JPS5974232A - 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 - Google Patents
極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法Info
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- JPS5974232A JPS5974232A JP18411082A JP18411082A JPS5974232A JP S5974232 A JPS5974232 A JP S5974232A JP 18411082 A JP18411082 A JP 18411082A JP 18411082 A JP18411082 A JP 18411082A JP S5974232 A JPS5974232 A JP S5974232A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は極めて優れた二次加工性を有する超深絞シ用暁
例硬化性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するもので
ある。本発明の主旨はＣ：０−００５チ以下、Ｓ ｉ
： ０・８％以下、Ｍｎ：１−０％以下。
例硬化性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するもので
ある。本発明の主旨はＣ：０−００５チ以下、Ｓ ｉ
： ０・８％以下、Ｍｎ：１−０％以下。
Ｐ ： ０．１係以下、Ａｔ：０・Ｏ１〜０・１チ、Ｎ
：０・００５％以下、及び他の不可避的不純物から成１
） 、Ｂ、Ｔｒ、Ｎｂを複合添加することを必須条件と
し、Ｂは５ ｐｐｍ以上３０ ｐｐｍ以下の範囲内で４
８ ４８ （例、Ｔ１（％）＜［−Ｈｏ（％）＋１１Ｎ（係）〕、
０・９０３係≦Ｔ’ｉ（＠＜０・０２５％の３条件を満
たす範囲内で含有し、Ｎｂ１ｔ、旦［０（＠−０，００
３チ〕≦Ｎｂ２ （％）≦且（０（＠＋ ｏ、ｏ Ｏ１％〕かつ０．００
３％≦２ Ｎｂ（％ｌ＜ ０．（１２５％を満たす範囲内で含有し
、さらにＮｂ（＠＋Ｔｉ（％Ｊ＜ ０．０４％を満たす
成分の鍔を熱間圧延後６５０℃以上８００℃以下の巻取
温度で巻き取り、次いで冷間圧延を行ない、連続式溶融
亜鉛めっきラインにて、再結晶温度以上ＡＣ。
：０・００５％以下、及び他の不可避的不純物から成１
） 、Ｂ、Ｔｒ、Ｎｂを複合添加することを必須条件と
し、Ｂは５ ｐｐｍ以上３０ ｐｐｍ以下の範囲内で４
８ ４８ （例、Ｔ１（％）＜［−Ｈｏ（％）＋１１Ｎ（係）〕、
０・９０３係≦Ｔ’ｉ（＠＜０・０２５％の３条件を満
たす範囲内で含有し、Ｎｂ１ｔ、旦［０（＠−０，００
３チ〕≦Ｎｂ２ （％）≦且（０（＠＋ ｏ、ｏ Ｏ１％〕かつ０．００
３％≦２ Ｎｂ（％ｌ＜ ０．（１２５％を満たす範囲内で含有し
、さらにＮｂ（＠＋Ｔｉ（％Ｊ＜ ０．０４％を満たす
成分の鍔を熱間圧延後６５０℃以上８００℃以下の巻取
温度で巻き取り、次いで冷間圧延を行ない、連続式溶融
亜鉛めっきラインにて、再結晶温度以上ＡＣ。
変態点以下の温度で再結晶せしめた後、７００℃から５
００℃までのｍ度域を５０℃／ｓｅｅ以下の冷却速度で
冷却し、次に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする極
めて優れた二次加工性を有する超深絞シ用焼付硬化性溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
００℃までのｍ度域を５０℃／ｓｅｅ以下の冷却速度で
冷却し、次に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする極
めて優れた二次加工性を有する超深絞シ用焼付硬化性溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
近年、自動車産業界では車体軽量化による燃費向上と安
全性の追求から高強度鋼板に対する９望が高まりつつあ
る。−１自動車の販売性は車体のスタイリングで大きく
左右される風潮が強く、従来以上に鋼板のプレス成形性
、特に深絞シ性、張り出し性が重碧視されてきた。かか
る背景から、プレス成形時には低い降伏強度で良好な成
形性を有し、塗装焼付後に降伏強度、引張強度の上昇す
る特性即ち焼付硬化性を付与した鋼板に対する要求が高
まっている。本願発明はかかる要求を満足する超深絞シ
用焼付硬化性鋼板の興造方法に関するものである。従来
、連続焼鈍用の深絞、！７ｍ板として、炭窒化物形成元
素を添加した極低炭素鋼が開発されているが、かかる鋼
板は苛酷な深絞り加工後に二次加工を受けると脆性的に
破壊する傾向を有していた。また合金元素の添加によシ
、塗装性を向上させるためのリン酸塩結晶皮膜の晶出性
（以下化成処理性と称す）が劣るといった欠点も顕在化
している。本発明袖これらの二次加工性、化成処理性等
においても同時に、優れた性能を発揮する鋼板を提供す
るものである。
全性の追求から高強度鋼板に対する９望が高まりつつあ
る。−１自動車の販売性は車体のスタイリングで大きく
左右される風潮が強く、従来以上に鋼板のプレス成形性
、特に深絞シ性、張り出し性が重碧視されてきた。かか
る背景から、プレス成形時には低い降伏強度で良好な成
形性を有し、塗装焼付後に降伏強度、引張強度の上昇す
る特性即ち焼付硬化性を付与した鋼板に対する要求が高
まっている。本願発明はかかる要求を満足する超深絞シ
用焼付硬化性鋼板の興造方法に関するものである。従来
、連続焼鈍用の深絞、！７ｍ板として、炭窒化物形成元
素を添加した極低炭素鋼が開発されているが、かかる鋼
板は苛酷な深絞り加工後に二次加工を受けると脆性的に
破壊する傾向を有していた。また合金元素の添加によシ
、塗装性を向上させるためのリン酸塩結晶皮膜の晶出性
（以下化成処理性と称す）が劣るといった欠点も顕在化
している。本発明袖これらの二次加工性、化成処理性等
においても同時に、優れた性能を発揮する鋼板を提供す
るものである。
本発明鋼の基本原理を以下に述べる。本発明鋼は鋼板中
に存在する固溶Ｂと固溶Ｃの共存によυＢおよびＣによ
る歪時効現象を利用して高い焼付硬化性（以下Ｂ Ｈ性
（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎａｌｉｌｉｔｙ）と称す）を
付与すること及び、固溶Ｂ１固溶ＣΩ粒界濃化によシ粒
界強度を著しく高め、優れた二次加工性を付与すること
を発明の根本思想とする。さらに鋼中に添加し九Ｂを固
溶Ｂとして上記効果を発揮せしめるために、Ｔｉを複合
添加することＫよシ、鋼中のＮをＴｉＮとして析出固定
する。従って添加Ｂ景は微量で有効であり、Ｂ添加によ
る深絞り性劣化を抑制できる効果を生むものである。
に存在する固溶Ｂと固溶Ｃの共存によυＢおよびＣによ
る歪時効現象を利用して高い焼付硬化性（以下Ｂ Ｈ性
（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎａｌｉｌｉｔｙ）と称す）を
付与すること及び、固溶Ｂ１固溶ＣΩ粒界濃化によシ粒
界強度を著しく高め、優れた二次加工性を付与すること
を発明の根本思想とする。さらに鋼中に添加し九Ｂを固
溶Ｂとして上記効果を発揮せしめるために、Ｔｉを複合
添加することＫよシ、鋼中のＮをＴｉＮとして析出固定
する。従って添加Ｂ景は微量で有効であり、Ｂ添加によ
る深絞り性劣化を抑制できる効果を生むものである。
また、Ｃによる常温時効性を抑制するために、Ｎｂを複
合添加することにより、鋼中のＣをＮｂｃとして析出固
定し、固溶Ｃを実質的に非時効となる如く低減すること
を特徴とするものである。
合添加することにより、鋼中のＣをＮｂｃとして析出固
定し、固溶Ｃを実質的に非時効となる如く低減すること
を特徴とするものである。
Ｂは鋼中で固溶原子として存在する場合、０゜Ｎと同様
に侵入型位置を占めることがあるのは内部摩擦による測
定結果から確認されている。固溶原子が侵入型位置を占
めるか置換型位置を占めるかは母金属との原子半径の比
によって決定されるがＢは原子半径の点からも侵入型位
置をとることが推定される。しかしながら、ＢはＣ１Ｎ
等の侵入型元素と比較すると原子半径がわずかに大きい
ために、拡散１．・係数は０．Ｎと比較し若干小さい。
に侵入型位置を占めることがあるのは内部摩擦による測
定結果から確認されている。固溶原子が侵入型位置を占
めるか置換型位置を占めるかは母金属との原子半径の比
によって決定されるがＢは原子半径の点からも侵入型位
置をとることが推定される。しかしながら、ＢはＣ１Ｎ
等の侵入型元素と比較すると原子半径がわずかに大きい
ために、拡散１．・係数は０．Ｎと比較し若干小さい。
詳細に調べてみると、本願発明鋼の極低炭素鋼ではＢの
添加は常温時効性に影響を及ばずことなく、焼付硬化性
だけを高める効果を付与することが明らかになった。固
溶Ｂによシ常潟時効性に影響せず、＃ｆ＝ｊ硬化性だけ
を上昇させる効果は、Ｂの拡散の％徴である。即ち上記
の如く、Ｂの原子半径はＯ，Ｎより大きく拡散の活性化
エネルギーが大きく拡散係数はＯ、Ｎ、！：ｊり小さい
。従って固溶０１固溶Ｎを利用してＢＨ性を付与すれば
、常温においても拡散係数が太きいためＫ、常温での歪
時効現象を誘発し非時効性を阻害する（時効処理によっ
て降伏点伸びが出現する）が、本発明鋼は主として固溶
Ｂによる歪時効現象によ、９ Ｂ Ｈ性を付与するため
、常温のような低い温度では拡散は十分に起こらず、時
効性には影響を及を丁すことなく、塗装焼付処理を行な
う１７０℃程度の温度に々ると拡散が活性化され、歪時
効現象を起こし、焼付硬化性だけを高める。しかしＢだ
りではＢＩ（性への寄力は小さく、固溶Ｃと共存した場
合に高いＢＨ性を示すことから、上記の拡散の特徴を有
する固溶Ｂを固溶Ｃと共存させることが本発明の基本思
想である。以上述べたＢの効果はあくまでも固溶状態で
存在するＢに依るものである。Ｂは窒化物形成傾向が比
較的強いため、通常のアルミキルド鋼にＢを添加すると
ＢはＢＮとして析出し、固溶原子として存在させるには
、窒素との当量以上添加しなければならない。仁の場合
には、 ＢＮ形成による延性、深絞シ性の劣化は避け
られず、目標材質は得られない。本発明鋼では、添加し
たＢを固溶Ｂとして存在させるために、’［’ｉを複合
添加することにより、ＮをＴＩＮとして析出固定して微
量Ｂの添加でも固溶Ｂとして析出させることを意図した
ものである。またＴｉＮは極めて高温から安定な析出物
であり、熱延加熱炉中ですでに析出しており、以後の熱
間圧延、冷間圧延、溶融亜鉛めっきの各工程で何ら変化
するものではなく、従って、かかる製造工程の影響で材
質が何ら影響を受けるものではない。この場合、更に有
利な点は、 Ｎｈ（Ｔｔ、Ａ′Ｌ）Ｎとして高温から
安定析出し、微量Ｔ＋の複合添加にょル、実質上非時効
をＴＩＮとして析出させた効果を有することが実験の結
果確められた。
添加は常温時効性に影響を及ばずことなく、焼付硬化性
だけを高める効果を付与することが明らかになった。固
溶Ｂによシ常潟時効性に影響せず、＃ｆ＝ｊ硬化性だけ
を上昇させる効果は、Ｂの拡散の％徴である。即ち上記
の如く、Ｂの原子半径はＯ，Ｎより大きく拡散の活性化
エネルギーが大きく拡散係数はＯ、Ｎ、！：ｊり小さい
。従って固溶０１固溶Ｎを利用してＢＨ性を付与すれば
、常温においても拡散係数が太きいためＫ、常温での歪
時効現象を誘発し非時効性を阻害する（時効処理によっ
て降伏点伸びが出現する）が、本発明鋼は主として固溶
Ｂによる歪時効現象によ、９ Ｂ Ｈ性を付与するため
、常温のような低い温度では拡散は十分に起こらず、時
効性には影響を及を丁すことなく、塗装焼付処理を行な
う１７０℃程度の温度に々ると拡散が活性化され、歪時
効現象を起こし、焼付硬化性だけを高める。しかしＢだ
りではＢＩ（性への寄力は小さく、固溶Ｃと共存した場
合に高いＢＨ性を示すことから、上記の拡散の特徴を有
する固溶Ｂを固溶Ｃと共存させることが本発明の基本思
想である。以上述べたＢの効果はあくまでも固溶状態で
存在するＢに依るものである。Ｂは窒化物形成傾向が比
較的強いため、通常のアルミキルド鋼にＢを添加すると
ＢはＢＮとして析出し、固溶原子として存在させるには
、窒素との当量以上添加しなければならない。仁の場合
には、 ＢＮ形成による延性、深絞シ性の劣化は避け
られず、目標材質は得られない。本発明鋼では、添加し
たＢを固溶Ｂとして存在させるために、’［’ｉを複合
添加することにより、ＮをＴＩＮとして析出固定して微
量Ｂの添加でも固溶Ｂとして析出させることを意図した
ものである。またＴｉＮは極めて高温から安定な析出物
であり、熱延加熱炉中ですでに析出しており、以後の熱
間圧延、冷間圧延、溶融亜鉛めっきの各工程で何ら変化
するものではなく、従って、かかる製造工程の影響で材
質が何ら影響を受けるものではない。この場合、更に有
利な点は、 Ｎｈ（Ｔｔ、Ａ′Ｌ）Ｎとして高温から
安定析出し、微量Ｔ＋の複合添加にょル、実質上非時効
をＴＩＮとして析出させた効果を有することが実験の結
果確められた。
次にＮｂの複合添加について述べる。本発明鋼Ｆ！、、
固溶Ｂと固溶Ｏの共存効果にょシ、実質上非時効（時効
処理により降伏点坤びが出現しない）を維持しつつ、Ｂ
Ｈ性を付与し、更に極めて優れた二次加工性を付与する
ことを根本思想とするが、併せて超深絞シ用鋼板という
目標材質を達成するため、極低炭素鋼により製造する。
固溶Ｂと固溶Ｏの共存効果にょシ、実質上非時効（時効
処理により降伏点坤びが出現しない）を維持しつつ、Ｂ
Ｈ性を付与し、更に極めて優れた二次加工性を付与する
ことを根本思想とするが、併せて超深絞シ用鋼板という
目標材質を達成するため、極低炭素鋼により製造する。
実際のは造においてはＣ含有量の／々ラッキによって最
終製品中の固溶Ｃ量が増減し、前記の如く固溶Ｃは常温
時効性を引き起こすことがら、ＢＨｉの付与には有効で
あるものの、実質上非時効とする本発明鋼の材質特性を
阻害する原因となる。従ってががる固溶０の悪影響を排
除するために、微量のＮｂを複合添加することによって
、０の一部をＮｂＯとして析出せしめ、固溶０量を、実
質上非時効性を阻害しない量まで低減する。炭化物形成
元素としては、Ｎｂの他にＴｉ等があるが、Ｔｉ添加に
よって窒化物形成と炭化物形成を同時に達成せしめた場
合には、Ｔｉの炭化物形成傾向が強いため、固溶Ｃを残
存させる如く添加量を制御することは実質上困難である
。また固溶Ｃが数ｐｐｍ残存する程度のＴｉを添加する
と、鋼中１゛ｉ添加量が増加して、化成処理性が劣化す
る傾向を有するため、Ｔｉの添加は窒化物形成を目標と
した範囲に制限するものである。更にＴｉ１ｊ硫化物、
リン化物形成傾向も強いため、延性、深絞勺性、二次加
工性を劣化させる傾向があることから、かかる傾向のな
いＮｂ？：炭化物形成元素とし゛て選択するものである
。
終製品中の固溶Ｃ量が増減し、前記の如く固溶Ｃは常温
時効性を引き起こすことがら、ＢＨｉの付与には有効で
あるものの、実質上非時効とする本発明鋼の材質特性を
阻害する原因となる。従ってががる固溶０の悪影響を排
除するために、微量のＮｂを複合添加することによって
、０の一部をＮｂＯとして析出せしめ、固溶０量を、実
質上非時効性を阻害しない量まで低減する。炭化物形成
元素としては、Ｎｂの他にＴｉ等があるが、Ｔｉ添加に
よって窒化物形成と炭化物形成を同時に達成せしめた場
合には、Ｔｉの炭化物形成傾向が強いため、固溶Ｃを残
存させる如く添加量を制御することは実質上困難である
。また固溶Ｃが数ｐｐｍ残存する程度のＴｉを添加する
と、鋼中１゛ｉ添加量が増加して、化成処理性が劣化す
る傾向を有するため、Ｔｉの添加は窒化物形成を目標と
した範囲に制限するものである。更にＴｉ１ｊ硫化物、
リン化物形成傾向も強いため、延性、深絞勺性、二次加
工性を劣化させる傾向があることから、かかる傾向のな
いＮｂ？：炭化物形成元素とし゛て選択するものである
。
しかしながら％ Ｂ、Ｎｂの複合添加だけでは上述の如
く、し１溶Ｂ量の確保のためにＢ添加量が多くなること
に起因する材質劣化がある。更にＮｂ添加釧の性質とし
て高温巻取が必須となり、コイルの前後端部では巻き取
シ稜の冷却速度が速いため、Ａ／＝Ｎとして析出するＮ
の一部が析出、凝集せず材質劣化を引き起こす。かかる
材質劣化を消失せしめるためには１゛ｉの複合添加によ
シ、高温からＮをＴｉＮとして析出凝集させることが必
要不可欠である。本願発明節、囲のようにＴｉとＮｂの
添加量をバランスよく含んだ場合には（Ｔｉ、Ｎｂ ）
Ｃの複合析出物が出来ることが実際に確認されたが、こ
れはＴｉｅ、ＮｂＯに比べて析出開始ＷＡ度が高く大き
な析出物として析出するので単独のＮｂ。
く、し１溶Ｂ量の確保のためにＢ添加量が多くなること
に起因する材質劣化がある。更にＮｂ添加釧の性質とし
て高温巻取が必須となり、コイルの前後端部では巻き取
シ稜の冷却速度が速いため、Ａ／＝Ｎとして析出するＮ
の一部が析出、凝集せず材質劣化を引き起こす。かかる
材質劣化を消失せしめるためには１゛ｉの複合添加によ
シ、高温からＮをＴｉＮとして析出凝集させることが必
要不可欠である。本願発明節、囲のようにＴｉとＮｂの
添加量をバランスよく含んだ場合には（Ｔｉ、Ｎｂ ）
Ｃの複合析出物が出来ることが実際に確認されたが、こ
れはＴｉｅ、ＮｂＯに比べて析出開始ＷＡ度が高く大き
な析出物として析出するので単独のＮｂ。
Ｔｉ添加材よシも有利である。従って材質は巻取温度が
低くとも良好な再結晶挙動を示すという従来の鋼板にな
い特性につながるものである。
低くとも良好な再結晶挙動を示すという従来の鋼板にな
い特性につながるものである。
以上述べた如く、本発明鋼の基本原理は、梗低炭素鋼に
Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加し、鋼板中の固溶Ｂと適量の
固溶０の共存によシ、実質上非時効性を維持しつつ、Ｂ
Ｈ性を付与し、さらに、固溶Ｂと固溶Ｃの粒界強度強化
助平によって著しく優れた二次加工性を付与することに
ある。更に。
Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加し、鋼板中の固溶Ｂと適量の
固溶０の共存によシ、実質上非時効性を維持しつつ、Ｂ
Ｈ性を付与し、さらに、固溶Ｂと固溶Ｃの粒界強度強化
助平によって著しく優れた二次加工性を付与することに
ある。更に。
添加したＢを固溶状態で存在せしめるためＴｉを複合添
加しＮをＴｉＮ ’として析出固定させる。また固溶Ｃ
を常温時効性に対し実質上書にならない水準まで低減し
て存在させるために、微量のＮｂを複合添加することを
特徴とする二次加工性が極めて優れた超深絞シ用焼付硬
化性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
加しＮをＴｉＮ ’として析出固定させる。また固溶Ｃ
を常温時効性に対し実質上書にならない水準まで低減し
て存在させるために、微量のＮｂを複合添加することを
特徴とする二次加工性が極めて優れた超深絞シ用焼付硬
化性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
次に成分範囲について述べる。まずＢ添加量については
５ ｐｐｍ以上３０ ｐｐｍ以下の範囲内で添加する。
５ ｐｐｍ以上３０ ｐｐｍ以下の範囲内で添加する。
本発明鋼は固溶Ｂと固溶Ｃの共存によシＢ）Ｉ性を高め
ることを第一の発明骨子とするが。
ることを第一の発明骨子とするが。
固溶Ｂの効果は数ｐｐｍの固溶Ｂが存在するだけで、塗
装焼付時の歪時効現象を起こし、目標とする高いＢ Ｈ
件を得る。また固溶Ｂ量がある程度増加した場合におい
てもＢ Ｈ性の増分はｔｌとんど変化しないという特徴
を有する。しかし役から固溶Ｂが多過ぎると延性、１個
が劣化する傾向を示すことから目標材質をはずれるとと
となる。本発明鋼ではＴｉを複合添加してＢＮを形成す
るＮの影響を排除せしめているため、添加したＢは鋼板
中で固溶Ｂとして存在する。以上の観点からＢ添加量は
５ ｐｐｍ以上３０ ｐｐｍ以下の範囲となる。第１図
は。
装焼付時の歪時効現象を起こし、目標とする高いＢ Ｈ
件を得る。また固溶Ｂ量がある程度増加した場合におい
てもＢ Ｈ性の増分はｔｌとんど変化しないという特徴
を有する。しかし役から固溶Ｂが多過ぎると延性、１個
が劣化する傾向を示すことから目標材質をはずれるとと
となる。本発明鋼ではＴｉを複合添加してＢＮを形成す
るＮの影響を排除せしめているため、添加したＢは鋼板
中で固溶Ｂとして存在する。以上の観点からＢ添加量は
５ ｐｐｍ以上３０ ｐｐｍ以下の範囲となる。第１図
は。
本発明鋼のＢ添加量範囲を示したものであるが、上記理
由から鋼中Ｎ量に依らず一定でよい。第４図は材質特性
値から本発明鋼のＢ添加量範囲を示したものである。鋼
板の化学成分はＢｉを種々変化させておシ他の成分は、
Ｏ： ０−００３０ 、ｓｉ：０、（１９、Ｍｎ ：
０・３０ 、 Ｐ： ０−０１９ 、 Ｓ ：０−０１
５、Ａｔ： ０・０４８．Ｎ：０・００３０．Ｔｉ：０
・０１゜Ｎｂ：０−０−０１（％）および残部実質的に
Ｆｅである。複合添加するＴｉ量はＮをＴ”ｉＮとして
析出させるに８賛な量、複合添加するＮｂ量は固溶Ｃ量
を実質上非時効となる範囲内に低減せしめる量添加して
いる。製造条件は通常の熱開田延後７００℃で巻き取り
、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっきラインにて８００℃
で３０秒焼鈍した稜、７ｏ。
由から鋼中Ｎ量に依らず一定でよい。第４図は材質特性
値から本発明鋼のＢ添加量範囲を示したものである。鋼
板の化学成分はＢｉを種々変化させておシ他の成分は、
Ｏ： ０−００３０ 、ｓｉ：０、（１９、Ｍｎ ：
０・３０ 、 Ｐ： ０−０１９ 、 Ｓ ：０−０１
５、Ａｔ： ０・０４８．Ｎ：０・００３０．Ｔｉ：０
・０１゜Ｎｂ：０−０−０１（％）および残部実質的に
Ｆｅである。複合添加するＴｉ量はＮをＴ”ｉＮとして
析出させるに８賛な量、複合添加するＮｂ量は固溶Ｃ量
を実質上非時効となる範囲内に低減せしめる量添加して
いる。製造条件は通常の熱開田延後７００℃で巻き取り
、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっきラインにて８００℃
で３０秒焼鈍した稜、７ｏ。
℃から５００ｃまで１０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し
、亜鉛めっきを行ない、室温で０．８％の調質圧延を行
なった。Ｂ聞・が５ｐｐｍす、下の場合、固溶Ｂによる
ＢＦ（性向上効果が十分でなく、また、Ｂによる粒界強
化効果も比較的小さい。逆にＢＪｉが３０ ｐｐｍを越
えると、γ値Ｅｚが著しく劣化し目標材質が得られない
。本発明範囲内にＢを添加した場合には、良好なγ値Ｆ
ｉ ／−が得られ、実質上非時効を維持しつつ、固溶Ｔ
３，０の共存によＩＩ歪時効で高ＢＨ性が得られるもの
である。
、亜鉛めっきを行ない、室温で０．８％の調質圧延を行
なった。Ｂ聞・が５ｐｐｍす、下の場合、固溶Ｂによる
ＢＦ（性向上効果が十分でなく、また、Ｂによる粒界強
化効果も比較的小さい。逆にＢＪｉが３０ ｐｐｍを越
えると、γ値Ｅｚが著しく劣化し目標材質が得られない
。本発明範囲内にＢを添加した場合には、良好なγ値Ｆ
ｉ ／−が得られ、実質上非時効を維持しつつ、固溶Ｔ
３，０の共存によＩＩ歪時効で高ＢＨ性が得られるもの
である。
次に、複合添加するＴｉ量は鍋中Ｎ量によって決まる。
１１１ ｉを複合添加する意義は添加Ｂを固溶Ｂとなし
既述の効果を発揮ぜしめるためＢと窒化物を形成するＮ
を’Ｉ”ｉＮとして析出固定する、ことにある。従って
Ｔｉ添加ｔは第２図の範囲内である。
既述の効果を発揮ぜしめるためＢと窒化物を形成するＮ
を’Ｉ”ｉＮとして析出固定する、ことにある。従って
Ｔｉ添加ｔは第２図の範囲内である。
Ｔｉ添加ダーの下限ｔｌ’Ｌ’ｉで析出できないＮ量が
３０ ｐｐｍ以下である（、” ［Ｎ （％ｌ−ｎ、ｏ
ｏ３ｚ） ≦４ Ｔｉ（％））１通常のアルミギルド鋼では３０ ｒ）Ｔ
）ｍの８社悪影響を及はす量であるが、Ｔｉを複合添加
すると、（Ｔｉ、Ａ４）Ｎの複合析出物が形成され極め
て高温から安定析出物となるため、実質上全Ｎ量をＴｉ
Ｎとして析出させたのと同様の効果を有する。またＴｉ
の上限は０．Ｎの総量から決まる。
３０ ｐｐｍ以下である（、” ［Ｎ （％ｌ−ｎ、ｏ
ｏ３ｚ） ≦４ Ｔｉ（％））１通常のアルミギルド鋼では３０ ｒ）Ｔ
）ｍの８社悪影響を及はす量であるが、Ｔｉを複合添加
すると、（Ｔｉ、Ａ４）Ｎの複合析出物が形成され極め
て高温から安定析出物となるため、実質上全Ｎ量をＴｉ
Ｎとして析出させたのと同様の効果を有する。またＴｉ
の上限は０．Ｎの総量から決まる。
（０＋Ｎ）に対する当量を越えると、Ｔｉは炭窒化物形
成傾向が強いため固溶Ｏが残存せず、Ｅｌｌｌ性は低く
、また０による粒界強化作用が消失し二次加工性が劣化
する。更にＴｉの上限を０．０２５％未満と規定したの
は、Ｔｉ量が０．０２５ ％を越えると鉄−亜鉛付会化
速度が著しく大きくなシめつき密着性が劣化するためで
ある。第５図は材質特性値からＴｉ添加量範囲を図示し
たものである。
成傾向が強いため固溶Ｏが残存せず、Ｅｌｌｌ性は低く
、また０による粒界強化作用が消失し二次加工性が劣化
する。更にＴｉの上限を０．０２５％未満と規定したの
は、Ｔｉ量が０．０２５ ％を越えると鉄−亜鉛付会化
速度が著しく大きくなシめつき密着性が劣化するためで
ある。第５図は材質特性値からＴｉ添加量範囲を図示し
たものである。
鋼板の化学成分及び製造条件は第４図とほぼ同様（但し
Ｂは１５ ｐｐｍ一定としＴｉｔを種々変化させたｍ析
を用いた。又、めっき後５５０℃で合金化処理を２０秒
行なっている）である。Ｔｉ量がＮをＴｉＮとして析出
させるに不十分な量では（Ｔ” ｉ ＜ ０・００３％
）、ＮはＢＮとして析出し。
Ｂは１５ ｐｐｍ一定としＴｉｔを種々変化させたｍ析
を用いた。又、めっき後５５０℃で合金化処理を２０秒
行なっている）である。Ｔｉ量がＮをＴｉＮとして析出
させるに不十分な量では（Ｔ” ｉ ＜ ０・００３％
）、ＮはＢＮとして析出し。
ＢＨ性は低い。逆にＴｉが（０＋Ｎ ）に対する当量以
上になると、ＣはＴｉｅとして完全に析出し、ＢＨ性は
著しく低下し、Ｅｔ、ｒ値も劣化する。
上になると、ＣはＴｉｅとして完全に析出し、ＢＨ性は
著しく低下し、Ｅｔ、ｒ値も劣化する。
また固溶Ｃの消失により二次加工性が劣化し。
Ｔ ｉ ＞ ０−０２５％ではめつき密着性が劣化する
。
。
次に複合添加するＮｂ量の範囲について記す。
本発明鋼は超深絞シ件の鋼板を得る目的から極低炭素化
しているが、０３の／々ラツキによって、Ｃ量が多い場
合、固溶Ｃ残存量が多くな＃）ＢＨ性向上には有効だが
、常温時効性が大きく外板適性を失する。従って微量の
Ｎｂ添加によりＣの一部をＮｂＯとして析出固定し、固
溶Ｃ量を、実質上常温非時効となる範囲内に低減する。
しているが、０３の／々ラツキによって、Ｃ量が多い場
合、固溶Ｃ残存量が多くな＃）ＢＨ性向上には有効だが
、常温時効性が大きく外板適性を失する。従って微量の
Ｎｂ添加によりＣの一部をＮｂＯとして析出固定し、固
溶Ｃ量を、実質上常温非時効となる範囲内に低減する。
Ｎｂは再結晶温度を著しく高める元素であり、本発明鋼
ではＮｂ添加量の上限をかかる悪影響のほとんどない０
・０２５％未満とする５また當潟時効性は０（＠−２ ９３ Ｎ ｂ （（６）が０−００３％を越えると顕著
になＬ降伏点伸びが出現する。逆にＮｂ量が−ｕ ［ｃ
（％）９３ 十〇・００１％〕を越えると、固溶Ｃ量が低く固溶Ｂと
の共存効果が消失し、また固溶Ｎｂの効果で再結晶温度
が上昇したル、材質が劣化する傾向が強い。従ってＮｂ
添加量は第３図に示す範囲となる。第６図は材質特性値
から本発明鋼のＮｂ添加裾範囲を図示したものである。
ではＮｂ添加量の上限をかかる悪影響のほとんどない０
・０２５％未満とする５また當潟時効性は０（＠−２ ９３ Ｎ ｂ （（６）が０−００３％を越えると顕著
になＬ降伏点伸びが出現する。逆にＮｂ量が−ｕ ［ｃ
（％）９３ 十〇・００１％〕を越えると、固溶Ｃ量が低く固溶Ｂと
の共存効果が消失し、また固溶Ｎｂの効果で再結晶温度
が上昇したル、材質が劣化する傾向が強い。従ってＮｂ
添加量は第３図に示す範囲となる。第６図は材質特性値
から本発明鋼のＮｂ添加裾範囲を図示したものである。
鋼板化学成分および製造条件は第５図と＃１！は同様（
Ｔｉはｏ、ｏ １％一定％ Ｎｂ量を種々変化させた鋼
板を用いた）である。Ｎｂ添加量が０．００３％以下で
は（Ｔｉ。
Ｔｉはｏ、ｏ １％一定％ Ｎｂ量を種々変化させた鋼
板を用いた）である。Ｎｂ添加量が０．００３％以下で
は（Ｔｉ。
Ｎｂ）０を析出するＴｉ 、Ｎｂの複合添加効果が得ら
れず非時効性とならない 逆にＮｂＪｉｌが発明範囲を
越えると固溶Ｃが減少して、ＢＨ性、二次加工性が劣化
する。
れず非時効性とならない 逆にＮｂＪｉｌが発明範囲を
越えると固溶Ｃが減少して、ＢＨ性、二次加工性が劣化
する。
更に、第７図に示す如く、鋼中の（Ｔｉ十Ｎｂ）含有量
が０・０４％・以上では、化成処理性が劣るとの新規知
見を発明者等は得た。化成処理性（リン酸塩処理性）は
鋼板の表面状態に依存するが、例えば自動車外板パネル
は、成形、組立後１局１部的にグラインダー手入れを受
けて鋼板内部が露出した状態で使用されることを考える
と、鋼板自体の化成処理性がよくなければならない。し
かしＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼は化成処理性が劣
シ、リン酸塩皮膜が局部的に出来ない場合がある。発明
者等はリン酸塩皮膜を一様に生成せしめるためには（Ｔ
ｉ＋Ｎｂ ） ＜ ０−０４％が必要であるとの知見
を得たものであるう 次にＢ、Ｔｉ、Ｎｂ以外の合金成分範囲はＣ：０．００
５％以下、８ ｉ ： ０−８ ％以下、 Ｍ ｎ ：
１−０チ以下、 Ｐ ： ０．１％以下、Ａ ／、
： ｆ）・（）１〜０．１％、Ｎ ： ０．００５％
以下及び他の不可避的不紳物ｓ 夕に部実質的にＦＣか
ら成るものである。Ｏ−ｔが多いと、必然的にＣを固定
するためのＮｂ添加量が増加し、 ＮｂＯの析出量が
増えるため析出強化要素が強くなシ、結晶粒の成長が阻
害され、ｒ値、Ｅｔの低下、ＹＰの上昇を招く、従って
かかる効果の小さい０．００５％以下とする。Ｓｉはめ
っき層成膜の密着性を低下させる傾向を有するため０，
８％以下とする。Ｐ添加量は二次加工性を劣化させるＰ
の限界量から決定されるが５本発明鋼は固溶Ｃ１Ｂの存
在で粒界を強化しておりその限界量はＯ−１チである。
が０・０４％・以上では、化成処理性が劣るとの新規知
見を発明者等は得た。化成処理性（リン酸塩処理性）は
鋼板の表面状態に依存するが、例えば自動車外板パネル
は、成形、組立後１局１部的にグラインダー手入れを受
けて鋼板内部が露出した状態で使用されることを考える
と、鋼板自体の化成処理性がよくなければならない。し
かしＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼は化成処理性が劣
シ、リン酸塩皮膜が局部的に出来ない場合がある。発明
者等はリン酸塩皮膜を一様に生成せしめるためには（Ｔ
ｉ＋Ｎｂ ） ＜ ０−０４％が必要であるとの知見
を得たものであるう 次にＢ、Ｔｉ、Ｎｂ以外の合金成分範囲はＣ：０．００
５％以下、８ ｉ ： ０−８ ％以下、 Ｍ ｎ ：
１−０チ以下、 Ｐ ： ０．１％以下、Ａ ／、
： ｆ）・（）１〜０．１％、Ｎ ： ０．００５％
以下及び他の不可避的不紳物ｓ 夕に部実質的にＦＣか
ら成るものである。Ｏ−ｔが多いと、必然的にＣを固定
するためのＮｂ添加量が増加し、 ＮｂＯの析出量が
増えるため析出強化要素が強くなシ、結晶粒の成長が阻
害され、ｒ値、Ｅｔの低下、ＹＰの上昇を招く、従って
かかる効果の小さい０．００５％以下とする。Ｓｉはめ
っき層成膜の密着性を低下させる傾向を有するため０，
８％以下とする。Ｐ添加量は二次加工性を劣化させるＰ
の限界量から決定されるが５本発明鋼は固溶Ｃ１Ｂの存
在で粒界を強化しておりその限界量はＯ−１チである。
ＡｊはＢ 、 Ｔ ｉ 、 Ｎ ｂ添加前の溶鋼脱酸剤
として使用するが、少量すぎると他の合金元素が脱酸剤
として働き歩留低下及び成分コントロールの困難性を引
き起こす。逆に多すぎるとＡｔ２０３介在物が増加して
好ましくない。 以上の理由から０・Ｏ１〜０．１％と
する。ＮはＴｉの添加により実質上全てＴｉＮとして析
出するがＮ含有量の増加はＴｉ添加量、ＴｉＮ析出量の
増加につながシ、好ましくない。このためＮは０．００
５係以下とする。
として使用するが、少量すぎると他の合金元素が脱酸剤
として働き歩留低下及び成分コントロールの困難性を引
き起こす。逆に多すぎるとＡｔ２０３介在物が増加して
好ましくない。 以上の理由から０・Ｏ１〜０．１％と
する。ＮはＴｉの添加により実質上全てＴｉＮとして析
出するがＮ含有量の増加はＴｉ添加量、ＴｉＮ析出量の
増加につながシ、好ましくない。このためＮは０．００
５係以下とする。
次に製造工程条件について述べる。本発明鋼は固溶Ｂ、
０の共存効果にニジ高ＢＨｔＪを付与する点板外の特徴
として極めて優れた二次加工性を付与する点がある。本
来、二次加工性り結晶粒界の強度に置き換えられる性能
である。粒界強度を高め、即ち二次加工性を高めるため
にｔｉ、％粒界強化元素であるＯ、Ｂ等を粒界に濃化さ
せる必要がある。従って本発明では、この固溶０．固溶
Ｂの粒界濃化を促進せしめるため再結晶焼鈍稜の冷却過
程において拡散の活発な高温域７００℃〜５００℃の間
を徐冷することを興造条件とするものである。、第８図
は７００℃から５（）０℃までの冷却速度と二次加工性
の関係を示した実験データである。
０の共存効果にニジ高ＢＨｔＪを付与する点板外の特徴
として極めて優れた二次加工性を付与する点がある。本
来、二次加工性り結晶粒界の強度に置き換えられる性能
である。粒界強度を高め、即ち二次加工性を高めるため
にｔｉ、％粒界強化元素であるＯ、Ｂ等を粒界に濃化さ
せる必要がある。従って本発明では、この固溶０．固溶
Ｂの粒界濃化を促進せしめるため再結晶焼鈍稜の冷却過
程において拡散の活発な高温域７００℃〜５００℃の間
を徐冷することを興造条件とするものである。、第８図
は７００℃から５（）０℃までの冷却速度と二次加工性
の関係を示した実験データである。
Ｃの析出は本発明鋼の如き極低炭素鋼ではほぼ焼鈍中に
完了し冷却中の固溶０−ｉＪの変化は極めて小さい。従
って徐冷によ＃）固溶Ｂ、Ｏの粒界濃化により二次加工
性が著しく改善されるものである。
完了し冷却中の固溶０−ｉＪの変化は極めて小さい。従
って徐冷によ＃）固溶Ｂ、Ｏの粒界濃化により二次加工
性が著しく改善されるものである。
しかしながら、７００℃から５００℃までを徐冷（５０
℃／ｓｅｅ以下）すると、この１１１に鋼板表面へのＴ
Ｉ、Ｂの濃化も同時に起こる。Ｔｉ、Ｂは亜鉛めっきに
より、地鉄とめつき層界面に（Ｔｉ。
℃／ｓｅｅ以下）すると、この１１１に鋼板表面へのＴ
Ｉ、Ｂの濃化も同時に起こる。Ｔｉ、Ｂは亜鉛めっきに
より、地鉄とめつき層界面に（Ｔｉ。
Ｂ、Ｚｎ）合金を形成するが、この合金層は脆弱である
ため、プレス成形時にめっき層が脆性的に剥離する現象
を起こす原因となる、第９図は、第８図で二次加工性の
極めて優れた鋼板を提供する製造範囲である１５℃／ｓ
ｅＣで冷却した場合の巻取温度とめつき密着性の関係を
示す。６５０℃以上８００℃以下の巻取温度でめっき密
着性が極めて良好であるのは、かかる高温巻取によシ１
巻取中に１’ ｉ 、 Ｂが表面濃化し、その濃化層が
酸洗工程で除去されるため 焼鈍後の徐冷の場会も１゛
ｉ。
ため、プレス成形時にめっき層が脆性的に剥離する現象
を起こす原因となる、第９図は、第８図で二次加工性の
極めて優れた鋼板を提供する製造範囲である１５℃／ｓ
ｅＣで冷却した場合の巻取温度とめつき密着性の関係を
示す。６５０℃以上８００℃以下の巻取温度でめっき密
着性が極めて良好であるのは、かかる高温巻取によシ１
巻取中に１’ ｉ 、 Ｂが表面濃化し、その濃化層が
酸洗工程で除去されるため 焼鈍後の徐冷の場会も１゛
ｉ。
Ｂの悪影響が抑制され良好な密着性を得たものである、
発明者等はかかる知見に基づき、熱延巻取温度６５０〜
８００℃、焼鈍後の７００〜５００℃の冷却速度５０
℃／ ｓｅｃの製造条件により、極めて優れた二次加工
性と良好なめっき密着性を同時に満足せしめたものであ
る。
発明者等はかかる知見に基づき、熱延巻取温度６５０〜
８００℃、焼鈍後の７００〜５００℃の冷却速度５０
℃／ ｓｅｃの製造条件により、極めて優れた二次加工
性と良好なめっき密着性を同時に満足せしめたものであ
る。
Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂを含有する鋼板としては、特開昭５４−
１３１５３６号公報、特開昭５６−１６６３３１号公報
の発明があるが、これらはＢ。
１３１５３６号公報、特開昭５６−１６６３３１号公報
の発明があるが、これらはＢ。
’ｒｉ、ｒ’Ｊｂを複合添加することを発明の基本思想
とするものではな（ＮｂあるいはＴ ｉ 、Ｚｒ、Ｖ。
とするものではな（ＮｂあるいはＴ ｉ 、Ｚｒ、Ｖ。
Ｏｒ等は単にＣを析出せしめる添加元素として任意に選
択されるものである。該特許におけるＢ添加の効果は窒
化物ＢＮを形成して鋼板を軟質化することを基本思想と
し、従ってＢ添加量範囲は１１／Ｎによって決定される
。更に該特許蝶実施例に示される如く対象とする材料は
低０（０２０・ｏｉ％）材であり、本発明の極低炭素鋼
にょる超深絞り用鋼板とは基本的考え方を異にする。該
特許に示される実施例及び本発明実施例から明白な如＜
、 ０量が０・Ｏｌチ程度以上になるとＴｉＣ，ＮｂＯ
等の析出物量が増大し、析出強化によシ降伏点が上昇し
たシ伸びが低減し、更にｒ値は著しく劣化し、本発明の
目標材質でちる超深絞り性が得られるものではない。
択されるものである。該特許におけるＢ添加の効果は窒
化物ＢＮを形成して鋼板を軟質化することを基本思想と
し、従ってＢ添加量範囲は１１／Ｎによって決定される
。更に該特許蝶実施例に示される如く対象とする材料は
低０（０２０・ｏｉ％）材であり、本発明の極低炭素鋼
にょる超深絞り用鋼板とは基本的考え方を異にする。該
特許に示される実施例及び本発明実施例から明白な如＜
、 ０量が０・Ｏｌチ程度以上になるとＴｉＣ，ＮｂＯ
等の析出物量が増大し、析出強化によシ降伏点が上昇し
たシ伸びが低減し、更にｒ値は著しく劣化し、本発明の
目標材質でちる超深絞り性が得られるものではない。
本発明鍔は既に述べた通り５極低炭素鋼に微量のＢ、Ｔ
ｉ、Ｎｂを添加することを必須条件とし。
ｉ、Ｎｂを添加することを必須条件とし。
極めて高い深絞り性と高ＢＨ性、極めて優れた二次加工
性を付与した亜鉛めっき鋼板の製造法であり、Ｂの添加
は固溶ＢによりＢＮ性、二次加工性を高めるためであシ
、従ってＢＮを形成せしめるものではない。Ｔｉの添加
はＢを固溶Ｂとして存在せしめるためにＮをＴｉＮとし
て析出させるためであシ、上記発明の如（ＴｉＯを生成
せしめるものではない。更にＮｂの添加は固溶０月、を
常温時効性に対し有害とならない範囲内に低減せしめ、
固溶Ｂと固溶Ｃを共存させることにより高Ｂ Ｈ性を付
与する目的にある。極低炭素鋼を基本成分とする本発明
鋼はＡＣ３点以下に 加熱するとランダム方位結晶粒を
生成してｒ値の劣化を招くため焼鈍温度は再結晶温度以
上ＡＣ３点以下である。かがる理由から本発明鋼は根本
原理及び得られる鋼板の材質とも該特許とは本質的に異
なるものであシ、新規性が明らかである。
性を付与した亜鉛めっき鋼板の製造法であり、Ｂの添加
は固溶ＢによりＢＮ性、二次加工性を高めるためであシ
、従ってＢＮを形成せしめるものではない。Ｔｉの添加
はＢを固溶Ｂとして存在せしめるためにＮをＴｉＮとし
て析出させるためであシ、上記発明の如（ＴｉＯを生成
せしめるものではない。更にＮｂの添加は固溶０月、を
常温時効性に対し有害とならない範囲内に低減せしめ、
固溶Ｂと固溶Ｃを共存させることにより高Ｂ Ｈ性を付
与する目的にある。極低炭素鋼を基本成分とする本発明
鋼はＡＣ３点以下に 加熱するとランダム方位結晶粒を
生成してｒ値の劣化を招くため焼鈍温度は再結晶温度以
上ＡＣ３点以下である。かがる理由から本発明鋼は根本
原理及び得られる鋼板の材質とも該特許とは本質的に異
なるものであシ、新規性が明らかである。
本発明鋼はＢ、Ｔｆ、Ｎｂ含有量を従来の鋼板と比較し
て著しく低減可能なため、−Ｆｌ−結晶？Ａ Ｆは熱間
圧延条件に関わらず低い。熱延時に高温巻取を行うこと
により、析出物の凝集が促進され、再結晶温度は更に低
下する。従って本発明鋼Ｆｉ、低温焼鈍でも高いｒ値が
得られブリキの如き極薄銅板ｉ造に対しても超加工用鋼
板を提供するものである。
て著しく低減可能なため、−Ｆｌ−結晶？Ａ Ｆは熱間
圧延条件に関わらず低い。熱延時に高温巻取を行うこと
により、析出物の凝集が促進され、再結晶温度は更に低
下する。従って本発明鋼Ｆｉ、低温焼鈍でも高いｒ値が
得られブリキの如き極薄銅板ｉ造に対しても超加工用鋼
板を提供するものである。
以下実施例について述べる。
実施例■
第１表は本発明鋼及び比較のために用いた供試鋼の化学
成分である。
成分である。
上記供試鋼を熱延仕上温度９１０℃５巻散湯度７００℃
で板厚４０ＴＮＪ１に熱間圧延し、酸洗及び０．８間ま
で冷間圧延稜、第１０図中及び（１１）に示す焼鈍サイ
クルによシ連続焼鈍し溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
で板厚４０ＴＮＪ１に熱間圧延し、酸洗及び０．８間ま
で冷間圧延稜、第１０図中及び（１１）に示す焼鈍サイ
クルによシ連続焼鈍し溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
（１）は合金化処理を行なわないサイクル、 ｌｉｌは
合金化処理を行なったものである、焼鈍温度Ｓ ’Ｉ’
＝ ７８０℃、均熱時間３０秒、７００〜５００Ｃの
冷却速ｅＶ１ ＝２０℃／ｓｅｃである。
合金化処理を行なったものである、焼鈍温度Ｓ ’Ｉ’
＝ ７８０℃、均熱時間３０秒、７００〜５００Ｃの
冷却速ｅＶ１ ＝２０℃／ｓｅｃである。
合金化処理は５２０１：で２０秒間とした。その後調質
圧延を０．８％の圧下率で加えた。その材質結果を第２
表に示す。但しサイクル（１＋（Ｂ＋で材質はほとんど
等しい結果を示したためサイクル（１１）だけについて
記したウニ次加工性の試験は、シャーエツジを有する８
（］ｆの円形鋼板を種々の絞り比に平底円筒深絞りを施
し、サンプルを一５０℃に１０分以上保持した後圧潰試
験を行なった。評価は脆性割れの発生しない限界絞り比
の大小（限界絞り孔大なる程二次加工性が良好）により
行なったものである。第２表は１本発明鋼が極めて優れ
た二次加工性（限界絞り比３・８以上）′、常温非時効
性を維持しつつＢＨ≧６．５Ｋｇ／−の高い焼付硬化性
を有すること、及び超深絞り件を有する亜鉛めっき鋼板
を提供することを明白に示すものである。
圧延を０．８％の圧下率で加えた。その材質結果を第２
表に示す。但しサイクル（１＋（Ｂ＋で材質はほとんど
等しい結果を示したためサイクル（１１）だけについて
記したウニ次加工性の試験は、シャーエツジを有する８
（］ｆの円形鋼板を種々の絞り比に平底円筒深絞りを施
し、サンプルを一５０℃に１０分以上保持した後圧潰試
験を行なった。評価は脆性割れの発生しない限界絞り比
の大小（限界絞り孔大なる程二次加工性が良好）により
行なったものである。第２表は１本発明鋼が極めて優れ
た二次加工性（限界絞り比３・８以上）′、常温非時効
性を維持しつつＢＨ≧６．５Ｋｇ／−の高い焼付硬化性
を有すること、及び超深絞り件を有する亜鉛めっき鋼板
を提供することを明白に示すものである。
本発明鉤はいずれも固溶Ｂと固溶Ｃの共存効果によシか
かる優れた材質を得たものであり、鋼中Ｎを実質上Ｔｉ
Ｎとして析出せしめるのに微ｆＪＴｉ添加が必須であり
、固溶Ｃを残存せしめるには、Ｔｉだけでなく炭化物形
成傾向の比較的弱いＮｂの複合添加が必須である。扁４
，５は（Ｔｉ＋Ｎｂ）量が計算上（０＋Ｎ）の当量以上
であるが、１゛ｉで（０＋Ｎ）を完全に析出させていな
いため析出物形成傾向の弱いＮｂの効果で数ｐｐｍの固
溶０が残存し固溶Ｂとの共存により本発明鋼の特性を有
する。比較材Ａ６はＢ量が低く固溶Ｂの効果が発揮でき
ずＢＨ性、限界絞シ比とも低い。扁７は逆にＢｉが過多
でＢによるＥｚ、、値劣化要素が強く目標材質が得られ
ず、ｒ値が低いことから、絞り成形自体が困難であるた
め限界絞シ比も若干低い。
かる優れた材質を得たものであり、鋼中Ｎを実質上Ｔｉ
Ｎとして析出せしめるのに微ｆＪＴｉ添加が必須であり
、固溶Ｃを残存せしめるには、Ｔｉだけでなく炭化物形
成傾向の比較的弱いＮｂの複合添加が必須である。扁４
，５は（Ｔｉ＋Ｎｂ）量が計算上（０＋Ｎ）の当量以上
であるが、１゛ｉで（０＋Ｎ）を完全に析出させていな
いため析出物形成傾向の弱いＮｂの効果で数ｐｐｍの固
溶０が残存し固溶Ｂとの共存により本発明鋼の特性を有
する。比較材Ａ６はＢ量が低く固溶Ｂの効果が発揮でき
ずＢＨ性、限界絞シ比とも低い。扁７は逆にＢｉが過多
でＢによるＥｚ、、値劣化要素が強く目標材質が得られ
ず、ｒ値が低いことから、絞り成形自体が困難であるた
め限界絞シ比も若干低い。
Ａ８はＴｉ添加量が低すぎるため、鋼中ＢはＢＮとなり
、固溶Ｂ効果がなく Ｂ Ｈ性、限界絞シ比とも低い。
、固溶Ｂ効果がなく Ｂ Ｈ性、限界絞シ比とも低い。
さらに、Ｔｉ、Ｎｂの複合効果で（Ｔｉ。
Ｎｂ）Ｏの複合析出物が高温から凝集しないためν
材質も劣る。Ａ９はＴｉ量が多（（０＋Ｎ）をＴｉで完
全に析出するためＢＨｕ、限界絞り比とも低く、また’
ｌ’ｉｓ 、 Ｔ’ｉ０ 、 ＴｉＰ形成により材質が
低下している。ＡＩＯはＮｂｉが低いため、固溶Ｃ景が
多過ぎて常温時効性が大きく外板適性がなく、材質レベ
ルも低い。ＡｌｌはＮｂ量が過多のため固溶Ｃが過少と
外り、ＢＨ性、限界絞り比が低い。また、Ｎｂの再結晶
ＷＡ度上昇効果で材質レベルの低下が見られる。Ａ１２
は材質レベルとしては良好だが（Ｔｉ＋Ｎｂ）量が０．
０４％を越え化成処理性の面から不適である。本発明錯
は化成処理性も全て良好であるのに対し、 Ａ９ 、
ＩＩ、１２は（Ｔｉ＋Ｎｂ ）＞０−０４イ第で不良材
となる。
全に析出するためＢＨｕ、限界絞り比とも低く、また’
ｌ’ｉｓ 、 Ｔ’ｉ０ 、 ＴｉＰ形成により材質が
低下している。ＡＩＯはＮｂｉが低いため、固溶Ｃ景が
多過ぎて常温時効性が大きく外板適性がなく、材質レベ
ルも低い。ＡｌｌはＮｂ量が過多のため固溶Ｃが過少と
外り、ＢＨ性、限界絞り比が低い。また、Ｎｂの再結晶
ＷＡ度上昇効果で材質レベルの低下が見られる。Ａ１２
は材質レベルとしては良好だが（Ｔｉ＋Ｎｂ）量が０．
０４％を越え化成処理性の面から不適である。本発明錯
は化成処理性も全て良好であるのに対し、 Ａ９ 、
ＩＩ、１２は（Ｔｉ＋Ｎｂ ）＞０−０４イ第で不良材
となる。
（注）化成処理性の試験法及び評価法。
亜鉛めっき鋼板は片面を研削して使用されたり、片面の
みめつきをされる場合かあ＃）、さらには局部的にグラ
インダー手入れを受ける場合もあることから鋼板のめつ
き層をグラインダーで研磨して試験に供した。リン酸塩
処理はＰｈｏｓｐｈｏｐｈｉｌｉｔｅ。
みめつきをされる場合かあ＃）、さらには局部的にグラ
インダー手入れを受ける場合もあることから鋼板のめつ
き層をグラインダーで研磨して試験に供した。リン酸塩
処理はＰｈｏｓｐｈｏｐｈｉｌｉｔｅ。
Ｚｎ２Ｆｅ （ＰＯ４）２系浸漬処理型薬剤である日本
ペイント■Ｍ Ｇ ｒ Ｓ −Ｄ −２０ｎ Ｏを使用
し、これをＴＡｌ ６〜１８ 、 ＡＲＩ ８〜２０
、 Ｚｎ＋＋１００ｎ±２００ ｐｐｍ 、 Ｆ ｅ＋
＋５０−１００ ｐｐｍに調整したものに試料を１２０
秒浸漬して行なった。評価は走査型雷、子顕微鏡により
Ｉ ０００倍の写真でリン酸塩結晶の密度、サイズを判
定することにより行なった。表及び図中記号Ｃ）・・・
表面全体で良好、△・・・表面積率５０係以下に不良有
シ、×・・・表面積率５０％以上に不良有り。
ペイント■Ｍ Ｇ ｒ Ｓ −Ｄ −２０ｎ Ｏを使用
し、これをＴＡｌ ６〜１８ 、 ＡＲＩ ８〜２０
、 Ｚｎ＋＋１００ｎ±２００ ｐｐｍ 、 Ｆ ｅ＋
＋５０−１００ ｐｐｍに調整したものに試料を１２０
秒浸漬して行なった。評価は走査型雷、子顕微鏡により
Ｉ ０００倍の写真でリン酸塩結晶の密度、サイズを判
定することにより行なった。表及び図中記号Ｃ）・・・
表面全体で良好、△・・・表面積率５０係以下に不良有
シ、×・・・表面積率５０％以上に不良有り。
次に、第１表の供試材についてめっき密着性を調べた結
果を第３表に示す。本発明鋼は既述の如く、本発明製造
条件範囲で密着性良好である。比較材Ａ７はＢ量が多い
ため合金化処理した場合（Ｔ ｉ 、 Ｂ 、 Ｚ ｎ
）合金層が生成し易く脆弱なめつき層となる傾向殖若
干みられた。Ａ９．１１．１２は鋼中Ｔｉ量又はＮｂＪ
ｉが多く、合金化速度が大きく過合金化が進み易く密着
性が劣る。特にＴｉ添加量が０・０２５％を越えるＩＸ
９は著しく劣る結果を呈した。
果を第３表に示す。本発明鋼は既述の如く、本発明製造
条件範囲で密着性良好である。比較材Ａ７はＢ量が多い
ため合金化処理した場合（Ｔ ｉ 、 Ｂ 、 Ｚ ｎ
）合金層が生成し易く脆弱なめつき層となる傾向殖若
干みられた。Ａ９．１１．１２は鋼中Ｔｉ量又はＮｂＪ
ｉが多く、合金化速度が大きく過合金化が進み易く密着
性が劣る。特にＴｉ添加量が０・０２５％を越えるＩＸ
９は著しく劣る結果を呈した。
第 ３ 表
（注）（１）試験方法ＴＩ）合金化処理無し：デュポン
衝撃試験Ｃ１１）会金化処理有ル：金居材料曲は試験（
、ＪＩＳ Ｚ２２４８） ＩＴ折シ曲げ法 （２）評価方法 めっき面をテープで剥離しテープ付
着量で評価 ０：剥敲なし又は微小 △：剥離量：５０憾以下×：剥
離貴５０％以上 実施例２ 次に判造条件を変化させた場合の二次加工性及びめっき
密着性を第１表の本発明鋼扁１〜５について調べた。即
ち５巻散湯度６００℃、７００℃。
衝撃試験Ｃ１１）会金化処理有ル：金居材料曲は試験（
、ＪＩＳ Ｚ２２４８） ＩＴ折シ曲げ法 （２）評価方法 めっき面をテープで剥離しテープ付
着量で評価 ０：剥敲なし又は微小 △：剥離量：５０憾以下×：剥
離貴５０％以上 実施例２ 次に判造条件を変化させた場合の二次加工性及びめっき
密着性を第１表の本発明鋼扁１〜５について調べた。即
ち５巻散湯度６００℃、７００℃。
８５０℃、７００〜５００Ｃの冷却速ＦＩＯＣ／ｓｅｅ
、 ４０℃／ ｓｅｃ 、 ６０ Ｃ／ ｓｅｅ 、
８０’Ｃ／ｓｅｅである。但し焼鈍サイクルは（１１
）の合金処理有）のサイクルである。その結果を第４表
に示す。
、 ４０℃／ ｓｅｃ 、 ６０ Ｃ／ ｓｅｅ 、
８０’Ｃ／ｓｅｅである。但し焼鈍サイクルは（１１
）の合金処理有）のサイクルである。その結果を第４表
に示す。
本発明鋼は極めて優れた二次加工性を付与することを特
徴とするがこれは、本質的には固溶Ｂ。
徴とするがこれは、本質的には固溶Ｂ。
Ｃの粒界濃化により粒界強度を高めることによる。
従って７００〜５００℃の高温域を５０℃／ｓｅｃ以下
で徐冷した（イ）（ロ）（ホ）、（へ）（ト）は二次加
工性が極めて優れる。５０℃／ｓｅｃ以上てはＢ、０の
濃化が不十分である。しかし巻取温度が６００℃の（イ
）（ロ）け徐冷中に表面にもＢ、Ｔｉが濃化し脆化層を
形成し密着性が劣る。７００℃の巻取温度では、巻取中
に表面にＴ’ ｉ 、 Ｂの濃化した層が酸洗工程で除
去されるため焼鈍後の徐冷ではＴｉ 、Ｂはめつき密着
性を害す稈は表面濃化しない。又５巻取潟＃８５０℃の
（へ）では巻取時にＴｉ、Ｈの濃化層は除去されるもの
のスケール厚さが極めて厚くなシ局部的に酸洗で除去で
きないスケールが残る場合があう密着性が劣る。
で徐冷した（イ）（ロ）（ホ）、（へ）（ト）は二次加
工性が極めて優れる。５０℃／ｓｅｃ以上てはＢ、０の
濃化が不十分である。しかし巻取温度が６００℃の（イ
）（ロ）け徐冷中に表面にもＢ、Ｔｉが濃化し脆化層を
形成し密着性が劣る。７００℃の巻取温度では、巻取中
に表面にＴ’ ｉ 、 Ｂの濃化した層が酸洗工程で除
去されるため焼鈍後の徐冷ではＴｉ 、Ｂはめつき密着
性を害す稈は表面濃化しない。又５巻取潟＃８５０℃の
（へ）では巻取時にＴｉ、Ｈの濃化層は除去されるもの
のスケール厚さが極めて厚くなシ局部的に酸洗で除去で
きないスケールが残る場合があう密着性が劣る。
第１図はＢ添加量の本発明範囲を示す説明図。
第２図はＴｉ添加蒙の本発明範囲を示す説明図。
第３図はＮｂ添加量の本発明範囲を示す説明図、第４図
、５図、６図はＢ及びＴｉ、Ｎｂを複合添加した鋼板の
材質に及はすＢ及びＴｉ、Ｎｂの影響から本発明範囲を
示す説明図、 第７図は（Ｔ ｉ＋Ｎｂ ） Ｊｉ：＆化成処理性の関
係を示す説明図、 第８図は７００〜５００℃の冷却速度と二次加工性の関
係を示す説明図、 第９図は巻取温度とめつき密着性の関係を示す説明図、 第１０図は焼鈍サイクルを示す説明図。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他２名 ｏ ｎｏθ２ １１００４
＋＃６Ｎ（ｕｒｔ％） Ｎ（ｂ、を勾 Ｃ（ｍｌ）す Ｂ ＣＰＰ匙） 口線βＨｉ］ ａ′ｃｒ″ＴＬ（”％） Ａ／６ （ｗｔ％） （Ｔｔ＋Ｎｂ） （ｗｔ−ｙ、） 片９（￥］ 瀞ｍ山ε、キ１刃（−−レフ１（゛Ｃン′４９開昭５９
−７４２３２ （１ｊ）首１０図 Ｇノ
（、ｉ）特許庁長官 殿 １、事件の表示 特願昭５７−第Ｊ８４１１０ 号 ２・発明’） 名称 極めて優れた二次加工性を有す
る超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
３、補正をする者 事件との関係 出願人 住所（居所） 東京都千代田区大手町２丁目６番３号氏
名（名称） （６６５）新日本ｊ１！！鐵株式会社４、
代 理 人 居 所 東京都中央区日本僑兜町１２番１号太洋ビル５
、補止命令 、１□Ｉ！ｄｌゎ、の日付昭和 年 月 日（発
送）補 正 の 内 容 １、 明細書矛４頁下から５行目［（Ｂａｋｅ Ｈａｒ
ｄｅｎａ −１ｉ１ｉｔｙ） Ｊ を ｊ （Ｂａｋｅ
Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ ） Ｊ と鼾訂正す
る。 ２、同第５頁６行目［・・・・ＣをＮｂｃＪを「・・・
ＣをＮｂＣＪと訂正する。 ・３．四牙７頁９行目「・・・・固溶Ｂとして析出させ
ること」を「・・・・固溶Ｂとすること」と訂正する。 ４、 同第１９頁下かも２行目ｒ（Ｃ２０，０１％）」
なｒ（Ｃ≧０．０１９６）Ｊと訂正する。 ５、 同士１９頁６行目「・・・・冷却速度５０℃／ｓ
ｅｃの・・・」を「・・・・冷却速度が５０℃／ｓｅｃ
以下の・・りと訂正する。 ６、同士２３頁２行目「・・・・板厚４０鼎に・・・」
を「・・・・板厚４．０１１１１ ｒ（・・・」と訂正
する。
、５図、６図はＢ及びＴｉ、Ｎｂを複合添加した鋼板の
材質に及はすＢ及びＴｉ、Ｎｂの影響から本発明範囲を
示す説明図、 第７図は（Ｔ ｉ＋Ｎｂ ） Ｊｉ：＆化成処理性の関
係を示す説明図、 第８図は７００〜５００℃の冷却速度と二次加工性の関
係を示す説明図、 第９図は巻取温度とめつき密着性の関係を示す説明図、 第１０図は焼鈍サイクルを示す説明図。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他２名 ｏ ｎｏθ２ １１００４
＋＃６Ｎ（ｕｒｔ％） Ｎ（ｂ、を勾 Ｃ（ｍｌ）す Ｂ ＣＰＰ匙） 口線βＨｉ］ ａ′ｃｒ″ＴＬ（”％） Ａ／６ （ｗｔ％） （Ｔｔ＋Ｎｂ） （ｗｔ−ｙ、） 片９（￥］ 瀞ｍ山ε、キ１刃（−−レフ１（゛Ｃン′４９開昭５９
−７４２３２ （１ｊ）首１０図 Ｇノ
（、ｉ）特許庁長官 殿 １、事件の表示 特願昭５７−第Ｊ８４１１０ 号 ２・発明’） 名称 極めて優れた二次加工性を有す
る超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
３、補正をする者 事件との関係 出願人 住所（居所） 東京都千代田区大手町２丁目６番３号氏
名（名称） （６６５）新日本ｊ１！！鐵株式会社４、
代 理 人 居 所 東京都中央区日本僑兜町１２番１号太洋ビル５
、補止命令 、１□Ｉ！ｄｌゎ、の日付昭和 年 月 日（発
送）補 正 の 内 容 １、 明細書矛４頁下から５行目［（Ｂａｋｅ Ｈａｒ
ｄｅｎａ −１ｉ１ｉｔｙ） Ｊ を ｊ （Ｂａｋｅ
Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ ） Ｊ と鼾訂正す
る。 ２、同第５頁６行目［・・・・ＣをＮｂｃＪを「・・・
ＣをＮｂＣＪと訂正する。 ・３．四牙７頁９行目「・・・・固溶Ｂとして析出させ
ること」を「・・・・固溶Ｂとすること」と訂正する。 ４、 同第１９頁下かも２行目ｒ（Ｃ２０，０１％）」
なｒ（Ｃ≧０．０１９６）Ｊと訂正する。 ５、 同士１９頁６行目「・・・・冷却速度５０℃／ｓ
ｅｃの・・・」を「・・・・冷却速度が５０℃／ｓｅｃ
以下の・・りと訂正する。 ６、同士２３頁２行目「・・・・板厚４０鼎に・・・」
を「・・・・板厚４．０１１１１ ｒ（・・・」と訂正
する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１１０： ０．００５％以下、Ｓｉ：０・８係以下。 Ｍｎ：１−０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ａ Ｌ ：
０．０ｆ〜０．１％、Ｎ ： ０．００５％以下及び他
の不可避的不純物から成シ、かつＢ 、 Ｔ ｉ 、
Ｎ ｂを複合添加することを必須条件とし、Ｂは５ｐｐ
ｍ以上３００・００３％〕≦１゛ｉ（に）、Ｔｉ（＠＜
（且Ｃ（チ）＋ ４８１２ １４ Ｎ（＠） 、 ｏ、ｏ Ｏ３％≦Ｔｉ＜０．０２５％の
３条件３ を満たす範囲内で含有し、ＮｂＩ′１Ｈ（０（％）−０
，００３％ ）ｌ；Ｎ ｂ（％）≦９ （０（％ｌ＋Ｏ
，ＯＯ１％ ）かつ０・００３％≦Ｎ ｂ（＠＜ ０．
０２ ｓ％を満たす範囲内で含有し、さらにＮｂ（’１
＋’ｒｔ（叫＜ ０．０４％を満たす成分の鋼を、熱間
圧延稜６５０℃以上８００℃以下の巻取温度で巻き取り
、次いで冷間圧延を行ない、連続式溶融亜鉛めっきライ
ンにて、再結晶温塵取上人０３変態点以下の温度で 再
結晶せしめた後、７００℃から５００℃までの温度域を
５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却Ｌ ％次に溶融亜
鉛めっきを施すことを特徴とする極めて優れた二次加工
性を有する超深絞り用焼ｆ」硬化性溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18411082A JPS5974232A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性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 |
|---|---|---|---|
| JP18411082A JPS5974232A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5974232A true JPS5974232A (ja) | 1984-04-26 |
| JPH0372134B2 JPH0372134B2 (ja) | 1991-11-15 |
Family
ID=16147559
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18411082A Granted JPS5974232A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5974232A (ja) |
Cited By (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59193221A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| 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 |
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| JPS61276931A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 焼付硬化性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS63241122A (ja) * | 1987-03-28 | 1988-10-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| JPS63247338A (ja) * | 1987-04-01 | 1988-10-14 | Kawasaki Steel Corp | ２次加工性及び焼付硬化性に優れる深絞り用高張力鋼板 |
| JPH01309942A (ja) * | 1988-06-08 | 1989-12-14 | Kobe Steel Ltd | 耐縦割れ性にすぐれる超深絞り用冷延鋼板及び溶融亜鉛メツキ鋼板 |
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| JPH03150317A (ja) * | 1989-11-02 | 1991-06-26 | Kobe Steel Ltd | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
| JPH03150318A (ja) * | 1989-11-03 | 1991-06-26 | Kobe Steel Ltd | 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH03199343A (ja) * | 1989-12-28 | 1991-08-30 | Kawasaki Steel Corp | 化成処理性，溶接性，打ち抜き性および摺動性の極めて優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
| US5384206A (en) * | 1991-03-15 | 1995-01-24 | Nippon Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel strip and molten zinc-plated high-strength cold-rolled steel strip having good formability and method of producing such strips |
| US5897967A (en) * | 1996-08-01 | 1999-04-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Galvannealed steel sheet and manufacturing method thereof |
| KR100530077B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 내2차가공취성 및 가공성이 우수한 고장력강판과 그제조방법 |
| KR100530073B1 (ko) * | 2001-12-20 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고장력강판과 그 제조방법 |
| KR100530075B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고장력강판과 그 제조방법 |
| CN109252109A (zh) * | 2018-10-19 | 2019-01-22 | 首钢集团有限公司 | 一种低碳烘烤硬化钢及其生产方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07242948A (ja) * | 1994-02-28 | 1995-09-19 | Kobe Steel Ltd | 焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Citations (3)
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|---|---|---|---|---|
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| JPS5825436A (ja) * | 1981-08-10 | 1983-02-15 | Kawasaki Steel Corp | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
-
1982
- 1982-10-20 JP JP18411082A patent/JPS5974232A/ja active Granted
Patent Citations (3)
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0372134B2 (ja) | 1991-11-15 |
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