JPS6249323B2 - - Google Patents
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- JPS6249323B2 JPS6249323B2 JP54048375A JP4837579A JPS6249323B2 JP S6249323 B2 JPS6249323 B2 JP S6249323B2 JP 54048375 A JP54048375 A JP 54048375A JP 4837579 A JP4837579 A JP 4837579A JP S6249323 B2 JPS6249323 B2 JP S6249323B2
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Classifications
-
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- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- 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
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
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- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、プレス加工用高張力亜鉛めつき鋼板
の製造方法に関し、特にプレス成形性、耐時効
性、およびプレス成形後の焼付塗装硬化性に優れ
たプレス加工用高張力亜鉛めつき鋼板の製造方法
に関する。 近年省エネルギーの観点から自動車の軽量化が
進められており、そのため強度の高い自動車用鋼
板の研究が鋭意進められている。その様な自動車
用高張力鋼板としては、特に表面処理の施されて
いない普通の高張力鋼板の外に、例えば北米等に
おいて寒冷期に道路の融雪のため用いられる融雪
剤に含まれる塩類のため自動車外板が腐食される
のを防止するため亜鉛めつきした高張力鋼板が必
要とされている。 このような耐食性高張力鋼板を製造するには昨
今盛んに喧伝されている所謂２相組織高張力鋼板
に亜鉛めつきを施すことが提案されているが、特
に、溶融亜鉛めつきを施す場合には、溶融亜鉛め
つきおよびそれに続いて必要に応じて施される合
金化処理する際の熱により、一旦得られた２相組
織が崩れるために、あるいは２相組織を得るため
の合金成分Si，Mn，Crなどのためめつき性が劣
化するため、上述の如く種々の提案はみられるも
のゝ溶融亜鉛めつきされた２相組織鋼板は、工業
的規模で製造されるには至つていない。 本発明は、前記従来のプレス加工用高張力亜鉛
めつき鋼板の製造方法が有する欠点を除去、改善
したプレス加工用高張力亜鉛めつき鋼板の製造法
を提供することを目的とするものであり、Ｃ
0.010％以下、Si 0.20％以下、Mn 1.0％以下、Al
0.010〜0.080％ Ｐ 0.10％以下、Ｎ 0.010％以
下、Nbを下記(イ)，(ロ)の条件のいずれかにより規
定される範囲内で含有する低炭素鋼を、350℃以
上750℃以下の温度で巻取り、冷間圧延の後、900
℃以下の温度に加熱して再結晶焼鈍し、引続き
500℃までを50℃／秒以下の冷却速度で冷却し、
その後溶融亜鉛めつきを施すことを特徴とするプ
レス加工用高張力亜鉛めつき鋼板の製造方法を提
供することによつて前記目的を達成することがで
きる。 (イ) 巻取温度600℃以上750℃以下の場合 0.3≦％Nb／7.75（％Ｃ）＋6.65（0.25−0.023
％可溶Ａｌ／％全Ｎ）（％全Ｎ）＜1.2 (ロ) 巻取温度350℃以上600℃未満の場合 0.3≦％Nb／7.75（％Ｃ）＋6.65（0.93−0.073
％可溶Ａｌ／％全Ｎ）（％全Ｎ）＜1.2 次に本発明を詳細に説明する。 本発明は、前述の如く多くの問題点をかかえる
２相組織鋼に依らないプレス成形性、耐時効性お
よび焼付硬化性に優れたプレス加工用高張力亜鉛
めつき鋼板の効率的製造方法に関し、下記(1)〜(4)
に記載の知見に基き、極低炭素鋼に対しNbを固
溶Ｃ，Ｎが残留される程度に添加した鋼板を連続
焼鈍後適度の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛め
つきを施せば、所期の特性を有するプレス加工用
高張力亜鉛めつき鋼板を得ることのできることに
想到し、その条件を鋭意研究して本発明を完成し
た。 (1) Nb添加は通常降伏応力の上昇あるいは伸び
の低下をもたらすが、少量添加した場合には引
張強さのみを高めることが可能である。すなわ
ちｎ値の高い高張力めつき鋼板とすることがで
きる。 (2) NbはTi，Ｖ，Cr等よりも鋼中でＣ，Ｎ原子
と強い親和力を有する。したがつて鋼板中に固
溶しているＣ，Ｎ量を的確にかつ効果的に制御
することが可能である。 (3) Nb添加極低炭素鋼を連続焼鈍法で再結晶焼
鈍すると、Nb炭窒化物の作用により｛110｝方
位の粒成長が抑制されると同時に｛111｝方位
の結晶粒が面内異方性なしに優先成長し、ｒ値
が高く、Δｒ値が小さいため深絞り成形性に優
れる。 (4) 連続法による焼鈍は焼鈍時間が短いために不
純物の鋼板表面への濃化等に起因するめつき性
の劣化の心配はない。 次に本発明を実験データについて説明する。 第１表に示す成分組成を有する鋼塊を3.5mm板
厚に熱間圧延後、高温巻取（670℃で巻取る）と
低温巻取（525℃で巻取る）とを行なつた。その
後0.7mmまで冷間圧延した。
の製造方法に関し、特にプレス成形性、耐時効
性、およびプレス成形後の焼付塗装硬化性に優れ
たプレス加工用高張力亜鉛めつき鋼板の製造方法
に関する。 近年省エネルギーの観点から自動車の軽量化が
進められており、そのため強度の高い自動車用鋼
板の研究が鋭意進められている。その様な自動車
用高張力鋼板としては、特に表面処理の施されて
いない普通の高張力鋼板の外に、例えば北米等に
おいて寒冷期に道路の融雪のため用いられる融雪
剤に含まれる塩類のため自動車外板が腐食される
のを防止するため亜鉛めつきした高張力鋼板が必
要とされている。 このような耐食性高張力鋼板を製造するには昨
今盛んに喧伝されている所謂２相組織高張力鋼板
に亜鉛めつきを施すことが提案されているが、特
に、溶融亜鉛めつきを施す場合には、溶融亜鉛め
つきおよびそれに続いて必要に応じて施される合
金化処理する際の熱により、一旦得られた２相組
織が崩れるために、あるいは２相組織を得るため
の合金成分Si，Mn，Crなどのためめつき性が劣
化するため、上述の如く種々の提案はみられるも
のゝ溶融亜鉛めつきされた２相組織鋼板は、工業
的規模で製造されるには至つていない。 本発明は、前記従来のプレス加工用高張力亜鉛
めつき鋼板の製造方法が有する欠点を除去、改善
したプレス加工用高張力亜鉛めつき鋼板の製造法
を提供することを目的とするものであり、Ｃ
0.010％以下、Si 0.20％以下、Mn 1.0％以下、Al
0.010〜0.080％ Ｐ 0.10％以下、Ｎ 0.010％以
下、Nbを下記(イ)，(ロ)の条件のいずれかにより規
定される範囲内で含有する低炭素鋼を、350℃以
上750℃以下の温度で巻取り、冷間圧延の後、900
℃以下の温度に加熱して再結晶焼鈍し、引続き
500℃までを50℃／秒以下の冷却速度で冷却し、
その後溶融亜鉛めつきを施すことを特徴とするプ
レス加工用高張力亜鉛めつき鋼板の製造方法を提
供することによつて前記目的を達成することがで
きる。 (イ) 巻取温度600℃以上750℃以下の場合 0.3≦％Nb／7.75（％Ｃ）＋6.65（0.25−0.023
％可溶Ａｌ／％全Ｎ）（％全Ｎ）＜1.2 (ロ) 巻取温度350℃以上600℃未満の場合 0.3≦％Nb／7.75（％Ｃ）＋6.65（0.93−0.073
％可溶Ａｌ／％全Ｎ）（％全Ｎ）＜1.2 次に本発明を詳細に説明する。 本発明は、前述の如く多くの問題点をかかえる
２相組織鋼に依らないプレス成形性、耐時効性お
よび焼付硬化性に優れたプレス加工用高張力亜鉛
めつき鋼板の効率的製造方法に関し、下記(1)〜(4)
に記載の知見に基き、極低炭素鋼に対しNbを固
溶Ｃ，Ｎが残留される程度に添加した鋼板を連続
焼鈍後適度の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛め
つきを施せば、所期の特性を有するプレス加工用
高張力亜鉛めつき鋼板を得ることのできることに
想到し、その条件を鋭意研究して本発明を完成し
た。 (1) Nb添加は通常降伏応力の上昇あるいは伸び
の低下をもたらすが、少量添加した場合には引
張強さのみを高めることが可能である。すなわ
ちｎ値の高い高張力めつき鋼板とすることがで
きる。 (2) NbはTi，Ｖ，Cr等よりも鋼中でＣ，Ｎ原子
と強い親和力を有する。したがつて鋼板中に固
溶しているＣ，Ｎ量を的確にかつ効果的に制御
することが可能である。 (3) Nb添加極低炭素鋼を連続焼鈍法で再結晶焼
鈍すると、Nb炭窒化物の作用により｛110｝方
位の粒成長が抑制されると同時に｛111｝方位
の結晶粒が面内異方性なしに優先成長し、ｒ値
が高く、Δｒ値が小さいため深絞り成形性に優
れる。 (4) 連続法による焼鈍は焼鈍時間が短いために不
純物の鋼板表面への濃化等に起因するめつき性
の劣化の心配はない。 次に本発明を実験データについて説明する。 第１表に示す成分組成を有する鋼塊を3.5mm板
厚に熱間圧延後、高温巻取（670℃で巻取る）と
低温巻取（525℃で巻取る）とを行なつた。その
後0.7mmまで冷間圧延した。
【表】
【表】
第１図は溶融亜鉛メツキラインのヒートサイク
ルを示す。サイクル−１は合金化処理を施さない
場合の連続溶融亜鉛メツキラインのヒートサイク
ル（全部実線で示すサイクル）を示す。サイクル
−２は溶融亜鉛メツキ後引続き合金化処理を施す
場合のヒートサイクル（実線と一部１点鎖線で示
すサイクル）である。焼鈍を特徴づける因子とし
て焼鈍温度（ＴA，℃）、焼鈍時間（ｔA，sec）、
焼鈍温度から500℃までの平均冷却速度（ｖc，
℃／sec）がある。鋼板をこれらのヒートサイク
ルで焼鈍後引続き0.7％のスキンパスを行ない、
この鋼板の材質および歪時効硬化性を調べた。 まずNb量は鋼中のＣ，Ｎ量と密接な関係があ
り、すなわちNbはＣ又はＮと結合してそれぞれ
NbC又はNbNを生成するため、NbとＣ又はＮと
の原子比が重要となる。そして各元素の原子量は
Nb＝93、Ｃ＝12及びＮ＝14で、Nbに対するＣ及
びＮの当量はそれぞれ93/12＝7.75及び93/14＝
6.65となる。したがつて組成をNb（wt％）／
｛7.75C（wt％）＋6.65N（wt％）｝で整理し、この
値が約0.7の鋼をサイクル−１およびサイクル２
（いずれもＴA＝830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝６℃／
sec）で焼鈍後の材質とＣ量との関係を第２図に
示す。Ｃ≦0.010％の鋼では降伏応力（YP）が低
く、全伸び（El）、ｒ値、ｎ値の大きい材質のも
のが得られるが、Ｃ＞0.010％の鋼ではYPが高く
なり、El、ｎ値、ｒ値の低下も著しくなる。ま
た時効指数（AI，7.5％引張変形時の変形応力と
それを100℃、30minの時効処理を行なつたとき
の降伏応力との差）はＣ≦0.010％の鋼では３
Kg／mm2以下であり、鋼板が通常の条件下で使用さ
れる限り耐時効性において問題はない。高温巻取
材では低温巻取材に比較して、YPが低く、Elが
大きく軟質化の傾向が明瞭であり、AIも減少す
る傾向にある。一方第２図の結果からはこの組成
の鋼を用いれば、焼鈍サイクル−１と２で材質間
の差がほとんどないことがわかつたので、以後焼
鈍はサイクル−１に限定して説明する。 第３図Ａは鋼板に予歪を与えた後、さらに歪を
与えたときの歪と応力との関係を示す模式図であ
り、YPは予歪を与えた時の降伏応力、σy′は予
歪を与えた後焼付塗装処理した後歪を与えた時の
降伏応力、TS′は極限強さ、Δσｙはσy′とYPと
の差、Δσｗは加工硬化による上昇部分、ΔσＡ
は純粋に時効による降伏応力の増分である。 Nb（％）／｛7.75C（％）＋6.65N（％）｝0.7
の鋼をサイクル−１（ＴA＝830℃，ｔA＝40sec，
ｖc＝６℃／sec）で焼鈍後、１％および５％の引
張予歪を付加し焼付塗装相当処理（170℃，
20min）を施したときの鋼板のTS′，σy′，Δσ
ｙ，ΔσＡ，ΔσｗとＣ量との関係を第３図Ｂに
示す。処理後の引張強さTS′は予歪にほぼ無関係
に１〜４Kg／mm2程度上昇する。また処理後の降伏
応力σy′はΔσｙの結果から判るように処理前の
YPに比較して１％予歪で約10Kg／mm2、５％予歪
で15〜16Kg／mm2程度上昇する。この上昇量はＣ量
とはほぼ無関係であるが、Ｃ≧0.010％の鋼では
ｎ値の低下に伴い加工硬化による上昇部分Δσｗ
が減少する結果処理後の降伏応力の上昇量は若干
減少する傾向にある。純粋に時効による降伏応力
の増分（ΔσＡ）は４〜８Kg／mm2で、低温巻取材
の方が大きい傾向にある。これは低温巻取材の
AIが高温巻取材のものより高いことから予想さ
れることである。第２図の結果とも考え合わせる
と、高温巻取材を用いればYPの低下、El，ｒ値
の向上等深絞り成形性には有利となる。しかし低
温巻取材のものより固溶Ｃ，Ｎ量が減少するた
め、歪時効による降伏点の上昇度は小さくなる。 第２図、第３図Ｂから、Nb／｛7.75C（％）＋
6.65N（％）｝0.7の極低炭Alキルド鋼を用いれ
ば、連続焼鈍法によりプレス加工性および耐時効
性に優れた材質が得られ、かつ予歪付加後焼付塗
装処理を施すと引張強さが１〜４Kg／mm2程度上昇
し、降伏点は35〜40Kg／mm2程度となることがわか
つた。ただしこの場合延性および耐時効性の観点
からＣ量が0.010％以下であることが要求され
る。 ところでNb（wt％）／｛7.75C（wt％）＋
6.65N（wt％）｝＜0.7の鋼を用いるならばNb炭窒
化物の量が減少するのでＣ＞0.010％の鋼でも軟
質な鋼板が得られる可能性がある。そこでNb
（％）／｛7.75C（％）＋6.65N（％）｝0.3の鋼を
サイクル−１（ＴA＝830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝
６℃／sec）で焼鈍したときの材質とＣ量の関係
を第４図に示す。第３図における同一Ｃ量の鋼と
比較するとYPは２〜３Kg／mm2低下し、Elは３％
程度上昇する。しかしNb量の減少は固溶Ｃ，Ｎ
量を増大させることになりAIは確実に上昇し４
Kg／mm2以上となる。したがつてＣ＞0.010％の鋼
では、Nb添加量を少量にすることによりEl等の
延性の向上は望めても耐時効性が劣化するので本
発明の目標材質を得ることは困難である。 ところでＣ量だけでなくＮ量も鋼板の材質およ
び時効特性に直接的な影響力を有する。しかし、
アルミキルド鋼においてＮはＣとは異なり故意に
添加しない限り40〜80ppm程度の範囲内にあ
る。したがつてＣ≦0.010％の極低炭素アルミキ
ルド鋼にある特定範囲でNbを添加した鋼を連続
焼鈍すればプレス成形性、耐時効性および焼付塗
装硬化性に優れた材質のものが得られる可能性が
ある。そこで次にＣ≦0.010％の極低炭素アルミ
キルド鋼に添加すべきNb量の適正範囲を検討す
る。 上述のようにNbはＣ及びＮと結合してそれぞ
れNbCおよびNbNを生成するため、Nb量の適正
範囲を検討する上で、Nb（％）／｛7.75×固溶
Ｃ（％）＋6.65×固溶Ｎ（％）｝…(1) を１つのパラメーターとすることは合理的なこと
と考えられる。過時効処理を施さない連続焼鈍法
では再結晶焼鈍後の室温までの冷却速度が速いの
で、ＣはFe3C（あるいはこれに準ずる鉄系炭化
物）として析出できない。したがつて(1)式の固溶
Ｃ（％）とは全Ｃ量を意味する。一方Ｎは鋼中の
Alとの親和力が比較的強い。このためＮの一部
は熱延条件によつてその量に差異はあるものの熱
延板の状態でAlNとして存在し、その後の焼鈍時
にもほとんど溶解しないでAlNとして残留し、ま
た熱延板で固溶状態にあつたＮの一部も冷間圧延
後の再結晶焼鈍中にAlNとして析出しうる。以後
焼鈍後AlNとして存在するＮ量をＮA、全Ｎ含有
量をＮTと略記する。以上から(1)式は次式のよう
になる。 Nb（wt％）／｛7.75C（wt％） ＋6.65N（ＮT（wt％）ＮA（wt％））｝ …(2) ＮA量は熱延条件に大きく左右される。高温巻
取材ではAlNの析出速度の速い温度域に長く滞留
するため熱延材の状態でＮの多くはすでにAlNと
して存在する。またAlNの析出量は、同一熱延条
件であつても鋼中のAlの量にも影響をうける。
そこでＣ0.006％でNb（wt％）／｛7.75C（wt
％）＋6.65NT（wt％）｝0.7の鋼をサイクル−１
（ＴA＝750，800，830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝６
ｇ／sec）で焼鈍したときのＮA／ＮTとsolAl／Ｎ
T（いずれも重量比）の関係を第５図に示す。高
温巻取材ではsolAl／ＮT≧２であればＮTの８割
以上がAlNとして固定されている。一方低温巻取
材においてＮTの５割以上がAlNとなるためには
solAl／ＮT≧６となることが必要条件である。第
５図の高温巻取材および低温巻取材のそれぞれの
結果に注目すると、２≦solAl／ＮT≦11の範囲内
に限定すれば、焼鈍温度にはほぼ無関係にＮA／
ＮTとsolAl／ＮTとは比例関係にある。この関係
を一次関数と仮定し最小自乗法で関数係数を決定
した。その結果ＮA／ＮTとsolAl／ＮTとの関係は
高温巻取材では(3)式、低温巻取材では(4)式で表わ
すことができる。 ＮA／ＮT＝0.023（ｓｏｌＡｌ／ＮＴ）＋0.75 …(3) ＮA／ＮT＝0.073（ｓｏｌＡｌ／ＮＴ）＋0.07 …(4) (3)，(4)式は本発明のために用いた組成範囲の鋼
を、代表的な焼鈍条件下で処理したときの分析結
果を基礎としたものである。したがつてNbの適
正添加範囲決定のためのパラメーターである(2)式
は高温巻取材では(5)式、低温巻取材では(6)式のご
とくになり、以後この値をＺとする。 Ｚ＝Nb（wt％）／｛7.75C（wt％）＋6.65（0.25−0.023ｓｏｌＡｌ／ＮＴ）ＮT（wt％）｝ …(5) Ｚ＝Nb（wt％）／｛7.75C（wt％）＋6.65（0.93−0.073ｓｏｌＡｌ／ＮＴ）ＮT（wt％）｝ …(6) Ｃ0.005％および0.010％の鋼をサイクル−１
（ＴA＝830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝６℃／sec）で
焼鈍したときの材質および歪時効硬化性（σy′，
５％予歪）を(2)式をパラメーターとして整理した
のが第６図である。AIはＣ量、熱延条件にはほ
とんど無関係にＺの増加とともに単調に減少す
る。Ｚ＜0.3ではAI≧４Kg／mm2となり耐時効性に
問題が生じる。一方Ｚ＞1.2ではAI≦１Kg／mm2と
なるので、σy′の結果からもわかるように固溶
Ｃ，Ｎが減少しすぎてプレス後の焼付硬化量が僅
少となる。YP，Elに関してはＺ＜1.2であればプ
レス成形性に問題はない。以上の結果Ｃ≦0.010
％の極低炭アルミキルド鋼にNbを次の(7)式で示
される範囲内で添加した鋼を連続焼鈍することに
よりプレス成形性、耐時効性、めつき性および焼
付塗装硬化性に優れた高張力めつき鋼板を得るこ
とができる。 0.3≦Ｚ≦1.2 …(7) ここに巻取温度が750℃をこえると脱スケール
性が劣化したり、肌荒れなどの欠陥が発生し易く
なり、一方350℃未満では形状不良を起こした
り、生産性の低下を招くことから、巻取温度は
350〜750℃の範囲とする。 つぎに連続焼鈍における焼鈍温度が材質におよ
ぼす影響について検討する。N7鋼（Ｃ0.008
％，Nb＝0.069％）をサイクル−１（ｔA＝
40sec，ｖc＝６，13℃／sec）で焼鈍したときの
材質と焼鈍温度の関係を第７図に示す。900℃ま
では焼鈍温度が高くなるほどElは増加しYPは低
下する。AIも900℃までは４Kg／mm2以下である。
900℃以上となるとNb（Ｃ，Ｎ）あるいはAlNが
溶解しはじめるのでAIは急上昇する。同時に
El，YPも劣化する。したがつて連続焼鈍におけ
る焼鈍温度は再結晶温度以上、900℃以下である
ことが要求される。 つぎに焼鈍温度から500℃までの平均冷却速
度、ｖcが材質におよぼす影響について検討す
る。N7鋼を用いてｖcと材質との関係を第８図に
示す。ｖc＞50℃／secではAI＞４Kg／mm2となり
El，YPの劣化が顕著となる。これはＴAからの冷
却速度が小さい方が、熱延板の状態で存在してい
たNb（Ｃ，Ｎ）あるいはAlN等の析出物を核と
して固溶Ｃ，Ｎの析出が進行しやすいものと考え
られる。なおNb（Ｃ，Ｎ），AlNの析出化は500
℃以上の温度で急速に進行するので、メツキ後の
冷却速度は任意でよい。 最後にＰ添加によるTS向上の効果について述
べる。N6，NP1，NP2，NP3鋼をサイクル−１
（ＴA＝830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝６℃／sec）で
焼鈍したときの材質とＰ添加量の関係を第９図に
示す。高温巻取材でP0.008％の鋼ではTS＝35.5
Kg／mm2であるが、P0.047％の鋼ではTSが５Kg／
mm2程度上昇する。しかしElは２〜３％減少し、
YPは２Kg／mm2程度上昇する。Ｐを0.10％以下添
加することは、YP，Elの劣化が比較的少なくて
TSを向上させることができるので、高張力メツ
キ鋼板として利用価値が高い。 以上の結果から総合的に判断した最適条件下
で、連続溶融亜鉛メツキラインにより実際に製造
した高張力めつき鋼板の材質ならびに亜鉛めつき
性を第２表に示す。
ルを示す。サイクル−１は合金化処理を施さない
場合の連続溶融亜鉛メツキラインのヒートサイク
ル（全部実線で示すサイクル）を示す。サイクル
−２は溶融亜鉛メツキ後引続き合金化処理を施す
場合のヒートサイクル（実線と一部１点鎖線で示
すサイクル）である。焼鈍を特徴づける因子とし
て焼鈍温度（ＴA，℃）、焼鈍時間（ｔA，sec）、
焼鈍温度から500℃までの平均冷却速度（ｖc，
℃／sec）がある。鋼板をこれらのヒートサイク
ルで焼鈍後引続き0.7％のスキンパスを行ない、
この鋼板の材質および歪時効硬化性を調べた。 まずNb量は鋼中のＣ，Ｎ量と密接な関係があ
り、すなわちNbはＣ又はＮと結合してそれぞれ
NbC又はNbNを生成するため、NbとＣ又はＮと
の原子比が重要となる。そして各元素の原子量は
Nb＝93、Ｃ＝12及びＮ＝14で、Nbに対するＣ及
びＮの当量はそれぞれ93/12＝7.75及び93/14＝
6.65となる。したがつて組成をNb（wt％）／
｛7.75C（wt％）＋6.65N（wt％）｝で整理し、この
値が約0.7の鋼をサイクル−１およびサイクル２
（いずれもＴA＝830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝６℃／
sec）で焼鈍後の材質とＣ量との関係を第２図に
示す。Ｃ≦0.010％の鋼では降伏応力（YP）が低
く、全伸び（El）、ｒ値、ｎ値の大きい材質のも
のが得られるが、Ｃ＞0.010％の鋼ではYPが高く
なり、El、ｎ値、ｒ値の低下も著しくなる。ま
た時効指数（AI，7.5％引張変形時の変形応力と
それを100℃、30minの時効処理を行なつたとき
の降伏応力との差）はＣ≦0.010％の鋼では３
Kg／mm2以下であり、鋼板が通常の条件下で使用さ
れる限り耐時効性において問題はない。高温巻取
材では低温巻取材に比較して、YPが低く、Elが
大きく軟質化の傾向が明瞭であり、AIも減少す
る傾向にある。一方第２図の結果からはこの組成
の鋼を用いれば、焼鈍サイクル−１と２で材質間
の差がほとんどないことがわかつたので、以後焼
鈍はサイクル−１に限定して説明する。 第３図Ａは鋼板に予歪を与えた後、さらに歪を
与えたときの歪と応力との関係を示す模式図であ
り、YPは予歪を与えた時の降伏応力、σy′は予
歪を与えた後焼付塗装処理した後歪を与えた時の
降伏応力、TS′は極限強さ、Δσｙはσy′とYPと
の差、Δσｗは加工硬化による上昇部分、ΔσＡ
は純粋に時効による降伏応力の増分である。 Nb（％）／｛7.75C（％）＋6.65N（％）｝0.7
の鋼をサイクル−１（ＴA＝830℃，ｔA＝40sec，
ｖc＝６℃／sec）で焼鈍後、１％および５％の引
張予歪を付加し焼付塗装相当処理（170℃，
20min）を施したときの鋼板のTS′，σy′，Δσ
ｙ，ΔσＡ，ΔσｗとＣ量との関係を第３図Ｂに
示す。処理後の引張強さTS′は予歪にほぼ無関係
に１〜４Kg／mm2程度上昇する。また処理後の降伏
応力σy′はΔσｙの結果から判るように処理前の
YPに比較して１％予歪で約10Kg／mm2、５％予歪
で15〜16Kg／mm2程度上昇する。この上昇量はＣ量
とはほぼ無関係であるが、Ｃ≧0.010％の鋼では
ｎ値の低下に伴い加工硬化による上昇部分Δσｗ
が減少する結果処理後の降伏応力の上昇量は若干
減少する傾向にある。純粋に時効による降伏応力
の増分（ΔσＡ）は４〜８Kg／mm2で、低温巻取材
の方が大きい傾向にある。これは低温巻取材の
AIが高温巻取材のものより高いことから予想さ
れることである。第２図の結果とも考え合わせる
と、高温巻取材を用いればYPの低下、El，ｒ値
の向上等深絞り成形性には有利となる。しかし低
温巻取材のものより固溶Ｃ，Ｎ量が減少するた
め、歪時効による降伏点の上昇度は小さくなる。 第２図、第３図Ｂから、Nb／｛7.75C（％）＋
6.65N（％）｝0.7の極低炭Alキルド鋼を用いれ
ば、連続焼鈍法によりプレス加工性および耐時効
性に優れた材質が得られ、かつ予歪付加後焼付塗
装処理を施すと引張強さが１〜４Kg／mm2程度上昇
し、降伏点は35〜40Kg／mm2程度となることがわか
つた。ただしこの場合延性および耐時効性の観点
からＣ量が0.010％以下であることが要求され
る。 ところでNb（wt％）／｛7.75C（wt％）＋
6.65N（wt％）｝＜0.7の鋼を用いるならばNb炭窒
化物の量が減少するのでＣ＞0.010％の鋼でも軟
質な鋼板が得られる可能性がある。そこでNb
（％）／｛7.75C（％）＋6.65N（％）｝0.3の鋼を
サイクル−１（ＴA＝830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝
６℃／sec）で焼鈍したときの材質とＣ量の関係
を第４図に示す。第３図における同一Ｃ量の鋼と
比較するとYPは２〜３Kg／mm2低下し、Elは３％
程度上昇する。しかしNb量の減少は固溶Ｃ，Ｎ
量を増大させることになりAIは確実に上昇し４
Kg／mm2以上となる。したがつてＣ＞0.010％の鋼
では、Nb添加量を少量にすることによりEl等の
延性の向上は望めても耐時効性が劣化するので本
発明の目標材質を得ることは困難である。 ところでＣ量だけでなくＮ量も鋼板の材質およ
び時効特性に直接的な影響力を有する。しかし、
アルミキルド鋼においてＮはＣとは異なり故意に
添加しない限り40〜80ppm程度の範囲内にあ
る。したがつてＣ≦0.010％の極低炭素アルミキ
ルド鋼にある特定範囲でNbを添加した鋼を連続
焼鈍すればプレス成形性、耐時効性および焼付塗
装硬化性に優れた材質のものが得られる可能性が
ある。そこで次にＣ≦0.010％の極低炭素アルミ
キルド鋼に添加すべきNb量の適正範囲を検討す
る。 上述のようにNbはＣ及びＮと結合してそれぞ
れNbCおよびNbNを生成するため、Nb量の適正
範囲を検討する上で、Nb（％）／｛7.75×固溶
Ｃ（％）＋6.65×固溶Ｎ（％）｝…(1) を１つのパラメーターとすることは合理的なこと
と考えられる。過時効処理を施さない連続焼鈍法
では再結晶焼鈍後の室温までの冷却速度が速いの
で、ＣはFe3C（あるいはこれに準ずる鉄系炭化
物）として析出できない。したがつて(1)式の固溶
Ｃ（％）とは全Ｃ量を意味する。一方Ｎは鋼中の
Alとの親和力が比較的強い。このためＮの一部
は熱延条件によつてその量に差異はあるものの熱
延板の状態でAlNとして存在し、その後の焼鈍時
にもほとんど溶解しないでAlNとして残留し、ま
た熱延板で固溶状態にあつたＮの一部も冷間圧延
後の再結晶焼鈍中にAlNとして析出しうる。以後
焼鈍後AlNとして存在するＮ量をＮA、全Ｎ含有
量をＮTと略記する。以上から(1)式は次式のよう
になる。 Nb（wt％）／｛7.75C（wt％） ＋6.65N（ＮT（wt％）ＮA（wt％））｝ …(2) ＮA量は熱延条件に大きく左右される。高温巻
取材ではAlNの析出速度の速い温度域に長く滞留
するため熱延材の状態でＮの多くはすでにAlNと
して存在する。またAlNの析出量は、同一熱延条
件であつても鋼中のAlの量にも影響をうける。
そこでＣ0.006％でNb（wt％）／｛7.75C（wt
％）＋6.65NT（wt％）｝0.7の鋼をサイクル−１
（ＴA＝750，800，830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝６
ｇ／sec）で焼鈍したときのＮA／ＮTとsolAl／Ｎ
T（いずれも重量比）の関係を第５図に示す。高
温巻取材ではsolAl／ＮT≧２であればＮTの８割
以上がAlNとして固定されている。一方低温巻取
材においてＮTの５割以上がAlNとなるためには
solAl／ＮT≧６となることが必要条件である。第
５図の高温巻取材および低温巻取材のそれぞれの
結果に注目すると、２≦solAl／ＮT≦11の範囲内
に限定すれば、焼鈍温度にはほぼ無関係にＮA／
ＮTとsolAl／ＮTとは比例関係にある。この関係
を一次関数と仮定し最小自乗法で関数係数を決定
した。その結果ＮA／ＮTとsolAl／ＮTとの関係は
高温巻取材では(3)式、低温巻取材では(4)式で表わ
すことができる。 ＮA／ＮT＝0.023（ｓｏｌＡｌ／ＮＴ）＋0.75 …(3) ＮA／ＮT＝0.073（ｓｏｌＡｌ／ＮＴ）＋0.07 …(4) (3)，(4)式は本発明のために用いた組成範囲の鋼
を、代表的な焼鈍条件下で処理したときの分析結
果を基礎としたものである。したがつてNbの適
正添加範囲決定のためのパラメーターである(2)式
は高温巻取材では(5)式、低温巻取材では(6)式のご
とくになり、以後この値をＺとする。 Ｚ＝Nb（wt％）／｛7.75C（wt％）＋6.65（0.25−0.023ｓｏｌＡｌ／ＮＴ）ＮT（wt％）｝ …(5) Ｚ＝Nb（wt％）／｛7.75C（wt％）＋6.65（0.93−0.073ｓｏｌＡｌ／ＮＴ）ＮT（wt％）｝ …(6) Ｃ0.005％および0.010％の鋼をサイクル−１
（ＴA＝830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝６℃／sec）で
焼鈍したときの材質および歪時効硬化性（σy′，
５％予歪）を(2)式をパラメーターとして整理した
のが第６図である。AIはＣ量、熱延条件にはほ
とんど無関係にＺの増加とともに単調に減少す
る。Ｚ＜0.3ではAI≧４Kg／mm2となり耐時効性に
問題が生じる。一方Ｚ＞1.2ではAI≦１Kg／mm2と
なるので、σy′の結果からもわかるように固溶
Ｃ，Ｎが減少しすぎてプレス後の焼付硬化量が僅
少となる。YP，Elに関してはＺ＜1.2であればプ
レス成形性に問題はない。以上の結果Ｃ≦0.010
％の極低炭アルミキルド鋼にNbを次の(7)式で示
される範囲内で添加した鋼を連続焼鈍することに
よりプレス成形性、耐時効性、めつき性および焼
付塗装硬化性に優れた高張力めつき鋼板を得るこ
とができる。 0.3≦Ｚ≦1.2 …(7) ここに巻取温度が750℃をこえると脱スケール
性が劣化したり、肌荒れなどの欠陥が発生し易く
なり、一方350℃未満では形状不良を起こした
り、生産性の低下を招くことから、巻取温度は
350〜750℃の範囲とする。 つぎに連続焼鈍における焼鈍温度が材質におよ
ぼす影響について検討する。N7鋼（Ｃ0.008
％，Nb＝0.069％）をサイクル−１（ｔA＝
40sec，ｖc＝６，13℃／sec）で焼鈍したときの
材質と焼鈍温度の関係を第７図に示す。900℃ま
では焼鈍温度が高くなるほどElは増加しYPは低
下する。AIも900℃までは４Kg／mm2以下である。
900℃以上となるとNb（Ｃ，Ｎ）あるいはAlNが
溶解しはじめるのでAIは急上昇する。同時に
El，YPも劣化する。したがつて連続焼鈍におけ
る焼鈍温度は再結晶温度以上、900℃以下である
ことが要求される。 つぎに焼鈍温度から500℃までの平均冷却速
度、ｖcが材質におよぼす影響について検討す
る。N7鋼を用いてｖcと材質との関係を第８図に
示す。ｖc＞50℃／secではAI＞４Kg／mm2となり
El，YPの劣化が顕著となる。これはＴAからの冷
却速度が小さい方が、熱延板の状態で存在してい
たNb（Ｃ，Ｎ）あるいはAlN等の析出物を核と
して固溶Ｃ，Ｎの析出が進行しやすいものと考え
られる。なおNb（Ｃ，Ｎ），AlNの析出化は500
℃以上の温度で急速に進行するので、メツキ後の
冷却速度は任意でよい。 最後にＰ添加によるTS向上の効果について述
べる。N6，NP1，NP2，NP3鋼をサイクル−１
（ＴA＝830℃，ｔA＝40sec，ｖc＝６℃／sec）で
焼鈍したときの材質とＰ添加量の関係を第９図に
示す。高温巻取材でP0.008％の鋼ではTS＝35.5
Kg／mm2であるが、P0.047％の鋼ではTSが５Kg／
mm2程度上昇する。しかしElは２〜３％減少し、
YPは２Kg／mm2程度上昇する。Ｐを0.10％以下添
加することは、YP，Elの劣化が比較的少なくて
TSを向上させることができるので、高張力メツ
キ鋼板として利用価値が高い。 以上の結果から総合的に判断した最適条件下
で、連続溶融亜鉛メツキラインにより実際に製造
した高張力めつき鋼板の材質ならびに亜鉛めつき
性を第２表に示す。
【表】
但し第２表の鋼板Ａ〜Ｌは830℃で40秒の焼鈍
後500℃まで６℃／秒で冷却してから0.7％スキン
パスし、板厚0.7mmとした鋼板である。 本発明によれば、対象とする鋼の成分組成とし
て、Ｃ量はNb添加量とは無関係に0.01％以下で
なければ十分な延性と耐時効性を確保できない。
またNb添加の歩留りを高めるためにAl，Siによ
る脱酸は不可欠であり、Alは鋼中のＮと結合し
耐時効性、深絞り性を向上させる効果を持つてい
るのでAl≧0.010％にする必要がある。しかし、
Alを過剰に含有すると介在物の問題あるいは結
晶粒が小さくなりすぎる等の問題があるためAl
≦0.080％にする必要がある。 Siは脱酸上含有されることが好ましい元素であ
るが、Siは0.20％より多いと第２表の実施例に示
したように亜鉛めつき性を損うので、Siは0.20％
以下にする必要がある。 Mnは1.0％より多いと第２表の実施例に示した
ように延性の劣化および亜鉛めつき性が悪くなる
ので、Mnは1.0％以下にする必要がある。 Ｐは0.10％より多いと延性が劣化するので、Ｐ
は0.10％以下にする必要がある。 Ｎは時効特性に大きな影響力を有する元素であ
るが、アルミキルド鋼では故意にＮを添加しない
限り、40〜80ppmの範囲で含有するに過ぎな
い。またＣ原子とＮ原子の鋼中における挙動の類
似性からＮ量もＣ量も同程度の範囲内であれば問
題はない。Ｎは0.010％より多いと時効性が大と
なるので、Ｎは0.010％以下にする必要がある。 Caならびに希土類元素は鋼中の介在物を制御
するため、Ｂは結晶粒の粒度を調整するため用い
ることのできる元素である。Ca、希土類元素は
それぞれ0.05％、0.1％より多く含有されると鋼
板の延性が劣化すると共にコストが上昇するの
で、Ca、希土類元素はそれぞれ0.05％、0.1％以
下にすることが有利である。Ｂは0.01％より多く
含有されるとＢの結晶粒度調整能が飽和するばか
りでなく、逆に清浄度が悪化するので、Ｂは0.01
％以下にすることが有利である。 なお、本発明における素材鋼は、上記主要成分
に加えてNi，Cu，CrおよびMoの少なくとも一種
もしくは二種以上を必要に応じて添加することが
できる。これらの任意添加元素は、耐食性ならび
に材質を改善することのできる元素であるが、添
加量として合計量で0.1％より多く含されると再
結晶集合組織が害されるので0.1％以下にするこ
とが好ましい。 本発明によれば、上記組成の鋼を冷間圧延した
後連続焼鈍法により再結晶温度以上900℃以下の
温度範囲内で焼鈍し、引続いて500℃まで50℃／
秒以下の平均冷却速度で鋼板を冷却し、めつきを
施すことにより、プレス成形性、耐時効性、焼付
塗装硬化性および亜鉛メツキ性（合金化処理を含
む）に優れた高張力亜鉛めつき鋼板を製造するこ
とができる。なお、めつき原板として製品にする
ときは、そのまま室温まで任意の冷却速度で冷却
しても差支えない。また亜鉛めつきする場合めつ
き後の冷却速度は任意でよく、また冷却途中で合
金化処理を行なうため約600℃まで再加熱するこ
ともできる。
後500℃まで６℃／秒で冷却してから0.7％スキン
パスし、板厚0.7mmとした鋼板である。 本発明によれば、対象とする鋼の成分組成とし
て、Ｃ量はNb添加量とは無関係に0.01％以下で
なければ十分な延性と耐時効性を確保できない。
またNb添加の歩留りを高めるためにAl，Siによ
る脱酸は不可欠であり、Alは鋼中のＮと結合し
耐時効性、深絞り性を向上させる効果を持つてい
るのでAl≧0.010％にする必要がある。しかし、
Alを過剰に含有すると介在物の問題あるいは結
晶粒が小さくなりすぎる等の問題があるためAl
≦0.080％にする必要がある。 Siは脱酸上含有されることが好ましい元素であ
るが、Siは0.20％より多いと第２表の実施例に示
したように亜鉛めつき性を損うので、Siは0.20％
以下にする必要がある。 Mnは1.0％より多いと第２表の実施例に示した
ように延性の劣化および亜鉛めつき性が悪くなる
ので、Mnは1.0％以下にする必要がある。 Ｐは0.10％より多いと延性が劣化するので、Ｐ
は0.10％以下にする必要がある。 Ｎは時効特性に大きな影響力を有する元素であ
るが、アルミキルド鋼では故意にＮを添加しない
限り、40〜80ppmの範囲で含有するに過ぎな
い。またＣ原子とＮ原子の鋼中における挙動の類
似性からＮ量もＣ量も同程度の範囲内であれば問
題はない。Ｎは0.010％より多いと時効性が大と
なるので、Ｎは0.010％以下にする必要がある。 Caならびに希土類元素は鋼中の介在物を制御
するため、Ｂは結晶粒の粒度を調整するため用い
ることのできる元素である。Ca、希土類元素は
それぞれ0.05％、0.1％より多く含有されると鋼
板の延性が劣化すると共にコストが上昇するの
で、Ca、希土類元素はそれぞれ0.05％、0.1％以
下にすることが有利である。Ｂは0.01％より多く
含有されるとＢの結晶粒度調整能が飽和するばか
りでなく、逆に清浄度が悪化するので、Ｂは0.01
％以下にすることが有利である。 なお、本発明における素材鋼は、上記主要成分
に加えてNi，Cu，CrおよびMoの少なくとも一種
もしくは二種以上を必要に応じて添加することが
できる。これらの任意添加元素は、耐食性ならび
に材質を改善することのできる元素であるが、添
加量として合計量で0.1％より多く含されると再
結晶集合組織が害されるので0.1％以下にするこ
とが好ましい。 本発明によれば、上記組成の鋼を冷間圧延した
後連続焼鈍法により再結晶温度以上900℃以下の
温度範囲内で焼鈍し、引続いて500℃まで50℃／
秒以下の平均冷却速度で鋼板を冷却し、めつきを
施すことにより、プレス成形性、耐時効性、焼付
塗装硬化性および亜鉛メツキ性（合金化処理を含
む）に優れた高張力亜鉛めつき鋼板を製造するこ
とができる。なお、めつき原板として製品にする
ときは、そのまま室温まで任意の冷却速度で冷却
しても差支えない。また亜鉛めつきする場合めつ
き後の冷却速度は任意でよく、また冷却途中で合
金化処理を行なうため約600℃まで再加熱するこ
ともできる。
第１図は連続焼鈍ラインのヒートサイクルを示
す説明図、第２図は鋼板のＣ量と機械的性質との
関係を示す図、第３図Ａは歪と応力との関係を示
す模式図、第３図Ｂと第４図はそれぞれ鋼板のＣ
量と機械的性質との関係を示す模式図、第５図は
鋼板のsolAl／ＮTとＮA（AlN態のＮ）／ＮT（全
Ｎ）との関係を示す図、第６図は鋼板のNb／
（Ｃ＋ＮT−ＮA）すなわちＺと機械的性質との関
係を示す図、第７図は鋼板の焼鈍温度ＴAと機械
的性質との関係を示す図、第８図は鋼板の焼鈍後
の冷却速度ｖcと機械的性質との関係を示す図、
第９図は鋼板のＰ量と機械的性質との関係を示す
図である。
す説明図、第２図は鋼板のＣ量と機械的性質との
関係を示す図、第３図Ａは歪と応力との関係を示
す模式図、第３図Ｂと第４図はそれぞれ鋼板のＣ
量と機械的性質との関係を示す模式図、第５図は
鋼板のsolAl／ＮTとＮA（AlN態のＮ）／ＮT（全
Ｎ）との関係を示す図、第６図は鋼板のNb／
（Ｃ＋ＮT−ＮA）すなわちＺと機械的性質との関
係を示す図、第７図は鋼板の焼鈍温度ＴAと機械
的性質との関係を示す図、第８図は鋼板の焼鈍後
の冷却速度ｖcと機械的性質との関係を示す図、
第９図は鋼板のＰ量と機械的性質との関係を示す
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ 0.010％以下、Si 0.20％以下、Mn 1.0％
以下、Al 0.010〜0.080％ Ｐ 0.10％以下、Ｎ
0.010％以下、Nbを下記(イ)，(ロ)の条件のいずれ
かにより規定される範囲内で含有する低炭素鋼
を、350℃以上750℃以下の温度で巻取り、冷間圧
延の後、900℃以下の温度に加熱して再結晶焼鈍
し、引続き500℃までを50℃／秒以下の冷却速度
で冷却し、その後溶融亜鉛めつきを施すことを特
徴とするプレス加工用高張力亜鉛めつき鋼板の製
造方法。 (イ) 巻取温度600℃以上750℃以下の場合 0.3≦％Nb／7.75（％Ｃ）＋6.65（0.25−0.023
％可溶Ａｌ／％全Ｎ）（％全Ｎ）＜1.2 (ロ) 巻取温度350℃以上600℃未満の場合 0.3≦％Nb／7.75（％Ｃ）＋6.65（0.93−0.073
％可溶Ａｌ／％全Ｎ）（％全Ｎ）＜1.2
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4837579A JPS55141555A (en) | 1979-04-18 | 1979-04-18 | Production of high tension galvanized steel sheet for press machining |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4837579A JPS55141555A (en) | 1979-04-18 | 1979-04-18 | Production of high tension galvanized steel sheet for press machining |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55141555A JPS55141555A (en) | 1980-11-05 |
| JPS6249323B2 true JPS6249323B2 (ja) | 1987-10-19 |
Family
ID=12801568
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4837579A Granted JPS55141555A (en) | 1979-04-18 | 1979-04-18 | Production of high tension galvanized steel sheet for press machining |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55141555A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5819465A (ja) * | 1981-07-27 | 1983-02-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | プレス成形性に優れた溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 |
| DE3271669D1 (en) * | 1981-09-18 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | Method for producing a cold rolled steel sheet |
| JPH0768634B2 (ja) * | 1985-07-03 | 1995-07-26 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性，塗装性能及び加工性に優れた亜鉛系メツキ鋼板 |
| JPH0266116A (ja) * | 1988-08-29 | 1990-03-06 | Nissan Motor Co Ltd | 鋼板の疲労強度向上方法 |
| EP1380663A1 (de) * | 2002-07-03 | 2004-01-14 | ThyssenKrupp Stahl AG | Kaltband aus ULC - Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung |
-
1979
- 1979-04-18 JP JP4837579A patent/JPS55141555A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55141555A (en) | 1980-11-05 |
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