JPS6240405B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6240405B2 JPS6240405B2 JP3091879A JP3091879A JPS6240405B2 JP S6240405 B2 JPS6240405 B2 JP S6240405B2 JP 3091879 A JP3091879 A JP 3091879A JP 3091879 A JP3091879 A JP 3091879A JP S6240405 B2 JPS6240405 B2 JP S6240405B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- cooling
- hot
- less
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 53
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 49
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 49
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 claims description 29
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 25
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 23
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 22
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims description 22
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 17
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 15
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 13
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 24
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 9
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 6
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 6
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 5
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 5
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 3
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 2
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000004660 morphological change Effects 0.000 description 1
- 239000003973 paint Substances 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は加工性の良好な合金化亜鉛めつき高張
力鋼板の製造方法に係り、特にフエライト素地中
に主としてマルテンサイトから成る低温変態組織
を含む、いわゆる２相組織鋼板上に合金化亜鉛め
つき層を有する加工性の良好な合金化亜鉛めつき
高張力鋼板の製造方法に関する。 最近加工性の良好な高張力鋼板としてフエライ
ト素地にマルテンサイトを主とする低温変態生成
相を含む混合組織鋼板が注目されている。この鋼
板は降伏比が低く加工性が良好でかつプレス加工
後の塗装焼付処理による硬化能が大きいという特
徴を有する。この混合組織鋼板はα＋γ域温度で
焼鈍後、γ相の少なくとも一部がマルテンサイト
になるように急冷して製造することが一般に公知
である。この場合の冷却速度は合金元素量によつ
て変化する。 さてこのような混合組織を有する合金化溶融亜
鉛めつき高張力鋼板の製造方法として、連続焼鈍
ラインで製造した混合組織高張力鋼板を更に連続
溶融亜鉛めつきラインによつて亜鉛めつきおよび
合金化処理を行なう方法が考えられる。しかしこ
の方法ではマルテンサイトが焼戻され、その強度
が低下し結局は混合組織鋼としての特徴が失なわ
れてしまう。このマルテンサイトの焼戻し軟化は
Mn、Cr、Moなどの合金元素が少ないほど生じ易
い。一方これらの合金元素が高い場合には軟化し
難いが、亜鉛めつき性が低下する。従つて一旦混
合組織鋼とした後で合金化溶融亜鉛めつき処理を
行なう方法ではマルテンサイドが焼戻されるた
め、目的とする混合組織鋼板を製造することが困
難となる。 従つてフエライト、マルテンサイトから成る混
合組織を有する合金化亜鉛めつき高張力鋼板を製
造するためには、オーステナイトがマルテンサイ
トに変態した後亜鉛めつきおよび合金化処理を行
なうのでなく、オーステナイトとして残留してい
る状態で該処理を行なう必要がある。そのために
は連続焼鈍時の冷却途中で亜鉛めつき、合金化処
理を行ない、その後の冷却過程でオーステナイト
をマルテンサイトとしなければならない。この場
合、通常の亜鉛めつきをしない単純な冷却あるい
は単に亜鉛めつきのみを行なう場合に比べ、冷却
途中における滞留時間がより長くなり、その分だ
けオーステナイトの分解が促進されるため、マル
テンサイトを得ることは非常に困難になる。 本発明の目的は、前記従来技術の問尊点を克服
し、フエライト、マルテンサイトの混合組織を有
し、加工性の良好な合金化亜鉛めつきの高張力鋼
板の効果的な製造方法を提供することにある。 本発明のこの目的は、下記要旨とする本発明に
よつて達成される。 第１発明の要旨とするところは次の如くであ
る。すなわち、重量比にてＣ：0.005〜0.15％、
Mn：0.3〜2.0％、Cr：0.03〜0.3％を含有する薄
鋼板を連続亜鉛めつきラインによつて合金化溶融
亜鉛めつきする合金化亜鉛めつき高張力鋼板の製
造方法において、前記鋼板をAc1変態点とAc3変
態点間の温度に加熱する工程と、前記加熱温度よ
りの冷却途中450〜550℃の温度範囲で溶融亜鉛め
つきを施し更に500℃とAc1変態点間の温度範囲
に加熱し合金化処理を行なう工程と、前記合金化
処理後引続き300℃以下まで冷却する工程と、を
有して成り、前記Ac1〜Ac3間の加熱温度より溶
融亜鉛めつきを施すまで、および合金化処理後
300℃以下まで冷却する冷却工程における冷却速
度を logCR＝−3.11Cr−1.93Mn＋4.61 で与えられる臨界冷却速度CR（℃／sec）以上と
することを特徴とする加工性の良好な合金化亜鉛
めつき高張力鋼板の製造方法、である。 第２発明は、第１発明と同一組成を有する薄鋼
板を第１発明と同一加熱工程、溶融亜鉛めつき工
程、合金化処理工程、冷却工程を経た後、更に
300℃以下の温度範囲で過時効処理する工程を加
える同一目的の加工性の良好な合金化亜鉛めつき
高張力鋼板の製造方法、である。 本発明者らの数多くの実験結果より前記Ｃ、
Mn、Crの限定成分を有する基本組成のほかに、
必要に応じ次の限定成分を単独もしくは組合わせ
て添加しても本発明の効果を向上し得ることが判
明した。 (イ) Ｓ：0.02％以下、Al：0.1％以下を添加。 (ロ) 0.2％以下のＰ、1.0％以下のSi、0.7％以下の
Ni、0.7％以下のCu、0.008％以下のＢのうちか
ら選ばれた１種または２種以上を添加。 (ハ) Ti、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または
２種以上を合計で0.1％以下添加。 (ニ) 0.01〜0.1％の希土類元素（以下REMと称す
る）もしくは0.008％以下のCaを添加。 先づ基本組成のＣ、Mn、Crの限定理由につい
て説明する。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重量な元素であ
る。特に本発明の場合には（α＋γ）域に加熱し
たときのγ相の体積率は鋼中Ｃ量とその加熱温度
により決まり、ひいては冷却後のマルテンサイト
量にも影響するため重要である。而して鋼板の強
度などの機械的性質はこのマルテンサイト分率と
マルテンサイト相の硬度に大きく支配される。 Ｃ量の下限を0.005％としたのはAc1変態点と
Ac3変態点間の高温域で加熱したときのγ相、ひ
いては冷却後のマルテンサイト相の分率を２〜３
％程度まで減少させることにより引張強さを40
Kg／mm2程度まで低下せしめ加工性を良好ならしめ
るためである。一方Ｃ量の上限については0.15％
を越えるとスポツト溶接性が著しく劣化するこ
と、および鋼板中のマルテンサイト分率が増加し
て加工性が劣化すると同時に降伏比も0.7以上に
増加するためその上限値を0.15％とした。 Mn： Mnは固溶強化元素であり、さらに本発明鋼に
おいては冷却途中における変態を抑制しγ相を安
定化させるために重要であるが、Mn量が多いほ
ど亜鉛めつき性を劣化させるため上限を2.0％と
した。しかしMnが少ない場合には本発明の目的
とするマルテンサイト相が得られず、またMn／
Ｓ比が10以下では熱間変形時に割れやすいことか
ら下限を0.3％とした。 Cr： Crは本発明における最も重要な元素であり、
含有量に比例してγ相の安定度を著しく増しその
分解を抑制する。しかし0.03％未満ではその効果
が急激に消失するための下限を0.03％とした。ま
た含有量が0.8％を越えると亜鉛めつき性が劣化
し、密着不良を起こすためその上限を0.8％とし
た。 なお、本発明の目的達成に効果のあるその他の
成分の限定理由は次のとおりである。 Ｓ： Ｓは熱間圧延時に割れを発生させ易く、また冷
間での延性を劣化させるため0.02％以下とした。 Al： Alは脱酸剤として用いられるが0.1％を越える
と亜鉛めつき性を著しく劣化させるため0.1％以
下とした。 Ｐ： Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中にお
いてγ相の分解を抑制するので必要に応じて添加
される元素であるが、0.2％以上では延性を劣化
させるため上限を0.2％とした。 Ｂ： Ｂもγ相の分解抑制作用が大きい元素であるが
0.008％を越えるとその効果が逆に減少するため
上限を0.008％として、必要に応じて添加され
る。 Cu： Cuによるγ相の安定化効果はMoやCrに較べて
小さいが、やはりγ相を安定化させ、かつ鋼板自
身の耐食性を増す効果を持つている。しかし0.7
％を越えるとたとえNiとの共存下においても、
熱間圧延時に割れを生じ易く、ヘゲ状の表面欠陥
を発生させるため0.7％を上限として、必要に応
じて添加される。 Ni： NiもCuと同程度にγ相を安定化させるので適
宜添加される。特にNiはCu添加による熱間圧延
時の割れの発生を抑制するので、Cuを0.3％以上
添加した場合には不可欠の元素であり、この効果
はCuとほぼ同量の場合に最も効果を発揮される
ため0.7％以下の範囲内でCuとほぼ同量添加する
のがよい。 Si： Siはα相中の固溶Ｃ量を減少させることにより
伸びなどの延性を向上させるので材質の面からは
0.5〜1.0％程度の添加が好ましい。しかしSiが1.0
％を越えると亜鉛めつきをした場合、めつき不良
を起こすためこの面から、上限を1.0％とした。 Ti、Nb、Ｖ： Nb、Ti、Ｖはいずれもこれらの炭窒化物を析
出させることにより（α＋γ）域に加熱した時の
α相およびγ相の結晶粒を微細にするために添加
するものであり、いずれも合計量で0.1％以下の
範囲内で添加可能である。合計量が0.1％を越え
て含有する場合には析出硬化により降伏比が高く
なるため好ましくないので合計量の上限を0.1％
とした。 REM、Ca： REM、Caは硫化物系介在物の形態変化を通じ
て本発明鋼の加工性を向上させる。添加する場合
はREMは0.01〜0.1％でよく、Caは0.008％以下含
有せしめればよい。 次に上記特定の化学成分を有する鋼は通常工程
により製鋼分塊あるいは連続鋳造工程を経てスラ
ブとされ、続いて熱間圧延によりホツトコイルに
される。この間の製造条件は特に限定する必要は
ないが、比較的低い成分系で冷却速度が遅くても
フエライトとマルテンサイト組織とし目的の組織
と機械的性質を得るためにはホツトコイルの巻取
温度を例えばα＋γ域温度と高くしてMnやMoを
γ相に濃化せしめる方が好ましい。その意味では
巻取温度はできるだけ高くすることが好ましい。 ホツトコイルは引き続いて通常工程で脱スケー
ル処理されて、その後直ちに本発明条件の溶融亜
鉛めつきおよび合金化処理をされる場合と脱スケ
ール後冷間圧延されて、上記亜鉛めつきおよび合
金化処理をされる場合がある。冷間圧延を行なう
場合、本発明では冷間圧下率を40％好ましくは50
℃以上とするのがよい。 かかる工程を経たのちに連続ラインにおいて、
溶融亜鉛めつきおよび合金化処理が施されるが下
記に述べる理由により加熱温度および加熱後の冷
却条件にある特定範囲に限定される。なおこの亜
鉛めつきは鋼板の両面に施される場合と片面にの
み施される場合があるが、本発明法はいずれの場
合にも適用することができる。 加熱温度は目的とする40Kg／mm2程度の比較的低
い強度レベルから100Kg／mm2と強度の高いものに
至る引張強さのレベルに応じてγ相の量が多くな
るように（α＋γ）２相共存域内で変化させれば
よい。またこの温度範囲での保存時間にＣだけで
なくMnなどの拡散しにくい元素までγ相に濃縮
するためには長時間の方が好ましい場合もある
が、連続溶融亜鉛めつき炉による加熱を対象とし
ているため、鋼板の均熱の確保と加熱炉長の面か
ら30秒以上であればよい。 次に（α＋γ）域加熱温度からの冷却条件であ
るが、これはフエライトとマルテンサイトを主成
分とする混合組織を得るために非常に重要であ
る。本発明法に従つて冷却途中で亜鉛めつきおよ
び合金化処理を施す場合、途中での滞留時間が長
く、この間のオーステナイト相の分解がより促進
されるためマルテンサイトを得ることが非常に困
難である。そのために加熱温度から亜鉛めつき浴
に至るまでの冷却速度および合金化処理後の冷却
速度を大きくしなければならない。この臨界冷却
速度は鋼の組成によつて大きく変化し、鋼中成分
が高いほど小さくなる。このようにマルテンサイ
トを僅かでも含有する混合組織を得るための臨界
冷却速度と組成との関係について本発明者らの数
多くの実験結果を解折した結果、以下のことが明
らかとなつた。 すなわちAc1変態点とAc3変態点間の温度に加
熱後の450〜550℃に保持された亜鉛めつき浴に至
るまでの冷却速度および500℃〜Ac1変態点間の
合金化処理後の冷却速度の最小値すなわち臨界冷
却速度CR（℃／sec）は、 logCR＝−3.11Cr−1.93Mn＋4.61 …(1) で与えられる。 つまり（α＋γ）域温度に加熱後450〜550℃の
亜鉛めつき温度まで鋼中成分によつて定まる臨界
冷却速度CR以下の冷却速度で冷却し、ついで450
〜550℃の範囲の温度において10秒以下の時間で
亜鉛めつきを終了した後直ちに500℃〜Ac1変態
点間の温度に加熱し30秒以下の時間で合金化処理
を終了し、引き続き300℃以下の温度まで臨界冷
却速度CR（℃／sec）以上の速度で冷却するもの
である。ここで冷却速度が臨界冷却速度CR
（℃／sec）以下になると目的とするマルテンサイ
トが得られない。更に合金化処理後CR（℃／
sec）以上で冷却しなければならない温度範囲を
300℃以下としたのは、残留オーステナイトがマ
ルテンサイトになる温度すなわちMs点が本発明
鋼の場合ほぼ300℃であるためである。また冷却
途中の亜鉛めつきあるいは合金化処理の時間をそ
れぞれ最大10秒、30秒としたが残留オーステナイ
トの分解をより抑制するためには、これらの時間
はできるだけ短い方が好ましい。 上記の如く300℃以下まで冷却した後は特に冷
却速度を規制する必要はなく、そのまま室温まで
冷却して製品とするか、必要により材質調整のた
め300℃以下で短時間の過時効処理を行なつても
よい。また200℃程度でコイルに巻取り、その後
徐冷してもよい。 実施例 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製
した。その後分塊してスラブとした後、通常の条
件で熱延し2.6mm厚と2.0mm厚のホツトコイルとし
た。なお熱延仕上温度は780〜880℃、巻取温度は
550℃〜750℃であつた。このホツトコイルのうち
2.6mm厚については酸洗後0.8mmに冷間圧延し、連
続溶融亜鉛めつきラインにおいて、第２表に示す
条件で亜鉛めつきおよび合金化処理を行なつた。
力鋼板の製造方法に係り、特にフエライト素地中
に主としてマルテンサイトから成る低温変態組織
を含む、いわゆる２相組織鋼板上に合金化亜鉛め
つき層を有する加工性の良好な合金化亜鉛めつき
高張力鋼板の製造方法に関する。 最近加工性の良好な高張力鋼板としてフエライ
ト素地にマルテンサイトを主とする低温変態生成
相を含む混合組織鋼板が注目されている。この鋼
板は降伏比が低く加工性が良好でかつプレス加工
後の塗装焼付処理による硬化能が大きいという特
徴を有する。この混合組織鋼板はα＋γ域温度で
焼鈍後、γ相の少なくとも一部がマルテンサイト
になるように急冷して製造することが一般に公知
である。この場合の冷却速度は合金元素量によつ
て変化する。 さてこのような混合組織を有する合金化溶融亜
鉛めつき高張力鋼板の製造方法として、連続焼鈍
ラインで製造した混合組織高張力鋼板を更に連続
溶融亜鉛めつきラインによつて亜鉛めつきおよび
合金化処理を行なう方法が考えられる。しかしこ
の方法ではマルテンサイトが焼戻され、その強度
が低下し結局は混合組織鋼としての特徴が失なわ
れてしまう。このマルテンサイトの焼戻し軟化は
Mn、Cr、Moなどの合金元素が少ないほど生じ易
い。一方これらの合金元素が高い場合には軟化し
難いが、亜鉛めつき性が低下する。従つて一旦混
合組織鋼とした後で合金化溶融亜鉛めつき処理を
行なう方法ではマルテンサイドが焼戻されるた
め、目的とする混合組織鋼板を製造することが困
難となる。 従つてフエライト、マルテンサイトから成る混
合組織を有する合金化亜鉛めつき高張力鋼板を製
造するためには、オーステナイトがマルテンサイ
トに変態した後亜鉛めつきおよび合金化処理を行
なうのでなく、オーステナイトとして残留してい
る状態で該処理を行なう必要がある。そのために
は連続焼鈍時の冷却途中で亜鉛めつき、合金化処
理を行ない、その後の冷却過程でオーステナイト
をマルテンサイトとしなければならない。この場
合、通常の亜鉛めつきをしない単純な冷却あるい
は単に亜鉛めつきのみを行なう場合に比べ、冷却
途中における滞留時間がより長くなり、その分だ
けオーステナイトの分解が促進されるため、マル
テンサイトを得ることは非常に困難になる。 本発明の目的は、前記従来技術の問尊点を克服
し、フエライト、マルテンサイトの混合組織を有
し、加工性の良好な合金化亜鉛めつきの高張力鋼
板の効果的な製造方法を提供することにある。 本発明のこの目的は、下記要旨とする本発明に
よつて達成される。 第１発明の要旨とするところは次の如くであ
る。すなわち、重量比にてＣ：0.005〜0.15％、
Mn：0.3〜2.0％、Cr：0.03〜0.3％を含有する薄
鋼板を連続亜鉛めつきラインによつて合金化溶融
亜鉛めつきする合金化亜鉛めつき高張力鋼板の製
造方法において、前記鋼板をAc1変態点とAc3変
態点間の温度に加熱する工程と、前記加熱温度よ
りの冷却途中450〜550℃の温度範囲で溶融亜鉛め
つきを施し更に500℃とAc1変態点間の温度範囲
に加熱し合金化処理を行なう工程と、前記合金化
処理後引続き300℃以下まで冷却する工程と、を
有して成り、前記Ac1〜Ac3間の加熱温度より溶
融亜鉛めつきを施すまで、および合金化処理後
300℃以下まで冷却する冷却工程における冷却速
度を logCR＝−3.11Cr−1.93Mn＋4.61 で与えられる臨界冷却速度CR（℃／sec）以上と
することを特徴とする加工性の良好な合金化亜鉛
めつき高張力鋼板の製造方法、である。 第２発明は、第１発明と同一組成を有する薄鋼
板を第１発明と同一加熱工程、溶融亜鉛めつき工
程、合金化処理工程、冷却工程を経た後、更に
300℃以下の温度範囲で過時効処理する工程を加
える同一目的の加工性の良好な合金化亜鉛めつき
高張力鋼板の製造方法、である。 本発明者らの数多くの実験結果より前記Ｃ、
Mn、Crの限定成分を有する基本組成のほかに、
必要に応じ次の限定成分を単独もしくは組合わせ
て添加しても本発明の効果を向上し得ることが判
明した。 (イ) Ｓ：0.02％以下、Al：0.1％以下を添加。 (ロ) 0.2％以下のＰ、1.0％以下のSi、0.7％以下の
Ni、0.7％以下のCu、0.008％以下のＢのうちか
ら選ばれた１種または２種以上を添加。 (ハ) Ti、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または
２種以上を合計で0.1％以下添加。 (ニ) 0.01〜0.1％の希土類元素（以下REMと称す
る）もしくは0.008％以下のCaを添加。 先づ基本組成のＣ、Mn、Crの限定理由につい
て説明する。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重量な元素であ
る。特に本発明の場合には（α＋γ）域に加熱し
たときのγ相の体積率は鋼中Ｃ量とその加熱温度
により決まり、ひいては冷却後のマルテンサイト
量にも影響するため重要である。而して鋼板の強
度などの機械的性質はこのマルテンサイト分率と
マルテンサイト相の硬度に大きく支配される。 Ｃ量の下限を0.005％としたのはAc1変態点と
Ac3変態点間の高温域で加熱したときのγ相、ひ
いては冷却後のマルテンサイト相の分率を２〜３
％程度まで減少させることにより引張強さを40
Kg／mm2程度まで低下せしめ加工性を良好ならしめ
るためである。一方Ｃ量の上限については0.15％
を越えるとスポツト溶接性が著しく劣化するこ
と、および鋼板中のマルテンサイト分率が増加し
て加工性が劣化すると同時に降伏比も0.7以上に
増加するためその上限値を0.15％とした。 Mn： Mnは固溶強化元素であり、さらに本発明鋼に
おいては冷却途中における変態を抑制しγ相を安
定化させるために重要であるが、Mn量が多いほ
ど亜鉛めつき性を劣化させるため上限を2.0％と
した。しかしMnが少ない場合には本発明の目的
とするマルテンサイト相が得られず、またMn／
Ｓ比が10以下では熱間変形時に割れやすいことか
ら下限を0.3％とした。 Cr： Crは本発明における最も重要な元素であり、
含有量に比例してγ相の安定度を著しく増しその
分解を抑制する。しかし0.03％未満ではその効果
が急激に消失するための下限を0.03％とした。ま
た含有量が0.8％を越えると亜鉛めつき性が劣化
し、密着不良を起こすためその上限を0.8％とし
た。 なお、本発明の目的達成に効果のあるその他の
成分の限定理由は次のとおりである。 Ｓ： Ｓは熱間圧延時に割れを発生させ易く、また冷
間での延性を劣化させるため0.02％以下とした。 Al： Alは脱酸剤として用いられるが0.1％を越える
と亜鉛めつき性を著しく劣化させるため0.1％以
下とした。 Ｐ： Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中にお
いてγ相の分解を抑制するので必要に応じて添加
される元素であるが、0.2％以上では延性を劣化
させるため上限を0.2％とした。 Ｂ： Ｂもγ相の分解抑制作用が大きい元素であるが
0.008％を越えるとその効果が逆に減少するため
上限を0.008％として、必要に応じて添加され
る。 Cu： Cuによるγ相の安定化効果はMoやCrに較べて
小さいが、やはりγ相を安定化させ、かつ鋼板自
身の耐食性を増す効果を持つている。しかし0.7
％を越えるとたとえNiとの共存下においても、
熱間圧延時に割れを生じ易く、ヘゲ状の表面欠陥
を発生させるため0.7％を上限として、必要に応
じて添加される。 Ni： NiもCuと同程度にγ相を安定化させるので適
宜添加される。特にNiはCu添加による熱間圧延
時の割れの発生を抑制するので、Cuを0.3％以上
添加した場合には不可欠の元素であり、この効果
はCuとほぼ同量の場合に最も効果を発揮される
ため0.7％以下の範囲内でCuとほぼ同量添加する
のがよい。 Si： Siはα相中の固溶Ｃ量を減少させることにより
伸びなどの延性を向上させるので材質の面からは
0.5〜1.0％程度の添加が好ましい。しかしSiが1.0
％を越えると亜鉛めつきをした場合、めつき不良
を起こすためこの面から、上限を1.0％とした。 Ti、Nb、Ｖ： Nb、Ti、Ｖはいずれもこれらの炭窒化物を析
出させることにより（α＋γ）域に加熱した時の
α相およびγ相の結晶粒を微細にするために添加
するものであり、いずれも合計量で0.1％以下の
範囲内で添加可能である。合計量が0.1％を越え
て含有する場合には析出硬化により降伏比が高く
なるため好ましくないので合計量の上限を0.1％
とした。 REM、Ca： REM、Caは硫化物系介在物の形態変化を通じ
て本発明鋼の加工性を向上させる。添加する場合
はREMは0.01〜0.1％でよく、Caは0.008％以下含
有せしめればよい。 次に上記特定の化学成分を有する鋼は通常工程
により製鋼分塊あるいは連続鋳造工程を経てスラ
ブとされ、続いて熱間圧延によりホツトコイルに
される。この間の製造条件は特に限定する必要は
ないが、比較的低い成分系で冷却速度が遅くても
フエライトとマルテンサイト組織とし目的の組織
と機械的性質を得るためにはホツトコイルの巻取
温度を例えばα＋γ域温度と高くしてMnやMoを
γ相に濃化せしめる方が好ましい。その意味では
巻取温度はできるだけ高くすることが好ましい。 ホツトコイルは引き続いて通常工程で脱スケー
ル処理されて、その後直ちに本発明条件の溶融亜
鉛めつきおよび合金化処理をされる場合と脱スケ
ール後冷間圧延されて、上記亜鉛めつきおよび合
金化処理をされる場合がある。冷間圧延を行なう
場合、本発明では冷間圧下率を40％好ましくは50
℃以上とするのがよい。 かかる工程を経たのちに連続ラインにおいて、
溶融亜鉛めつきおよび合金化処理が施されるが下
記に述べる理由により加熱温度および加熱後の冷
却条件にある特定範囲に限定される。なおこの亜
鉛めつきは鋼板の両面に施される場合と片面にの
み施される場合があるが、本発明法はいずれの場
合にも適用することができる。 加熱温度は目的とする40Kg／mm2程度の比較的低
い強度レベルから100Kg／mm2と強度の高いものに
至る引張強さのレベルに応じてγ相の量が多くな
るように（α＋γ）２相共存域内で変化させれば
よい。またこの温度範囲での保存時間にＣだけで
なくMnなどの拡散しにくい元素までγ相に濃縮
するためには長時間の方が好ましい場合もある
が、連続溶融亜鉛めつき炉による加熱を対象とし
ているため、鋼板の均熱の確保と加熱炉長の面か
ら30秒以上であればよい。 次に（α＋γ）域加熱温度からの冷却条件であ
るが、これはフエライトとマルテンサイトを主成
分とする混合組織を得るために非常に重要であ
る。本発明法に従つて冷却途中で亜鉛めつきおよ
び合金化処理を施す場合、途中での滞留時間が長
く、この間のオーステナイト相の分解がより促進
されるためマルテンサイトを得ることが非常に困
難である。そのために加熱温度から亜鉛めつき浴
に至るまでの冷却速度および合金化処理後の冷却
速度を大きくしなければならない。この臨界冷却
速度は鋼の組成によつて大きく変化し、鋼中成分
が高いほど小さくなる。このようにマルテンサイ
トを僅かでも含有する混合組織を得るための臨界
冷却速度と組成との関係について本発明者らの数
多くの実験結果を解折した結果、以下のことが明
らかとなつた。 すなわちAc1変態点とAc3変態点間の温度に加
熱後の450〜550℃に保持された亜鉛めつき浴に至
るまでの冷却速度および500℃〜Ac1変態点間の
合金化処理後の冷却速度の最小値すなわち臨界冷
却速度CR（℃／sec）は、 logCR＝−3.11Cr−1.93Mn＋4.61 …(1) で与えられる。 つまり（α＋γ）域温度に加熱後450〜550℃の
亜鉛めつき温度まで鋼中成分によつて定まる臨界
冷却速度CR以下の冷却速度で冷却し、ついで450
〜550℃の範囲の温度において10秒以下の時間で
亜鉛めつきを終了した後直ちに500℃〜Ac1変態
点間の温度に加熱し30秒以下の時間で合金化処理
を終了し、引き続き300℃以下の温度まで臨界冷
却速度CR（℃／sec）以上の速度で冷却するもの
である。ここで冷却速度が臨界冷却速度CR
（℃／sec）以下になると目的とするマルテンサイ
トが得られない。更に合金化処理後CR（℃／
sec）以上で冷却しなければならない温度範囲を
300℃以下としたのは、残留オーステナイトがマ
ルテンサイトになる温度すなわちMs点が本発明
鋼の場合ほぼ300℃であるためである。また冷却
途中の亜鉛めつきあるいは合金化処理の時間をそ
れぞれ最大10秒、30秒としたが残留オーステナイ
トの分解をより抑制するためには、これらの時間
はできるだけ短い方が好ましい。 上記の如く300℃以下まで冷却した後は特に冷
却速度を規制する必要はなく、そのまま室温まで
冷却して製品とするか、必要により材質調整のた
め300℃以下で短時間の過時効処理を行なつても
よい。また200℃程度でコイルに巻取り、その後
徐冷してもよい。 実施例 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製
した。その後分塊してスラブとした後、通常の条
件で熱延し2.6mm厚と2.0mm厚のホツトコイルとし
た。なお熱延仕上温度は780〜880℃、巻取温度は
550℃〜750℃であつた。このホツトコイルのうち
2.6mm厚については酸洗後0.8mmに冷間圧延し、連
続溶融亜鉛めつきラインにおいて、第２表に示す
条件で亜鉛めつきおよび合金化処理を行なつた。
【表】
【表】
【表】
【表】
また2.0mm厚のホツトコイルについては酸洗後
直ちに連続溶融亜鉛めつきラインにおいて同じく
第２表に示す条件で亜鉛めつきおよび合金化処理
を行なつた。No.11のコイルは片面にのみ亜鉛め
つきを行なつたが、他の全コイルは両面に亜鉛め
つきを行なつた。また合金化処理後の冷却はすべ
て100℃以下まで第２表に示す条件で行なつた
が、No.6のコイルのみ300℃以下の200℃で１分
間の過時効処理を行なつた。 かくして得られた合金化亜鉛めつき鋼板は調質
圧延を行なうことなく引張試験を行なつた。これ
らの結果を第２表に示す。 第２表から明らかなように成分に応じて定まる
臨界冷却速度より早く冷却し、フエライトとマル
テンサイトから成る混合組織とした鋼板は本発明
の規制以外の方法で製造した比較鋼よりも、添附
図面に示すように伸びがよく、また降伏比も低
い。 本発明は亜鉛めつき性およびγ相の冷却途中で
の安定度等より特定の成分を限定し、かつ（α＋
γ）域に加熱後のめつき浴温度の450〜550℃まで
および500℃〜Ac1間の合金化処理後300℃以下ま
でを鋼の成分より決まる臨界冷却速度CR以上で
急冷することにより、γ相の分解をできるだけ起
さないようにすると共に、γ相と共存するα相中
のＣ量を可能な限りγ相に濃縮するようにしてフ
エライトとマルテンサイトが共存する低温変態組
織を含む鋼板上に合金化亜鉛めつきをしたので、
極めて良好な加工性を有する合金化亜鉛めつき高
張力鋼板を得ることができた。従つて、本発明に
よる合金化亜鉛めつき鋼板は通常の溶融亜鉛めつ
き鋼板に比べて低降伏比で伸びが大きく、加工性
が良好であることから自動車の部品のうちプレス
加工がきびしく、かつ防錆性も要求される部品に
有効に使用される効果がある。
直ちに連続溶融亜鉛めつきラインにおいて同じく
第２表に示す条件で亜鉛めつきおよび合金化処理
を行なつた。No.11のコイルは片面にのみ亜鉛め
つきを行なつたが、他の全コイルは両面に亜鉛め
つきを行なつた。また合金化処理後の冷却はすべ
て100℃以下まで第２表に示す条件で行なつた
が、No.6のコイルのみ300℃以下の200℃で１分
間の過時効処理を行なつた。 かくして得られた合金化亜鉛めつき鋼板は調質
圧延を行なうことなく引張試験を行なつた。これ
らの結果を第２表に示す。 第２表から明らかなように成分に応じて定まる
臨界冷却速度より早く冷却し、フエライトとマル
テンサイトから成る混合組織とした鋼板は本発明
の規制以外の方法で製造した比較鋼よりも、添附
図面に示すように伸びがよく、また降伏比も低
い。 本発明は亜鉛めつき性およびγ相の冷却途中で
の安定度等より特定の成分を限定し、かつ（α＋
γ）域に加熱後のめつき浴温度の450〜550℃まで
および500℃〜Ac1間の合金化処理後300℃以下ま
でを鋼の成分より決まる臨界冷却速度CR以上で
急冷することにより、γ相の分解をできるだけ起
さないようにすると共に、γ相と共存するα相中
のＣ量を可能な限りγ相に濃縮するようにしてフ
エライトとマルテンサイトが共存する低温変態組
織を含む鋼板上に合金化亜鉛めつきをしたので、
極めて良好な加工性を有する合金化亜鉛めつき高
張力鋼板を得ることができた。従つて、本発明に
よる合金化亜鉛めつき鋼板は通常の溶融亜鉛めつ
き鋼板に比べて低降伏比で伸びが大きく、加工性
が良好であることから自動車の部品のうちプレス
加工がきびしく、かつ防錆性も要求される部品に
有効に使用される効果がある。
添附図面は本発明による合金化亜鉛めつき高張
力鋼板（黒丸）と従来の亜鉛めつき鋼板（白丸）
の引張強さと伸びの関係の実施例を示す相関図で
ある。
力鋼板（黒丸）と従来の亜鉛めつき鋼板（白丸）
の引張強さと伸びの関係の実施例を示す相関図で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にてＣ：0.005〜0.15％、Mn：0.3〜
2.0％、Cr：0.03〜0.8％を含有する薄鋼板を連続
亜鉛めつきラインによつて合金化溶融亜鉛めつき
する合金化亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法にお
いて、前記鋼板をAc1変態点とAc3変態点間の温
度に加熱する工程と、前記加熱温度よりの冷却途
中450〜550℃の温度範囲で溶融亜鉛めつきを施し
更に500℃とAc1変態点間の温度範囲に加熱し合
金化処理を行なう工程と、前記合金化処理後引続
き300℃以下まで冷却する工程と、を有して成
り、前記Ac1〜Ac3間の加熱温度より溶融亜鉛め
つきを施すまで、および合金化処理後300℃以下
まで冷却する冷却工程における冷却速度を logCR＝−3.11Cr−1.93Mn＋4.61 で与えられる臨界冷却速度CR（℃／sec）以上と
することを特徴とする加工性の良好な合金化亜鉛
めつき高張力鋼板の製造方法。 ２ 重量比にてＣ：0.005〜0.15％、Mn：0.3〜
2.0％、Cr：0.03〜0.8％を含有する薄鋼板を連続
亜鉛めつきラインによつて合金化溶融亜鉛めつき
する合金化亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法にお
いて、前記鋼板をAc1変態点とAc3変態点間の温
度に加熱する工程と、前記加熱温度よりの冷却途
中450〜550℃の温度範囲で溶融亜鉛めつきを施し
更に500℃とAc1変態点間の温度範囲に加熱し合
金化処理を行なう工程と、前記合金化処理後引続
き300℃以下まで冷却する工程と、300℃以下の温
度範囲で過時効処理する工程と、を有して成り、
前記Ac1〜Ac3間の加熱温度より溶融亜鉛めつき
を施すまで、および合金化処理後300℃以下まで
冷却する冷却工程における冷却速度を logCR＝−3.11Cr−1.93Mn＋4.61 で与えられる臨界冷却速度CR（℃／sec）以上と
することを特徴とする加工性の良好な合金化亜鉛
めつき高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3091879A JPS55122821A (en) | 1979-03-15 | 1979-03-15 | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with high workability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3091879A JPS55122821A (en) | 1979-03-15 | 1979-03-15 | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with high workability |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55122821A JPS55122821A (en) | 1980-09-20 |
| JPS6240405B2 true JPS6240405B2 (ja) | 1987-08-28 |
Family
ID=12317070
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3091879A Granted JPS55122821A (en) | 1979-03-15 | 1979-03-15 | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with high workability |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55122821A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1992016668A1 (fr) * | 1991-03-15 | 1992-10-01 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et presentant une excellente aptitude au formage, tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et zinguee a chaud, et procede de fabrication desdites toles |
| WO2007066600A1 (ja) | 2005-12-06 | 2007-06-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP1826287A2 (en) | 2006-02-23 | 2007-08-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength steel sheet having excellent formability |
| WO2009008551A1 (ja) | 2007-07-11 | 2009-01-15 | Jfe Steel Corporation | 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2009008548A1 (ja) | 2007-07-11 | 2009-01-15 | Jfe Steel Corporation | 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 |
| WO2010150919A1 (ja) | 2009-06-26 | 2010-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2011013838A1 (ja) | 2009-07-28 | 2011-02-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5735673A (en) * | 1980-08-11 | 1982-02-26 | Kobe Steel Ltd | High strength galvanized steel plate with surperior deep drawability |
| JPS5757827A (en) * | 1980-09-26 | 1982-04-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of alloyed hot-dipped galvanized steel plate |
| JPS5757828A (en) * | 1980-09-26 | 1982-04-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of alloyed hot-dipped galvanized steel plate |
| JPS57140868A (en) * | 1981-02-24 | 1982-08-31 | Nisshin Steel Co Ltd | Aluminum hot-dipped steel plate with superior strength and oxidation resistance at high temperature and its manufacture |
| JPS5839770A (ja) * | 1981-09-03 | 1983-03-08 | Kobe Steel Ltd | 高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
| FR2546534B1 (fr) * | 1983-05-24 | 1989-04-21 | Usinor | Procede et installation de fabrication en continu d'une bande d'acier survieillie portant un revetement de zn, al ou d'alliage zn-al |
| JPS61177378A (ja) * | 1985-02-01 | 1986-08-09 | Nippon Steel Corp | 塗装性能にすぐれたクロメ−ト系処理被覆Ｃｒ含有系鋼板 |
| JPS61284594A (ja) * | 1985-06-10 | 1986-12-15 | Nippon Steel Corp | めつき層密着性のすぐれたＺｎ系めつき鋼板 |
| JPS61288083A (ja) * | 1985-06-14 | 1986-12-18 | Nippon Steel Corp | 塗装性、耐食性及び加工性にすぐれたクロメ−ト系処理被覆Ｃｒ含有鋼板 |
| US4913746A (en) * | 1988-08-29 | 1990-04-03 | Lehigh University | Method of producing a Zn-Fe galvanneal on a steel substrate |
| JP3037767B2 (ja) * | 1991-01-21 | 2000-05-08 | 川崎製鉄株式会社 | 低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| US5690755A (en) * | 1992-08-31 | 1997-11-25 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same |
| JP3750789B2 (ja) | 1999-11-19 | 2006-03-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| FR2830260B1 (fr) | 2001-10-03 | 2007-02-23 | Kobe Steel Ltd | Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci |
| JP4544579B2 (ja) * | 2004-09-29 | 2010-09-15 | 日新製鋼株式会社 | 高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 |
| JP4846550B2 (ja) * | 2006-12-12 | 2011-12-28 | 新日本製鐵株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP5257981B2 (ja) * | 2007-07-11 | 2013-08-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | プレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4623233B2 (ja) | 2009-02-02 | 2011-02-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| CA3071564A1 (en) * | 2017-10-31 | 2019-05-09 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for producing same |
-
1979
- 1979-03-15 JP JP3091879A patent/JPS55122821A/ja active Granted
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1992016668A1 (fr) * | 1991-03-15 | 1992-10-01 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et presentant une excellente aptitude au formage, tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et zinguee a chaud, et procede de fabrication desdites toles |
| WO2007066600A1 (ja) | 2005-12-06 | 2007-06-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP1826287A2 (en) | 2006-02-23 | 2007-08-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength steel sheet having excellent formability |
| WO2009008551A1 (ja) | 2007-07-11 | 2009-01-15 | Jfe Steel Corporation | 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2009008548A1 (ja) | 2007-07-11 | 2009-01-15 | Jfe Steel Corporation | 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 |
| WO2010150919A1 (ja) | 2009-06-26 | 2010-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2011013838A1 (ja) | 2009-07-28 | 2011-02-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| US9039847B2 (en) | 2009-07-28 | 2015-05-26 | Jfe Steel Corporation | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| US9534269B2 (en) | 2009-07-28 | 2017-01-03 | Jfe Steel Corporation | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55122821A (en) | 1980-09-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS6240405B2 (ja) | ||
| JP3527092B2 (ja) | 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| EP1264911A2 (en) | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same | |
| EP1195447A1 (en) | Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production | |
| JP3424619B2 (ja) | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH0372134B2 (ja) | ||
| EP1932932B1 (en) | Cold-rolled steel sheet excellent in coating curability in baking and cold slow-aging property and process for producing the same | |
| JPS6256209B2 (ja) | ||
| JP3263143B2 (ja) | 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP2862186B2 (ja) | 伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JPS595649B2 (ja) | 加工性の優れた高強度溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 | |
| JP3521851B2 (ja) | 高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP4150277B2 (ja) | プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2787366B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6049698B2 (ja) | 加工性のすぐれた合金化溶融亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4140962B2 (ja) | 低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3334646B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2002226942A (ja) | 深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3911972B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法 | |
| JPS6156245A (ja) | 深絞り用溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 | |
| JPH06145893A (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2826259B2 (ja) | プレス成形性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0559970B2 (ja) | ||
| JPH05117834A (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 | |
| JP3687400B2 (ja) | 加工性およびめっき性に優れた高強度薄鋼板の製造方法 |