JPH10310847A - 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 - Google Patents
合金化溶融亜鉛メッキ鋼板Info
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- JPH10310847A JPH10310847A JP13163497A JP13163497A JPH10310847A JP H10310847 A JPH10310847 A JP H10310847A JP 13163497 A JP13163497 A JP 13163497A JP 13163497 A JP13163497 A JP 13163497A JP H10310847 A JPH10310847 A JP H10310847A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 プレス等の成形後に、比較的低温熱処理にお
いて、６０ＭＰａ以上の強度上昇がはかれる合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を提供する。 【解決手段】 Ｃ ：０．０１〜０．０８％、Ｍｎ：
０．０１〜３．０％を含有し、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏの１種ま
たは２種以上を合計量で：０．０５〜３．０％含有する
し、またさらに必要に応じて、Ｔｉ：０．００５〜０．
１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜
０．１％の１種あるいは２種以上を含有する鋼で、かつ
該鋼のミクロ組織がフェライトまたはフェライト主体か
らなる合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
いて、６０ＭＰａ以上の強度上昇がはかれる合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を提供する。 【解決手段】 Ｃ ：０．０１〜０．０８％、Ｍｎ：
０．０１〜３．０％を含有し、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏの１種ま
たは２種以上を合計量で：０．０５〜３．０％含有する
し、またさらに必要に応じて、Ｔｉ：０．００５〜０．
１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜
０．１％の１種あるいは２種以上を含有する鋼で、かつ
該鋼のミクロ組織がフェライトまたはフェライト主体か
らなる合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建設部材、機械構
造用部品、自動車の構造用部品など、構造上の強度、特
に変形時の強度及び又は剛性が必要とされる箇所に適用
されるに好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特
に、プレス等による加工成形後に所定温度域で強度上昇
熱処理が施される成形体の素鋼板として用いられる合金
化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
造用部品、自動車の構造用部品など、構造上の強度、特
に変形時の強度及び又は剛性が必要とされる箇所に適用
されるに好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特
に、プレス等による加工成形後に所定温度域で強度上昇
熱処理が施される成形体の素鋼板として用いられる合金
化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来技術】薄鋼板からなるプレス成形体を製造するに
際し、プレス成形前は軟質でプレス成形しやすく、プレ
ス成形後に硬化させ部品強度を高める方法としては、２
００℃未満で塗装焼付する方法などがある。この塗装焼
付用の鋼板としてＢＨ鋼板が開発された。
際し、プレス成形前は軟質でプレス成形しやすく、プレ
ス成形後に硬化させ部品強度を高める方法としては、２
００℃未満で塗装焼付する方法などがある。この塗装焼
付用の鋼板としてＢＨ鋼板が開発された。
【０００３】例えば、特開昭５５−１４１５２６号公
報、特開昭５５−１４１５５５号公報の如くＮｂ添加鋼
において、鋼中のＣ、Ｎ、Ａｌ含有量に応じてＮｂを添
加してａｔ％でＮｂ／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を特定範囲内
に制限し、さらに、焼鈍後の冷却速度を制御することに
より、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎを調整する方法や、特公
昭６１−４５６８９号公報の如くＴｉとＮｂの複合添加
によって焼付硬化性を向上することが開示されている。
報、特開昭５５−１４１５５５号公報の如くＮｂ添加鋼
において、鋼中のＣ、Ｎ、Ａｌ含有量に応じてＮｂを添
加してａｔ％でＮｂ／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を特定範囲内
に制限し、さらに、焼鈍後の冷却速度を制御することに
より、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎを調整する方法や、特公
昭６１−４５６８９号公報の如くＴｉとＮｂの複合添加
によって焼付硬化性を向上することが開示されている。
【０００４】しかしながら、前述のような鋼板は、深絞
り性に優れる材質とする為、鋼板の強度は低く、構造用
材料としてとしては必ずしも十分ではない。
り性に優れる材質とする為、鋼板の強度は低く、構造用
材料としてとしては必ずしも十分ではない。
【０００５】また、さらに、特開平５−２５５４９号公
報の如く鋼にＷ、Ｃｒ、Ｍｏの単独または複合添加によ
って焼付硬化性を向上することが開示されている。しか
しながら、焼付硬化により強度が上昇するのは、鋼板中
に含まれる固溶Ｃ、固溶Ｎを利用する為、例えば図１の
破線のＢＨ鋼板の応力―歪み曲線に模式的に示すよう
に、材料の降伏強度のみを上昇させる（図１のＢＨ分の
応力上昇）だけであり、引張強さを上昇させるものでは
ない。
報の如く鋼にＷ、Ｃｒ、Ｍｏの単独または複合添加によ
って焼付硬化性を向上することが開示されている。しか
しながら、焼付硬化により強度が上昇するのは、鋼板中
に含まれる固溶Ｃ、固溶Ｎを利用する為、例えば図１の
破線のＢＨ鋼板の応力―歪み曲線に模式的に示すよう
に、材料の降伏強度のみを上昇させる（図１のＢＨ分の
応力上昇）だけであり、引張強さを上昇させるものでは
ない。
【０００６】このため、部品の変形の開始応力を高める
効果しかなく、部品の変形開始から変形終了まで変形中
全域にわたって変形に要する応力（以下、変形強度特性
と記す）を高める効果については、必ずしも十分ではな
い。
効果しかなく、部品の変形開始から変形終了まで変形中
全域にわたって変形に要する応力（以下、変形強度特性
と記す）を高める効果については、必ずしも十分ではな
い。
【０００７】プレス成形体の塗装焼付以外の硬化方法と
しては、プレス成形後に軟窒化処理による方法がある。
例えば、特開平２−８０５３９号公報の如く窒化処理に
より強度が高まるようにＣｒ、Ａｌ、Ｖ等の窒化物形成
元素を鋼中に含有させる方法や、特開平３−１２２２５
５号公報の如く窒化処理の熱を利用して、Ｃｕを析出硬
化させ部材の硬さを高める方法などが開示されている。
しかしながら、これらの方法では、加熱温度が高く、耐
食性を高めようとして通常の亜鉛めっきを用いると、め
っき層が蒸散し耐食性の良いものが得られにくいという
欠点を有していた。
しては、プレス成形後に軟窒化処理による方法がある。
例えば、特開平２−８０５３９号公報の如く窒化処理に
より強度が高まるようにＣｒ、Ａｌ、Ｖ等の窒化物形成
元素を鋼中に含有させる方法や、特開平３−１２２２５
５号公報の如く窒化処理の熱を利用して、Ｃｕを析出硬
化させ部材の硬さを高める方法などが開示されている。
しかしながら、これらの方法では、加熱温度が高く、耐
食性を高めようとして通常の亜鉛めっきを用いると、め
っき層が蒸散し耐食性の良いものが得られにくいという
欠点を有していた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な問題点を解決するべく、加工成形前は強度レベルが３
００Ｍｐａ級、４００Ｍｐａ級、５００Ｍｐａ級、６０
０Ｍｐａ級、あるいは７００Ｍｐａ級で比較的軟質の高
強度鋼でプレス成形等の加工成形がしやすく、プレス成
形等の成形加工後に強度上昇を目的とした比較的低温で
の短時間熱処理を行うことで、引張強さ又は硬さが上昇
し部材や部品の変形強度を高めるか、あるいは剛性を高
めることが可能な素鋼板としての合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を提供することを課題とするものである。
な問題点を解決するべく、加工成形前は強度レベルが３
００Ｍｐａ級、４００Ｍｐａ級、５００Ｍｐａ級、６０
０Ｍｐａ級、あるいは７００Ｍｐａ級で比較的軟質の高
強度鋼でプレス成形等の加工成形がしやすく、プレス成
形等の成形加工後に強度上昇を目的とした比較的低温で
の短時間熱処理を行うことで、引張強さ又は硬さが上昇
し部材や部品の変形強度を高めるか、あるいは剛性を高
めることが可能な素鋼板としての合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を提供することを課題とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、合金化溶
融亜鉛めっきを施した薄鋼板からなる各種成形材料や部
品の形状を成形する上での加工性、部材や部品を熱処理
することで硬化させる熱処理方法、および該鋼板からな
る部品としてのプレス成形体の変形強度特性など鋭意研
究を行った。その結果、鋼組成において適量のＣとＷ、
Ｃｒ、Ｍｏを複合添加することにより、更には鋼のミク
ロ組織を特定した合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすること
によって、耐食性を損なわずに成形後の２００〜４５０
℃の温度域での短時間熱処理で高い強度上昇（又は硬さ
上昇）が得られることを新たに発見した。
融亜鉛めっきを施した薄鋼板からなる各種成形材料や部
品の形状を成形する上での加工性、部材や部品を熱処理
することで硬化させる熱処理方法、および該鋼板からな
る部品としてのプレス成形体の変形強度特性など鋭意研
究を行った。その結果、鋼組成において適量のＣとＷ、
Ｃｒ、Ｍｏを複合添加することにより、更には鋼のミク
ロ組織を特定した合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすること
によって、耐食性を損なわずに成形後の２００〜４５０
℃の温度域での短時間熱処理で高い強度上昇（又は硬さ
上昇）が得られることを新たに発見した。
【００１０】本発明は、この発見に基づいて成し遂げた
もので、その発明の要旨は、 （１） 重量％にてＣ ：０．０１〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０
％、Ｐ ：０．００１〜０．１５％、Ｓ ：０．００１
〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ ：
０．０００２〜０．０１％、およびＷ、Ｃｒ、Ｍｏの１
種または２種以上を、合計量が０．０５〜３．０％含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
かつ該鋼のミクロ組織がフェライトからなることを特徴
とする成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜
鉛めっき鋼板。
もので、その発明の要旨は、 （１） 重量％にてＣ ：０．０１〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０
％、Ｐ ：０．００１〜０．１５％、Ｓ ：０．００１
〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ ：
０．０００２〜０．０１％、およびＷ、Ｃｒ、Ｍｏの１
種または２種以上を、合計量が０．０５〜３．０％含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
かつ該鋼のミクロ組織がフェライトからなることを特徴
とする成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜
鉛めっき鋼板。
【００１１】（２） 鋼組成として、更に重量％で、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１
％、Ｖ ：０．００５〜０．１％、の１種または２種以
上を含有せしめたことを特徴とする前記（１）に記載の
成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板。
ｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１
％、Ｖ ：０．００５〜０．１％、の１種または２種以
上を含有せしめたことを特徴とする前記（１）に記載の
成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板。
【００１２】（３） 重量％にてＣ ：０．０１〜０．
０８％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１
〜３．０％、Ｐ ：０．００１〜０．１５％、Ｓ ：
０．００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ ：０．０００２〜０．０１％、およびＷ、Ｃ
ｒ、Ｍｏの１種または２種以上を、合計量が０．０５〜
３．０％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼であり、かつ該鋼のミクロ組織がフェライト主体で
あることを特徴とする成形後強度上昇熱処理性能を有す
る合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
０８％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１
〜３．０％、Ｐ ：０．００１〜０．１５％、Ｓ ：
０．００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ ：０．０００２〜０．０１％、およびＷ、Ｃ
ｒ、Ｍｏの１種または２種以上を、合計量が０．０５〜
３．０％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼であり、かつ該鋼のミクロ組織がフェライト主体で
あることを特徴とする成形後強度上昇熱処理性能を有す
る合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】（４） 鋼組成として、更に重量％で、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．
１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、の１種または２
種以上を含有せしめたことを特徴とする前記（３）に記
載の成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。
ｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．
１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、の１種または２
種以上を含有せしめたことを特徴とする前記（３）に記
載の成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。
【００１４】（５） フェライトの組織分率が６０％以
上であることを特徴とする前記（３）または（４）に記
載の成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。
上であることを特徴とする前記（３）または（４）に記
載の成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。
【００１５】（６） ミクロ組織がフェライト主体で残
部がパーライト及び／又はベーナイトからなることを特
徴とする前記（３）または（４）または（５）に記載の
成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板。
部がパーライト及び／又はベーナイトからなることを特
徴とする前記（３）または（４）または（５）に記載の
成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板。
【００１６】
【発明の実施の形態】本研究者らは、部材や部品のプレ
ス成形性等の加工成形性を確保しつつ部材や部品に変形
強度特性を付与する方法として、鋼板、熱処理方法、成
形性（特にプレス成形性）について鋭意研究を行ったと
ころ、Ｃと親和性の弱い炭化物形成元素であるＣｒ、
Ｗ、Ｍｏを含有する鋼板を２％以上の歪みを与えるプレ
ス成形法で加工し２００〜４５０℃の熱処理を施せば、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板からなる成形体が耐食性を損
なわず著しく硬化することを見出した。また、さらに鋼
組成として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを複合添加することで硬化
量が増加することを見出した。
ス成形性等の加工成形性を確保しつつ部材や部品に変形
強度特性を付与する方法として、鋼板、熱処理方法、成
形性（特にプレス成形性）について鋭意研究を行ったと
ころ、Ｃと親和性の弱い炭化物形成元素であるＣｒ、
Ｗ、Ｍｏを含有する鋼板を２％以上の歪みを与えるプレ
ス成形法で加工し２００〜４５０℃の熱処理を施せば、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板からなる成形体が耐食性を損
なわず著しく硬化することを見出した。また、さらに鋼
組成として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを複合添加することで硬化
量が増加することを見出した。
【００１７】以下に本発明を詳細に説明する。
【００１８】まず、以下に鋼の成分を限定する理由につ
いて述べる。
いて述べる。
【００１９】Ｃは、鋼の加工性に影響を及ぼす元素であ
り、含有量が多くなると、加工性は劣化する。従って
０．０８％以下とする。また、０．０１％未満では、２
００℃〜４５０℃の熱処理時に炭化物として析出する量
が少なく、熱処理の際、強度を上昇させる効果が少ない
ので、０．０１％を下限とする。
り、含有量が多くなると、加工性は劣化する。従って
０．０８％以下とする。また、０．０１％未満では、２
００℃〜４５０℃の熱処理時に炭化物として析出する量
が少なく、熱処理の際、強度を上昇させる効果が少ない
ので、０．０１％を下限とする。
【００２０】Ｓｉは、０．００５％未満では、製造コス
トが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．００５
％を下限とし、１．０％を越えると加工性は劣化すると
ともに、亜鉛が付着しにくく亜鉛めっきの密着性を損な
うので、１．０％を上限とする。
トが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．００５
％を下限とし、１．０％を越えると加工性は劣化すると
ともに、亜鉛が付着しにくく亜鉛めっきの密着性を損な
うので、１．０％を上限とする。
【００２１】Ｍｎは、０．０１％未満では、製造コスト
が飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．０１％を
下限とし、３．００％を越えると加工性は劣化するの
で、３．０％を上限とする。
が飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．０１％を
下限とし、３．００％を越えると加工性は劣化するの
で、３．０％を上限とする。
【００２２】Ｐは、深絞り性を損なわずに強度を上げら
れる元素であり、強度レベルに応じて添加するが、０．
００１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経
済的でなくなるので、０．００１％を下限とし、０．１
５％を越えると二次加工脆性の問題が発生してくるの
で、０．１５％を上限とする。
れる元素であり、強度レベルに応じて添加するが、０．
００１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経
済的でなくなるので、０．００１％を下限とし、０．１
５％を越えると二次加工脆性の問題が発生してくるの
で、０．１５％を上限とする。
【００２３】Ｓは、本来、鋼中に存在することが無意味
な元素であるため少ない方が良いが、０．００１％未満
では製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるの
で、０．００１％を下限とし、０．０２％を超えると熱
間圧延時に赤熱脆性を起こし、表面で割れる、いわゆ
る、熱間脆性を起こすため、０．０２％を上限とする。
な元素であるため少ない方が良いが、０．００１％未満
では製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるの
で、０．００１％を下限とし、０．０２％を超えると熱
間圧延時に赤熱脆性を起こし、表面で割れる、いわゆ
る、熱間脆性を起こすため、０．０２％を上限とする。
【００２４】Ａｌは、通常、脱酸成分として添加し、ブ
ローホール等の欠陥が発生を防止するため、０．００１
％以上添加する必要がある。０．００１％未満では十分
脱酸できないため、０．００１％を下限とする。また、
０．１％を越えると脱酸の効果は飽和するので、０．１
％を上限とする。また、更にＴｉを添加して介在物を形
態制御して、プレス割れを少なくするには、Ａｌは０．
００１〜０．００５％が好ましい。
ローホール等の欠陥が発生を防止するため、０．００１
％以上添加する必要がある。０．００１％未満では十分
脱酸できないため、０．００１％を下限とする。また、
０．１％を越えると脱酸の効果は飽和するので、０．１
％を上限とする。また、更にＴｉを添加して介在物を形
態制御して、プレス割れを少なくするには、Ａｌは０．
００１〜０．００５％が好ましい。
【００２５】Ｎは、加工性を確保するためには少ない方
が良いが、０．０００２％未満では製造コストが飛躍的
に上がり経済的でなくなるので、０．０００２％を下限
とし、０．０１％を越えると加工性が劣化してくるの
で、０．０１％を上限とする。
が良いが、０．０００２％未満では製造コストが飛躍的
に上がり経済的でなくなるので、０．０００２％を下限
とし、０．０１％を越えると加工性が劣化してくるの
で、０．０１％を上限とする。
【００２６】加工成形後の所定の低温熱処理の際に、引
張強さを上昇させる効果を発揮するには、前記元素に加
えて必須元素として、更にＭｏ、Ｗ、Ｃｒの１種または
２種以上を、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの合計量が０．０５〜３．
０％鋼に含有せしめる。合計量が０．０５％未満では、
前記の熱処理を施しても、引張強さの上昇が十分に期待
できない。また、合計量が３．０％を超えるとＭｏ、
Ｗ、Ｃｒが鋼の強化元素であり、加工成形前の強度が高
くなりすぎ加工性を損ったり、前記の熱処理を施しても
引張強さを上昇させる効果が小さいか又は飽和してしま
うために、経済的に不都合となるためである。
張強さを上昇させる効果を発揮するには、前記元素に加
えて必須元素として、更にＭｏ、Ｗ、Ｃｒの１種または
２種以上を、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの合計量が０．０５〜３．
０％鋼に含有せしめる。合計量が０．０５％未満では、
前記の熱処理を施しても、引張強さの上昇が十分に期待
できない。また、合計量が３．０％を超えるとＭｏ、
Ｗ、Ｃｒが鋼の強化元素であり、加工成形前の強度が高
くなりすぎ加工性を損ったり、前記の熱処理を施しても
引張強さを上昇させる効果が小さいか又は飽和してしま
うために、経済的に不都合となるためである。
【００２７】Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏを含有する鋼板に２％以上
の歪みを付与するようなプレス成形等の加工成形を行
い、２００℃超〜４５０℃の熱処理を施すと、鋼板の引
張強さが上昇する。鋼へＣｒ、Ｗ、Ｍｏを所定量添加し
てこの熱処理を施した際の引張強さの上昇理由は明らか
ではないが、２％以上の歪みの付与によって、鋼板中の
フェライト部に相当量の転位が導入され、Ｃ、Ｃｒ、
Ｗ、Ｍｏの鋼中での拡散は低温でも飛躍的に高まり、ま
たさらに導入された転位を核として、転位上にＣｒ、
Ｗ、Ｍｏ炭化物の析出が生じるため、低温短時間で炭化
物が析出して部材や部品の引張強さが高まると本発明者
らは考えている。
の歪みを付与するようなプレス成形等の加工成形を行
い、２００℃超〜４５０℃の熱処理を施すと、鋼板の引
張強さが上昇する。鋼へＣｒ、Ｗ、Ｍｏを所定量添加し
てこの熱処理を施した際の引張強さの上昇理由は明らか
ではないが、２％以上の歪みの付与によって、鋼板中の
フェライト部に相当量の転位が導入され、Ｃ、Ｃｒ、
Ｗ、Ｍｏの鋼中での拡散は低温でも飛躍的に高まり、ま
たさらに導入された転位を核として、転位上にＣｒ、
Ｗ、Ｍｏ炭化物の析出が生じるため、低温短時間で炭化
物が析出して部材や部品の引張強さが高まると本発明者
らは考えている。
【００２８】更に後述のように、ミクロ組織がフェライ
トの場合、あるいはフェライト主体（特にフェライトの
組織分率が６０％以上）の場合、あるいはフェライト主
体で残部がパーライト及び又はベイナイトの場合、にこ
の効果は顕著である。
トの場合、あるいはフェライト主体（特にフェライトの
組織分率が６０％以上）の場合、あるいはフェライト主
体で残部がパーライト及び又はベイナイトの場合、にこ
の効果は顕著である。
【００２９】また、さらに加工成形後熱処理の際、引張
強さを上昇させるには、前記のＣｒ、Ｗ、Ｍｏに加え
て、選択元素としてＴｉ、Ｎｂ、Ｖを添加することが出
来る。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有した部材又は部品の引張強
さや硬さを上昇させる効果が高まる理由は明らかではな
いが、本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを添加すると、前
記のＣｒ、Ｗ、Ｍｏ添加による低温熱処理での作用と相
乗作用を発揮し、鋼板中で微細な炭化物を形成し、この
微細炭化物は、プレス時に付与する歪みに対して、転位
を効果的に増殖させ、歪み量を増やしたような効果が現
れるためと考ている。特に、Ｖを添加し、更にＴｉ、Ｎ
ｂの１種又は２種の添加が加工成形後熱処理を短縮でき
るので好ましい。
強さを上昇させるには、前記のＣｒ、Ｗ、Ｍｏに加え
て、選択元素としてＴｉ、Ｎｂ、Ｖを添加することが出
来る。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有した部材又は部品の引張強
さや硬さを上昇させる効果が高まる理由は明らかではな
いが、本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを添加すると、前
記のＣｒ、Ｗ、Ｍｏ添加による低温熱処理での作用と相
乗作用を発揮し、鋼板中で微細な炭化物を形成し、この
微細炭化物は、プレス時に付与する歪みに対して、転位
を効果的に増殖させ、歪み量を増やしたような効果が現
れるためと考ている。特に、Ｖを添加し、更にＴｉ、Ｎ
ｂの１種又は２種の添加が加工成形後熱処理を短縮でき
るので好ましい。
【００３０】Ｔｉは熱処理の際、強度を上昇させる効果
を高める元素であり、０．００５％未満では、その効果
が小さいので、０．００５％を下限としする。また、Ｔ
ｉは鋼の強度を高める元素であり、０．１％を超えると
加工性が劣化するので、０．１％を上限とする。
を高める元素であり、０．００５％未満では、その効果
が小さいので、０．００５％を下限としする。また、Ｔ
ｉは鋼の強度を高める元素であり、０．１％を超えると
加工性が劣化するので、０．１％を上限とする。
【００３１】Ｎｂは熱処理の際、強度を上昇させる効果
を高める元素であり、０．００５％未満では、その効果
が小さいので、０．００５％を下限としする。また、Ｎ
ｂは鋼の強度を高める元素であり、０．１％を超えると
加工性が劣化するので、０．１％を上限とする。
を高める元素であり、０．００５％未満では、その効果
が小さいので、０．００５％を下限としする。また、Ｎ
ｂは鋼の強度を高める元素であり、０．１％を超えると
加工性が劣化するので、０．１％を上限とする。
【００３２】Ｖは熱処理の際、強度を上昇させる効果を
高める元素であり、０．００５％未満では、その効果が
小さいので、０．００５％を下限としする。また、Ｖは
鋼の強度を高める元素であり、０．１％を超えると加工
性が劣化するので、０．１％を上限とする。
高める元素であり、０．００５％未満では、その効果が
小さいので、０．００５％を下限としする。また、Ｖは
鋼の強度を高める元素であり、０．１％を超えると加工
性が劣化するので、０．１％を上限とする。
【００３３】以上のように成分を調整するが、成形後熱
処理の際、強度を上昇させる効果を高めるためには、鋼
板中のＣ量を熱処理温度で、固溶状態にしておく事が望
ましいので、炭化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、ＶをＴ
ｉ量で｛（４８／１２）×Ｃ［％］＋（４８／１４）×
Ｎ［％］｝以下、もしくはＮｂ量を｛（９３／１２）×
Ｃ［％］＋（９３／１４）×Ｎ［％］｝以下、もしくは
Ｖ量を｛（５１×４／１２／３）×Ｃ［％］＋（５１／
１４）×Ｎ［％］｝以下、もしくはＴｉ、Ｎｂ、Ｖを複
合添加する場合では、｛Ｔｉ［％］×１２／４８＋Ｎｂ
［％］×１２／９３＋Ｖ［％］×１２×３／５１／４｝
＜Ｃ［％］＋Ｎ［％］×１２／１４を満足するように添
加することが望ましい。
処理の際、強度を上昇させる効果を高めるためには、鋼
板中のＣ量を熱処理温度で、固溶状態にしておく事が望
ましいので、炭化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、ＶをＴ
ｉ量で｛（４８／１２）×Ｃ［％］＋（４８／１４）×
Ｎ［％］｝以下、もしくはＮｂ量を｛（９３／１２）×
Ｃ［％］＋（９３／１４）×Ｎ［％］｝以下、もしくは
Ｖ量を｛（５１×４／１２／３）×Ｃ［％］＋（５１／
１４）×Ｎ［％］｝以下、もしくはＴｉ、Ｎｂ、Ｖを複
合添加する場合では、｛Ｔｉ［％］×１２／４８＋Ｎｂ
［％］×１２／９３＋Ｖ［％］×１２×３／５１／４｝
＜Ｃ［％］＋Ｎ［％］×１２／１４を満足するように添
加することが望ましい。
【００３４】次いで鋼のミクロ組織を限定した理由につ
いてのべる。
いてのべる。
【００３５】鋼のミクロ組織は、フェライトからなるか
又はフェライト主体（鋼のミクロ組織のフェライトの組
織分率を６０％以上）とする。フェライトは軟質で加工
性に優れる上に、加工を加えたときに結晶粒内に多くの
転位を蓄積することができる。また、歪みを加えたとき
に転位が均一に入り、鋼板全体の強度を均一に高めるこ
とができる。したがって、鋼のミクロ組織をフェライト
からなるか又はフェライト主体とする。またさらに、フ
ェライト主体とする組織のフェライトでない残部の組織
をパーライト及び又はベイナイトとするとフェライトと
残部組織の界面に応力集中が高まり、効果的にフェライ
トに転位を付与することができる。そのうえ、パーライ
ト及び又はベイナイト組織はマルテンサイト組織ほど硬
質でないので、パーライト及び又はベイナイト組織自身
も変形し、鋼板全体として転位量が増加するので熱処理
の際鋼の強度が効果的に上昇する。
又はフェライト主体（鋼のミクロ組織のフェライトの組
織分率を６０％以上）とする。フェライトは軟質で加工
性に優れる上に、加工を加えたときに結晶粒内に多くの
転位を蓄積することができる。また、歪みを加えたとき
に転位が均一に入り、鋼板全体の強度を均一に高めるこ
とができる。したがって、鋼のミクロ組織をフェライト
からなるか又はフェライト主体とする。またさらに、フ
ェライト主体とする組織のフェライトでない残部の組織
をパーライト及び又はベイナイトとするとフェライトと
残部組織の界面に応力集中が高まり、効果的にフェライ
トに転位を付与することができる。そのうえ、パーライ
ト及び又はベイナイト組織はマルテンサイト組織ほど硬
質でないので、パーライト及び又はベイナイト組織自身
も変形し、鋼板全体として転位量が増加するので熱処理
の際鋼の強度が効果的に上昇する。
【００３６】本発明の成形後強度上昇熱処理とは、塑性
相当ひずみで２％以上のひずみが加わる成形加工を施し
た後、２００〜４５０℃（更に好ましくは２２０〜３７
０℃）の温度範囲での１分〜３０分間の短時間保持（冷
間成形後の加熱または温間成形後の温度保持など）にお
いて、加工前後の引張強さを比較した引張強さΔＴＳ
（＝加工熱処理後ＴＳ−加工前ＴＳ）で６０ＭＰａ以上
（更に好ましくはΔＴＳで９０Ｍｐ以上）強度向上可能
な、またはビッカース硬さΔＨｖ（＝加工熱処理後Ｈｖ
−加工前Ｈｖ）で１８以上（更に好ましくはΔＨｖで２
７以上）熱処理後に上昇可能な熱処理を示す。但し、こ
の熱処理は窒化処理等のように成形体に外部から硬化元
素（例えば窒素等）を積極的に成形体内へ侵入せしめる
必要がない。 本発明の加工成形後強度（引張強さ）上
昇熱処理素材としての、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板としては、熱延鋼板でも、冷延鋼板でもかまわず、板
厚も限定されるものではないが、０．４〜６ｍｍで特に
有効である。
相当ひずみで２％以上のひずみが加わる成形加工を施し
た後、２００〜４５０℃（更に好ましくは２２０〜３７
０℃）の温度範囲での１分〜３０分間の短時間保持（冷
間成形後の加熱または温間成形後の温度保持など）にお
いて、加工前後の引張強さを比較した引張強さΔＴＳ
（＝加工熱処理後ＴＳ−加工前ＴＳ）で６０ＭＰａ以上
（更に好ましくはΔＴＳで９０Ｍｐ以上）強度向上可能
な、またはビッカース硬さΔＨｖ（＝加工熱処理後Ｈｖ
−加工前Ｈｖ）で１８以上（更に好ましくはΔＨｖで２
７以上）熱処理後に上昇可能な熱処理を示す。但し、こ
の熱処理は窒化処理等のように成形体に外部から硬化元
素（例えば窒素等）を積極的に成形体内へ侵入せしめる
必要がない。 本発明の加工成形後強度（引張強さ）上
昇熱処理素材としての、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板としては、熱延鋼板でも、冷延鋼板でもかまわず、板
厚も限定されるものではないが、０．４〜６ｍｍで特に
有効である。
【００３７】本発明鋼の製造に際しては、上記成分に調
整された溶鋼を連続鋳造法にて鋳片又は鋼片となすか造
塊法にて鋼片となし、高温のまま加熱することなく又は
加熱後に熱間圧延を施す。熱間圧延後、脱スケール処理
を施して、そのまま溶融亜鉛めっきを行いその後に加熱
合金化処理を施して高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と
なす。熱間圧延や巻取り条件に関しては特段の制限はな
く、常法に従い実施する。
整された溶鋼を連続鋳造法にて鋳片又は鋼片となすか造
塊法にて鋼片となし、高温のまま加熱することなく又は
加熱後に熱間圧延を施す。熱間圧延後、脱スケール処理
を施して、そのまま溶融亜鉛めっきを行いその後に加熱
合金化処理を施して高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と
なす。熱間圧延や巻取り条件に関しては特段の制限はな
く、常法に従い実施する。
【００３８】あるいは、熱間圧延後、脱スケール処理を
施し、冷間圧延して冷延鋼板とする。その後、焼鈍・溶
融亜鉛めっきを行い、その後に加熱合金化処理を施し高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。この際の焼鈍温
度は、通常の温度であれば十分である。また、加熱合金
化処理の加熱方式は特に限定されるものではなく、燃焼
ガスによる直接加熱や、誘導加熱、直接通電加熱等、を
適宜選択出来る。
施し、冷間圧延して冷延鋼板とする。その後、焼鈍・溶
融亜鉛めっきを行い、その後に加熱合金化処理を施し高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。この際の焼鈍温
度は、通常の温度であれば十分である。また、加熱合金
化処理の加熱方式は特に限定されるものではなく、燃焼
ガスによる直接加熱や、誘導加熱、直接通電加熱等、を
適宜選択出来る。
【００３９】合金化溶融亜鉛めっき鋼板となした後、加
工性の向上や、加工後の外観のために調質圧延を施した
鋼板（ダル仕上げ鋼板、ブライト仕上げ鋼板、表面に特
定形状のパターンを転写された鋼板等）、表面に防錆
油、潤滑油などの油膜層を有する鋼板など、通常に薄鋼
板として用いられる表面の処理を施したいずれの鋼板に
おいても、本発明の成分範囲の鋼板であれば本発明の効
果を十分に享受することができる。
工性の向上や、加工後の外観のために調質圧延を施した
鋼板（ダル仕上げ鋼板、ブライト仕上げ鋼板、表面に特
定形状のパターンを転写された鋼板等）、表面に防錆
油、潤滑油などの油膜層を有する鋼板など、通常に薄鋼
板として用いられる表面の処理を施したいずれの鋼板に
おいても、本発明の成分範囲の鋼板であれば本発明の効
果を十分に享受することができる。
【００４０】ついで、上記化学成分の鋼板を用いて加工
成形、例えば絞り加工などのプレス加工を行う。プレス
加工を施すにあたっては、鋼板に適当な量の転位を与え
るために、強度（引張強さ）や硬度が必要とされる部位
に、２％以上の塑性相当ひずみが加えられる成形を施
す。歪み量が少な過ぎる場合には、成形後熱処理を施し
ても本願発明の強度上昇の効果が十分に発揮できないこ
とがあるので、プレス時に加える歪み量は好ましくは２
％以上、更に好ましくは５％以上である。また、プレス
成形法は、２％以上の歪みを付与する方法であれば、特
に規定するものではなく、絞り加工、張り出し加工、曲
げ加工、しごき加工、打ち抜き加工等を加えても何等差
し支えない。図２にプレス成形時の歪み量とプレス成形
および成形後熱処理後の引張強さの上昇量（ΔＴＳ）と
の関係を示す。２％以上、好ましくは５％以上の歪み
で、引張強さの上昇量が著しいことが分かる。
成形、例えば絞り加工などのプレス加工を行う。プレス
加工を施すにあたっては、鋼板に適当な量の転位を与え
るために、強度（引張強さ）や硬度が必要とされる部位
に、２％以上の塑性相当ひずみが加えられる成形を施
す。歪み量が少な過ぎる場合には、成形後熱処理を施し
ても本願発明の強度上昇の効果が十分に発揮できないこ
とがあるので、プレス時に加える歪み量は好ましくは２
％以上、更に好ましくは５％以上である。また、プレス
成形法は、２％以上の歪みを付与する方法であれば、特
に規定するものではなく、絞り加工、張り出し加工、曲
げ加工、しごき加工、打ち抜き加工等を加えても何等差
し支えない。図２にプレス成形時の歪み量とプレス成形
および成形後熱処理後の引張強さの上昇量（ΔＴＳ）と
の関係を示す。２％以上、好ましくは５％以上の歪み
で、引張強さの上昇量が著しいことが分かる。
【００４１】プレス成形後、低温での熱処理を施す。こ
の際、熱処理温度が２００℃未満では、本願発明の効果
が発現できないので２００℃を下限とする。４５０℃を
越えると亜鉛めっき層の鉄・亜鉛合金化反応が進行し
て、めっき層中の鉄濃度が異常に高まりあるいは所望の
合金相分布が得られ難くくなり、できあがった部材や部
品の耐食性を損ねることになるので、４５０℃以下とす
る。２００〜４５０℃の温度に加熱する熱処理方法とし
ては、特に規定するものではなく、部分高周波加熱、通
電加熱、温浴熱処理、赤外線加熱、熱風加熱など、少な
くとも歪み付与部を２００〜４５０℃の温度に加熱する
方法であれば、いずれでもかまわない。図３に熱処理温
度と熱処理後の引張り強さの上昇量（ΔＴＳ）の関係を
示すが、成形後ΔＴＳが更に剛性上好ましい９０ＭＰａ
以上となる成形後熱処理の温度範囲としては、好ましく
は温度が２２０〜３７０℃の範囲である。
の際、熱処理温度が２００℃未満では、本願発明の効果
が発現できないので２００℃を下限とする。４５０℃を
越えると亜鉛めっき層の鉄・亜鉛合金化反応が進行し
て、めっき層中の鉄濃度が異常に高まりあるいは所望の
合金相分布が得られ難くくなり、できあがった部材や部
品の耐食性を損ねることになるので、４５０℃以下とす
る。２００〜４５０℃の温度に加熱する熱処理方法とし
ては、特に規定するものではなく、部分高周波加熱、通
電加熱、温浴熱処理、赤外線加熱、熱風加熱など、少な
くとも歪み付与部を２００〜４５０℃の温度に加熱する
方法であれば、いずれでもかまわない。図３に熱処理温
度と熱処理後の引張り強さの上昇量（ΔＴＳ）の関係を
示すが、成形後ΔＴＳが更に剛性上好ましい９０ＭＰａ
以上となる成形後熱処理の温度範囲としては、好ましく
は温度が２２０〜３７０℃の範囲である。
【００４２】
【実施例】以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に
説明する。表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連
続鋳造でスラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃
まで加熱し、８８０℃の仕上げ温度で、熱間圧延を行
い、５５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延鋼板と
した。
説明する。表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連
続鋳造でスラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃
まで加熱し、８８０℃の仕上げ温度で、熱間圧延を行
い、５５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延鋼板と
した。
【００４３】また、熱延鋼板の一部は更に、８０％の圧
下率で冷間圧延を行った後、８３０℃×６０秒の再結晶
焼鈍を行い、冷延鋼板となした。
下率で冷間圧延を行った後、８３０℃×６０秒の再結晶
焼鈍を行い、冷延鋼板となした。
【００４４】得られた熱延鋼板、冷延鋼板をＪＩＳ５号
引張試験片に加工し、機械的特性値（熱処理なし）の評
価を行った。
引張試験片に加工し、機械的特性値（熱処理なし）の評
価を行った。
【００４５】また、別途、該鋼板をプレスにて成形し、
図４に示されるハット型のプレス成形品となした。この
とき、しわ押さえ圧を調整し、たて壁部Ａに平均で５
％、平坦部Ｂに２％の塑性相当ひずみを加えた。該部品
を雰囲気が２５０℃に保たれた炉に１０分間入れ、その
後空冷し、熱を加えた。該部品のたて壁部Ａと平坦部Ｂ
から引張試験片を切り出し、引張強さを測定した。プレ
ス加工後の引張試験では、真の応力−歪み関係を測定し
ていることになるので、公称応力での上昇代を見るため
に、プレス加工前の板厚を試験片板厚とし換算して、公
称応力とした。
図４に示されるハット型のプレス成形品となした。この
とき、しわ押さえ圧を調整し、たて壁部Ａに平均で５
％、平坦部Ｂに２％の塑性相当ひずみを加えた。該部品
を雰囲気が２５０℃に保たれた炉に１０分間入れ、その
後空冷し、熱を加えた。該部品のたて壁部Ａと平坦部Ｂ
から引張試験片を切り出し、引張強さを測定した。プレ
ス加工後の引張試験では、真の応力−歪み関係を測定し
ていることになるので、公称応力での上昇代を見るため
に、プレス加工前の板厚を試験片板厚とし換算して、公
称応力とした。
【００４６】以上の結果を表１に併記する。
【００４７】表１から明らかなように、本発明鋼板は、
熱処理硬化性に優れていることが分かる。
熱処理硬化性に優れていることが分かる。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【発明の効果】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、
加工成形前は強度レベルが３００Ｍｐａ級、４００Ｍｐ
ａ級、５００Ｍｐａ級、６００Ｍｐａ級、あるいは７０
０Ｍｐａ級で比較的軟質の高強度鋼でプレス成形等の加
工成形がしやすく、そして、プレス成形等の成形加工後
には比較的低温での短時間熱処理を行うことで、引張強
さ又は硬さが上昇し部材や部品の変形強度を高めるか、
あるいは剛性を高めることが可能な素鋼板であるため、
建設部材、機械構造用部品、自動車の構造用部品など、
構造上の強度、特に変形時の強度及び又は剛性が必要と
される箇所に適用される。
加工成形前は強度レベルが３００Ｍｐａ級、４００Ｍｐ
ａ級、５００Ｍｐａ級、６００Ｍｐａ級、あるいは７０
０Ｍｐａ級で比較的軟質の高強度鋼でプレス成形等の加
工成形がしやすく、そして、プレス成形等の成形加工後
には比較的低温での短時間熱処理を行うことで、引張強
さ又は硬さが上昇し部材や部品の変形強度を高めるか、
あるいは剛性を高めることが可能な素鋼板であるため、
建設部材、機械構造用部品、自動車の構造用部品など、
構造上の強度、特に変形時の強度及び又は剛性が必要と
される箇所に適用される。
【図１】本発明鋼板と従来鋼板の応力―歪み曲線を説明
する模式図である。
する模式図である。
【図２】本発明鋼板にプレス成形で付与する歪み量と成
形後熱処理での引張強さ上昇量の関係を示す図である。
形後熱処理での引張強さ上昇量の関係を示す図である。
【図３】成形後熱処理温度と熱処理後の引張強さ上昇量
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図４】ハット型のプレス成形品の形状を示す模式図で
ある。
ある。
Ａ 壁部 Ｂ 平坦部
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％にてＣ ：０．０１〜０．０８
％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜
３．０％、Ｐ ：０．００１〜０．１５％、Ｓ ：０．
００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ
：０．０００２〜０．０１％、およびＷ、Ｃｒ、Ｍｏ
の１種または２種以上を、合計量が０．０５〜３．０％
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であ
り、かつ該鋼のミクロ組織がフェライトからなることを
特徴とする成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶
融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 鋼組成として、更に重量％で、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．００５〜０．１％、の１種または２種以上を
含有せしめたことを特徴とする請求項１に記載の成形後
強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。 - 【請求項３】重量％にてＣ ：０．０１〜０．０８％、
Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０
％、Ｐ ：０．００１〜０．１５％、Ｓ ：０．００１
〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ ：
０．０００２〜０．０１％、およびＷ、Ｃｒ、Ｍｏの１
種または２種以上を、合計量が０．０５〜３．０％含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
かつ該鋼のミクロ組織がフェライト主体であることを特
徴とする成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融
亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項４】 鋼組成として、更に重量％で、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．００５〜０．１％、の１種または２種以上を
含有せしめたことを特徴とする請求項３に記載の成形後
強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。 - 【請求項５】フェライトの組織分率が６０％以上である
ことを特徴とする請求項３または請求項４に記載の成形
後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。 - 【請求項６】ミクロ組織がフェライト主体で残部がパー
ライト及び／又はベーナイトからなることを特徴とする
請求項３または請求項４または請求項５に記載の成形後
強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13163497A JP3822711B2 (ja) | 1997-05-07 | 1997-05-07 | 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13163497A JP3822711B2 (ja) | 1997-05-07 | 1997-05-07 | 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10310847A true JPH10310847A (ja) | 1998-11-24 |
| JP3822711B2 JP3822711B2 (ja) | 2006-09-20 |
Family
ID=15062646
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13163497A Expired - Fee Related JP3822711B2 (ja) | 1997-05-07 | 1997-05-07 | 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3822711B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003013177A (ja) * | 2001-07-03 | 2003-01-15 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP2740813A4 (en) * | 2011-08-05 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | FIREPLATED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| PL2907886T3 (pl) | 2013-02-26 | 2019-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco o dużej wytrzymałości mająca maksymalną wytrzymałość na rozciąganie wynoszącą 980 MPa lub więcej oraz mająca doskonałą utwardzalność przy wypalaniu i wiązkość w niskiej temperaturze |
-
1997
- 1997-05-07 JP JP13163497A patent/JP3822711B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003013177A (ja) * | 2001-07-03 | 2003-01-15 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP2740813A4 (en) * | 2011-08-05 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | FIREPLATED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US10337094B2 (en) | 2011-08-05 | 2019-07-02 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3822711B2 (ja) | 2006-09-20 |
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