JPH0681101A - 合金化溶融亜鉛めつき鋼板 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めつき鋼板Info
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- JPH0681101A JPH0681101A JP23464792A JP23464792A JPH0681101A JP H0681101 A JPH0681101 A JP H0681101A JP 23464792 A JP23464792 A JP 23464792A JP 23464792 A JP23464792 A JP 23464792A JP H0681101 A JPH0681101 A JP H0681101A
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- Japan
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- steel sheet
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Abstract
(57)【要約】
【目的】めつき層の加工性にすぐれると共に、Γ相の成
長を極力抑制して、耐パウダリング性を確保した合金化
溶融亜鉛めつき鋼板を提供することにある。 【構成】本発明による合金化溶融亜鉛めつき鋼板は、鋼
板中にＴｉ0.０２〜0.１５重量％、Ｓｉ0.０１重量％以
上、及びＰ0.０１％以上であり、且つ、これらの元素を
式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）を満足す
るように含有させて、Ｚｎ−Ｆｅ合金化めつき層中のΓ
相の厚さを2.０μｍ以下とする。
長を極力抑制して、耐パウダリング性を確保した合金化
溶融亜鉛めつき鋼板を提供することにある。 【構成】本発明による合金化溶融亜鉛めつき鋼板は、鋼
板中にＴｉ0.０２〜0.１５重量％、Ｓｉ0.０１重量％以
上、及びＰ0.０１％以上であり、且つ、これらの元素を
式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）を満足す
るように含有させて、Ｚｎ−Ｆｅ合金化めつき層中のΓ
相の厚さを2.０μｍ以下とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、めつき層の加工性にす
ぐれた合金化溶融亜鉛めつき鋼板に関する。
ぐれた合金化溶融亜鉛めつき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の防錆強化策として、種々
の表面処理鋼板の使用が急増しているが、なかでも、塗
装後の耐食性や溶接性がすぐれる合金溶融亜鉛めつき鋼
板（以下、ＧＡという。）は大量に用いられている。一
般に、鋼板を自動車の各部品の複雑な形状にプレス成形
するためには、鋼板は極めてすぐれた成形性が要求さ
れ、ＧＡの原板には、通常、主にＴｉが添加されてお
り、更に、Ｎｂ等も加えられることがある。しかしなが
ら、鋼中のＴｉは、溶融めつき後の合金化加熱にて起こ
るめつき層Ｚｎと素地ＦｅとのＺｎ−Ｆｅ合金化反応を
著しく促進し、合金化めつき層の地鉄側にＦｅ3 Ｚｎ10
で示されるΓ相を厚く生成させる。
の表面処理鋼板の使用が急増しているが、なかでも、塗
装後の耐食性や溶接性がすぐれる合金溶融亜鉛めつき鋼
板（以下、ＧＡという。）は大量に用いられている。一
般に、鋼板を自動車の各部品の複雑な形状にプレス成形
するためには、鋼板は極めてすぐれた成形性が要求さ
れ、ＧＡの原板には、通常、主にＴｉが添加されてお
り、更に、Ｎｂ等も加えられることがある。しかしなが
ら、鋼中のＴｉは、溶融めつき後の合金化加熱にて起こ
るめつき層Ｚｎと素地ＦｅとのＺｎ−Ｆｅ合金化反応を
著しく促進し、合金化めつき層の地鉄側にＦｅ3 Ｚｎ10
で示されるΓ相を厚く生成させる。
【０００３】このΓ相は、非常に硬く、また、脆いため
に、プレス成形の際に、めつき層が粉末状に剥離する所
謂パウダリング現象を引き起こし、プレス金型の清掃回
数を増やさざるを得ず、その結果、プレス作業性が低下
する。従来のプレス結果を総合すると、Γ相の厚さが約
２μｍを越えるとき、パウダリング現象が著しく発生す
ることが知られているので、Γ相の厚さを２μｍ以下に
抑制することが必要である。尚、一部の加工の厳しい部
分では、1.５μｍ以下に抑えることが必須とされること
もある。
に、プレス成形の際に、めつき層が粉末状に剥離する所
謂パウダリング現象を引き起こし、プレス金型の清掃回
数を増やさざるを得ず、その結果、プレス作業性が低下
する。従来のプレス結果を総合すると、Γ相の厚さが約
２μｍを越えるとき、パウダリング現象が著しく発生す
ることが知られているので、Γ相の厚さを２μｍ以下に
抑制することが必要である。尚、一部の加工の厳しい部
分では、1.５μｍ以下に抑えることが必須とされること
もある。
【０００４】そこで、鋼中のＴｉ添加量を低減させるこ
とも一つの方策ではあろうが、しかし、Ｔｉ量の低減は
成形性の低下につながる。従つて、従来、Ｔｉ量を低減
する一方でＮｂ等の元素を添加することも行なわれてい
る。しかし、いずれにしても、成形性を確保するために
は、Ｔｉの添加は不可欠である。特に、最近、防錆力の
更なる向上要求に対して、厚目付化が指向されており、
一層、パウダリングが起こりやすい状況になつており、
かくして、Γ相の低減と成形性の確保の双方を満足させ
ることができるＧＡの開発が強く要望されている。
とも一つの方策ではあろうが、しかし、Ｔｉ量の低減は
成形性の低下につながる。従つて、従来、Ｔｉ量を低減
する一方でＮｂ等の元素を添加することも行なわれてい
る。しかし、いずれにしても、成形性を確保するために
は、Ｔｉの添加は不可欠である。特に、最近、防錆力の
更なる向上要求に対して、厚目付化が指向されており、
一層、パウダリングが起こりやすい状況になつており、
かくして、Γ相の低減と成形性の確保の双方を満足させ
ることができるＧＡの開発が強く要望されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、めつき層の
加工性にすぐれると共に、Γ相の成長を極力抑制して、
耐パウダリング性を確保した合金化溶融亜鉛めつき鋼板
を提供することを目的とする。
加工性にすぐれると共に、Γ相の成長を極力抑制して、
耐パウダリング性を確保した合金化溶融亜鉛めつき鋼板
を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明による合金化溶融
亜鉛めつき鋼板は、鋼板中にＴｉ0.０２〜0.１５重量
％、Ｓｉ0.０１重量％以上、及びＰ0.０１％以上であ
り、且つ、これらの元素を式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）を満足す
るように含有させて、Ｚｎ−Ｆｅ合金化めつき層中のΓ
相の厚さを2.０μｍ以下としたことを特徴とする。
亜鉛めつき鋼板は、鋼板中にＴｉ0.０２〜0.１５重量
％、Ｓｉ0.０１重量％以上、及びＰ0.０１％以上であ
り、且つ、これらの元素を式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）を満足す
るように含有させて、Ｚｎ−Ｆｅ合金化めつき層中のΓ
相の厚さを2.０μｍ以下としたことを特徴とする。
【０００７】一般に、ＧＡは、溶融めつきの後、めつき
付着量を抑制し、直ちに合金化炉にて加熱処理して、製
造されている。即ち、めつき時、めつき浴中に添加され
たＡｌと素地Ｆｅの反応によつて、鋼板表面にＦｅ−Ａ
ｌ合金層が生成し、めつき後の合金化加熱によつて、素
地Ｆｅとめつき層Ｚｎの相互拡散によつて、このＦｅ−
Ａｌ合金層が破壊されて、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応が開
始、進行する。ここに、鋼中のＴｉは、この合金化反応
を著しく促進し、耐パウダリング性を劣化させるΓ相を
厚く成長させる。従来、この理由については、必ずしも
明らかではないが、ＴｉがＦｅ−Ａｌ合金層の組成や厚
さ等の性状に何らかの影響を及ぼしているものと推察さ
れる。
付着量を抑制し、直ちに合金化炉にて加熱処理して、製
造されている。即ち、めつき時、めつき浴中に添加され
たＡｌと素地Ｆｅの反応によつて、鋼板表面にＦｅ−Ａ
ｌ合金層が生成し、めつき後の合金化加熱によつて、素
地Ｆｅとめつき層Ｚｎの相互拡散によつて、このＦｅ−
Ａｌ合金層が破壊されて、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応が開
始、進行する。ここに、鋼中のＴｉは、この合金化反応
を著しく促進し、耐パウダリング性を劣化させるΓ相を
厚く成長させる。従来、この理由については、必ずしも
明らかではないが、ＴｉがＦｅ−Ａｌ合金層の組成や厚
さ等の性状に何らかの影響を及ぼしているものと推察さ
れる。
【０００８】本発明者らは、Ｔｉ含有鋼のΓ相の成長を
抑制すべく、鋭意検討した結果、鋼中にＳｉ及びＰを複
合添加することによつて、Ｔｉ含有鋼におけるΓ相の成
長を著しく抑制することができることを見出した。ここ
に、Ｓｉ及びＰは、上記Ｆｅ−Ａｌ合金層の性状に影響
を及ぼして、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応の進行に変化をもた
らしているものと考えられる。
抑制すべく、鋭意検討した結果、鋼中にＳｉ及びＰを複
合添加することによつて、Ｔｉ含有鋼におけるΓ相の成
長を著しく抑制することができることを見出した。ここ
に、Ｓｉ及びＰは、上記Ｆｅ−Ａｌ合金層の性状に影響
を及ぼして、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応の進行に変化をもた
らしているものと考えられる。
【０００９】Ｓｉ及びＰの複合添加によるΓ相成長の抑
制効果を図１に示す。鋼中Ｔｉ濃度0.０３％，合金化め
つき層の付着量６０ｇ／m2、Ｆｅ濃度１２％において、
鋼中Ｓｉ及びＰがいずれも0.００５％の場合、Γ相厚さ
は３μｍであるが、Ｐを0.００５％にてＳｉを単独で0.
０４％に増加した場合、及びＳｉを0.００５％にてＰを
単独で0.０４％に増加した場合、いずれにおいても、Γ
相厚さは2.５〜2.７μｍと若干減少するが、耐パウダリ
ング性を確保するための２μｍ以下を達成することがで
きない。しかし、鋼中Ｓｉ及びＰをいずれも0.０２％ず
つ複合添加した場合は、Γ相厚さは0.５μｍと大幅に抑
制される。
制効果を図１に示す。鋼中Ｔｉ濃度0.０３％，合金化め
つき層の付着量６０ｇ／m2、Ｆｅ濃度１２％において、
鋼中Ｓｉ及びＰがいずれも0.００５％の場合、Γ相厚さ
は３μｍであるが、Ｐを0.００５％にてＳｉを単独で0.
０４％に増加した場合、及びＳｉを0.００５％にてＰを
単独で0.０４％に増加した場合、いずれにおいても、Γ
相厚さは2.５〜2.７μｍと若干減少するが、耐パウダリ
ング性を確保するための２μｍ以下を達成することがで
きない。しかし、鋼中Ｓｉ及びＰをいずれも0.０２％ず
つ複合添加した場合は、Γ相厚さは0.５μｍと大幅に抑
制される。
【００１０】鋼中のＴｉ濃度が増加すると共に、Γ相が
成長しやすくなるので、Γ相を抑制するためには、Ｓｉ
及びＰの複合添加量を増加させる必要がある。そこで、
種々のＴｉ濃度に対してΓ相厚さに及ぼすＳｉ及びＰの
複合添加量の影響を調べた。その結果、本発明らは、Ｔ
ｉを0.０２〜0.１５重量％含有させた鋼板中に、Ｓｉを
0.０１％以上、Ｐを0.０１％以上であつて、且つ、式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）を満足す
るように上記元素を複合添加することによつて、Ｚｎ−
Ｆｅ合金化めつき層中のΓ相（Ｆｅ3 Ｚｎ10）厚さを2.
０μｍ以下とすることができることを見出した。
成長しやすくなるので、Γ相を抑制するためには、Ｓｉ
及びＰの複合添加量を増加させる必要がある。そこで、
種々のＴｉ濃度に対してΓ相厚さに及ぼすＳｉ及びＰの
複合添加量の影響を調べた。その結果、本発明らは、Ｔ
ｉを0.０２〜0.１５重量％含有させた鋼板中に、Ｓｉを
0.０１％以上、Ｐを0.０１％以上であつて、且つ、式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）を満足す
るように上記元素を複合添加することによつて、Ｚｎ−
Ｆｅ合金化めつき層中のΓ相（Ｆｅ3 Ｚｎ10）厚さを2.
０μｍ以下とすることができることを見出した。
【００１１】次に、鋼中のＴｉ、Ｓｉ及びＰ濃度につい
て述べる。Ｔｉ濃度が0.０２％未満では、ＧＡの成形性
向上効果は小さく、更に、Γ相の成長も少なく、また、
0.１５％を越えても、成形性向上の効果は飽和に達す
る。これらに基づいて、本発明においては、Ｔｉ濃度を
0.０２％〜0.１５％と規定した。一方、Ｓｉ及びＰ濃度
がいずれも0.０１％未満であるときは、これらを複合添
加しても、Γ相厚さを2.０μｍ以下に抑制することがで
きない。また、これらの元素のいずれか一方が0.０１％
以上であつても、他方が0.０１％未満のときは、Γ相厚
さを2.０μｍ以下に抑制することができない。しかし、
Ｓｉが0.５％を越えるとき、又はＰが0.２５％を越える
ときは、Γ相厚さを抑制する効果が飽和するので、Ｓｉ
は0.５％以下、Ｐは0.２５％以下とする。
て述べる。Ｔｉ濃度が0.０２％未満では、ＧＡの成形性
向上効果は小さく、更に、Γ相の成長も少なく、また、
0.１５％を越えても、成形性向上の効果は飽和に達す
る。これらに基づいて、本発明においては、Ｔｉ濃度を
0.０２％〜0.１５％と規定した。一方、Ｓｉ及びＰ濃度
がいずれも0.０１％未満であるときは、これらを複合添
加しても、Γ相厚さを2.０μｍ以下に抑制することがで
きない。また、これらの元素のいずれか一方が0.０１％
以上であつても、他方が0.０１％未満のときは、Γ相厚
さを2.０μｍ以下に抑制することができない。しかし、
Ｓｉが0.５％を越えるとき、又はＰが0.２５％を越える
ときは、Γ相厚さを抑制する効果が飽和するので、Ｓｉ
は0.５％以下、Ｐは0.２５％以下とする。
【００１２】即ち、本発明に従つて、Ｓｉ及びＰの両者
をそれぞれ0.０１％以上ずつ複合添加することによつて
はじめて、Γ相の成長を大幅に抑制することが可能とな
り、且つ、式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）式を満足
するように上記元素を複合添加することによつて、Γ相
厚さを2.０μｍ以下に抑制することができるのである。
をそれぞれ0.０１％以上ずつ複合添加することによつて
はじめて、Γ相の成長を大幅に抑制することが可能とな
り、且つ、式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）式を満足
するように上記元素を複合添加することによつて、Γ相
厚さを2.０μｍ以下に抑制することができるのである。
【００１３】更に、本発明においては、成形性を左右す
る面内方向性の改善のために、鋼中にＮｂを0.００４％
以上添加してもよい。Ｎｂは、Γ相の成長には大きい影
響を与えないが、しかし、再結晶温度を著しく高めるの
で、その添加量を0.０５０％以下に抑える必要がある。
また、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、その他の元素の濃度に
ついては、本発明では特に限定されるものではなく、そ
れらは、強度、成形性等の各種レベルに合わせて、任意
に選択できるものである。
る面内方向性の改善のために、鋼中にＮｂを0.００４％
以上添加してもよい。Ｎｂは、Γ相の成長には大きい影
響を与えないが、しかし、再結晶温度を著しく高めるの
で、その添加量を0.０５０％以下に抑える必要がある。
また、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、その他の元素の濃度に
ついては、本発明では特に限定されるものではなく、そ
れらは、強度、成形性等の各種レベルに合わせて、任意
に選択できるものである。
【００１４】また、本発明においては、めつき浴侵入板
温、めつき浴温、めつき時間、浴中Ａｌ濃度、浴中有効
Ａｌ濃度（浴中Ａｌ濃度−浴中Ｆｅ濃度）、合金化炉温
度等についても、特に限定されるものではないが、単に
一例として、板温４００〜６００℃、浴温４３０〜５０
０℃、めつき時間0.３〜５秒、Ａｌ濃度0.０５〜0.３
％、有効Ａｌ濃度0.０４〜0.２％、合金化炉温度５００
〜８５０℃等を採用することができる。
温、めつき浴温、めつき時間、浴中Ａｌ濃度、浴中有効
Ａｌ濃度（浴中Ａｌ濃度−浴中Ｆｅ濃度）、合金化炉温
度等についても、特に限定されるものではないが、単に
一例として、板温４００〜６００℃、浴温４３０〜５０
０℃、めつき時間0.３〜５秒、Ａｌ濃度0.０５〜0.３
％、有効Ａｌ濃度0.０４〜0.２％、合金化炉温度５００
〜８５０℃等を採用することができる。
【００１５】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。表１は、Ｔｉ（及びＮｂ）を含有し、且つ、Ｓｉ及
びＰを種々に濃度変化させた鋼板に、溶融めつき及び合
金化処理を施して得られた合金化めつき層中のΓ相厚さ
を示したものである。めつき付着量は６０ｇ／m2、層中
Ｆｅ濃度１２％である。本発明例では、いずれもΓ相厚
さは2.０μｍ以下となり、Γ相を十分に抑制している
が、比較例では、その抑制効果は不十分であり、2.０μ
ｍを越えるΓ相厚さとなつている。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。表１は、Ｔｉ（及びＮｂ）を含有し、且つ、Ｓｉ及
びＰを種々に濃度変化させた鋼板に、溶融めつき及び合
金化処理を施して得られた合金化めつき層中のΓ相厚さ
を示したものである。めつき付着量は６０ｇ／m2、層中
Ｆｅ濃度１２％である。本発明例では、いずれもΓ相厚
さは2.０μｍ以下となり、Γ相を十分に抑制している
が、比較例では、その抑制効果は不十分であり、2.０μ
ｍを越えるΓ相厚さとなつている。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【発明の効果】以上のように、本発明による合金化溶融
亜鉛めつき鋼板は、鋼板にＴｉ、Ｓｉ及びＰをそれぞれ
所定量添加し、且つ、これらの元素を所定の式を満足す
るように添加することによつて、Ｚｎ−Ｆｅ合金化めつ
き層中のΓ相の厚さを2.０μｍ以下とすることができ、
かくして、めつき層の加工性にすぐれると共に、耐パウ
ダリング性を確保した合金化溶融亜鉛めつき鋼板を得る
ことができる。
亜鉛めつき鋼板は、鋼板にＴｉ、Ｓｉ及びＰをそれぞれ
所定量添加し、且つ、これらの元素を所定の式を満足す
るように添加することによつて、Ｚｎ−Ｆｅ合金化めつ
き層中のΓ相の厚さを2.０μｍ以下とすることができ、
かくして、めつき層の加工性にすぐれると共に、耐パウ
ダリング性を確保した合金化溶融亜鉛めつき鋼板を得る
ことができる。
【図１】は、Γ相の成長に及ぼすＳｉ及びＰ量の影響を
示すグラフである。
示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】鋼板中にＴｉ0.０２〜0.１５重量％、Ｓｉ
0.０１重量％以上、及びＰ0.０１％以上であり、且つ、
これらの元素を式 〔Ｓｉ〕＋〔Ｐ〕≧〔Ｔｉ〕 （式中、〔Ｓｉ〕、〔Ｐ〕、及び〔Ｔｉ〕は、鋼中のＴ
ｉ、Ｐ及びＴｉの含有量（重量％）を示す。）を満足す
るように含有させて、Ｚｎ−Ｆｅ合金化めつき層中のΓ
相の厚さを2.０μｍ以下としたことを特徴とする合金化
溶融亜鉛めつき鋼板 - 【請求項２】鋼板中にＮｂを0.００４〜0.０５０重量％
含有することを特徴とする請求項１記載の合金化溶融亜
鉛めつき鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04234647A JP3075318B2 (ja) | 1992-09-02 | 1992-09-02 | 合金化溶融亜鉛めつき鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04234647A JP3075318B2 (ja) | 1992-09-02 | 1992-09-02 | 合金化溶融亜鉛めつき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0681101A true JPH0681101A (ja) | 1994-03-22 |
| JP3075318B2 JP3075318B2 (ja) | 2000-08-14 |
Family
ID=16974304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04234647A Expired - Lifetime JP3075318B2 (ja) | 1992-09-02 | 1992-09-02 | 合金化溶融亜鉛めつき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3075318B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
| JP2001329353A (ja) * | 1999-12-20 | 2001-11-27 | Nisshin Steel Co Ltd | プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-09-02 JP JP04234647A patent/JP3075318B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6316127B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-11-13 | Kobe Steel, Ltd. | Galvanized steel sheet superior in ductility and process for production thereof |
| JP2001329353A (ja) * | 1999-12-20 | 2001-11-27 | Nisshin Steel Co Ltd | プレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3075318B2 (ja) | 2000-08-14 |
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