JPH0696749B2 - 溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法Info
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- JPH0696749B2 JPH0696749B2 JP62062063A JP6206387A JPH0696749B2 JP H0696749 B2 JPH0696749 B2 JP H0696749B2 JP 62062063 A JP62062063 A JP 62062063A JP 6206387 A JP6206387 A JP 6206387A JP H0696749 B2 JPH0696749 B2 JP H0696749B2
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- steel
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は熱間圧延鋼板を原板とする溶融亜鉛めっき方法
に関し、詳細には冷間圧延することなしに成形加工性及
び耐縦割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方
法に関するものである。
に関し、詳細には冷間圧延することなしに成形加工性及
び耐縦割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方
法に関するものである。
［従来の技術］ 従来加工性の厳しい部品に用いられる溶融亜鉛めっき鋼
板或は合金化溶融亜鉛めっき鋼板は熱間圧延鋼板を冷間
圧延に付した後、溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍・
浸漬めっきを行なうことによって製造するのが一般的で
あった。しかし最近では製造工程を簡略化して製造費を
抑制することが強く要請され、上記工程のうち冷延過程
を省略して熱延鋼板を直接溶融亜鉛めっきに付すことが
多くなりつつある。この場合従来の連続焼鈍亜鉛めっき
（以下単に溶融めっきということがある）ラインをその
まま転用するのが通常であり、鋼の受ける熱履歴は第２
図に示す通りとなる。上記溶融めっきラインは冷延鋼板
を対象に設計設備されたものであり、対象鋼板の昇温ラ
インを含んでいるから、元々加工組織が残っておらず従
って焼鈍を行なう必要のない熱延鋼板であっても設備稼
動上必然的に昇温を受けることとなる。尚別の観点から
見た場合においても溶融めっきの密着性を確保するには
亜鉛の溶融温度（約460℃）以上に予熱しておく必要も
あり、いずれにせよ原板の再加熱処理は不可避のプロセ
スとなっている。
板或は合金化溶融亜鉛めっき鋼板は熱間圧延鋼板を冷間
圧延に付した後、溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍・
浸漬めっきを行なうことによって製造するのが一般的で
あった。しかし最近では製造工程を簡略化して製造費を
抑制することが強く要請され、上記工程のうち冷延過程
を省略して熱延鋼板を直接溶融亜鉛めっきに付すことが
多くなりつつある。この場合従来の連続焼鈍亜鉛めっき
（以下単に溶融めっきということがある）ラインをその
まま転用するのが通常であり、鋼の受ける熱履歴は第２
図に示す通りとなる。上記溶融めっきラインは冷延鋼板
を対象に設計設備されたものであり、対象鋼板の昇温ラ
インを含んでいるから、元々加工組織が残っておらず従
って焼鈍を行なう必要のない熱延鋼板であっても設備稼
動上必然的に昇温を受けることとなる。尚別の観点から
見た場合においても溶融めっきの密着性を確保するには
亜鉛の溶融温度（約460℃）以上に予熱しておく必要も
あり、いずれにせよ原板の再加熱処理は不可避のプロセ
スとなっている。
［発明が解決しようとする問題点］ しかるに例えばAlキルド熱延鋼板に上記の様な熱処理を
施すと、熱延・巻取り後の徐冷過程で鋼中に十分析出し
たセメンタイトが昇温によって再固溶するという現象が
生じる。この様な炭素の再固溶が行なわれた鋼は、溶融
めっきラインを通過する過程で、特にその後半工程にお
いてかなりの急速冷却を受ける為、再固溶されている炭
素を再び十分に析出させることは容易でなく再固溶され
た炭素は大部分が固溶した状態で鋼中に残存するのであ
る。この為熱延・巻取り後の鋼板と、溶融めっき後の鋼
板についてそれらの特性を比較すると後者の降伏強度は
第３図に鋼Ｂで示す様に上昇し、また伸びは第４図に示
す様に大幅に低下する。同時に後者の時効指数が高くな
り時効によって機械的性質が劣化する。これらの原因が
総合的な影響を与える結果鋼の成形加工性が大きく低下
するという問題を生ずる。この様な問題を解消する為に
鋼中のＣ含有量を極めて低く抑制し且つTi,Nb等の炭化
物形成元素を添加して残留Ｃを固定することが試みられ
ている。この様にして得られる鋼板中のＣは、熱延鋼板
の段階でTiC,NbCとして析出しており、これらの炭化物
は溶融めっきラインの加熱均熱工程においても殆んど再
固溶しない。従って溶融めっきライン通板後の材質及び
加工性の劣化は防止される。ところがこの様に固溶Ｃが
存在しない鋼の場合は、結晶粒界の強度が弱くなる結
果、成形加工後に衝撃荷重が加わったり、或は低温での
変形を行なったりしときに脆性破壊を生ずる、いわゆる
「縦割れ現象」を発生するおそれがあり、この種の鋼板
を強度部材として用いた場合特に問題となる。
施すと、熱延・巻取り後の徐冷過程で鋼中に十分析出し
たセメンタイトが昇温によって再固溶するという現象が
生じる。この様な炭素の再固溶が行なわれた鋼は、溶融
めっきラインを通過する過程で、特にその後半工程にお
いてかなりの急速冷却を受ける為、再固溶されている炭
素を再び十分に析出させることは容易でなく再固溶され
た炭素は大部分が固溶した状態で鋼中に残存するのであ
る。この為熱延・巻取り後の鋼板と、溶融めっき後の鋼
板についてそれらの特性を比較すると後者の降伏強度は
第３図に鋼Ｂで示す様に上昇し、また伸びは第４図に示
す様に大幅に低下する。同時に後者の時効指数が高くな
り時効によって機械的性質が劣化する。これらの原因が
総合的な影響を与える結果鋼の成形加工性が大きく低下
するという問題を生ずる。この様な問題を解消する為に
鋼中のＣ含有量を極めて低く抑制し且つTi,Nb等の炭化
物形成元素を添加して残留Ｃを固定することが試みられ
ている。この様にして得られる鋼板中のＣは、熱延鋼板
の段階でTiC,NbCとして析出しており、これらの炭化物
は溶融めっきラインの加熱均熱工程においても殆んど再
固溶しない。従って溶融めっきライン通板後の材質及び
加工性の劣化は防止される。ところがこの様に固溶Ｃが
存在しない鋼の場合は、結晶粒界の強度が弱くなる結
果、成形加工後に衝撃荷重が加わったり、或は低温での
変形を行なったりしときに脆性破壊を生ずる、いわゆる
「縦割れ現象」を発生するおそれがあり、この種の鋼板
を強度部材として用いた場合特に問題となる。
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、
熱延鋼板を連続焼鈍溶融めっき処理に付した場合であっ
ても加熱による不都合を露呈してくることがなく且つ成
形加工後の耐縦割れ性を劣化させない様な溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法を提供しようとするものである。
熱延鋼板を連続焼鈍溶融めっき処理に付した場合であっ
ても加熱による不都合を露呈してくることがなく且つ成
形加工後の耐縦割れ性を劣化させない様な溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法を提供しようとするものである。
［問題点を解決する為の手段］ 本発明は、 Ｃ≦0.009％ 0.0005％≦Ｂ≦0.0045％ を含み更に Ti≦0.08％ Nb≦0.05％ よりなる群から選択される１種以上を含む鋼板を熱間圧
延し次いで酸洗した後、冷間圧延することなしに連続焼
鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて均熱及び溶融亜鉛めっ
きに付することによって鋼板中の固溶Ｃ量を50ppm以下
とすることを要旨とするものである。
延し次いで酸洗した後、冷間圧延することなしに連続焼
鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて均熱及び溶融亜鉛めっ
きに付することによって鋼板中の固溶Ｃ量を50ppm以下
とすることを要旨とするものである。
［作用］ 本発明の目的を達成するに当たっては、上記の様な焼鈍
或は予熱用の加熱を受けた場合の固溶炭素による不都合
を回避すると共に成形加工後の耐縦割れ性の向上をはか
ることが主眼となるから、鋼中の化学成分のうち特にC,
Ti,Nb及びＢの含有量の調整が構成上のポイントとな
る。
或は予熱用の加熱を受けた場合の固溶炭素による不都合
を回避すると共に成形加工後の耐縦割れ性の向上をはか
ることが主眼となるから、鋼中の化学成分のうち特にC,
Ti,Nb及びＢの含有量の調整が構成上のポイントとな
る。
（イ）Ｃ 溶融亜鉛めっき処理後の成形加工性を劣化させない為に
は、めっき処理後の固溶Ｃ量が少ないことが肝要であ
る。固溶Ｃ量は鋼中のＣ及び炭化物形成元素であるTi,N
bの量により定まる。従ってTi,Nbの添加量が増大すれば
Ｃの許容含有量も大となるのであるが、含有量及びTi,N
bの添加量が増大すると炭化物が増大し、鋼の延性が劣
化することとなる為、Ｃ含有量の上限値を0.009％と
し、Ti,Nbの添加量についても後の述べる様に一定値以
下に制限する。また本発明者等の研究によれば鋼の良好
な成形加工性を維持する為には、残存固溶Ｃ量を50ppm
以下とする必要がある。
は、めっき処理後の固溶Ｃ量が少ないことが肝要であ
る。固溶Ｃ量は鋼中のＣ及び炭化物形成元素であるTi,N
bの量により定まる。従ってTi,Nbの添加量が増大すれば
Ｃの許容含有量も大となるのであるが、含有量及びTi,N
bの添加量が増大すると炭化物が増大し、鋼の延性が劣
化することとなる為、Ｃ含有量の上限値を0.009％と
し、Ti,Nbの添加量についても後の述べる様に一定値以
下に制限する。また本発明者等の研究によれば鋼の良好
な成形加工性を維持する為には、残存固溶Ｃ量を50ppm
以下とする必要がある。
（ロ）Ti,Nb Ti,Nbはいずれも炭化物形成元素であってこれらの炭化
物は溶融めっきラインの加熱均熱工程において再固溶し
ない為、Ti,Nbの添加によりめっき後の固溶Ｃ量を少な
くすることができその結果めっき処理後も成形加工性の
劣化が小さいものと考えられる。従ってこれらの元素を
単独或は複合して添加することによって鋼中の固溶Ｃ量
を前記50ppm以下とすればよい。しかしながらこれらの
元素の添加量が増大すれば前記した様に延性の低下を招
くことになる。本発明者等の研究によればTi≦0.08％,N
b≦0.05％の含有量であれば延性の低下による不都合は
生じないことがわかった。尚TiとNbは少しでも存在すれ
ば良く特に下限を設定しなかったが、好ましくはTi≧0.
01％,Nb≧0.005％とする。
物は溶融めっきラインの加熱均熱工程において再固溶し
ない為、Ti,Nbの添加によりめっき後の固溶Ｃ量を少な
くすることができその結果めっき処理後も成形加工性の
劣化が小さいものと考えられる。従ってこれらの元素を
単独或は複合して添加することによって鋼中の固溶Ｃ量
を前記50ppm以下とすればよい。しかしながらこれらの
元素の添加量が増大すれば前記した様に延性の低下を招
くことになる。本発明者等の研究によればTi≦0.08％,N
b≦0.05％の含有量であれば延性の低下による不都合は
生じないことがわかった。尚TiとNbは少しでも存在すれ
ば良く特に下限を設定しなかったが、好ましくはTi≧0.
01％,Nb≧0.005％とする。
（ハ）Ｂ Ｂは溶融めっき鋼板の耐縦割れ性を向上させる作用があ
る。第１図（Ａ），（Ｂ）は溶融めっき処理前後におけ
る鋼板の耐縦割れ性の変化を示すものである。図から明
らかな様に溶融めっき処理前後における耐縦割れ性の低
下抑制効果に対するＢの役割は極めて顕著である。この
様なＢの添加効果がもたらされる理由は明瞭ではない
が、粒界へのＢの優先析出によって粒界強度が高められ
ると共にめっき処理前後の合金化処理過程において、結
晶粒界への亜鉛の拡散が固溶Ｂの存在により抑制される
ことが期待される。
る。第１図（Ａ），（Ｂ）は溶融めっき処理前後におけ
る鋼板の耐縦割れ性の変化を示すものである。図から明
らかな様に溶融めっき処理前後における耐縦割れ性の低
下抑制効果に対するＢの役割は極めて顕著である。この
様なＢの添加効果がもたらされる理由は明瞭ではない
が、粒界へのＢの優先析出によって粒界強度が高められ
ると共にめっき処理前後の合金化処理過程において、結
晶粒界への亜鉛の拡散が固溶Ｂの存在により抑制される
ことが期待される。
この様なＢの添加効果を得る為には少なくとも0.0005％
以上の添加量が望ましいが、0.0045％を超えると連鋳工
程のスラブ段階で、スラブ表面割れを招くおそれがあ
り、製品コストも増大するので添加量は0.0045％以下に
制限することが望ましい。
以上の添加量が望ましいが、0.0045％を超えると連鋳工
程のスラブ段階で、スラブ表面割れを招くおそれがあ
り、製品コストも増大するので添加量は0.0045％以下に
制限することが望ましい。
以上の必須構成元素の他に鋼の強度あるいは耐時効性の
向上を目的としてそれぞれMnおよびAlを添加することが
できるほか、通常不可避不純物として混在するSi,P,N等
の影響もあるので以下にこれら元素の好ましい添加量或
は含有量について説明する。
向上を目的としてそれぞれMnおよびAlを添加することが
できるほか、通常不可避不純物として混在するSi,P,N等
の影響もあるので以下にこれら元素の好ましい添加量或
は含有量について説明する。
（ニ）Mn Mnは、Ｓの存在によって生ずる熱間脆性破壊を抑制する
効果を有する。その添加効果を得る為には0.05％以上の
添加量が望ましいが、0.5％を超えると成形加工性が低
下するおそれがあり従って添加量は0.5％以下とするこ
とが望ましい。
効果を有する。その添加効果を得る為には0.05％以上の
添加量が望ましいが、0.5％を超えると成形加工性が低
下するおそれがあり従って添加量は0.5％以下とするこ
とが望ましい。
（ホ）Al Alは鋼精錬時の脱酸剤として添加される元素であり、Ti
の歩留りを向上させる点から添加量は0.01％以上である
ことが望ましい。しかし0.1％を超えると鋼板の疵の原
因となり製品コスト抑制の点からも好ましくないので添
加量は0.1％以下に制限することが望ましい。
の歩留りを向上させる点から添加量は0.01％以上である
ことが望ましい。しかし0.1％を超えると鋼板の疵の原
因となり製品コスト抑制の点からも好ましくないので添
加量は0.1％以下に制限することが望ましい。
（へ）Si Siの含有量は0.2％以下であることが望ましい。含有量
が0.2％を超えると熱延段階で赤スケールが生じるおそ
れがあり、赤スケール模様は酸洗後も残る為、めっき表
面に縞状模様が浮き出て表面外観を劣化させ商品価値を
著しく低下させる。更に赤スケールが発生した場合スケ
ール発生部分のめっき密着性が劣化するため、この観点
からもSi含有量は可及的に抑制することが好ましい。
が0.2％を超えると熱延段階で赤スケールが生じるおそ
れがあり、赤スケール模様は酸洗後も残る為、めっき表
面に縞状模様が浮き出て表面外観を劣化させ商品価値を
著しく低下させる。更に赤スケールが発生した場合スケ
ール発生部分のめっき密着性が劣化するため、この観点
からもSi含有量は可及的に抑制することが好ましい。
（ト）Ｐ Ｐは0.05％以上の含有量があるとめっき密着性が劣化す
る為、含有量は0.05％以下であることが望ましい。
る為、含有量は0.05％以下であることが望ましい。
（チ）Ｓ Ｓは過剰に含有されると熱間脆性を生ずるおそれがある
為、含有量は0.015％以下であることが望ましい。
為、含有量は0.015％以下であることが望ましい。
（リ）Ｎ ＮはＣと同様にTi化合物を形成する。従ってTiCの十分
な形成に必要なTi量を確保する為にはTiNの形成量を可
及的に抑制することが必要である。更に又Ｎの含有量が
多いとBNの形成が促進される為縦割れ抑制剤としてＢが
効果的に機能できないこととなる。この様な観点からＮ
の含有量は0.003％以下であることが望ましい。
な形成に必要なTi量を確保する為にはTiNの形成量を可
及的に抑制することが必要である。更に又Ｎの含有量が
多いとBNの形成が促進される為縦割れ抑制剤としてＢが
効果的に機能できないこととなる。この様な観点からＮ
の含有量は0.003％以下であることが望ましい。
以下本発明の実施例について説明するが、本発明はこれ
らの実施例に限定されるものではなく、前・後記の趣旨
に徴してその他の実施例を採用することは本発明の技術
的範囲に属することである。
らの実施例に限定されるものではなく、前・後記の趣旨
に徴してその他の実施例を採用することは本発明の技術
的範囲に属することである。
［実施例］ 第１表の成分を有し残部Fe及び不可避不純物より成る鋼
を、転炉出鋼後真空脱ガス処理に付した。次いで連続鋳
造法によりスラブとした後、板厚:2mmまで熱間圧延し巻
取った。尚第１表にはめっき処理後の固溶Ｃ量を併記し
た。
を、転炉出鋼後真空脱ガス処理に付した。次いで連続鋳
造法によりスラブとした後、板厚:2mmまで熱間圧延し巻
取った。尚第１表にはめっき処理後の固溶Ｃ量を併記し
た。
仕上温度:910〜940℃ 巻取温度:660〜690℃ とした。
得られた熱延コイルを酸洗し次いで溶融亜鉛めっき処理
に付した。第２表には得られた溶融めっき鋼板の機械的
性質と縦割れ試験により求めた縦割れ遷移温度を示す。
縦割れ試験としては145φmmのブランクを打ち抜き、平
底円筒絞り成形（絞り比:2.3）を行ない、その後旋盤に
て耳落し加工を施し、最終絞り比:2.0相当のカップ状成
形品を作製し、−130〜０℃で10分間保持した後、円錐
ポンチにて穴拡げ加工を行なった。各保持温度毎に３〜
５個のカップ成形品を供試し、縦割れ（脆性割れ）発生
率50％の時の温度を遷移温度とした。
に付した。第２表には得られた溶融めっき鋼板の機械的
性質と縦割れ試験により求めた縦割れ遷移温度を示す。
縦割れ試験としては145φmmのブランクを打ち抜き、平
底円筒絞り成形（絞り比:2.3）を行ない、その後旋盤に
て耳落し加工を施し、最終絞り比:2.0相当のカップ状成
形品を作製し、−130〜０℃で10分間保持した後、円錐
ポンチにて穴拡げ加工を行なった。各保持温度毎に３〜
５個のカップ成形品を供試し、縦割れ（脆性割れ）発生
率50％の時の温度を遷移温度とした。
本発明鋼であるNo.1〜３は降伏点が低く、かつ高い伸び
を示し優れた引張特性を有するのに加えさらには、溶融
亜鉛めっき前後における耐縦割れ性の劣化がないため溶
融亜鉛めっき後の耐縦割れ性が優れていた。
を示し優れた引張特性を有するのに加えさらには、溶融
亜鉛めっき前後における耐縦割れ性の劣化がないため溶
融亜鉛めっき後の耐縦割れ性が優れていた。
これに対して比較鋼No.5ではめっき後の固溶Ｃ量が不足
し、さらにNo.6,7ではＢ量が不足するため、めっき前後
での耐縦割れ性の劣化が大きく、従ってめっき後の耐縦
割れ性が劣った。
し、さらにNo.6,7ではＢ量が不足するため、めっき前後
での耐縦割れ性の劣化が大きく、従ってめっき後の耐縦
割れ性が劣った。
また比較鋼No.4はめっき後の固溶Ｃ量が多すぎるため溶
融亜鉛めっきラインの通過により引張特性が劣化した。
同様に比較鋼No.8,9ではＣ量、No.10ではNb含有量がい
ずれも多すぎ引張特性に劣るため高度の加工性が要求さ
れる用途には適さなかった。
融亜鉛めっきラインの通過により引張特性が劣化した。
同様に比較鋼No.8,9ではＣ量、No.10ではNb含有量がい
ずれも多すぎ引張特性に劣るため高度の加工性が要求さ
れる用途には適さなかった。
［発明の効果］ 本発明の熱延原板溶融亜鉛めっき鋼板はめっき処理前の
特性とほぼ同等の優れた成形加工性と耐縦割れ性を保持
し、成形加工性や耐縦割れ性の劣化を招かないとう効果
を有する。
特性とほぼ同等の優れた成形加工性と耐縦割れ性を保持
し、成形加工性や耐縦割れ性の劣化を招かないとう効果
を有する。
第１図（Ａ）は従来鋼（極低Ｃ−Ti鋼）におけるめっき
処理前後の縦割れ遷移曲線を示す図、第１図（Ｂ）は本
発明鋼と従来鋼（Alキルド鋼）におけるめっき処理前後
の縦割れ遷移曲線、第２図は連続焼鈍溶融亜鉛めっきラ
イン通板時に鋼が受ける熱履歴を示す図、第３図及び第
４図は通常の溶融亜鉛めっき処理前後における鋼板の機
械的性質の変化を示す図である。
処理前後の縦割れ遷移曲線を示す図、第１図（Ｂ）は本
発明鋼と従来鋼（Alキルド鋼）におけるめっき処理前後
の縦割れ遷移曲線、第２図は連続焼鈍溶融亜鉛めっきラ
イン通板時に鋼が受ける熱履歴を示す図、第３図及び第
４図は通常の溶融亜鉛めっき処理前後における鋼板の機
械的性質の変化を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ≦0.009％（重量％の意味，以下同じ） 0.0005％≦Ｂ≦0.0045％ を含み更に Ti≦0.08％ Nb≦0.05％ よりなる群から選択される１種以上を含む鋼板を熱間圧
延し次いで酸洗した後、冷間圧延することなしに連続焼
鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて均熱及び溶融亜鉛めっ
きに付することによって鋼板中の固溶Ｃ量を50ppm以下
とすることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62062063A JPH0696749B2 (ja) | 1987-03-16 | 1987-03-16 | 溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62062063A JPH0696749B2 (ja) | 1987-03-16 | 1987-03-16 | 溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63227725A JPS63227725A (ja) | 1988-09-22 |
| JPH0696749B2 true JPH0696749B2 (ja) | 1994-11-30 |
Family
ID=13189283
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62062063A Expired - Fee Related JPH0696749B2 (ja) | 1987-03-16 | 1987-03-16 | 溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0696749B2 (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106920A (ja) * | 1983-11-16 | 1985-06-12 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用薄鋼板の製造方法 |
| JPS6156245A (ja) * | 1984-08-24 | 1986-03-20 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
| JPS6160860A (ja) * | 1984-09-03 | 1986-03-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | メツキ密着性の優れた深絞り用亜鉛メツキ鋼板およびその製造方法 |
| JPS6173836A (ja) * | 1984-09-17 | 1986-04-16 | Kawasaki Steel Corp | 加工性に優れた熱延薄鋼板の製造方法 |
-
1987
- 1987-03-16 JP JP62062063A patent/JPH0696749B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106920A (ja) * | 1983-11-16 | 1985-06-12 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用薄鋼板の製造方法 |
| JPS6156245A (ja) * | 1984-08-24 | 1986-03-20 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
| JPS6160860A (ja) * | 1984-09-03 | 1986-03-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | メツキ密着性の優れた深絞り用亜鉛メツキ鋼板およびその製造方法 |
| JPS6173836A (ja) * | 1984-09-17 | 1986-04-16 | Kawasaki Steel Corp | 加工性に優れた熱延薄鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63227725A (ja) | 1988-09-22 |
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