JPH09316619A - 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JPH09316619A JPH09316619A JP15332996A JP15332996A JPH09316619A JP H09316619 A JPH09316619 A JP H09316619A JP 15332996 A JP15332996 A JP 15332996A JP 15332996 A JP15332996 A JP 15332996A JP H09316619 A JPH09316619 A JP H09316619A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 高強度で、プレス成形性、深絞り性に優れ、
自動車用内板等として使用。 【解決手段】 重量％でＣ：０．００１〜０．０１、
Ｐ：０．０５〜０．２０、Ｍｎ：１．０〜４．０、Ｍ
ｏ：０．００５〜０．５、Ｃｕ：０．５〜２．５、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．００
３で、以下、いずれも、Ｓｉ：２．０、Ｎｉ：１．３、
Ｓ：０．０２、Ｎ：０．００７以下で、更に、Ｔｉ：
［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４
８／３２）×％Ｓ］〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１及びＶ：０．０１〜０．１の１種以上を含む鋼ス
ラブに、熱延仕上げ温度Ａｒ3 変態点以上、仕上げ圧延
後の平均冷却速度２０℃／秒以上、熱延巻取り温度４５
０〜６５０℃の熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続式溶
融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８００〜９２０℃、焼鈍温
度から析出処理温度までの平均速度５〜１２０℃／秒、
再結晶焼鈍と処理５００〜６５０℃、０．５〜５分、入
側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっき。
自動車用内板等として使用。 【解決手段】 重量％でＣ：０．００１〜０．０１、
Ｐ：０．０５〜０．２０、Ｍｎ：１．０〜４．０、Ｍ
ｏ：０．００５〜０．５、Ｃｕ：０．５〜２．５、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．００
３で、以下、いずれも、Ｓｉ：２．０、Ｎｉ：１．３、
Ｓ：０．０２、Ｎ：０．００７以下で、更に、Ｔｉ：
［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４
８／３２）×％Ｓ］〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１及びＶ：０．０１〜０．１の１種以上を含む鋼ス
ラブに、熱延仕上げ温度Ａｒ3 変態点以上、仕上げ圧延
後の平均冷却速度２０℃／秒以上、熱延巻取り温度４５
０〜６５０℃の熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続式溶
融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８００〜９２０℃、焼鈍温
度から析出処理温度までの平均速度５〜１２０℃／秒、
再結晶焼鈍と処理５００〜６５０℃、０．５〜５分、入
側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっき。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度で且つプレス成
形性，深絞り性に優れ、自動車用内板等として使用され
る高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法に関する。
形性，深絞り性に優れ、自動車用内板等として使用され
る高強度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】自動車用鋼板として、安全性，車体重量
の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用
されている。この種の自動車用鋼板は、厳しい成形加工
が施されることから、良好なプレス加工性，特に深絞り
性の指標であるランクフォード値が高いことが要求され
る。高強度冷延鋼板については、従来から多くの提案が
されている。たとえば、特開昭６２−２０５２３１号公
報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加し、熱間圧
延の条件を適正化することによって、４９０Ｎ／ｍｍ2
級以上の高強度を得ている。しかしながら、ランクフォ
ード値が１．０程度に過ぎず、深絞り性に劣る鋼材であ
った。深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−３
４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したもの
をベースとして少量のＭｎを添加し、且つ冷延及び焼鈍
条件を適正化している。この方法によるとき、約２．０
のランクフォード値が得られるが、強度が３９０Ｎ／ｍ
ｍ2 以下と低くなっている。また、自動車用鋼板として
耐食性が要求されることから、溶融亜鉛めっき鋼板につ
いても特開平６２−２６００４６号公報等で提案されて
いる。しかし、従来の方法で製造される溶融亜鉛めっき
鋼板は、強度が３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低く、自動車用
鋼板として要求される特性を十分に満足していない。
の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用
されている。この種の自動車用鋼板は、厳しい成形加工
が施されることから、良好なプレス加工性，特に深絞り
性の指標であるランクフォード値が高いことが要求され
る。高強度冷延鋼板については、従来から多くの提案が
されている。たとえば、特開昭６２−２０５２３１号公
報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加し、熱間圧
延の条件を適正化することによって、４９０Ｎ／ｍｍ2
級以上の高強度を得ている。しかしながら、ランクフォ
ード値が１．０程度に過ぎず、深絞り性に劣る鋼材であ
った。深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−３
４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したもの
をベースとして少量のＭｎを添加し、且つ冷延及び焼鈍
条件を適正化している。この方法によるとき、約２．０
のランクフォード値が得られるが、強度が３９０Ｎ／ｍ
ｍ2 以下と低くなっている。また、自動車用鋼板として
耐食性が要求されることから、溶融亜鉛めっき鋼板につ
いても特開平６２−２６００４６号公報等で提案されて
いる。しかし、従来の方法で製造される溶融亜鉛めっき
鋼板は、強度が３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低く、自動車用
鋼板として要求される特性を十分に満足していない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の方法で鋼板を高
強度化しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼
板の成形性が劣化する。逆に、成形性を改良するために
ランクフォード値を上げると、強度が不足する傾向を示
す。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォ
ード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化
されていない。そのため、強度及びランクフォード値の
何れか一方に重点をおいた鋼材の選択が余儀なくされ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、強度及びランクフォード値に大きく影響を
及ぼすＣｕ析出物の形態及び熱延板の金属組織を制御す
ることにより、自動車用等の鋼板として要求される４９
０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を持ち、且つランクフォード
値が１．４以上を示す深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛
めっき鋼板を得ることを目的とする。
強度化しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼
板の成形性が劣化する。逆に、成形性を改良するために
ランクフォード値を上げると、強度が不足する傾向を示
す。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォ
ード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化
されていない。そのため、強度及びランクフォード値の
何れか一方に重点をおいた鋼材の選択が余儀なくされ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、強度及びランクフォード値に大きく影響を
及ぼすＣｕ析出物の形態及び熱延板の金属組織を制御す
ることにより、自動車用等の鋼板として要求される４９
０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を持ち、且つランクフォード
値が１．４以上を示す深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛
めっき鋼板を得ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度冷延鋼板
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１
〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．
０５〜０．２０重量％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，
Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．
５重量％，Ｎｉ：１．３重量％以下，Ｓ：０．０２重量
％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．０
０７重量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％
を含み、更にＴｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量
％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱
延仕上げ温度をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均
冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜
６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続式溶
融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温
度から析出処理温度までの平均冷却速度を５〜１２０℃
／秒とする再結晶焼鈍及び処理温度５００〜６５０℃，
処理時間０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施した後、入
側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきすることを特
徴とする。また、同じ組成をもつ鋼スラブを同様に連続
焼鈍設備で再結晶焼鈍した後、調質圧延し、連続式溶融
亜鉛めっき設備で処理温度５００〜６５０℃，処理時間
０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施し、次いで入側温度
５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきすることもできる。
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１
〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．
０５〜０．２０重量％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，
Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．
５重量％，Ｎｉ：１．３重量％以下，Ｓ：０．０２重量
％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．０
０７重量％以下，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％
を含み、更にＴｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量
％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱
延仕上げ温度をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均
冷却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜
６５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続式溶
融亜鉛めっき設備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温
度から析出処理温度までの平均冷却速度を５〜１２０℃
／秒とする再結晶焼鈍及び処理温度５００〜６５０℃，
処理時間０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施した後、入
側温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきすることを特
徴とする。また、同じ組成をもつ鋼スラブを同様に連続
焼鈍設備で再結晶焼鈍した後、調質圧延し、連続式溶融
亜鉛めっき設備で処理温度５００〜６５０℃，処理時間
０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施し、次いで入側温度
５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきすることもできる。
【０００５】
【作用】本発明者等は、析出強化元素であるＣｕを含む
極低炭素鋼について、強度，ランクフォード値に及ぼす
Ｃｕ析出物の形態及び金属組織の影響を調査した。その
結果、極低炭素鋼に析出強化元素としてのＣｕ，焼入れ
性を向上させる元素としてのＭｎ，Ｍｏを含有させ、適
正条件下の熱間圧延及び焼鈍を施すことにより、４９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度で且つ１．４以上のランクフォ
ード値をもつ鋼板が得られることを見い出した。すなわ
ち、Ｃｕを含む極低炭素鋼に焼入れ性を向上させる元素
Ｍｎ，Ｍｏを含有させ、熱延仕上げ温度，仕上げ圧延後
の平均冷却速度，熱延巻取り温度が特定された条件下で
熱延すると、強い熱延集合組織が形成される。この強い
熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼
鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集
合組織の集積度を高める。
極低炭素鋼について、強度，ランクフォード値に及ぼす
Ｃｕ析出物の形態及び金属組織の影響を調査した。その
結果、極低炭素鋼に析出強化元素としてのＣｕ，焼入れ
性を向上させる元素としてのＭｎ，Ｍｏを含有させ、適
正条件下の熱間圧延及び焼鈍を施すことにより、４９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度で且つ１．４以上のランクフォ
ード値をもつ鋼板が得られることを見い出した。すなわ
ち、Ｃｕを含む極低炭素鋼に焼入れ性を向上させる元素
Ｍｎ，Ｍｏを含有させ、熱延仕上げ温度，仕上げ圧延後
の平均冷却速度，熱延巻取り温度が特定された条件下で
熱延すると、強い熱延集合組織が形成される。この強い
熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進させ、更に焼
鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集
合組織の集積度を高める。
【０００６】また、Ｃｕ析出物の析出が促進される温度
範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延巻取り
時に粒径が０．１μｍ程度の粗大なＣｕ析出物が析出す
る。粗大化したＣｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集合組織
である｛５５４｝＜２２５＞方位への集積度を更に向上
させる作用を呈する。熱延中の粗大化したＣｕ析出物
は、冷間圧延後に高温焼鈍を施し、一旦マトリックスに
固溶させる。固溶したＣｕは、均熱後の冷却速度，析出
処理温度及び析出処理時間を制御することにより、極め
て短時間で微細に析出し、鋼板を高強度化する。また、
焼鈍温度をＡｃ1 変態点以上に設定するとき、冷延焼鈍
板のミクロ組織がポリゴナルフェライトと擬ベイナイト
との複合組織又は擬ベイナイトの単相組織となり、一層
の高強度化が図られる。更に、溶融亜鉛めっき処理直前
の入側温度を特定することにより、鋼板表面の表面性状
欠陥が解消される。
範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延巻取り
時に粒径が０．１μｍ程度の粗大なＣｕ析出物が析出す
る。粗大化したＣｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集合組織
である｛５５４｝＜２２５＞方位への集積度を更に向上
させる作用を呈する。熱延中の粗大化したＣｕ析出物
は、冷間圧延後に高温焼鈍を施し、一旦マトリックスに
固溶させる。固溶したＣｕは、均熱後の冷却速度，析出
処理温度及び析出処理時間を制御することにより、極め
て短時間で微細に析出し、鋼板を高強度化する。また、
焼鈍温度をＡｃ1 変態点以上に設定するとき、冷延焼鈍
板のミクロ組織がポリゴナルフェライトと擬ベイナイト
との複合組織又は擬ベイナイトの単相組織となり、一層
の高強度化が図られる。更に、溶融亜鉛めっき処理直前
の入側温度を特定することにより、鋼板表面の表面性状
欠陥が解消される。
【０００７】以下、本発明で使用する鋼材に含まれる合
金成分，含有量，製造条件等を説明する。 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％ 深絞り性や延性を向上させる上で低いＣ含有量ほど好ま
しく、ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物及びＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2
等の炭硫化物となって固定される。また、Ｃ含有量を下
げるとき、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量も少
なくすることができる。Ｃ含有量が０．０１重量％を超
えると、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量が著し
く増加し、コスト高になるばかりでなく、ランクフォー
ド値に対しても悪影響を及ぼす。しかし、Ｃ含有量を
０．００１重量％より低くするためには、製造工程にお
ける製造コストが増大する。 Ｓｉ：２．０重量％以下 鋼板の強度を高める上で有効な合金元素である。しか
し、２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びラ
ンクフォード値が低下する傾向を示す。なお、Ｓｉ含有
量が０．５重量％以上になると、溶融亜鉛めっき性が低
下し、不めっき等の欠陥が発生し易くなる。この種の欠
陥発生をもたらす溶融亜鉛めっき性の低下は、冷間圧延
後に電気めっきを施すことにより解消される。
金成分，含有量，製造条件等を説明する。 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％ 深絞り性や延性を向上させる上で低いＣ含有量ほど好ま
しく、ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物及びＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2
等の炭硫化物となって固定される。また、Ｃ含有量を下
げるとき、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量も少
なくすることができる。Ｃ含有量が０．０１重量％を超
えると、Ｃの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量が著し
く増加し、コスト高になるばかりでなく、ランクフォー
ド値に対しても悪影響を及ぼす。しかし、Ｃ含有量を
０．００１重量％より低くするためには、製造工程にお
ける製造コストが増大する。 Ｓｉ：２．０重量％以下 鋼板の強度を高める上で有効な合金元素である。しか
し、２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びラ
ンクフォード値が低下する傾向を示す。なお、Ｓｉ含有
量が０．５重量％以上になると、溶融亜鉛めっき性が低
下し、不めっき等の欠陥が発生し易くなる。この種の欠
陥発生をもたらす溶融亜鉛めっき性の低下は、冷間圧延
後に電気めっきを施すことにより解消される。
【０００８】Ｐ：０．０５〜０．２０重量％ 鋼板の強度を向上させると共に、鋼板の耐食性を改善す
る作用を呈する。これら作用を発現させるためには、
０．０５重量％以上のＰ含有量が必要である。しかし、
０．２０重量％を超える多量のＰが含まれると、二次加
工割れが著しく促進される。 Ｍｎ：１．０〜４．０重量％ 焼入れ硬化性を向上させる合金元素である。また、Ｍｎ
含有によって仕上げ圧延後の冷却速度が比較的小さくて
も、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織を呈し、擬
ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織が形成され
る。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進
させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方
位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。この作用を
得るためには１．０重量％以上のＭｎ含有が必要である
が、４．０重量％を超えて多量のＭｎが含まれると延性
が大きく低下する。
る作用を呈する。これら作用を発現させるためには、
０．０５重量％以上のＰ含有量が必要である。しかし、
０．２０重量％を超える多量のＰが含まれると、二次加
工割れが著しく促進される。 Ｍｎ：１．０〜４．０重量％ 焼入れ硬化性を向上させる合金元素である。また、Ｍｎ
含有によって仕上げ圧延後の冷却速度が比較的小さくて
も、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織を呈し、擬
ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織が形成され
る。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の発達を促進
させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜２２５＞方
位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。この作用を
得るためには１．０重量％以上のＭｎ含有が必要である
が、４．０重量％を超えて多量のＭｎが含まれると延性
が大きく低下する。
【０００９】Ｍｏ：０．００５〜０．５重量％ Ｍｎと同様に焼入れ硬化性を向上させる作用を呈する。
また、Ｍｏ含有によって仕上げ圧延後の冷却速度が比較
的小さくても、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織
を呈し、擬ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織
が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の
発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜
２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。
この作用を得るためには０．００５重量％以上のＭｏ含
有が必要であるが、０．５重量％を超えて多量のＭｏが
含まれると延性が大きく低下する。 Ｃｕ：０．５〜２．５重量％ 鋼板の強度を高める上で有効な合金元素であり、０．５
重量％以上の含有量でその作用が顕著になる。しかし、
２．５重量％を超える多量のＣｕが含まれると、延性が
大きく低下する。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、１．０
〜２．０重量％である。
また、Ｍｏ含有によって仕上げ圧延後の冷却速度が比較
的小さくても、熱延板のミクロ組織が擬ベイナイト組織
を呈し、擬ベイナイト組織形成に伴う強い熱延集合組織
が形成される。この強い熱延集合組織が冷延集合組織の
発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される｛５５４｝＜
２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高める。
この作用を得るためには０．００５重量％以上のＭｏ含
有が必要であるが、０．５重量％を超えて多量のＭｏが
含まれると延性が大きく低下する。 Ｃｕ：０．５〜２．５重量％ 鋼板の強度を高める上で有効な合金元素であり、０．５
重量％以上の含有量でその作用が顕著になる。しかし、
２．５重量％を超える多量のＣｕが含まれると、延性が
大きく低下する。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、１．０
〜２．０重量％である。
【００１０】Ｎｉ：１．３重量％以下 Ｃｕ添加鋼において、熱間赤熱脆性を防止するために必
要に応じて添加される合金成分である。一般には、Ｃｕ
添加量の１／２以上のＮｉを添加することが好ましい。
しかし、非常に高価な元素であることから、鋼材コスト
の上昇を抑制するために上限を１．３重量％に設定す
る。 Ｓ：０．０２重量％以下 Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に
加工割れ等の欠点を発生させる有害元素である。そのた
め、本発明においては、Ｓ含有量の上限を０．０２重量
％に規制した。 Ａｌ：０．００５〜０．１重量％ 脱酸剤として添加される合金元素であり、０．００５重
量％以上が必要である。しかし、０．１重量％を超える
多量のＡｌ含有は、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物を増加させる
原因であり、加工性及び表面品質を劣化させる。
要に応じて添加される合金成分である。一般には、Ｃｕ
添加量の１／２以上のＮｉを添加することが好ましい。
しかし、非常に高価な元素であることから、鋼材コスト
の上昇を抑制するために上限を１．３重量％に設定す
る。 Ｓ：０．０２重量％以下 Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に
加工割れ等の欠点を発生させる有害元素である。そのた
め、本発明においては、Ｓ含有量の上限を０．０２重量
％に規制した。 Ａｌ：０．００５〜０．１重量％ 脱酸剤として添加される合金元素であり、０．００５重
量％以上が必要である。しかし、０．１重量％を超える
多量のＡｌ含有は、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物を増加させる
原因であり、加工性及び表面品質を劣化させる。
【００１１】Ｎ：０．００７重量％以下 固溶Ｎとして残存すると、深絞り性を劣化させる有害元
素である。そのため、ＴｉＮとして析出させ、固溶Ｎを
減少させることが要求される。しかし、Ｎ含有量が増加
するとＴｉＮの析出量が増加し、｛５５４｝再結晶集合
組織の発達を抑制する。したがって、本発明において
は、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定した。 Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％ 結晶粒界にＰよりも優先的に偏析し、Ｐによる粒界脆化
を抑制する作用を呈する。この作用は、０．０００５重
量％以上のＢ含有で発現される。しかし、０．００３重
量％を超える多量のＢ含有では、粒成長が阻害され、鋼
板のランクフォード値や延性が低下する欠点が現れる。
素である。そのため、ＴｉＮとして析出させ、固溶Ｎを
減少させることが要求される。しかし、Ｎ含有量が増加
するとＴｉＮの析出量が増加し、｛５５４｝再結晶集合
組織の発達を抑制する。したがって、本発明において
は、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定した。 Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％ 結晶粒界にＰよりも優先的に偏析し、Ｐによる粒界脆化
を抑制する作用を呈する。この作用は、０．０００５重
量％以上のＢ含有で発現される。しかし、０．００３重
量％を超える多量のＢ含有では、粒成長が阻害され、鋼
板のランクフォード値や延性が低下する欠点が現れる。
【００１２】Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量
％ ｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集合組織の発達に有
害なＳ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈する。Ｔｉの含有
量は、Ｓ，Ｎ及びＣを固定する上から下限が［（４８／
１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）
×％Ｓ］に規定される。しかし、Ｔｉ添加による作用は
０．１０重量％で飽和し、それ以上添加してもＴｉ増量
に見合った効果がみられない。 Ｎｂ，Ｖ：０．０１〜０．１重量％ Ｓ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈し、｛５５４｝方位を
もつ再結晶集合組織の発達促進させる。Ｎｂ，Ｖの作用
は、０．０１重量％以上の含有量で発現するが、０．１
０重量％で飽和し、それ以上添加しても増量に見合った
効果がみられない。本発明が対象とする鋼は、転炉，電
気炉等で所定の成分に調整した溶鋼をＲＨ設備等で脱ガ
ス処理した後、連続鋳造によってスラブに製造される。
このスラブをそのまま直送し、或いは一旦冷却して冷片
とした後で再加熱し、熱延工程に送られる。
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量
％ ｛５５４｝＜２２５＞方位の再結晶集合組織の発達に有
害なＳ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈する。Ｔｉの含有
量は、Ｓ，Ｎ及びＣを固定する上から下限が［（４８／
１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）
×％Ｓ］に規定される。しかし、Ｔｉ添加による作用は
０．１０重量％で飽和し、それ以上添加してもＴｉ増量
に見合った効果がみられない。 Ｎｂ，Ｖ：０．０１〜０．１重量％ Ｓ，Ｎ及びＣを固定する作用を呈し、｛５５４｝方位を
もつ再結晶集合組織の発達促進させる。Ｎｂ，Ｖの作用
は、０．０１重量％以上の含有量で発現するが、０．１
０重量％で飽和し、それ以上添加しても増量に見合った
効果がみられない。本発明が対象とする鋼は、転炉，電
気炉等で所定の成分に調整した溶鋼をＲＨ設備等で脱ガ
ス処理した後、連続鋳造によってスラブに製造される。
このスラブをそのまま直送し、或いは一旦冷却して冷片
とした後で再加熱し、熱延工程に送られる。
【００１３】熱間圧延：熱間圧延では、熱延仕上げ温度
をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２
０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃に設
定する。熱延条件をこのように制御することにより、強
い熱延集合組織が形成される。強い熱延集合組織は、冷
延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される
｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積
度を高める作用を呈する。また、Ｃｕの析出が促進され
る温度範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延
巻取り時に粒径が０．１μｍ程度の粗大なＣｕ析出物が
析出する。粗大化したＣｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集
合組織である｛５５４｝＜２２５＞方位への集積度を更
に高める。
をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を２
０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃に設
定する。熱延条件をこのように制御することにより、強
い熱延集合組織が形成される。強い熱延集合組織は、冷
延集合組織の発達を促進させ、更に焼鈍時に形成される
｛５５４｝＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積
度を高める作用を呈する。また、Ｃｕの析出が促進され
る温度範囲に熱延巻取り温度を設定しているので、熱延
巻取り時に粒径が０．１μｍ程度の粗大なＣｕ析出物が
析出する。粗大化したＣｕ析出物は、焼鈍時の再結晶集
合組織である｛５５４｝＜２２５＞方位への集積度を更
に高める。
【００１４】溶融亜鉛めっき：熱間圧延後の鋼板は、通
常の条件で酸洗・冷延され、インライン焼鈍型の連続式
溶融亜鉛めっきラインに送られる。Ｓｉを０．５重量％
以上含む冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき性を向上させる
ために電気めっきを施し、再結晶焼鈍，Ｃｕ析出処理を
経て溶融亜鉛めっきされる。電気めっきは、再結晶焼鈍
及びＣｕ析出時に生成する易酸化性元素Ｓｉの酸化物に
起因する不めっき等のめっき欠陥を防止する。具体的に
は、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｐ等のプレめっき層
が電気めっきにより形成される。焼鈍工程では、ランク
フォード値に有効な再結晶集合組織を生成させ、且つ粗
大化したＣｕ析出物を再固溶させるため、焼鈍温度が８
００℃以上に設定される。特に、焼鈍温度をＡc1変態点
以上とすると、冷延焼鈍板のミクロ組織がポリゴナルフ
ェライトと擬ベイナイトの複合組織又は擬ベイナイトの
単相組織を呈することから、更なる高強度化が図られ
る。しかし、焼鈍温度が９２０℃を超えると、通常の設
備を使用した生産が困難になる。均熱後の冷却速度は、
冷却過程で粗大なＣｕ析出物の生成を防止するために５
℃／秒以上に設定される。しかし、１２０℃／秒より早
い冷却速度では、通常の設備を使用した生産が困難にな
る。
常の条件で酸洗・冷延され、インライン焼鈍型の連続式
溶融亜鉛めっきラインに送られる。Ｓｉを０．５重量％
以上含む冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき性を向上させる
ために電気めっきを施し、再結晶焼鈍，Ｃｕ析出処理を
経て溶融亜鉛めっきされる。電気めっきは、再結晶焼鈍
及びＣｕ析出時に生成する易酸化性元素Ｓｉの酸化物に
起因する不めっき等のめっき欠陥を防止する。具体的に
は、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｐ等のプレめっき層
が電気めっきにより形成される。焼鈍工程では、ランク
フォード値に有効な再結晶集合組織を生成させ、且つ粗
大化したＣｕ析出物を再固溶させるため、焼鈍温度が８
００℃以上に設定される。特に、焼鈍温度をＡc1変態点
以上とすると、冷延焼鈍板のミクロ組織がポリゴナルフ
ェライトと擬ベイナイトの複合組織又は擬ベイナイトの
単相組織を呈することから、更なる高強度化が図られ
る。しかし、焼鈍温度が９２０℃を超えると、通常の設
備を使用した生産が困難になる。均熱後の冷却速度は、
冷却過程で粗大なＣｕ析出物の生成を防止するために５
℃／秒以上に設定される。しかし、１２０℃／秒より早
い冷却速度では、通常の設備を使用した生産が困難にな
る。
【００１５】焼鈍後の鋼板は、Ｃｕの固溶及び粗大析出
を防止し、短時間で微細なＣｕ析出物を析出させるた
め、温度５００〜６５０℃，時間０．５〜５分の条件下
でＣｕ析出処理される。これにより、鋼材が高強度化さ
れる。また、析出処理温度を５００℃以上とすることに
より、次工程の溶融めっき処理で入側温度を高く保持す
ることができ、溶融亜鉛めっき性も改善される。溶融め
っき浴への入側温度は、５００〜５５０℃の範囲に保持
される。入側温度が５００℃を下回るようになると、鋼
板の溶融亜鉛塗れ付着力が低下し、鋼板表面にピンホー
ル，不めっき等の欠陥が発生し易くなる。しかし、５５
０℃を超える入側温度では、合金化処理された鋼板の耐
パウダリング性が劣化する。なお、以上に説明した再結
晶焼鈍を連続焼鈍設備で施し、Ｃｕ析出処理及び溶融亜
鉛めっきを連続式溶融亜鉛めっき設備で施しても、必要
とする特性をもつ鋼板を製造することができる。
を防止し、短時間で微細なＣｕ析出物を析出させるた
め、温度５００〜６５０℃，時間０．５〜５分の条件下
でＣｕ析出処理される。これにより、鋼材が高強度化さ
れる。また、析出処理温度を５００℃以上とすることに
より、次工程の溶融めっき処理で入側温度を高く保持す
ることができ、溶融亜鉛めっき性も改善される。溶融め
っき浴への入側温度は、５００〜５５０℃の範囲に保持
される。入側温度が５００℃を下回るようになると、鋼
板の溶融亜鉛塗れ付着力が低下し、鋼板表面にピンホー
ル，不めっき等の欠陥が発生し易くなる。しかし、５５
０℃を超える入側温度では、合金化処理された鋼板の耐
パウダリング性が劣化する。なお、以上に説明した再結
晶焼鈍を連続焼鈍設備で施し、Ｃｕ析出処理及び溶融亜
鉛めっきを連続式溶融亜鉛めっき設備で施しても、必要
とする特性をもつ鋼板を製造することができる。
【００１６】
実施例１：表１の組成をもつ鋼種番号１〜１６の鋼を溶
製し、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度９２０
℃，仕上げ温度から熱延巻取り温度までの平均冷却速度
２０℃／秒，熱延巻取り温度５５０℃の条件で熱間圧延
を施し、板厚４ｍｍの熱延板を製造した。
製し、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度９２０
℃，仕上げ温度から熱延巻取り温度までの平均冷却速度
２０℃／秒，熱延巻取り温度５５０℃の条件で熱間圧延
を施し、板厚４ｍｍの熱延板を製造した。
【００１７】
【００１８】得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍ
まで圧延率７５％で冷間圧延を施した。なお、Ｓｉを
０．５重量％以上含む鋼種番号４，６，１０，１２につ
いては、溶融亜鉛めっき性を改善するためにＦｅ−Ｂ電
気めっきを施した。次いで、連続式溶融亜鉛めっき設備
で焼鈍温度８５０℃，均熱時間６０秒，焼鈍温度から析
出処理温度までの平均冷却速度４０℃／秒の条件下で再
結晶焼鈍を施し、引き続いて析出処理温度５５０℃，析
出処理時間１分のＣｕ析出処理を施した。その後、伸び
率約１％の調質圧延をし、ＪＩＳ５号試験片で引張り試
験を行った。試験結果を示す表２にみられるように、本
発明に従った鋼種番号１〜１２の鋼は、４９０Ｎ／ｍｍ
2 以上の強度を示し、強度・延性バランスに優れ、１．
４以上の高いランクフォード値を持っていた。これに対
し、鋼種番号１３〜１６の鋼では、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｃｕ，
Ｃ及びＴｉの含有量が本発明で規定した範囲を外れるこ
とから、ランクフォード値が大きく低下していた。
まで圧延率７５％で冷間圧延を施した。なお、Ｓｉを
０．５重量％以上含む鋼種番号４，６，１０，１２につ
いては、溶融亜鉛めっき性を改善するためにＦｅ−Ｂ電
気めっきを施した。次いで、連続式溶融亜鉛めっき設備
で焼鈍温度８５０℃，均熱時間６０秒，焼鈍温度から析
出処理温度までの平均冷却速度４０℃／秒の条件下で再
結晶焼鈍を施し、引き続いて析出処理温度５５０℃，析
出処理時間１分のＣｕ析出処理を施した。その後、伸び
率約１％の調質圧延をし、ＪＩＳ５号試験片で引張り試
験を行った。試験結果を示す表２にみられるように、本
発明に従った鋼種番号１〜１２の鋼は、４９０Ｎ／ｍｍ
2 以上の強度を示し、強度・延性バランスに優れ、１．
４以上の高いランクフォード値を持っていた。これに対
し、鋼種番号１３〜１６の鋼では、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｃｕ，
Ｃ及びＴｉの含有量が本発明で規定した範囲を外れるこ
とから、ランクフォード値が大きく低下していた。
【００１９】
【００２０】実施例２：表１の鋼種番号２，７，９，１
３，１５の鋼から、実施例１と同じ条件下で熱延板を製
造した。得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで
圧延率７５％で冷間圧延した。次いで、連続焼鈍設備で
焼鈍温度８５０℃，均熱時間６０秒の処理を施した後、
焼鈍温度から２００℃以下まで平均冷却速度４０℃／秒
で冷却した。その後、伸び率１％の調質圧延を施し、連
続式溶融亜鉛めっき設備で析出処理温度５５０℃，析出
処理時間１分のＣｕ析出処理を施し、入側温度５２０℃
で溶融亜鉛めっきした。更に、伸び率約０．５％の調質
圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。
試験結果を示す表３にみられるように、本発明に従った
鋼種番号２，７，９は、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を
示し、強度・延性バランスに優れ、１．４以上の高いラ
ンクフォード値をもっていた。これに対し、鋼種番号１
３，１５の比較例では、Ｍｎ，Ｍｏ及びＣｕの含有量が
本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォー
ド値が大きく低下していた。
３，１５の鋼から、実施例１と同じ条件下で熱延板を製
造した。得られた熱延板を酸洗した後、板厚１ｍｍまで
圧延率７５％で冷間圧延した。次いで、連続焼鈍設備で
焼鈍温度８５０℃，均熱時間６０秒の処理を施した後、
焼鈍温度から２００℃以下まで平均冷却速度４０℃／秒
で冷却した。その後、伸び率１％の調質圧延を施し、連
続式溶融亜鉛めっき設備で析出処理温度５５０℃，析出
処理時間１分のＣｕ析出処理を施し、入側温度５２０℃
で溶融亜鉛めっきした。更に、伸び率約０．５％の調質
圧延を施し、ＪＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。
試験結果を示す表３にみられるように、本発明に従った
鋼種番号２，７，９は、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を
示し、強度・延性バランスに優れ、１．４以上の高いラ
ンクフォード値をもっていた。これに対し、鋼種番号１
３，１５の比較例では、Ｍｎ，Ｍｏ及びＣｕの含有量が
本発明で規定した範囲を外れることから、ランクフォー
ド値が大きく低下していた。
【００２１】
【００２２】実施例３：表１に示した鋼種番号５の鋼を
使用し、表４の条件下で熱間圧延を施し、酸洗後、圧延
率７５％で冷間圧延し、次いで表４の条件下で溶融亜鉛
めっきした。次いで、伸び率約１％の調質圧延をし、Ｊ
ＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。試験結果を示す
表５にみられるように、本発明に従って製造したＡグル
ープの鋼板では、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を示し、
１．４以上の高いランクフォード値をもっていた。これ
に対し、Ｂグループの鋼板（Ｂ１，Ｂ２）では、熱延条
件又は溶融亜鉛めっき条件が本発明で規定した範囲を外
れることから、ランクフォード値が大きく低下してい
た。Ｂ３，Ｂ４の鋼板では、熱延条件又は焼鈍条件が本
発明で規制した範囲を外れることから、強度が大きく低
下していた。Ｂ５の鋼板では、入側温度が本発明で規定
した範囲を外れるため、鋼板表面に不めっきが発生して
いた。
使用し、表４の条件下で熱間圧延を施し、酸洗後、圧延
率７５％で冷間圧延し、次いで表４の条件下で溶融亜鉛
めっきした。次いで、伸び率約１％の調質圧延をし、Ｊ
ＩＳ５号試験片で引張り試験を行った。試験結果を示す
表５にみられるように、本発明に従って製造したＡグル
ープの鋼板では、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を示し、
１．４以上の高いランクフォード値をもっていた。これ
に対し、Ｂグループの鋼板（Ｂ１，Ｂ２）では、熱延条
件又は溶融亜鉛めっき条件が本発明で規定した範囲を外
れることから、ランクフォード値が大きく低下してい
た。Ｂ３，Ｂ４の鋼板では、熱延条件又は焼鈍条件が本
発明で規制した範囲を外れることから、強度が大きく低
下していた。Ｂ５の鋼板では、入側温度が本発明で規定
した範囲を外れるため、鋼板表面に不めっきが発生して
いた。
【００２３】
【００２４】
【００２５】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、焼入れ性向上元素Ｍｎ，Ｍｏ及び析出強化元素Ｃｕ
を添加し、熱延条件，焼鈍条件及び溶融亜鉛めっき条件
を設定することにより、焼鈍時に形成される｛５５４｝
＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高め、
高強度で且つランクフォード値の高い溶融亜鉛めっき鋼
板を製造している。このようにして得られた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板は、深絞り性等の優れた加工性を活用
し、自動車用鋼板を始めとする広範な分野で構造材，部
材等として使用される。
は、焼入れ性向上元素Ｍｎ，Ｍｏ及び析出強化元素Ｃｕ
を添加し、熱延条件，焼鈍条件及び溶融亜鉛めっき条件
を設定することにより、焼鈍時に形成される｛５５４｝
＜２２５＞方位をもつ再結晶集合組織の集積度を高め、
高強度で且つランクフォード値の高い溶融亜鉛めっき鋼
板を製造している。このようにして得られた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板は、深絞り性等の優れた加工性を活用
し、自動車用鋼板を始めとする広範な分野で構造材，部
材等として使用される。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓ
ｉ：２．０重量％以下，Ｐ：０．０５〜０．２０重量
％，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，Ｍｏ：０．００５〜
０．５重量％，Ｃｕ：０．５〜２．５重量％，Ｎｉ：
１．３重量％以下，Ｓ：０．０２重量％以下，Ａｌ：
０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７重量％以
下，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％を含み、更に
Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ
＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１０重量％，Ｎｂ：
０．０１〜０．１重量％及びＶ：０．０１〜０．１重量
％の１種又は２種以上を含む鋼スラブに、熱延仕上げ温
度をＡｒ3 変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷却速度を
２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６５０℃と
する熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続式溶融亜鉛めっ
き設備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から析出
処理温度までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする
再結晶焼鈍及び処理温度５００〜６５０℃，処理時間
０．５〜５分のＣｕ析出熱処理を施した後、鋼板の入側
温度５００〜５５０℃で溶融亜鉛めっきする深絞り性に
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１の組成をもつ鋼スラブに、熱延
仕上げ温度をＡｒ3変態点以上，仕上げ圧延後の平均冷
却速度を２０℃／秒以上，熱延巻取り温度を４５０〜６
５０℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後、連続焼鈍設
備で焼鈍温度８００〜９２０℃，焼鈍温度から２００℃
以下までの平均冷却速度を５〜１２０℃／秒とする再結
晶焼鈍を施し、調質圧延後、連続式溶融亜鉛めっき設備
で処理温度５００〜６５０℃，処理時間０．５〜５分の
Ｃｕ析出熱処理を施し、次いで入側温度５００〜５５０
℃で溶融亜鉛めっきする深絞り性に優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15332996A JP3602263B2 (ja) | 1996-05-24 | 1996-05-24 | 深絞り性に優れた高強度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 |
|---|---|---|---|
| JP15332996A JP3602263B2 (ja) | 1996-05-24 | 1996-05-24 | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09316619A true JPH09316619A (ja) | 1997-12-09 |
| JP3602263B2 JP3602263B2 (ja) | 2004-12-15 |
Family
ID=15560119
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15332996A Expired - Fee Related JP3602263B2 (ja) | 1996-05-24 | 1996-05-24 | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3602263B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100544737B1 (ko) * | 2001-12-17 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 |
| EP1580289A4 (en) * | 2002-12-05 | 2006-02-01 | Jfe Steel Corp | NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US8057913B2 (en) | 2004-07-27 | 2011-11-15 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet having high young'S modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high young'S modulus and methods for manufacturing the same |
-
1996
- 1996-05-24 JP JP15332996A patent/JP3602263B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100544737B1 (ko) * | 2001-12-17 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 |
| EP1580289A4 (en) * | 2002-12-05 | 2006-02-01 | Jfe Steel Corp | NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US7513959B2 (en) | 2002-12-05 | 2009-04-07 | Jfe Steel Corporation | Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same |
| EP2489753A1 (en) * | 2002-12-05 | 2012-08-22 | JFE Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet and method for production thereof |
| US8802241B2 (en) | 2004-01-08 | 2014-08-12 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet having high young's modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high young's modulus, and methods for manufacturing the same |
| US8057913B2 (en) | 2004-07-27 | 2011-11-15 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet having high young'S modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high young'S modulus and methods for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3602263B2 (ja) | 2004-12-15 |
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