JP3527092B2 - 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 - Google Patents
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Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、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に関わるも
のである。本発明が係わる高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建築などの用途にプ
レス加工をして使用されるものであり、プレス加工性と
防錆の一層の改善のために上層に鉄めっきや金属酸化物
皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板を含む。
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関わるも
のである。本発明が係わる高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建築などの用途にプ
レス加工をして使用されるものであり、プレス加工性と
防錆の一層の改善のために上層に鉄めっきや金属酸化物
皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板を含む。
【０００２】
【従来の技術】自動車車体の防錆強化に対応し、プレス
加工してフレーム、メンバーやフロア等の車体部品に用
いられる鋼板も裸鋼板から亜鉛めっき鋼板に置換されて
きた。一般に亜鉛めっき鋼板はその製造方法により電気
亜鉛めっき鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板に大別されるが、
防錆性を重んじる立場から目付け量を増やそうとする
と、電気亜鉛めっき鋼板では製造コストが著しく上昇す
るため、溶融亜鉛めっき鋼板の使用が一般的である。一
方、自動車車体には防錆性以上に衝突時に乗員を保護す
るような機能の確保がＣＯ2 をはじめとした排出ガスの
低減を燃費向上により実現するような軽量化とともに要
求されており、そのためには鋼板の高強度化が必須であ
る。
加工してフレーム、メンバーやフロア等の車体部品に用
いられる鋼板も裸鋼板から亜鉛めっき鋼板に置換されて
きた。一般に亜鉛めっき鋼板はその製造方法により電気
亜鉛めっき鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板に大別されるが、
防錆性を重んじる立場から目付け量を増やそうとする
と、電気亜鉛めっき鋼板では製造コストが著しく上昇す
るため、溶融亜鉛めっき鋼板の使用が一般的である。一
方、自動車車体には防錆性以上に衝突時に乗員を保護す
るような機能の確保がＣＯ2 をはじめとした排出ガスの
低減を燃費向上により実現するような軽量化とともに要
求されており、そのためには鋼板の高強度化が必須であ
る。
【０００３】しかしながら、加工性を悪化させずに鋼板
を高強度化する強化機構として一般に考えられているよ
うな固溶強化や複合組織強化ではＳｉやＭｎ、Ｐといっ
た元素を添加する必要があるが、これらの元素の添加は
一般に鋼板表面の濡れ性を悪くし、溶融亜鉛めっきを施
すことは困難とされてきた。特に複合組織強化では気水
混合したミストや噴流水を冷却媒体とし、焼鈍温度から
高速冷却を行なうことが裸鋼板では一般に行われている
が、溶融亜鉛めっきラインではこのような冷却方式の適
用は困難であり、不必要なパーライトやベイナイト変態
を避けるためにはＳｉやＭｎの添加量を一層増すことが
必要となる。
を高強度化する強化機構として一般に考えられているよ
うな固溶強化や複合組織強化ではＳｉやＭｎ、Ｐといっ
た元素を添加する必要があるが、これらの元素の添加は
一般に鋼板表面の濡れ性を悪くし、溶融亜鉛めっきを施
すことは困難とされてきた。特に複合組織強化では気水
混合したミストや噴流水を冷却媒体とし、焼鈍温度から
高速冷却を行なうことが裸鋼板では一般に行われている
が、溶融亜鉛めっきラインではこのような冷却方式の適
用は困難であり、不必要なパーライトやベイナイト変態
を避けるためにはＳｉやＭｎの添加量を一層増すことが
必要となる。
【０００４】このようなＳｉやＭｎ、Ｐが多く添加され
た鋼板の溶融亜鉛めっきにおける密着性を改善する手法
としては、溶融亜鉛めっきに先立って鋼板表面に特開昭
５７−７９１６０号公報や特開平５−６５６１２号公報
にあるように少量のＦｅや、特許第２５２６３２０号公
報にあるように少量のＮｉをプレめっきする方法があ
り、さらにその添加量が多い場合にはＮｉプレめっきの
前に鋼板表面層を除去する方法が特許第２５２６３２２
号公報に開示されている。また特許第１９２４５８５号
公報にあるように内部と比べてＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量
が少ない表層を有するスラブから製造された鋼板を溶融
亜鉛めっきする方法も開示されているが、製造コストの
増加が著しく、工業的な生産には適さない。
た鋼板の溶融亜鉛めっきにおける密着性を改善する手法
としては、溶融亜鉛めっきに先立って鋼板表面に特開昭
５７−７９１６０号公報や特開平５−６５６１２号公報
にあるように少量のＦｅや、特許第２５２６３２０号公
報にあるように少量のＮｉをプレめっきする方法があ
り、さらにその添加量が多い場合にはＮｉプレめっきの
前に鋼板表面層を除去する方法が特許第２５２６３２２
号公報に開示されている。また特許第１９２４５８５号
公報にあるように内部と比べてＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量
が少ない表層を有するスラブから製造された鋼板を溶融
亜鉛めっきする方法も開示されているが、製造コストの
増加が著しく、工業的な生産には適さない。
【０００５】これに対しめっき密着性の悪化が酸化雰囲
気で形成されたＳｉやＭｎ、Ｐといった元素の酸化物層
であることに着目し、形成させた酸化物層を水素を含む
雰囲気中で還元し、酸化膜厚を適当な範囲としたうえで
溶融亜鉛めっきすることにより、めっき密着性を改善す
る方法が例えば特開昭５５−１２２８６５号公報で提案
されており、連続ラインでの操業方案も特許第２５１３
５３２号公報や特許第２５３０９３９号公報、特許第２
５８７７２４号に開示されている。
気で形成されたＳｉやＭｎ、Ｐといった元素の酸化物層
であることに着目し、形成させた酸化物層を水素を含む
雰囲気中で還元し、酸化膜厚を適当な範囲としたうえで
溶融亜鉛めっきすることにより、めっき密着性を改善す
る方法が例えば特開昭５５−１２２８６５号公報で提案
されており、連続ラインでの操業方案も特許第２５１３
５３２号公報や特許第２５３０９３９号公報、特許第２
５８７７２４号に開示されている。
【０００６】また、カルシウムやマグネシウム、有機酸
を含有する溶液や圧延油、洗浄水、過酸化水素や重クロ
ム酸カリウム、過マンガン酸カリウムのような酸化剤を
含有する酸性溶液を溶融亜鉛めっきに先立って塗布する
方法がそれぞれ特開平８−１７０１６０号公報、特開平
６−２０７２５９号公報、特開平５−２３９６０６号公
報に開示されている。これらの方法によって製造コスト
の著しい増加を招くことなく、０．３％以上のＳｉや１
％以上のＭｎが添加されている鋼板に対しても密着性の
良い溶融亜鉛めっきを行なうことができるようになっ
た。
を含有する溶液や圧延油、洗浄水、過酸化水素や重クロ
ム酸カリウム、過マンガン酸カリウムのような酸化剤を
含有する酸性溶液を溶融亜鉛めっきに先立って塗布する
方法がそれぞれ特開平８−１７０１６０号公報、特開平
６−２０７２５９号公報、特開平５−２３９６０６号公
報に開示されている。これらの方法によって製造コスト
の著しい増加を招くことなく、０．３％以上のＳｉや１
％以上のＭｎが添加されている鋼板に対しても密着性の
良い溶融亜鉛めっきを行なうことができるようになっ
た。
【０００７】しかし溶融亜鉛めっき鋼板は塗装性や溶接
性に劣るうえ、プレス加工時に軟質なめっき層がプレス
金型との間に凝着し、摩擦抵抗が増大するためプレス破
断を起こしやすく、特に厳しいプレス成形が必要とされ
る自動車をはじめとした用途に合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が開発されたが、フェライト中にマルテンサイトや残
留オーステナイトが混在することを特徴とする複合組織
強化された鋼板には適用しづらい。これはめっき層をＺ
ｎ−Ｆｅ合金とする合金化溶融亜鉛めっきではめっき直
後の加熱合金化処理を行なうことが一般的であるが、溶
接性や塗装性が損なわれず、製造コストの上昇も招かな
いような範囲での鋼板への合金元素の添加では、その間
にパーライトやベイナイトへの変態が進むため、合金化
温度から室温へ冷却した後の金属組織中に十分な体積率
のマルテンサイトや残留オーステナイトが存在しないこ
とに原因する。
性に劣るうえ、プレス加工時に軟質なめっき層がプレス
金型との間に凝着し、摩擦抵抗が増大するためプレス破
断を起こしやすく、特に厳しいプレス成形が必要とされ
る自動車をはじめとした用途に合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が開発されたが、フェライト中にマルテンサイトや残
留オーステナイトが混在することを特徴とする複合組織
強化された鋼板には適用しづらい。これはめっき層をＺ
ｎ−Ｆｅ合金とする合金化溶融亜鉛めっきではめっき直
後の加熱合金化処理を行なうことが一般的であるが、溶
接性や塗装性が損なわれず、製造コストの上昇も招かな
いような範囲での鋼板への合金元素の添加では、その間
にパーライトやベイナイトへの変態が進むため、合金化
温度から室温へ冷却した後の金属組織中に十分な体積率
のマルテンサイトや残留オーステナイトが存在しないこ
とに原因する。
【０００８】このため、特にオーステナイトの変態を抑
制するＭｏやＢの添加が特許第１３２５６２４号公報や
特開平５−１６３５３１号公報で提案されているが、コ
スト高であるにもかかわらず、鋼板の降伏強さＹＰが上
昇する一方、伸びＥｌが減少し、プレス加工性は劣化す
る傾向にあり、複合組織強化により高強度化された裸鋼
板に匹敵するようなプレス加工性の良い合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は見当たらなかった。
制するＭｏやＢの添加が特許第１３２５６２４号公報や
特開平５−１６３５３１号公報で提案されているが、コ
スト高であるにもかかわらず、鋼板の降伏強さＹＰが上
昇する一方、伸びＥｌが減少し、プレス加工性は劣化す
る傾向にあり、複合組織強化により高強度化された裸鋼
板に匹敵するようなプレス加工性の良い合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は見当たらなかった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】上述のとおり、フェラ
イト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在し
た金属組織を有し、その複合組織強化により引張強さＴ
Ｓが４９０〜８８０ＭＰａとなるプレス加工性の良い合
金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板を開発することが課題
とされてきた。
イト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在し
た金属組織を有し、その複合組織強化により引張強さＴ
Ｓが４９０〜８８０ＭＰａとなるプレス加工性の良い合
金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板を開発することが課題
とされてきた。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記の課
題を解決するべく、ＣとＳｉ、Ｍｎの添加量を制御した
鋼を用いて、連続溶融亜鉛めっき設備において焼鈍温度
からめっき浴に鋼帯を浸漬するまでの冷却条件とめっき
直後に行なう合金化処理の加熱条件が変化した時の金属
組織と合金化の進行状況の相関について鋭意検討を加え
た結果、Ｃ、Ｍｎが一定量以上添加された鋼をフェライ
ト、オーステナイトの二相共存温度域から６５０℃まで
を平均冷却速度０．５〜１０℃／秒という緩冷却し、十
分な体積率のフェライトが存在する状態とした後に、６
５０℃からめっき浴までを平均冷却温度１〜２０℃／秒
で冷却するとめっき浴に鋼帯を浸漬するまではオーステ
ナイトはマルテンサイト変態せず、特にＣ量に対し添加
されるＳｉ、Ｍｎ量が一定割合以上である場合には、め
っき直後に行なう合金化処理のため再加熱したとしても
その温度が５００〜６００℃であれば、パーライトおよ
びベイナイト変態の進行が著しく遅滞するため、室温ま
で冷却後にも体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよ
び残留オーステナイトがフェライト中に混在する金属組
織となり、その複合組織強化により高強度とプレス加工
性の良いことを合金化溶融亜鉛めっき鋼板で実現できる
ことを見出した。
題を解決するべく、ＣとＳｉ、Ｍｎの添加量を制御した
鋼を用いて、連続溶融亜鉛めっき設備において焼鈍温度
からめっき浴に鋼帯を浸漬するまでの冷却条件とめっき
直後に行なう合金化処理の加熱条件が変化した時の金属
組織と合金化の進行状況の相関について鋭意検討を加え
た結果、Ｃ、Ｍｎが一定量以上添加された鋼をフェライ
ト、オーステナイトの二相共存温度域から６５０℃まで
を平均冷却速度０．５〜１０℃／秒という緩冷却し、十
分な体積率のフェライトが存在する状態とした後に、６
５０℃からめっき浴までを平均冷却温度１〜２０℃／秒
で冷却するとめっき浴に鋼帯を浸漬するまではオーステ
ナイトはマルテンサイト変態せず、特にＣ量に対し添加
されるＳｉ、Ｍｎ量が一定割合以上である場合には、め
っき直後に行なう合金化処理のため再加熱したとしても
その温度が５００〜６００℃であれば、パーライトおよ
びベイナイト変態の進行が著しく遅滞するため、室温ま
で冷却後にも体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよ
び残留オーステナイトがフェライト中に混在する金属組
織となり、その複合組織強化により高強度とプレス加工
性の良いことを合金化溶融亜鉛めっき鋼板で実現できる
ことを見出した。
【００１１】本発明は、このような思想と新知見に基づ
いて構成された従来にはない全く新しい鋼板であり、そ
の要旨とするところは以下のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．３〜１．５％、Ｍｎ：１．５〜２．８％、Ｐ：０．
０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜
０．５％、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％Ｓｉ、
％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％
Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１５かつ（％Ｓｉ）／（％Ｃ）≧４
が満たされることを特徴とする加工性の良い高強度合金
化溶融亜鉛めっき鋼板、
いて構成された従来にはない全く新しい鋼板であり、そ
の要旨とするところは以下のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．３〜１．５％、Ｍｎ：１．５〜２．８％、Ｐ：０．
０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜
０．５％、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％Ｓｉ、
％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％
Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１５かつ（％Ｓｉ）／（％Ｃ）≧４
が満たされることを特徴とする加工性の良い高強度合金
化溶融亜鉛めっき鋼板、
【００１２】（２）重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．
００２０％を含有する前記（１）記載の加工性の良い高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、（３）前記（１）また
は（２）記載の化学成分からなり、その金属組織に体積
率で３％以上２０％以下のマルテンサイトおよび残留オ
ーステナイトが含まれることを特徴とする加工性の良い
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、
００２０％を含有する前記（１）記載の加工性の良い高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、（３）前記（１）また
は（２）記載の化学成分からなり、その金属組織に体積
率で３％以上２０％以下のマルテンサイトおよび残留オ
ーステナイトが含まれることを特徴とする加工性の良い
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、
【００１３】（４）前記（１）または（２）記載の化学
成分からなる組成のスラブをＡｒ3 点以上の温度で仕上
圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続
溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェ
ライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、そ
の最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５
〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴まで
を平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜鉛めっ
き処理を行った後、５００℃以上６００℃以下の温度に
再加熱してめっき層の合金化処理を行い、その金属組織
に体積率で３％以上２０％以下のマルテンサイトおよび
残留オーステナイトが含まれることを特徴とする加工性
の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であ
る。
成分からなる組成のスラブをＡｒ3 点以上の温度で仕上
圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続
溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェ
ライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、そ
の最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５
〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴まで
を平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜鉛めっ
き処理を行った後、５００℃以上６００℃以下の温度に
再加熱してめっき層の合金化処理を行い、その金属組織
に体積率で３％以上２０％以下のマルテンサイトおよび
残留オーステナイトが含まれることを特徴とする加工性
の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であ
る。
【００１４】以下、本発明を詳細に説明する。まず、
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｂの数値限定理由
について述べる。Ｃはマルテンサイトや残留オーステナ
イトによる組織強化で鋼板を高強度化しようとする場合
に必須の元素であり、ミストや噴流水を冷却媒体として
焼鈍温度から急速冷却することが困難な溶融亜鉛めっき
ラインではＣが０．０５％未満ではセメンタイトやパー
ライトが生成しやすく、必要とする引張強さの確保が困
難である。一方、Ｃが０．１５％を超えると、スポット
溶接で健全な溶接部を形成することが困難となると同時
にＣの偏析が顕著となるため加工性が劣化する。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｂの数値限定理由
について述べる。Ｃはマルテンサイトや残留オーステナ
イトによる組織強化で鋼板を高強度化しようとする場合
に必須の元素であり、ミストや噴流水を冷却媒体として
焼鈍温度から急速冷却することが困難な溶融亜鉛めっき
ラインではＣが０．０５％未満ではセメンタイトやパー
ライトが生成しやすく、必要とする引張強さの確保が困
難である。一方、Ｃが０．１５％を超えると、スポット
溶接で健全な溶接部を形成することが困難となると同時
にＣの偏析が顕著となるため加工性が劣化する。
【００１５】Ｓｉは鋼板の加工性、特に伸びを大きく損
なうことなく強度を増す元素として知られており、その
添加は一般に有用と考えられるうえ、めっき直後に行な
う合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナ
イト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも
体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オース
テナイトがフェライト中に混在する金属組織とするため
に０．３％以上でかつＣ含有量の４倍以上の重量％を添
加する。しかし、その添加量が１．５％を超えると酸化
物層を還元し、酸化膜厚を適当な範囲としたり、適当な
薬剤を塗布してから鋼帯をめっき浴に浸漬したとしても
めっき密着性の悪化が著しいため、上限を１．５％とす
る。
なうことなく強度を増す元素として知られており、その
添加は一般に有用と考えられるうえ、めっき直後に行な
う合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナ
イト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも
体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オース
テナイトがフェライト中に混在する金属組織とするため
に０．３％以上でかつＣ含有量の４倍以上の重量％を添
加する。しかし、その添加量が１．５％を超えると酸化
物層を還元し、酸化膜厚を適当な範囲としたり、適当な
薬剤を塗布してから鋼帯をめっき浴に浸漬したとしても
めっき密着性の悪化が著しいため、上限を１．５％とす
る。
【００１６】ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エ
ネルギーを下げるため、めっき浴に鋼帯を浸漬するまで
の間にオーステナイトがマルテンサイト変態するのを抑
制する目的で１．５％以上添加する。またＣ含有量の１
５倍以上の重量％を添加することにより、めっき直後に
行なう合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベ
イナイト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後
にも体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オ
ーステナイトがフェライト中に混在する金属組織とでき
る。しかし添加量が過大になるとスラブに割れが生じや
すく、またスポット溶接性も劣化するため、２．８％を
上限とする。
ネルギーを下げるため、めっき浴に鋼帯を浸漬するまで
の間にオーステナイトがマルテンサイト変態するのを抑
制する目的で１．５％以上添加する。またＣ含有量の１
５倍以上の重量％を添加することにより、めっき直後に
行なう合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベ
イナイト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後
にも体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オ
ーステナイトがフェライト中に混在する金属組織とでき
る。しかし添加量が過大になるとスラブに割れが生じや
すく、またスポット溶接性も劣化するため、２．８％を
上限とする。
【００１７】Ｐは一般に不可避的不純物として鋼に含ま
れるが、その量が０．０３％を超えるとスポット溶接性
の劣化が著しいうえ、本発明におけるような引張強さが
４９０ＭＰａを超すような高強度鋼板では靭性とともに
冷間圧延性も著しく劣化する。Ｓも一般に不可避的不純
物として鋼に含まれるが、その量が０．０２％を超える
と、圧延方向に伸張したＭｎＳの存在が顕著となり、鋼
板の曲げ性に悪影響をおよぼす。
れるが、その量が０．０３％を超えるとスポット溶接性
の劣化が著しいうえ、本発明におけるような引張強さが
４９０ＭＰａを超すような高強度鋼板では靭性とともに
冷間圧延性も著しく劣化する。Ｓも一般に不可避的不純
物として鋼に含まれるが、その量が０．０２％を超える
と、圧延方向に伸張したＭｎＳの存在が顕著となり、鋼
板の曲げ性に悪影響をおよぼす。
【００１８】Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮに
よる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程におけ
る結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．０
０５％以上添加する必要があるが、０．５％を超えるこ
とはコスト高となるばかりか、表面性状を劣化させ、好
ましくは０．１％以下が望ましい。Ｎもまた一般に不可
避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０６０
％を超えると、伸びとともに脆性も劣化するため、これ
を上限とする。
よる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程におけ
る結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．０
０５％以上添加する必要があるが、０．５％を超えるこ
とはコスト高となるばかりか、表面性状を劣化させ、好
ましくは０．１％以下が望ましい。Ｎもまた一般に不可
避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０６０
％を超えると、伸びとともに脆性も劣化するため、これ
を上限とする。
【００１９】Ｂは一般に焼き入れ性を増す元素として知
られており、合金化処理のための再加熱に際しパーライ
トおよびベイナイト変態を遅滞させることのより、室温
まで冷却後に体積率で３〜２０％のマルテンサイトがフ
ェライト中に混在した金属組織とすることを容易にする
ため０．０００２％以上添加してもよい。しかしその添
加量が０．００２０％を超すと、フェライト、オーステ
ナイトの二相共存温度域から６５０℃までを緩冷却して
も十分な体積率までフェライトが成長せず、６５０℃か
らめっき浴までの冷却途上でオーステナイトがマルテン
サイトに変態し、その後合金化処理のための再加熱でマ
ルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトが析出するた
め高強度とプレス加工性の良いことの両立が困難とな
る。 これらを主成分とする鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃ
ｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉを合計で１％以
下含有しても本発明の効果を損なわず、その量によって
は耐食性が改善される等好ましい場合もある。
られており、合金化処理のための再加熱に際しパーライ
トおよびベイナイト変態を遅滞させることのより、室温
まで冷却後に体積率で３〜２０％のマルテンサイトがフ
ェライト中に混在した金属組織とすることを容易にする
ため０．０００２％以上添加してもよい。しかしその添
加量が０．００２０％を超すと、フェライト、オーステ
ナイトの二相共存温度域から６５０℃までを緩冷却して
も十分な体積率までフェライトが成長せず、６５０℃か
らめっき浴までの冷却途上でオーステナイトがマルテン
サイトに変態し、その後合金化処理のための再加熱でマ
ルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトが析出するた
め高強度とプレス加工性の良いことの両立が困難とな
る。 これらを主成分とする鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃ
ｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉを合計で１％以
下含有しても本発明の効果を損なわず、その量によって
は耐食性が改善される等好ましい場合もある。
【００２０】次に、製造条件の限定理由について述べ
る。その目的はマルテンサイトおよび残留オーステナイ
トを３〜２０％含む金属組織とし、高強度とプレス加工
性が良いことが両立させることにある。マルテンサイト
および残留オーステナイトの体積率が３％未満の場合に
は高強度とならない。一方、マルテンサイトおよび残留
オーステナイトの体積率が２０％を超えると、高強度で
はあるものの鋼板の加工性が劣化し、本発明の目的が達
成されない。熱間圧延に供するスラブは特に限定するも
のではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャ
スター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ち
に熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）の
ようなプロセスにも適合する。
る。その目的はマルテンサイトおよび残留オーステナイ
トを３〜２０％含む金属組織とし、高強度とプレス加工
性が良いことが両立させることにある。マルテンサイト
および残留オーステナイトの体積率が３％未満の場合に
は高強度とならない。一方、マルテンサイトおよび残留
オーステナイトの体積率が２０％を超えると、高強度で
はあるものの鋼板の加工性が劣化し、本発明の目的が達
成されない。熱間圧延に供するスラブは特に限定するも
のではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャ
スター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ち
に熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）の
ようなプロセスにも適合する。
【００２１】熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性
を確保するという観点からＡｒ3 点以上とする必要があ
る。熱延後の冷却条件や巻取温度は特に限定しないが、
巻取温度はコイル両端部での材質ばらつきが大ききなる
ことを避け、またスケール厚の増加による酸洗性の劣化
を避けるためには７５０℃以下とし、また部分的にベイ
ナイトやマルテンサイトが生成すると冷間圧延時に耳割
れを生じやすく、極端な場合には板破断することもある
ため５５０℃以上とすることが望ましい。冷間圧延は通
常の条件でよく、フェライトが加工硬化しやすいように
マルテンサイトおよび残留オーステナイトを微細に分散
させ、加工性の向上を最大限に得る目的からその圧延率
は５０％以上とする。一方、８５％を超す圧延率で冷間
圧延を行うことは多大の冷延負荷が必要となるため現実
的ではない。
を確保するという観点からＡｒ3 点以上とする必要があ
る。熱延後の冷却条件や巻取温度は特に限定しないが、
巻取温度はコイル両端部での材質ばらつきが大ききなる
ことを避け、またスケール厚の増加による酸洗性の劣化
を避けるためには７５０℃以下とし、また部分的にベイ
ナイトやマルテンサイトが生成すると冷間圧延時に耳割
れを生じやすく、極端な場合には板破断することもある
ため５５０℃以上とすることが望ましい。冷間圧延は通
常の条件でよく、フェライトが加工硬化しやすいように
マルテンサイトおよび残留オーステナイトを微細に分散
させ、加工性の向上を最大限に得る目的からその圧延率
は５０％以上とする。一方、８５％を超す圧延率で冷間
圧延を行うことは多大の冷延負荷が必要となるため現実
的ではない。
【００２２】ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設
備で焼鈍する際、その焼鈍温度は７００℃以上８５０℃
以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とする。
焼鈍温度が７００℃未満では再結晶が不十分であり、鋼
板に必要なプレス加工性を具備できない。８５０℃を超
すような温度で焼鈍することは鋼帯表面にＳｉやＭｎの
酸化物層の成長が著しく、その還元に長時間を要するた
め好ましくない。また引き続きめっき浴へ浸漬し、冷却
する過程で、６５０℃までを緩冷却しても十分な体積率
のフェライトが成長せず、６５０℃からめっき浴までの
冷却途上でオーステナイトがマルテンサイトに変態し、
その後合金化処理のための再加熱でマルテンサイトが焼
き戻されてセメンタイトが析出するため高強度とプレス
加工性の良いことの両立が困難となる。
備で焼鈍する際、その焼鈍温度は７００℃以上８５０℃
以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とする。
焼鈍温度が７００℃未満では再結晶が不十分であり、鋼
板に必要なプレス加工性を具備できない。８５０℃を超
すような温度で焼鈍することは鋼帯表面にＳｉやＭｎの
酸化物層の成長が著しく、その還元に長時間を要するた
め好ましくない。また引き続きめっき浴へ浸漬し、冷却
する過程で、６５０℃までを緩冷却しても十分な体積率
のフェライトが成長せず、６５０℃からめっき浴までの
冷却途上でオーステナイトがマルテンサイトに変態し、
その後合金化処理のための再加熱でマルテンサイトが焼
き戻されてセメンタイトが析出するため高強度とプレス
加工性の良いことの両立が困難となる。
【００２３】鋼帯は焼鈍後、引き続きめっき浴へ浸漬す
る過程で冷却されるが、この場合の冷却速度はその最高
到達温度から６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒
で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均１〜２
０℃／秒とする。６５０℃までを平均０．５〜１０℃／
秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積
率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すこと
により、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイ
ト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを
目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／
秒未満とするには焼鈍時の最高到達温度を低下するので
なければ、連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くす
る必要があり、コスト高となる。
る過程で冷却されるが、この場合の冷却速度はその最高
到達温度から６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒
で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均１〜２
０℃／秒とする。６５０℃までを平均０．５〜１０℃／
秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積
率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すこと
により、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイ
ト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを
目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／
秒未満とするには焼鈍時の最高到達温度を低下するので
なければ、連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くす
る必要があり、コスト高となる。
【００２４】また、最高到達温度を下げ、オーステナイ
トの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられる
が、その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比
べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いと
オーステナイトが形成されず目的を達しない。一方、６
５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるように
すると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかり
か、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないために鋼帯
がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト
変態し、その後合金化処理のための再加熱でマルテンサ
イトが焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度
とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
トの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられる
が、その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比
べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いと
オーステナイトが形成されず目的を達しない。一方、６
５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるように
すると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかり
か、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないために鋼帯
がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト
変態し、その後合金化処理のための再加熱でマルテンサ
イトが焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度
とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
【００２５】６５０℃からめっき浴までの平均冷却速度
を１〜２０℃／秒とするのは、その冷却途上でオーステ
ナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、
その冷却速度が１℃／秒未満では本発明で規定する温度
で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライ
トの生成を避けられない。一方、６５０℃からめっき浴
までを平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷
却することはドライな雰囲気では困難である。
を１〜２０℃／秒とするのは、その冷却途上でオーステ
ナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、
その冷却速度が１℃／秒未満では本発明で規定する温度
で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライ
トの生成を避けられない。一方、６５０℃からめっき浴
までを平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷
却することはドライな雰囲気では困難である。
【００２６】本発明では溶融亜鉛めっき後、５００℃以
上６００℃以下の温度範囲に鋼帯を再加熱し、めっき層
を鉄−亜鉛の合金とするが、その目的は塗装性や溶接性
を改善するとともに、プレス加工時に軟質なめっき層が
プレス金型との間に凝着して摩擦抵抗が増大し、プレス
破断するのを避けることにある。再加熱する温度が５０
０℃未満では合金化が不完全で塗装性や溶接性、プレス
加工性に劣る。一方、６００℃を超すような温度に再加
熱すると、鋼帯をめっき浴に浸漬した後にも残存してい
たオーステナイトがパーライトに変態するため、高強度
とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
上６００℃以下の温度範囲に鋼帯を再加熱し、めっき層
を鉄−亜鉛の合金とするが、その目的は塗装性や溶接性
を改善するとともに、プレス加工時に軟質なめっき層が
プレス金型との間に凝着して摩擦抵抗が増大し、プレス
破断するのを避けることにある。再加熱する温度が５０
０℃未満では合金化が不完全で塗装性や溶接性、プレス
加工性に劣る。一方、６００℃を超すような温度に再加
熱すると、鋼帯をめっき浴に浸漬した後にも残存してい
たオーステナイトがパーライトに変態するため、高強度
とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
【００２７】本発明ではその前までの一連の熱処理を経
ることによって、オーステナイトの生成自由エネルギー
が低下しているため、合金化処理のための再加熱を行な
ってもオーステナイトからパーライトやベイナイトへの
変態が極めて起こりにくいことに特徴があり、むしろフ
ェライトが緩慢に成長することにより、鋼板の引張強さ
を安定させている。合金化処理の後、鋼帯は２００℃以
下に冷却され、必要により調質圧延を施されるが、その
間の冷却方法としてはオーステナイトの一部をベイナイ
ト変態させ、残存するオーステナイトにＣを濃縮させる
ことにより、プレス加工中に効果的に加工誘起変態する
よう、４５０℃から３５０℃までを２℃/ 秒以下で冷却
することが好ましいが、１００℃／秒以上で冷却したと
しても本発明の効果に大きな影響を及ぼさない。
ることによって、オーステナイトの生成自由エネルギー
が低下しているため、合金化処理のための再加熱を行な
ってもオーステナイトからパーライトやベイナイトへの
変態が極めて起こりにくいことに特徴があり、むしろフ
ェライトが緩慢に成長することにより、鋼板の引張強さ
を安定させている。合金化処理の後、鋼帯は２００℃以
下に冷却され、必要により調質圧延を施されるが、その
間の冷却方法としてはオーステナイトの一部をベイナイ
ト変態させ、残存するオーステナイトにＣを濃縮させる
ことにより、プレス加工中に効果的に加工誘起変態する
よう、４５０℃から３５０℃までを２℃/ 秒以下で冷却
することが好ましいが、１００℃／秒以上で冷却したと
しても本発明の効果に大きな影響を及ぼさない。
【００２８】尚、めっき浴の温度は浴組成により異なる
が、一般には４５０〜５００℃程度であり、また鋼板表
面の外観を損なわないようめっき浴に０．０１〜０．５
％の濃度のＡｌを添加することもあるが、本発明の効果
を何ら損なうものではない。この後、必要により、上層
に鉄めっきや金属酸化物皮膜、有機皮膜などの表面処理
を施しても、本発明の特徴とする高強度とプレス加工性
の良いことの両立を阻害せず、プレス加工性や防錆の一
層の改善につながるため本発明の目的を達成する上で好
ましい。
が、一般には４５０〜５００℃程度であり、また鋼板表
面の外観を損なわないようめっき浴に０．０１〜０．５
％の濃度のＡｌを添加することもあるが、本発明の効果
を何ら損なうものではない。この後、必要により、上層
に鉄めっきや金属酸化物皮膜、有機皮膜などの表面処理
を施しても、本発明の特徴とする高強度とプレス加工性
の良いことの両立を阻害せず、プレス加工性や防錆の一
層の改善につながるため本発明の目的を達成する上で好
ましい。
【００２９】
【発明の実施の形態】表１に示す組成からなるスラブを
１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で３．
０〜６．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃
で巻き取った。酸洗後、６５〜７５％の圧下率の冷間圧
延を施して０．８〜２．３ｍｍの冷間圧延鋼帯とした
後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用い
て表２に示すような条件の熱処理と調質圧延を行い、合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯からＪＩ
Ｓ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うこと
により、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び
（Ｅｌ）を求めた。また、めっき密着性は半球状のポン
チを落下させることにより形成された円状のくぼみにテ
ープを付着した後剥離し、テープに付着しためっきの量
を目視により判断する、いわゆるボールインパクト法で
評価し、パウダリング性評点は曲げ−曲げ戻しした試験
片の表面をテープ剥離し、テープに付着した脱落皮膜の
量の多少により評価し、合金化の程度を判定した。以上
の結果を表２に示す。
１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で３．
０〜６．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃
で巻き取った。酸洗後、６５〜７５％の圧下率の冷間圧
延を施して０．８〜２．３ｍｍの冷間圧延鋼帯とした
後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用い
て表２に示すような条件の熱処理と調質圧延を行い、合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯からＪＩ
Ｓ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うこと
により、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び
（Ｅｌ）を求めた。また、めっき密着性は半球状のポン
チを落下させることにより形成された円状のくぼみにテ
ープを付着した後剥離し、テープに付着しためっきの量
を目視により判断する、いわゆるボールインパクト法で
評価し、パウダリング性評点は曲げ−曲げ戻しした試験
片の表面をテープ剥離し、テープに付着した脱落皮膜の
量の多少により評価し、合金化の程度を判定した。以上
の結果を表２に示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】この表から明らかなように、本発明試料で
ある試料Ｎｏ４、８、１０、１２、１４、１５、１８、
２１、２５はフェライト中に３〜２０％のマルテンサイ
トや残留オーステナイトが混在した組織を有し、高強度
でプレス加工性が良いことに加えて、めっきの密着性も
良好で、加工時にプレス金型との間にめっき層の凝着も
生じない。これに対し、試料Ｎｏ３、１７のように本発
明成分からはずれる鋼や、試料Ｎｏ１１、２２のように
本発明鋼でフェライト中にマルテンサイトおよび残留オ
ーステナイトが体積率で３〜２０％含まれた金属組織を
有しても、めっき層の合金化が不適切であると、高強度
でプレス加工性が良くとも、めっき層の密着性が悪かっ
たり、加工時にプレス金型との間にめっき層の凝着を生
じる。
ある試料Ｎｏ４、８、１０、１２、１４、１５、１８、
２１、２５はフェライト中に３〜２０％のマルテンサイ
トや残留オーステナイトが混在した組織を有し、高強度
でプレス加工性が良いことに加えて、めっきの密着性も
良好で、加工時にプレス金型との間にめっき層の凝着も
生じない。これに対し、試料Ｎｏ３、１７のように本発
明成分からはずれる鋼や、試料Ｎｏ１１、２２のように
本発明鋼でフェライト中にマルテンサイトおよび残留オ
ーステナイトが体積率で３〜２０％含まれた金属組織を
有しても、めっき層の合金化が不適切であると、高強度
でプレス加工性が良くとも、めっき層の密着性が悪かっ
たり、加工時にプレス金型との間にめっき層の凝着を生
じる。
【００３３】また、フェライト中に混在するマルテンサ
イトおよび残留オーステナイトの体積率が３％未満であ
るか、２０％を超えるような場合には試料Ｎｏ１、２、
７、２０、２３、２４、２９、３０のように本発明成分
以外の鋼に加えて、試料Ｎｏ５、６、９、１３、１６、
１９、２６〜２８のように本発明成分鋼であっても、高
強度ではあっても加工性が良くないか、加工性が良くと
も強度が低い。
イトおよび残留オーステナイトの体積率が３％未満であ
るか、２０％を超えるような場合には試料Ｎｏ１、２、
７、２０、２３、２４、２９、３０のように本発明成分
以外の鋼に加えて、試料Ｎｏ５、６、９、１３、１６、
１９、２６〜２８のように本発明成分鋼であっても、高
強度ではあっても加工性が良くないか、加工性が良くと
も強度が低い。
【００３４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば塗
装性や溶接性に優れ、加工時にめっき層がプレス金型と
の間に凝着することのないような合金化溶融亜鉛めっき
が施された鋼板の金属組織をフェライト中に３〜２０％
のマルテンサイトや残留オーステナイトが混在したもの
とし、その複合組織強化により引張強さ４９０〜８８０
ＭＰａの高強度とプレス加工性が良いことを両立でき、
自動車、家庭電気製品、建築等の分野で防錆強化と軽量
化に寄与することにより産業上極めて大きな効果を有す
る。
装性や溶接性に優れ、加工時にめっき層がプレス金型と
の間に凝着することのないような合金化溶融亜鉛めっき
が施された鋼板の金属組織をフェライト中に３〜２０％
のマルテンサイトや残留オーステナイトが混在したもの
とし、その複合組織強化により引張強さ４９０〜８８０
ＭＰａの高強度とプレス加工性が良いことを両立でき、
自動車、家庭電気製品、建築等の分野で防錆強化と軽量
化に寄与することにより産業上極めて大きな効果を有す
る。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 中村 文彰
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
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 9/46
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．３〜１．５％、 Ｍｎ：１．５〜２．８％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．５％、 Ｎ：０．００６０％以下を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、
％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした
時に（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１５かつ（％Ｓｉ）／（％
Ｃ）≧４が満たされることを特徴とする加工性の良い高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００
２０％を含有する請求項１記載の加工性の良い高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２に記載の化学成
分からなり、その金属組織に体積率で３％以上２０％以
下のマルテンサイトおよび残留オーステナイトが含まれ
ることを特徴とする加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。 - 【請求項４】 請求項１または請求項２に記載の化学成
分からなる組成のスラブをＡｒ3 点以上の温度で仕上圧
延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶
融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃以下のフェラ
イト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その
最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜
１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを
平均冷却速度１〜２０℃／秒で冷却して溶融亜鉛めっき
処理を行った後、５００℃以上６００℃以下の温度に再
加熱してめっき層の合金化処理を行い、その金属組織に
体積率で３％以上２０％以下のマルテンサイトおよび残
留オーステナイトが含まれることを特徴とする加工性の
良い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 |
|---|---|---|---|
| JP08180598A JP3527092B2 (ja) | 1998-03-27 | 1998-03-27 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08180598A JP3527092B2 (ja) | 1998-03-27 | 1998-03-27 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11279691A JPH11279691A (ja) | 1999-10-12 |
| JP3527092B2 true JP3527092B2 (ja) | 2004-05-17 |
Family
ID=13756715
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08180598A Expired - Fee Related JP3527092B2 (ja) | 1998-03-27 | 1998-03-27 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3527092B2 (ja) |
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| WO2009081997A1 (ja) | 2007-12-20 | 2009-07-02 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| WO2013046695A1 (ja) | 2011-09-29 | 2013-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
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| KR100711468B1 (ko) | 2005-12-23 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 성형성과 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법 |
| KR100711372B1 (ko) | 2005-12-20 | 2007-04-30 | 주식회사 포스코 | 가공성과 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 열연강판및 그 제조 방법 |
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