JPH0657337A - 成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH0657337A JPH0657337A JP21188792A JP21188792A JPH0657337A JP H0657337 A JPH0657337 A JP H0657337A JP 21188792 A JP21188792 A JP 21188792A JP 21188792 A JP21188792 A JP 21188792A JP H0657337 A JPH0657337 A JP H0657337A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、成形性に優れた高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造する方法を提供するものである。 【構成】 質量割合でＣ≦０．００５％、Ｓｉ≦２．０
％、Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１
％、Ａ１：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００８〜
０．０３％、Ｎｂ：０．００８〜０．０３％、Ｃｕ：
０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％、Ｂ：０．
０００１〜０．００３０％、必要に応じてＣｒ：０．２
〜２．０％とＣａ：０．０００１〜０．００３０％のい
ずれか一方または両方とも含有させた鋼を、加熱温度と
粗圧延における圧延率と仕上圧延終了温度と巻取温度の
各条件を限定した方法で熱延し、これにより得られた熱
延鋼帯を酸洗後常法で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっ
きラインを通板させるに際し、加熱温度と加熱中の酸化
バランスの各条件を限定する。これにより、破断伸びと
ｒ値特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得
られる。
亜鉛めっき鋼板の製造する方法を提供するものである。 【構成】 質量割合でＣ≦０．００５％、Ｓｉ≦２．０
％、Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１
％、Ａ１：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００８〜
０．０３％、Ｎｂ：０．００８〜０．０３％、Ｃｕ：
０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％、Ｂ：０．
０００１〜０．００３０％、必要に応じてＣｒ：０．２
〜２．０％とＣａ：０．０００１〜０．００３０％のい
ずれか一方または両方とも含有させた鋼を、加熱温度と
粗圧延における圧延率と仕上圧延終了温度と巻取温度の
各条件を限定した方法で熱延し、これにより得られた熱
延鋼帯を酸洗後常法で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっ
きラインを通板させるに際し、加熱温度と加熱中の酸化
バランスの各条件を限定する。これにより、破断伸びと
ｒ値特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得
られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車を代表例とする
ように成形して用いられ、引張強度が超４４０〜超５９
０Ｎ／ｍｍ2 であり、深絞り性と張り出し性に優れ、か
つ耐二次加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製
造する方法に関する。
ように成形して用いられ、引張強度が超４４０〜超５９
０Ｎ／ｍｍ2 であり、深絞り性と張り出し性に優れ、か
つ耐二次加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製
造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車産業を代表例として、高い成形性
を有する高強度鋼板に対する利用者側からの要求は、昨
今のアメニティーの追究や地球規模の環境問題などから
今後益々高くなる趨勢にある。すなわち、従来にまして
複雑な形状を有する部材の増加、ならびに鋼板の薄手化
を行うことによる軽量化の推進である。しかも、これに
は従来より高い防錆性を加味させた上でのことであり、
さらに、経済的であることが前提条件となっている。従
って、高い成形性を有する高強度高防錆性鋼板を低コス
トで製造する技術が必要で、当然これに対して種々の技
術が提案されている。
を有する高強度鋼板に対する利用者側からの要求は、昨
今のアメニティーの追究や地球規模の環境問題などから
今後益々高くなる趨勢にある。すなわち、従来にまして
複雑な形状を有する部材の増加、ならびに鋼板の薄手化
を行うことによる軽量化の推進である。しかも、これに
は従来より高い防錆性を加味させた上でのことであり、
さらに、経済的であることが前提条件となっている。従
って、高い成形性を有する高強度高防錆性鋼板を低コス
トで製造する技術が必要で、当然これに対して種々の技
術が提案されている。
【０００３】例えば、特開昭６１−１５７６２５号公報
や特開昭６１−２１７５２９号公報に代表されるよう
に、常温で準安定なオーステナイトを鋼板中に残留させ
ておきこれの変形に伴う変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によ
り単軸引張での破断伸び特性が従来の高強度鋼板に比べ
格段に向上する技術がある。これは高い引張強度、例え
ば５９０Ｎ／ｍｍ2 級や７８０Ｎ／ｍｍ2 級が得られ、
かつその高いｎ値から極めて高い張り出し性を有するこ
とから最近脚光を浴びている。しかし、この残留オース
テナイトを含む鋼板の場合、冷延後焼鈍した場合でもｒ
値（平均Ｌａｎｋｆｏｒｄ値：圧延方向のＬａｎｋｆｏ
ｒｄ値をｒＬ、圧延直角方向の、それをｒＣ、圧延４５
度方向のそれをｒＤとして、ｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ＋２ｒ
Ｄ）／４から求める。）は高々１．０程度であり、深絞
り性に難点のあることが課題である。
や特開昭６１−２１７５２９号公報に代表されるよう
に、常温で準安定なオーステナイトを鋼板中に残留させ
ておきこれの変形に伴う変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によ
り単軸引張での破断伸び特性が従来の高強度鋼板に比べ
格段に向上する技術がある。これは高い引張強度、例え
ば５９０Ｎ／ｍｍ2 級や７８０Ｎ／ｍｍ2 級が得られ、
かつその高いｎ値から極めて高い張り出し性を有するこ
とから最近脚光を浴びている。しかし、この残留オース
テナイトを含む鋼板の場合、冷延後焼鈍した場合でもｒ
値（平均Ｌａｎｋｆｏｒｄ値：圧延方向のＬａｎｋｆｏ
ｒｄ値をｒＬ、圧延直角方向の、それをｒＣ、圧延４５
度方向のそれをｒＤとして、ｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ＋２ｒ
Ｄ）／４から求める。）は高々１．０程度であり、深絞
り性に難点のあることが課題である。
【０００４】一方、高い深絞り性、すなわち高いｒ値を
有する高強度鋼板の製造技術としては、例えば特開昭５
９−７４２３２号公報や特開昭６３−４７３３８号公報
などがあげられる。これらは、いずれもＩＦ（Ｉｎｔｅ
ｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼をベース鋼とし、強化
方法としてＰやＭｎ等の固溶体強化元素を用いてｒ値や
破断伸びを高めるものであるが、経済的にかつ工業的に
生産させる場合には引張強度として達成できるのが高々
４７０Ｎ／ｍｍ2 までであり、これ以上の高強度化には
不適当な技術である。一方、昨今注目されている元素と
してＣｕがあげられ、これを用いた技術として特開平１
−４４２９号公報や特開平３−３３７７４号公報などが
ある。しかしながら、前者はＣｕの析出を用いた技術で
あるため破断伸び特性が低くなる欠点があり、後者はＣ
ｕの固溶体強化を用いているが引張強度としては４４０
Ｎ／ｍｍ2 より高くするのは困難である。
有する高強度鋼板の製造技術としては、例えば特開昭５
９−７４２３２号公報や特開昭６３−４７３３８号公報
などがあげられる。これらは、いずれもＩＦ（Ｉｎｔｅ
ｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼をベース鋼とし、強化
方法としてＰやＭｎ等の固溶体強化元素を用いてｒ値や
破断伸びを高めるものであるが、経済的にかつ工業的に
生産させる場合には引張強度として達成できるのが高々
４７０Ｎ／ｍｍ2 までであり、これ以上の高強度化には
不適当な技術である。一方、昨今注目されている元素と
してＣｕがあげられ、これを用いた技術として特開平１
−４４２９号公報や特開平３−３３７７４号公報などが
ある。しかしながら、前者はＣｕの析出を用いた技術で
あるため破断伸び特性が低くなる欠点があり、後者はＣ
ｕの固溶体強化を用いているが引張強度としては４４０
Ｎ／ｍｍ2 より高くするのは困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】以上述べてきた通り、
引張強度が超４４０Ｎ／ｍｍ2 でありかつ高いｒ値と破
断伸び特性を有した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造技
術は現存せず、本発明が解決しようとするのはこの点で
ある。
引張強度が超４４０Ｎ／ｍｍ2 でありかつ高いｒ値と破
断伸び特性を有した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造技
術は現存せず、本発明が解決しようとするのはこの点で
ある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決する手段
として、本発明者らの鋭意検討の結果、その骨子とする
ところは （１）質量割合でＣ≦０．００５％、 Ｓｉ≦２．０％、 Ｍｎ≦３．０％、 Ｐ≦０．０７％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００８〜０．０３％ Ｎｂ：０．００８〜０．０３％ Ｃｕ：０．８〜２．０％ Ｎｉ：０．４〜１．０％、 Ｂ：０．０００１〜０．００３０％ を含有させ、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から鋼を熱
延するに際し、加熱温度は１２００℃以下とし、粗圧延
において１パス３５％以上の圧延を少なくとも一回以上
行い、仕上圧延温度をＡｒ3 変態点以上とし、３５０℃
以下の温度で巻取る。これにより得られた熱延鋼帯を酸
洗後常法で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインで
８００℃以上Ａｃ3 変態点以下に加熱するに際し、溶融
亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまで
のＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2 以下となるように加熱
中の酸化バランスを調整し、溶融亜鉛ポット浸漬後合金
化処理を行うことを特徴とする成形性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 （２）（１）に記載の方法において、さらに鋼中にＣ
ｒ：０．２〜２．０％とＣａ：０．０００１〜０．００
３０％のいずれか一方または両方とも含有することを特
徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。の２点にあることを明らかにした。
として、本発明者らの鋭意検討の結果、その骨子とする
ところは （１）質量割合でＣ≦０．００５％、 Ｓｉ≦２．０％、 Ｍｎ≦３．０％、 Ｐ≦０．０７％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００８〜０．０３％ Ｎｂ：０．００８〜０．０３％ Ｃｕ：０．８〜２．０％ Ｎｉ：０．４〜１．０％、 Ｂ：０．０００１〜０．００３０％ を含有させ、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から鋼を熱
延するに際し、加熱温度は１２００℃以下とし、粗圧延
において１パス３５％以上の圧延を少なくとも一回以上
行い、仕上圧延温度をＡｒ3 変態点以上とし、３５０℃
以下の温度で巻取る。これにより得られた熱延鋼帯を酸
洗後常法で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインで
８００℃以上Ａｃ3 変態点以下に加熱するに際し、溶融
亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまで
のＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2 以下となるように加熱
中の酸化バランスを調整し、溶融亜鉛ポット浸漬後合金
化処理を行うことを特徴とする成形性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 （２）（１）に記載の方法において、さらに鋼中にＣ
ｒ：０．２〜２．０％とＣａ：０．０００１〜０．００
３０％のいずれか一方または両方とも含有することを特
徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。の２点にあることを明らかにした。
【０００７】
【作用】次に、本発明の数値限定理由について詳細に説
明する。 Ｃ：Ｃは、徹底して下げることにより、さらにＴｉやＮ
ｂ等の炭化物生成元素によるスキャベンジング効果によ
りＩＦ鋼とすることにより、高いｒ値や破断伸び特性を
得ることができる。そのためには０．００５％以下に下
げる必要がある。下限は特に規定しないが、現状達成し
得るＣの下限値は０．０００５％程度であろう。これ以
下であっても本発明は効果を発揮させることができる。
好ましくは、０．００１０〜０．００２５％の範囲の含
有である。 Ｓｉ：Ｓｉは、本発明にあっては引張強度を高くするた
めに必要な元素である。さらに高いＳｉが含有されて
も、後に述べる連続溶融亜鉛めっきラインにおける酸化
バランスの調整を行うため、特許請求範囲内の含有は問
題にならない。上限を２．０％としたのはこれを超える
量を含有させてもいたずらにコストが高くなるだけであ
るからである。好ましい含有範囲は、引張強度クラスに
より異なるが、０．４〜１．５％である。
明する。 Ｃ：Ｃは、徹底して下げることにより、さらにＴｉやＮ
ｂ等の炭化物生成元素によるスキャベンジング効果によ
りＩＦ鋼とすることにより、高いｒ値や破断伸び特性を
得ることができる。そのためには０．００５％以下に下
げる必要がある。下限は特に規定しないが、現状達成し
得るＣの下限値は０．０００５％程度であろう。これ以
下であっても本発明は効果を発揮させることができる。
好ましくは、０．００１０〜０．００２５％の範囲の含
有である。 Ｓｉ：Ｓｉは、本発明にあっては引張強度を高くするた
めに必要な元素である。さらに高いＳｉが含有されて
も、後に述べる連続溶融亜鉛めっきラインにおける酸化
バランスの調整を行うため、特許請求範囲内の含有は問
題にならない。上限を２．０％としたのはこれを超える
量を含有させてもいたずらにコストが高くなるだけであ
るからである。好ましい含有範囲は、引張強度クラスに
より異なるが、０．４〜１．５％である。
【０００８】Ｍｎ：Ｍｎも、本発明にあっては引張強度
を高くするために必要な元素である。３．０％を超える
含有は実質上製鋼工程での溶製限度を超えるものである
のでこれを上限とした。０．５〜１．５％が好ましい含
有範囲である。 Ｐ：Ｐも本発明にあっては安価に引張強度を高くするこ
とのできる元素であることから必要な元素である。Ｐ
は、連続溶融亜鉛めっきラインにおける合金化過程の合
金化速度を遅くすることから上限は０．０７％とした。 Ｓ：Ｓは、含有量が高いと、不必要に鋼中に硫化物を形
成することになる。従って、本発明にあっては不必要な
元素であり、徹底的に下げることが好ましい。そのため
に上限を０．０１％に定めた。好ましくは、０．００５
％以下の含有である。 Ａｌ：Ａｌは、製鋼での溶製段階における脱酸剤として
必要であり、０．０１〜０．１０％をその範囲に定め
た。
を高くするために必要な元素である。３．０％を超える
含有は実質上製鋼工程での溶製限度を超えるものである
のでこれを上限とした。０．５〜１．５％が好ましい含
有範囲である。 Ｐ：Ｐも本発明にあっては安価に引張強度を高くするこ
とのできる元素であることから必要な元素である。Ｐ
は、連続溶融亜鉛めっきラインにおける合金化過程の合
金化速度を遅くすることから上限は０．０７％とした。 Ｓ：Ｓは、含有量が高いと、不必要に鋼中に硫化物を形
成することになる。従って、本発明にあっては不必要な
元素であり、徹底的に下げることが好ましい。そのため
に上限を０．０１％に定めた。好ましくは、０．００５
％以下の含有である。 Ａｌ：Ａｌは、製鋼での溶製段階における脱酸剤として
必要であり、０．０１〜０．１０％をその範囲に定め
た。
【０００９】Ｔｉ：Ｔｉは、鋼中のＮの／もしくはＮと
Ｓの固定元素として必要である。その効果を発揮させる
ためには少なくとも０．００８％以上の含有が必要であ
る。一方、多量のＴｉの含有は、めっき層のパウダリン
グ性の劣化やＰとの化合物形成によるｒ値の低下を引き
起こすため不適当となる。従って上限を０．０３％とし
た。好ましくは、０．０１〜０．０２％の含有である。 Ｎｂ：Ｎｂは、鋼中のＣの固定元素として必要である。
そのためには０．００８％以上の含有が必要である。上
限は、いたずらなコストの上昇を避ける意味から、０．
０３％とした。 Ｃｕ：Ｃｕは、本発明においては固溶強化元素として用
いる。析出させてしまうと破断伸び特性を劣化させてし
まうためである。その効果を発揮させるためには少なく
とも０．８％以上の含有が必要である。上限は、２．０
％に定めた。これは、以下の理由による。
Ｓの固定元素として必要である。その効果を発揮させる
ためには少なくとも０．００８％以上の含有が必要であ
る。一方、多量のＴｉの含有は、めっき層のパウダリン
グ性の劣化やＰとの化合物形成によるｒ値の低下を引き
起こすため不適当となる。従って上限を０．０３％とし
た。好ましくは、０．０１〜０．０２％の含有である。 Ｎｂ：Ｎｂは、鋼中のＣの固定元素として必要である。
そのためには０．００８％以上の含有が必要である。上
限は、いたずらなコストの上昇を避ける意味から、０．
０３％とした。 Ｃｕ：Ｃｕは、本発明においては固溶強化元素として用
いる。析出させてしまうと破断伸び特性を劣化させてし
まうためである。その効果を発揮させるためには少なく
とも０．８％以上の含有が必要である。上限は、２．０
％に定めた。これは、以下の理由による。
【００１０】現在の熱延能力ではどうしても加熱温度を
１０５０℃以下に下げることが困難である。１０５０℃
以上の熱延加熱温度では、Ｃｕが鉄表面の粒界に濃化す
ることが原因とされている、いわゆるＣｕヘゲが生じ
る。これを避けるためにＮｉの添加を行うが、Ｃｕの含
有量が多くなるとＮｉの含有量も多くする必要がある。
Ｎｉは、コストの非常に高い元素であるため、Ｃｕを多
く含有させることは素材コストのいたずらな上昇を招く
ことになる。これを避けるために、Ｃｕの含有量の上限
を２．０％に定めた。好ましくは、１．０〜１．５％の
含有である。もちろん、技術革新により、現在の熱延加
熱に相当する温度が例えば安定して１０５０℃もしくは
それ以下にできるようになれば、Ｎｉを添加する必要が
なくなる。そのため、Ｃｕの含有量は最終製品として得
たい引張強度に応じて変更すればよく、上限を定める必
要性はない。
１０５０℃以下に下げることが困難である。１０５０℃
以上の熱延加熱温度では、Ｃｕが鉄表面の粒界に濃化す
ることが原因とされている、いわゆるＣｕヘゲが生じ
る。これを避けるためにＮｉの添加を行うが、Ｃｕの含
有量が多くなるとＮｉの含有量も多くする必要がある。
Ｎｉは、コストの非常に高い元素であるため、Ｃｕを多
く含有させることは素材コストのいたずらな上昇を招く
ことになる。これを避けるために、Ｃｕの含有量の上限
を２．０％に定めた。好ましくは、１．０〜１．５％の
含有である。もちろん、技術革新により、現在の熱延加
熱に相当する温度が例えば安定して１０５０℃もしくは
それ以下にできるようになれば、Ｎｉを添加する必要が
なくなる。そのため、Ｃｕの含有量は最終製品として得
たい引張強度に応じて変更すればよく、上限を定める必
要性はない。
【００１１】ここで、Ｃｕは固溶強化元素として用いる
ものであり、析出させると破断伸び特性が劣化するため
に好ましくないと説明したが、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおける溶融亜鉛浸漬後の合金化過程において、不可
避的に析出するＣｕが含まれていても本発明は十分にそ
の効果を発揮する。本発明者らはこれまでこの点につい
ても度重なる検討を行った。Ｃｕの析出は検討したもの
の中で一部のものについて、全Ｃｕ量に対し数％程度も
しくはそれ以下の析出しか認められなく、Ｃｕの固溶に
よる高い破断伸び特性は維持された。
ものであり、析出させると破断伸び特性が劣化するため
に好ましくないと説明したが、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおける溶融亜鉛浸漬後の合金化過程において、不可
避的に析出するＣｕが含まれていても本発明は十分にそ
の効果を発揮する。本発明者らはこれまでこの点につい
ても度重なる検討を行った。Ｃｕの析出は検討したもの
の中で一部のものについて、全Ｃｕ量に対し数％程度も
しくはそれ以下の析出しか認められなく、Ｃｕの固溶に
よる高い破断伸び特性は維持された。
【００１２】Ｎｉ：Ｎｉは、上記に示した理由から含有
させる。そのためには、少なくとも０．４以上の含有が
必要であり、１．０％までの含有で十分である。 Ｂ：Ｂは、最終製品での二次加工脆性防止のために含有
させる必要のある元素である。そのために少なくとも
０．０００１％以上の含有が必要である。また、０．０
０３０％を超える量を含有させるとその効果は飽和し、
かつｒ値を低下させてしまうので、これを上限に定め
た。好ましい含有範囲は、０．０００５〜０．００２０
％である。さらに、必要に応じて、Ｃｒを０．２〜２．
０％の範囲で、Ｃａを０．０００１〜０．００３０％の
範囲でいずれか一方または両方とも含有させてもよい。
させる。そのためには、少なくとも０．４以上の含有が
必要であり、１．０％までの含有で十分である。 Ｂ：Ｂは、最終製品での二次加工脆性防止のために含有
させる必要のある元素である。そのために少なくとも
０．０００１％以上の含有が必要である。また、０．０
０３０％を超える量を含有させるとその効果は飽和し、
かつｒ値を低下させてしまうので、これを上限に定め
た。好ましい含有範囲は、０．０００５〜０．００２０
％である。さらに、必要に応じて、Ｃｒを０．２〜２．
０％の範囲で、Ｃａを０．０００１〜０．００３０％の
範囲でいずれか一方または両方とも含有させてもよい。
【００１３】前者は、目的とする強度を得るに際して、
さらにＹＰを低め、破断伸びを高くしたいときに用い
る。０．２％以下の含有であるとその効果は発揮され
ず、２．０％を超える添加は極低炭素鋼をベースとする
本発明の場合製鋼工程での溶製上の限界にあるのでこれ
を上限とした。後者は、Ｔｉの含有量を下限まで下げる
必要が生じた場合の硫化物の処理のためである。０．０
００１％以下では効果が発揮させず、０．００３０％以
上の含有は効果が飽和するだけでなくいたずらにＣａ系
の化合物を生成させることになるため不適当である。好
ましい含有範囲は、０．００１０〜０．００２５％であ
る。
さらにＹＰを低め、破断伸びを高くしたいときに用い
る。０．２％以下の含有であるとその効果は発揮され
ず、２．０％を超える添加は極低炭素鋼をベースとする
本発明の場合製鋼工程での溶製上の限界にあるのでこれ
を上限とした。後者は、Ｔｉの含有量を下限まで下げる
必要が生じた場合の硫化物の処理のためである。０．０
００１％以下では効果が発揮させず、０．００３０％以
上の含有は効果が飽和するだけでなくいたずらにＣａ系
の化合物を生成させることになるため不適当である。好
ましい含有範囲は、０．００１０〜０．００２５％であ
る。
【００１４】次に、製造方法の限定理由について説明す
る。熱延するに際し、加熱温度は１２００℃以下とする
必要がある。これは、Ｃｕヘゲ防止のためにＮｉを添加
してはいるが、さらに熱延加熱温度からの補助的な役割
も果たすために必要な条件である。下限は、特に定める
必要がないが、仕上圧延終了までの温度確保上必要な温
度として加熱温度を設定すればよい。また、Ｃ，ＮのＮ
ｂとＴｉによるスキャベンジングのためからも、低温加
熱の方が好ましい。好ましい加熱温度は、１１５０℃以
下である。
る。熱延するに際し、加熱温度は１２００℃以下とする
必要がある。これは、Ｃｕヘゲ防止のためにＮｉを添加
してはいるが、さらに熱延加熱温度からの補助的な役割
も果たすために必要な条件である。下限は、特に定める
必要がないが、仕上圧延終了までの温度確保上必要な温
度として加熱温度を設定すればよい。また、Ｃ，ＮのＮ
ｂとＴｉによるスキャベンジングのためからも、低温加
熱の方が好ましい。好ましい加熱温度は、１１５０℃以
下である。
【００１５】粗圧延において１パス３５％以上の圧延を
少なくとも一回以上行う。これは、本発明者らの度重な
る試験実験の末得られた結果から本発明に必要な限定理
由の一つに定めたものである。すなわち、冷延後の連続
溶融亜鉛めっきラインでの加熱段階で再結晶を行うが、
粗圧延での条件の限定によりこの再結晶がより速くなる
現象を見いだした。これは、本発明のように高い加工性
を発揮させることを目的とする場合、非常に有効な技術
である。このような効果が得られる理由は、現在研究中
であるがおそらく、透過型電子顕微鏡でも観察できない
ような微細な炭化物あるいは窒化物の形態の差異が最終
的に影響しているものと推定している。その後、仕上圧
延温度をＡｒ3 変態点以上とし、３５０℃以下の温度で
巻取る。前者については、不必要な加工フェライトを避
けることから限定したものであり、後者は、Ｃｕの熱延
段階での不必要な析出を防止するために定めたものであ
る。
少なくとも一回以上行う。これは、本発明者らの度重な
る試験実験の末得られた結果から本発明に必要な限定理
由の一つに定めたものである。すなわち、冷延後の連続
溶融亜鉛めっきラインでの加熱段階で再結晶を行うが、
粗圧延での条件の限定によりこの再結晶がより速くなる
現象を見いだした。これは、本発明のように高い加工性
を発揮させることを目的とする場合、非常に有効な技術
である。このような効果が得られる理由は、現在研究中
であるがおそらく、透過型電子顕微鏡でも観察できない
ような微細な炭化物あるいは窒化物の形態の差異が最終
的に影響しているものと推定している。その後、仕上圧
延温度をＡｒ3 変態点以上とし、３５０℃以下の温度で
巻取る。前者については、不必要な加工フェライトを避
けることから限定したものであり、後者は、Ｃｕの熱延
段階での不必要な析出を防止するために定めたものであ
る。
【００１６】これにより得られた熱延鋼帯を酸洗後常法
で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインを通す。こ
の連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際し、８０
０℃以上に加熱する必要がある。これは、高いｒ値やｎ
値（すなわち高い深絞り性や張り出し性）を得るために
必要な条件であり、これを得るために再結晶だけでなく
必要に応じて正常粒成長をある程度起こさせることが必
要であるために定めた条件である。上限は、実際の成分
系や目的とする強度級により異なってくるが、全オース
テナイト領域まで加熱するとその後の冷却中にポリゴナ
ルフェライト以外の相が出現するために不適当であるた
め、Ａｃ3 変態点を加熱の上限と定めた。また、ここで
加熱するに際し、溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板
表面から３０ｎｍまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2
以下となるように加熱中の酸化バランスを調整する必要
がある。これは、常法では難めっき性を示すＳｉやＰを
含有する鋼にめっきを施すのに必要な条件であり、これ
を本発明において用いる。Ｓｉ濃化量が１．５ｍｇ／ｍ
2 を越えると不めっきが生じたり、合金化速度が遅くな
ることから通板速度を遅くすることによるコスト増など
の不具合が生じる。
で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインを通す。こ
の連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際し、８０
０℃以上に加熱する必要がある。これは、高いｒ値やｎ
値（すなわち高い深絞り性や張り出し性）を得るために
必要な条件であり、これを得るために再結晶だけでなく
必要に応じて正常粒成長をある程度起こさせることが必
要であるために定めた条件である。上限は、実際の成分
系や目的とする強度級により異なってくるが、全オース
テナイト領域まで加熱するとその後の冷却中にポリゴナ
ルフェライト以外の相が出現するために不適当であるた
め、Ａｃ3 変態点を加熱の上限と定めた。また、ここで
加熱するに際し、溶融亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板
表面から３０ｎｍまでのＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2
以下となるように加熱中の酸化バランスを調整する必要
がある。これは、常法では難めっき性を示すＳｉやＰを
含有する鋼にめっきを施すのに必要な条件であり、これ
を本発明において用いる。Ｓｉ濃化量が１．５ｍｇ／ｍ
2 を越えると不めっきが生じたり、合金化速度が遅くな
ることから通板速度を遅くすることによるコスト増など
の不具合が生じる。
【００１７】
実施例１ 表１に示す供試鋼を転炉ならびに真空脱ガス設備等の二
次精錬設備で溶製し、連続鋳造によりスラブとした。本
表のうち、鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉは本
発明範囲にあるものであり、その他は表中に示した下線
の成分について本発明範囲外のものである。これらの鋼
Ｏ以外をすべて熱延加熱温度＝１１２０℃、仕上圧延終
了温度＝９２０℃、巻取温度＝５０〜１５０℃の条件で
熱延し、板厚４．５ｍｍのコイルとした。なお、粗圧延
において第３パス目の圧延率を３７％とした。この熱延
コイルを常法により酸洗後０．８ｍｍまで冷延し、表２
に示すいずれもＡｃ3 変態点以下である最高加熱温度条
件で連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた。なお、溶
融亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍで
のＳｉ濃化量が１．３ｍｇ／ｍ2 以下になるように加熱
中の酸化バランスを調整した。なお、溶融亜鉛ポットに
浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまでのＳｉ濃化量
の測定は、本発明者らの度重なる検討から、実ラインと
同じヒートサイクルによる実験室での焼鈍試験後の表面
分析から求める方法を採用した。これに常法の調質圧延
を０．８〜１．０％施し、製品とした。なお、製品段階
でのめっき付着量は、４０〜５０ｇ／ｍ2 であった。
次精錬設備で溶製し、連続鋳造によりスラブとした。本
表のうち、鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉは本
発明範囲にあるものであり、その他は表中に示した下線
の成分について本発明範囲外のものである。これらの鋼
Ｏ以外をすべて熱延加熱温度＝１１２０℃、仕上圧延終
了温度＝９２０℃、巻取温度＝５０〜１５０℃の条件で
熱延し、板厚４．５ｍｍのコイルとした。なお、粗圧延
において第３パス目の圧延率を３７％とした。この熱延
コイルを常法により酸洗後０．８ｍｍまで冷延し、表２
に示すいずれもＡｃ3 変態点以下である最高加熱温度条
件で連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた。なお、溶
融亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍで
のＳｉ濃化量が１．３ｍｇ／ｍ2 以下になるように加熱
中の酸化バランスを調整した。なお、溶融亜鉛ポットに
浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまでのＳｉ濃化量
の測定は、本発明者らの度重なる検討から、実ラインと
同じヒートサイクルによる実験室での焼鈍試験後の表面
分析から求める方法を採用した。これに常法の調質圧延
を０．８〜１．０％施し、製品とした。なお、製品段階
でのめっき付着量は、４０〜５０ｇ／ｍ2 であった。
【００１８】このようにして得た製品の機械試験値とめ
っき特性を評価した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２０１
記載の５号試験片を用い、同Ｚ２２４１記載の方法に従
って行い、降伏点強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、破断伸びＥ
ｌを測定した。また、深絞り成形性と張り出し成形性は
引張試験のｒ値と、ｎ値で評価した。ｒ値は、最大荷重
を越えないひずみで試験した。また引張試験後の荷重と
伸びの関係から真応力σと真ひずみεを求め、ｄσ／ｄ
ε−σ＝０のときのεをｎ値とした。さらに、めっき特
性としてはＺｎ−Ｆｅ合金層の鉄含有率、外観観察、お
よびパウダリング性を評価した。鉄含有量は分析して、
パウダリング性は６０度のＶ曲げ、曲げ戻し後ポンチ側
のテープ剥離幅で表裏を評価した。従来の実績から板厚
が０．８ｍｍの場合ではこの剥離幅が５ｍｍ以下でパウ
ダリング性は問題ないレベルとしている。
っき特性を評価した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２０１
記載の５号試験片を用い、同Ｚ２２４１記載の方法に従
って行い、降伏点強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、破断伸びＥ
ｌを測定した。また、深絞り成形性と張り出し成形性は
引張試験のｒ値と、ｎ値で評価した。ｒ値は、最大荷重
を越えないひずみで試験した。また引張試験後の荷重と
伸びの関係から真応力σと真ひずみεを求め、ｄσ／ｄ
ε−σ＝０のときのεをｎ値とした。さらに、めっき特
性としてはＺｎ−Ｆｅ合金層の鉄含有率、外観観察、お
よびパウダリング性を評価した。鉄含有量は分析して、
パウダリング性は６０度のＶ曲げ、曲げ戻し後ポンチ側
のテープ剥離幅で表裏を評価した。従来の実績から板厚
が０．８ｍｍの場合ではこの剥離幅が５ｍｍ以下でパウ
ダリング性は問題ないレベルとしている。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】表２中、Ｎｏ．のアルファベットは表１に
対応したものである。表２にあるように、本発明による
方法はいずれも優れたｒ値とｎ値を示し、かつ表面処理
特性も優れたものとなった。比較法であるＪ１材は、鋼
中のＣ量が高いためにｒ値がよくなかった。Ｋ１材は、
Ｓ量が高いためｎ値がよくなかった。Ｌ１材はＮｂ量
が、Ｎ１材はＴｉ量が少ないためＹＰを上昇したりＥｌ
が下がったりする現象を認めた。一方、Ｍ１材はＮｂ量
が高かったためＥｌ特性が下がった。また、Ｏ１材はＴ
ｉ量が高かったためｒ値特性が下がりかつパウダリング
性も悪くなった。
対応したものである。表２にあるように、本発明による
方法はいずれも優れたｒ値とｎ値を示し、かつ表面処理
特性も優れたものとなった。比較法であるＪ１材は、鋼
中のＣ量が高いためにｒ値がよくなかった。Ｋ１材は、
Ｓ量が高いためｎ値がよくなかった。Ｌ１材はＮｂ量
が、Ｎ１材はＴｉ量が少ないためＹＰを上昇したりＥｌ
が下がったりする現象を認めた。一方、Ｍ１材はＮｂ量
が高かったためＥｌ特性が下がった。また、Ｏ１材はＴ
ｉ量が高かったためｒ値特性が下がりかつパウダリング
性も悪くなった。
【００２２】実施例２ 表１のＨ鋼を表３に示すように粗圧延での圧延率の変化
が製品の引張特性におよぼす影響を調査した。表２に示
した条件以外の製造方法は、表２のＨ１と同じにした。
表３に示した通り、粗圧延における圧延率を規定するこ
とは、高い材質を得るために有効である。
が製品の引張特性におよぼす影響を調査した。表２に示
した条件以外の製造方法は、表２のＨ１と同じにした。
表３に示した通り、粗圧延における圧延率を規定するこ
とは、高い材質を得るために有効である。
【００２３】
【表３】
【００２４】実施例３ 表１の鋼Ａを熱延加熱温度＝１１２０℃、仕上圧延終了
温度＝９００℃、巻取温度＝５０℃の条件で熱延し、板
厚４．５ｍｍのコイルとした。なお、粗圧延において第
３パス目を圧延温度＝１０７０℃、このパスでの圧延率
を３７％とした。この熱延コイルを常法により酸洗後
０．８ｍｍまで冷延し、表４に示す最高加熱温度条件で
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた。なお、溶融亜
鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍでのＳ
ｉ濃化量が１．３ｍｇ／ｍ2 以下になるように加熱中の
酸化バランスを調整した。これに常法の調質圧延を０．
８〜１．０％施し、製品とした。なお、製品段階でのめ
っき付着量は、４０〜５０ｇ／ｍ2 であった。このよう
にして得た製品の引張試験値を評価した。本発明による
方法では、高い成形性が確保されるが、比較法では再結
晶・粒成長が十分でないために効果が発揮されない。
温度＝９００℃、巻取温度＝５０℃の条件で熱延し、板
厚４．５ｍｍのコイルとした。なお、粗圧延において第
３パス目を圧延温度＝１０７０℃、このパスでの圧延率
を３７％とした。この熱延コイルを常法により酸洗後
０．８ｍｍまで冷延し、表４に示す最高加熱温度条件で
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させた。なお、溶融亜
鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍでのＳ
ｉ濃化量が１．３ｍｇ／ｍ2 以下になるように加熱中の
酸化バランスを調整した。これに常法の調質圧延を０．
８〜１．０％施し、製品とした。なお、製品段階でのめ
っき付着量は、４０〜５０ｇ／ｍ2 であった。このよう
にして得た製品の引張試験値を評価した。本発明による
方法では、高い成形性が確保されるが、比較法では再結
晶・粒成長が十分でないために効果が発揮されない。
【００２５】
【表４】
【００２６】実施例４ 表１の鋼Ｅを用い、熱延と冷延を実施例１に示したＥｌ
と同じ条件で圧延した鋼帯を連続溶融亜鉛めっきライン
を通板させるに際し、表５に示すような、鋼板表面から
３０ｎｍでのＳｉ濃化量になるように調整した。なお、
最高加熱温度は８５０℃とした。これにより得られた製
品のめっき外観を評価した。 Ｓｉ濃化量が高くなると不めっきが生じ、製品としての
価値があらわれない。
と同じ条件で圧延した鋼帯を連続溶融亜鉛めっきライン
を通板させるに際し、表５に示すような、鋼板表面から
３０ｎｍでのＳｉ濃化量になるように調整した。なお、
最高加熱温度は８５０℃とした。これにより得られた製
品のめっき外観を評価した。 Ｓｉ濃化量が高くなると不めっきが生じ、製品としての
価値があらわれない。
【００２７】実施例５ 表１の鋼Ｈと鋼Ｏを用い耐二次加工性の評価を行った。
鋼Ｏは表２に示すＨ１材と同じ方法で製品とした。耐二
次加工性は、延性−脆性遷移温度（Ｔｃｒ）で示した。
これは、絞り比２．０でカップ成形したものの縁を温度
を変えて１０％の口拡げ成形を行った時の割れの有無の
遷移温度である。その結果を表６に示した。 Ｏ１材は、延性−脆性遷移温度が高く（悪く）実用上の
不具合が懸念される。
鋼Ｏは表２に示すＨ１材と同じ方法で製品とした。耐二
次加工性は、延性−脆性遷移温度（Ｔｃｒ）で示した。
これは、絞り比２．０でカップ成形したものの縁を温度
を変えて１０％の口拡げ成形を行った時の割れの有無の
遷移温度である。その結果を表６に示した。 Ｏ１材は、延性−脆性遷移温度が高く（悪く）実用上の
不具合が懸念される。
【００２８】
【発明の効果】本発明によれば、成形性にきわめて優
れ、耐二次加工性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき高強
度鋼板が工業的にかつ経済的に製造でき、昨今の環境問
題に対して苦慮している産業界とりわけ自動車産業に寄
与する貢献度は多大なものである。
れ、耐二次加工性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき高強
度鋼板が工業的にかつ経済的に製造でき、昨今の環境問
題に対して苦慮している産業界とりわけ自動車産業に寄
与する貢献度は多大なものである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年１月１１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００６
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記課題を解決する手
段として、本発明者らの鋭意検討の結果、その骨子とす
るところは （１）質量割合でＣ≦０．００５％、 Ｓｉ≦２．０％、 Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．１０％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａ１：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００８〜０．０３％ Ｎｂ：０．００８〜０．０３％ Ｃｕ：０．８〜２．０％ Ｎｉ：０．４〜１．０％、 Ｂ：０．０００１〜０．００３０％ を含有させ、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から鋼を熱
延するに際し、加熱温度は１２００℃以下とし、粗圧延
において１パス３５％以上の圧延を少なくとも一回以上
行い、仕上圧延温度をＡｒ３変態点以上とし、３５０℃
以下の温度で巻取る。これにより得られた熱延鋼帯を酸
洗後常法で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインで
８００℃以上Ａｃ３変態点以下に加熱するに際し、溶融
亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまで
のＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ２以下となるように加熱
中の酸化バランスを調整し、溶融亜鉛ポット浸漬後合金
化処理を行うことを特徴とする成形性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 （２）（１）に記載の方法において、さらに鋼中にＣ
ｒ：０．２〜２．０％とＣａ：０．０００１〜０．００
３０％のいずれか一方または両方とも含有することを特
徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。の２点にあることを明らかにした。
段として、本発明者らの鋭意検討の結果、その骨子とす
るところは （１）質量割合でＣ≦０．００５％、 Ｓｉ≦２．０％、 Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．１０％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａ１：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００８〜０．０３％ Ｎｂ：０．００８〜０．０３％ Ｃｕ：０．８〜２．０％ Ｎｉ：０．４〜１．０％、 Ｂ：０．０００１〜０．００３０％ を含有させ、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から鋼を熱
延するに際し、加熱温度は１２００℃以下とし、粗圧延
において１パス３５％以上の圧延を少なくとも一回以上
行い、仕上圧延温度をＡｒ３変態点以上とし、３５０℃
以下の温度で巻取る。これにより得られた熱延鋼帯を酸
洗後常法で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインで
８００℃以上Ａｃ３変態点以下に加熱するに際し、溶融
亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまで
のＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ２以下となるように加熱
中の酸化バランスを調整し、溶融亜鉛ポット浸漬後合金
化処理を行うことを特徴とする成形性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 （２）（１）に記載の方法において、さらに鋼中にＣ
ｒ：０．２〜２．０％とＣａ：０．０００１〜０．００
３０％のいずれか一方または両方とも含有することを特
徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。の２点にあることを明らかにした。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】Ｍｎ：Ｍｎも、本発明にあっては引張強度
を高くするために必要な元素である。３．０％を超える
含有は実質上製鋼工程での溶製限度を超えるものである
のでこれを上限とした。０．５〜１．５％が好ましい含
有範囲である。 Ｐ：Ｐも本発明にあっては安価に引張強度を高くするこ
とのできる元素であることから必要な元素である。Ｐ
は、連続溶融亜鉛めっきラインにおける合金化過程の合
金化速度を遅くすることから上限は０．１０％とした。
好ましくは含有範囲は０．０３〜０．０７％である。 Ｓ：Ｓは、含有量が高いと、不必要に鋼中に硫化物を形
成することになる。従って、本発明にあっては不必要な
元素であり、徹底的に下げることが好ましい。そのため
に上限を０．０１％に定めた。好ましくは、０．００５
％以下の含有である。 Ａ１：Ａ１は、製鋼での溶製段階における脱酸剤として
必要であり、０．０１〜０．１０％をその範囲に定め
た。
を高くするために必要な元素である。３．０％を超える
含有は実質上製鋼工程での溶製限度を超えるものである
のでこれを上限とした。０．５〜１．５％が好ましい含
有範囲である。 Ｐ：Ｐも本発明にあっては安価に引張強度を高くするこ
とのできる元素であることから必要な元素である。Ｐ
は、連続溶融亜鉛めっきラインにおける合金化過程の合
金化速度を遅くすることから上限は０．１０％とした。
好ましくは含有範囲は０．０３〜０．０７％である。 Ｓ：Ｓは、含有量が高いと、不必要に鋼中に硫化物を形
成することになる。従って、本発明にあっては不必要な
元素であり、徹底的に下げることが好ましい。そのため
に上限を０．０１％に定めた。好ましくは、０．００５
％以下の含有である。 Ａ１：Ａ１は、製鋼での溶製段階における脱酸剤として
必要であり、０．０１〜０．１０％をその範囲に定め
た。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 (72)発明者 小宮 邦彦 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 質量割合でＣ≦０．００５％、 Ｓｉ≦２．０％、 Ｍｎ≦３．０％、 Ｐ≦０．０７％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００８〜０．０３％ Ｎｂ：０．００８〜０．０３％ Ｃｕ：０．８〜２．０％ Ｎｉ：０．４〜１．０％、 Ｂ：０．０００１〜０．００３０％ を含有させ、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から鋼を熱
延するに際し、加熱温度は１２００℃以下とし、粗圧延
において１パス３５％以上の圧延を少なくとも一回以上
行い、仕上圧延温度をＡｒ3 変態点以上とし、３５０℃
以下の温度で巻取る。これにより得られた熱延鋼帯を酸
洗後常法で冷延し、その後連続溶融亜鉛めっきラインで
８００℃以上Ａｃ3 変態点以下に加熱するに際し、溶融
亜鉛ポットに浸漬させる前の鋼板表面から３０ｎｍまで
のＳｉ濃化量を１．５ｍｇ／ｍ2 以下となるように加熱
中の酸化バランスを調整し、溶融亜鉛ポット浸漬後合金
化処理を行うことを特徴とする成形性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載の方法において、さらに
鋼中にＣｒ：０．２〜２．０％とＣａ：０．０００１〜
０．００３０％のいずれか一方または両方とも含有する
ことを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21188792A JPH0657337A (ja) | 1992-08-10 | 1992-08-10 | 成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21188792A JPH0657337A (ja) | 1992-08-10 | 1992-08-10 | 成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0657337A true JPH0657337A (ja) | 1994-03-01 |
Family
ID=16613283
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21188792A Withdrawn JPH0657337A (ja) | 1992-08-10 | 1992-08-10 | 成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0657337A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20040017756A (ko) * | 2002-08-23 | 2004-02-27 | 주식회사 포스코 | 표면이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100454745B1 (ko) * | 2000-11-17 | 2004-11-03 | 주식회사 포스코 | 고항복비를 갖는 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100478091B1 (ko) * | 2002-05-24 | 2005-03-24 | 주식회사 포스코 | 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100711356B1 (ko) * | 2005-08-25 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법 |
| KR100797238B1 (ko) * | 2006-12-26 | 2008-01-23 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법 |
| US10526690B2 (en) | 2011-09-30 | 2020-01-07 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet |
-
1992
- 1992-08-10 JP JP21188792A patent/JPH0657337A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100454745B1 (ko) * | 2000-11-17 | 2004-11-03 | 주식회사 포스코 | 고항복비를 갖는 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100478091B1 (ko) * | 2002-05-24 | 2005-03-24 | 주식회사 포스코 | 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR20040017756A (ko) * | 2002-08-23 | 2004-02-27 | 주식회사 포스코 | 표면이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법 |
| KR100711356B1 (ko) * | 2005-08-25 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법 |
| KR100797238B1 (ko) * | 2006-12-26 | 2008-01-23 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법 |
| WO2008078901A1 (en) * | 2006-12-26 | 2008-07-03 | Posco | The method for manufacturing thin steel sheet for deep drawing having excellent workability |
| US10526690B2 (en) | 2011-09-30 | 2020-01-07 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet |
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