでの間は３０
０℃以下の温度に冷却することを避ける必要があるが、
このことは同時に組織の均一化にも寄与している。 仕上げ圧延温度：８００〜１０００℃ 仕上げ圧延温度は冷延、焼鈍後のｒ値に代表される加工
性を良好にするために最低８００℃が必要である。これ
より低い温度で圧延された場合には熱延鋼板における圧
延組織の残留が顕著となり、最終的に加工性に望ましく
ない集合組織が形成され好ましくない。一方、仕上げ圧
延温度が１０００℃を超えた場合は熱延のロール損傷が
大きくなり、実際の製造に大きな障害となる。したがっ
て、熱延の仕上げ圧延温度は８００〜１０００℃とし
た。
しているため、スラブ加熱炉に装入するまでの間は３０
０℃以下の温度に冷却することを避ける必要があるが、
このことは同時に組織の均一化にも寄与している。 仕上げ圧延温度：８００〜１０００℃ 仕上げ圧延温度は冷延、焼鈍後のｒ値に代表される加工
性を良好にするために最低８００℃が必要である。これ
より低い温度で圧延された場合には熱延鋼板における圧
延組織の残留が顕著となり、最終的に加工性に望ましく
ない集合組織が形成され好ましくない。一方、仕上げ圧
延温度が１０００℃を超えた場合は熱延のロール損傷が
大きくなり、実際の製造に大きな障害となる。したがっ
て、熱延の仕上げ圧延温度は８００〜１０００℃とし
た。
【００２５】仕上げ圧延後：３秒以内に水冷を開始して
３０℃／秒以上の冷却速度でコイル巻き取り温度まで冷
却して５００℃以上６８０℃以下の温度で巻き取りを行
う。仕上げ圧延後、３秒を超えてから空冷した場合、Ｔ
ｉの燐化物の析出が顕著に進行し、強度の低下のみなら
ず、ｒ値を始めとする加工性の低下をもたらす。３秒以
内に冷却を開始した後でも３０℃／秒以上の冷却速度で
巻き取り温度まで急冷を続けないと同様の現象が起こっ
て材質が劣化する。
３０℃／秒以上の冷却速度でコイル巻き取り温度まで冷
却して５００℃以上６８０℃以下の温度で巻き取りを行
う。仕上げ圧延後、３秒を超えてから空冷した場合、Ｔ
ｉの燐化物の析出が顕著に進行し、強度の低下のみなら
ず、ｒ値を始めとする加工性の低下をもたらす。３秒以
内に冷却を開始した後でも３０℃／秒以上の冷却速度で
巻き取り温度まで急冷を続けないと同様の現象が起こっ
て材質が劣化する。
【００２６】巻き取り温度：５００〜６８０℃ 巻き取り温度が５００℃未満であると冷却の不均一によ
って板形状の乱れを生じ、次工程の酸洗、冷延に支障を
きたす。さらに材質的な見地からはＴｉＣの析出が過度
に抑制されるためと考えられるが同様に材質の劣化をき
たす。一方、６８０℃を超えた場合はＴｉ燐化物を生成
し材質の劣化を招くのみならずスケール厚みの増大に伴
う酸洗性の劣化も顕著となる。さらにＳｉなどの表面濃
化に伴う種々の問題も顕在化してくる。したがって、熱
延の巻き取り温度は５００℃以上６８０℃以下とした。
って板形状の乱れを生じ、次工程の酸洗、冷延に支障を
きたす。さらに材質的な見地からはＴｉＣの析出が過度
に抑制されるためと考えられるが同様に材質の劣化をき
たす。一方、６８０℃を超えた場合はＴｉ燐化物を生成
し材質の劣化を招くのみならずスケール厚みの増大に伴
う酸洗性の劣化も顕著となる。さらにＳｉなどの表面濃
化に伴う種々の問題も顕在化してくる。したがって、熱
延の巻き取り温度は５００℃以上６８０℃以下とした。
【００２７】冷間圧下率：６５％以上 酸洗後の冷延圧下率を６５％以上とした。これ未満では
十分な深絞り性が得られないため下限を６５％とした
が、望ましくは８０％以上である。 焼鈍温度：８００〜９００℃ 焼鈍温度は再結晶が完了し、良好な材質が得られる最低
限の温度として８００℃が規定される。一方、いたずら
に高温の焼鈍を行った場合、ＴＳが低下して目標とする
高強度が得られないばかりでなく、添加元素の表面濃化
が顕著になるので溶融めっき性が劣化し、不めっきの発
生が起こり耐食性が劣化する。このため、上限温度を９
００℃とした。
十分な深絞り性が得られないため下限を６５％とした
が、望ましくは８０％以上である。 焼鈍温度：８００〜９００℃ 焼鈍温度は再結晶が完了し、良好な材質が得られる最低
限の温度として８００℃が規定される。一方、いたずら
に高温の焼鈍を行った場合、ＴＳが低下して目標とする
高強度が得られないばかりでなく、添加元素の表面濃化
が顕著になるので溶融めっき性が劣化し、不めっきの発
生が起こり耐食性が劣化する。このため、上限温度を９
００℃とした。
【００２８】冷却速度：焼鈍温度から溶融めっきまでの
冷却速度２０℃／秒以上 焼鈍温度から溶融めっきまでの冷却速度を２０℃／秒以
上とする。冷却過程においても添加元素の濃化がおこる
ため、冷却過程における時間は短いことが好まれる。ま
た、これ未満の冷却速度で冷却した場合は耐二次加工脆
性が劣化する。この急冷をすることにより若干のＴＳの
向上が延性、ｒ値の劣化を伴うことなく図られる。
冷却速度２０℃／秒以上 焼鈍温度から溶融めっきまでの冷却速度を２０℃／秒以
上とする。冷却過程においても添加元素の濃化がおこる
ため、冷却過程における時間は短いことが好まれる。ま
た、これ未満の冷却速度で冷却した場合は耐二次加工脆
性が劣化する。この急冷をすることにより若干のＴＳの
向上が延性、ｒ値の劣化を伴うことなく図られる。
【００２９】
実施例１ 表１に示す各成分の鋼を転炉で溶製し、本発明の製造条
件に適合する以下の条件で冷延鋼板を製造し、連続溶融
めっきラインで溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛め
っきを施した。
件に適合する以下の条件で冷延鋼板を製造し、連続溶融
めっきラインで溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛め
っきを施した。
【００３０】スラブ加熱温度：１２２０〜１２８０℃
（連続鋳造後３５０℃以上に保持） 仕上げ冷延温度：８５０〜８８０℃ 仕上げ圧延後３秒以内に急冷開始、約４０℃／秒で冷却 巻き取り温度 ：５２０℃ 冷延圧下率 ：７８％ 焼鈍温度、時間：８４０℃、３０秒均熱 冷却速度 ：２５℃／秒 めっき浴温 ：４７０℃ めっき板温 ：４７０℃ （合金化溶融亜鉛めっきの場合 合金化炉温度 ：５００℃ 合金化時間 ：２５秒） ライン速度 ：１００ｍ／分
（連続鋳造後３５０℃以上に保持） 仕上げ冷延温度：８５０〜８８０℃ 仕上げ圧延後３秒以内に急冷開始、約４０℃／秒で冷却 巻き取り温度 ：５２０℃ 冷延圧下率 ：７８％ 焼鈍温度、時間：８４０℃、３０秒均熱 冷却速度 ：２５℃／秒 めっき浴温 ：４７０℃ めっき板温 ：４７０℃ （合金化溶融亜鉛めっきの場合 合金化炉温度 ：５００℃ 合金化時間 ：２５秒） ライン速度 ：１００ｍ／分
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】表２に各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の機械的強度および不めっきの有
無、めっき層密着性、裸耐食性、ＥＤ塗装後の耐ブリス
ター性を示す。（各試験方法を表５に示す。）本発明の
成分範囲を満足する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は、従来技術による比較鋼を用いた
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
と比較し、優れた延性と高ｒ値を有し、耐二次加工脆性
についても脆化温度は−５０℃以下と良好である。ま
た、めっき性は、従来技術によるものと比較し、不めっ
きがないか、または少なく、また、めっき層の密着性に
優れる。また、本発明の成分範囲を満足する溶融亜鉛め
っきまたは合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、従来技
術によるものと比較して、不めっきがない、またはあっ
ても少ないから、これらの表面欠陥が少なく、これを原
因とした耐食性の劣化が起こらず、通常の軟鋼に溶融亜
鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板と同
等の耐食性を有する。
亜鉛めっき高強度鋼板の機械的強度および不めっきの有
無、めっき層密着性、裸耐食性、ＥＤ塗装後の耐ブリス
ター性を示す。（各試験方法を表５に示す。）本発明の
成分範囲を満足する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は、従来技術による比較鋼を用いた
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
と比較し、優れた延性と高ｒ値を有し、耐二次加工脆性
についても脆化温度は−５０℃以下と良好である。ま
た、めっき性は、従来技術によるものと比較し、不めっ
きがないか、または少なく、また、めっき層の密着性に
優れる。また、本発明の成分範囲を満足する溶融亜鉛め
っきまたは合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板は、従来技
術によるものと比較して、不めっきがない、またはあっ
ても少ないから、これらの表面欠陥が少なく、これを原
因とした耐食性の劣化が起こらず、通常の軟鋼に溶融亜
鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板と同
等の耐食性を有する。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】実施例２ 表３に示す本発明の成分範囲を満足する組成の鋼を転炉
にて溶製し、連続鋳造にてスラブとした後３５０℃以上
に保持し、ついで１２２０〜１２８０℃に再加熱し、表
４の条件で熱延、冷延して冷延鋼板を製造し、連続溶融
亜鉛めっきラインで合金化溶融亜鉛めっきを施した。合
金化溶融亜鉛めっきの条件は実施例１と同じとした。こ
れらの合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の材料特性を同
表４に示す。なお、この表には示さなかったが、耐食性
およびめっき密着性などの特性にはこれらの試料の間で
大きな差はなかった。
にて溶製し、連続鋳造にてスラブとした後３５０℃以上
に保持し、ついで１２２０〜１２８０℃に再加熱し、表
４の条件で熱延、冷延して冷延鋼板を製造し、連続溶融
亜鉛めっきラインで合金化溶融亜鉛めっきを施した。合
金化溶融亜鉛めっきの条件は実施例１と同じとした。こ
れらの合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の材料特性を同
表４に示す。なお、この表には示さなかったが、耐食性
およびめっき密着性などの特性にはこれらの試料の間で
大きな差はなかった。
【００３８】
【表６】
【００３９】
【表７】
【００４０】
【表８】
【００４１】本発明の製造条件によって製造した合金化
溶融亜鉛めっき高強度鋼板が、本発明の製造条件範囲を
外れた条件で製造した場合に比較して良好な特性を有す
ることは明らかである。本実施例においては合金化溶融
亜鉛めっき高強度鋼板についてのみ示したが、合金化し
ない溶融亜鉛めっき鋼板においても、本発明の条件によ
って製造することで同様の良好な材料特性、耐食性、め
っき層密着性が得られる。
溶融亜鉛めっき高強度鋼板が、本発明の製造条件範囲を
外れた条件で製造した場合に比較して良好な特性を有す
ることは明らかである。本実施例においては合金化溶融
亜鉛めっき高強度鋼板についてのみ示したが、合金化し
ない溶融亜鉛めっき鋼板においても、本発明の条件によ
って製造することで同様の良好な材料特性、耐食性、め
っき層密着性が得られる。
【００４２】
【発明の効果】本発明により、自動車用などとして引張
り強度が４０kgf/mm2 以上をそなえ、しかも加工性、溶
融めっき性にも優れた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が得られる。
り強度が４０kgf/mm2 以上をそなえ、しかも加工性、溶
融めっき性にも優れた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が得られる。
【図１】Ａ値と鋼板の平均ｒ値との関係を示す特性図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/28 (72)発明者 加藤 千昭 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 望月 一雄 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ ：０．０００５〜０．００５０wt% Ｓｉ：０．１〜１．５wt% Ｍｎ：０．６〜３．５wt% Ｐ ：０．０４〜０．１５wt% Ｓ ：０．０１０wt% 以下 Ｎ ：０．００５０wt% 以下 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０wt% Ｔｉ：０．０１５〜０．１００wt% Ｎｂ：０．００３〜０．０１０wt% Ａｌ：０．００１〜０．１００wt% Ｎｉ：０．０５〜０．５wt% Ｃｕ：０．０５〜１．００wt% さらにＰ、ＳｉおよびＭｎの添加量は式（１）のＡが式
（２）を満足する範囲として残部は不可避的不純物の組
成になる素地鋼板に、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融
亜鉛めっきを施したことを特徴とする深絞り性およびプ
レス成形性に優れた高強度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。 Ａ＝１００×（％Ｐ）＋８０×（％Ｓｉ）−６０×（％Ｍｎ） （１） −５０≦Ａ＜０ （２） - 【請求項２】 請求項１記載の素地鋼板にさらにＭｏを
０．０１５〜０．５００wt% 添加した溶融亜鉛めっきま
たは合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板。 - 【請求項３】 Ｃ ：０．０００５〜０．００５０wt% Ｓｉ：０．１〜１．５wt% Ｍｎ：０．６〜３．５wt% Ｐ ：０．０４〜０．１５wt% Ｓ ：０．０１０wt% 以下 Ｎ ：０．００５０wt% 以下 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０wt% Ｔｉ：０．０１５〜０．１００wt% Ｎｂ：０．００３〜０．０１０wt% Ａｌ：０．００１〜０．１００wt% Ｎｉ：０．０５〜０．５wt% Ｃｕ：０．０５〜１．００wt% さらにＰ、ＳｉおよびＭｎの添加量は式（１）のＡが式
（２）を満足する範囲として残部は不可避的不純物の組
成になる鋼スラブを素材とし、連続鋳造後３００℃以下
の温度に冷却することなく加熱炉に挿入し、１１５０〜
１３００℃の温度範囲に再加熱して熱間圧延を施し、８
００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了して３
秒以内に３０℃／秒以上の冷却速度で冷却して、５００
〜６８０℃以下の温度で巻き取り、酸洗の後、６５％以
上の冷延圧下率で冷間圧延した該素地鋼板に、８００〜
９００℃の温度で焼鈍を行い、その後２０℃／秒以上の
冷却速度で急冷した後、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶
融亜鉛めっきを施すことを特徴とした深絞り性およびプ
レス成形性に優れた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の製造方法。 Ａ＝１００×（％Ｐ）＋８０×（％Ｓｉ）−６０×（％Ｍｎ） （１） −５０≦Ａ＜０ （２） - 【請求項４】 請求項３記載の素地鋼板にさらにＭｏを
０．０１５〜０．５００wt% 添加した溶融亜鉛めっきま
たは合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07594093A JP3293681B2 (ja) | 1993-04-01 | 1993-04-01 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07594093A JP3293681B2 (ja) | 1993-04-01 | 1993-04-01 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06287684A true JPH06287684A (ja) | 1994-10-11 |
| JP3293681B2 JP3293681B2 (ja) | 2002-06-17 |
Family
ID=13590744
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07594093A Expired - Lifetime JP3293681B2 (ja) | 1993-04-01 | 1993-04-01 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3293681B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6797410B2 (en) | 2000-09-11 | 2004-09-28 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength hot dip plated steel and method for production thereof |
| KR100711465B1 (ko) * | 2005-12-21 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 프레스 가공성이 우수한 심가공용 냉연강판의 제조방법 |
| WO2013099712A1 (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 |
| KR20140138930A (ko) * | 2012-04-13 | 2014-12-04 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 전기 도금용 강판 및 전기 도금 강판, 및 그들의 제조 방법 |
| WO2022244592A1 (ja) * | 2021-05-21 | 2022-11-24 | 日本製鉄株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2022244591A1 (ja) * | 2021-05-21 | 2022-11-24 | 日本製鉄株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
1993
- 1993-04-01 JP JP07594093A patent/JP3293681B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6797410B2 (en) | 2000-09-11 | 2004-09-28 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength hot dip plated steel and method for production thereof |
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| WO2013099712A1 (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 |
| JP5574061B2 (ja) * | 2011-12-27 | 2014-08-20 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 |
| CN104011243A (zh) * | 2011-12-27 | 2014-08-27 | 新日铁住金株式会社 | 低温韧性和耐蚀性优异的冲压加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法 |
| KR20140138930A (ko) * | 2012-04-13 | 2014-12-04 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 전기 도금용 강판 및 전기 도금 강판, 및 그들의 제조 방법 |
| WO2022244592A1 (ja) * | 2021-05-21 | 2022-11-24 | 日本製鉄株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2022244591A1 (ja) * | 2021-05-21 | 2022-11-24 | 日本製鉄株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3293681B2 (ja) | 2002-06-17 |
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