JP2000328172A - 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法 - Google Patents
深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法Info
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- JP2000328172A JP2000328172A JP13262299A JP13262299A JP2000328172A JP 2000328172 A JP2000328172 A JP 2000328172A JP 13262299 A JP13262299 A JP 13262299A JP 13262299 A JP13262299 A JP 13262299A JP 2000328172 A JP2000328172 A JP 2000328172A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 平均ｒ値≧0.80、面内異方性指数Δｒ±0.20
以内の高炭素冷延鋼帯を開発する。 【解決手段】 Ｃ：0.25〜0.75％、sol.Al：0.01〜0.10
％、Ｎ：0.0020〜0.0100％で、２≦(sol.Al ／Ｎ) ≦20
を満たす鋼組成を有する鋼材を、巻取温度550〜680 ℃
で熱間圧延し、酸洗後、圧下率20〜80％で冷間圧延し、
引続き650 ℃〜Ac1 の範囲の温度での箱焼鈍および調質
圧延を行い、鋼中炭化物の平均粒径が0.5 μｍ以上で、
球状化率≧90％を満足し、さらに鋼帯の集合組織におい
て式(1)を満足するものとする。 (222) ／(200) ≧６−8.0 ×Ｃ(%) ・・・・・ (1)
以内の高炭素冷延鋼帯を開発する。 【解決手段】 Ｃ：0.25〜0.75％、sol.Al：0.01〜0.10
％、Ｎ：0.0020〜0.0100％で、２≦(sol.Al ／Ｎ) ≦20
を満たす鋼組成を有する鋼材を、巻取温度550〜680 ℃
で熱間圧延し、酸洗後、圧下率20〜80％で冷間圧延し、
引続き650 ℃〜Ac1 の範囲の温度での箱焼鈍および調質
圧延を行い、鋼中炭化物の平均粒径が0.5 μｍ以上で、
球状化率≧90％を満足し、さらに鋼帯の集合組織におい
て式(1)を満足するものとする。 (222) ／(200) ≧６−8.0 ×Ｃ(%) ・・・・・ (1)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、深絞り成形と焼入
れ・焼戻し等の熱処理とを伴う自動車部品等の素材とし
て使用される高炭素冷延鋼帯とその製造方法に関し、特
に、成型時に生じる深絞り高さの変動を低減し、部品の
加工プロセスの簡略化を可能にする素材としての高炭素
冷延鋼板およびその製造方法に関する。
れ・焼戻し等の熱処理とを伴う自動車部品等の素材とし
て使用される高炭素冷延鋼帯とその製造方法に関し、特
に、成型時に生じる深絞り高さの変動を低減し、部品の
加工プロセスの簡略化を可能にする素材としての高炭素
冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】焼入れ・焼戻し、あるいはオーステンパ
ー等の熱処理を行うことで強度を高めて自動車の駆動系
部品に用いられる高炭素鋼帯は、硬度を高める目的で一
定以上のＣ量を含有させる。この高いＣ量を含有するた
め、プレス成形は、SPCC等の普通鋼に比べ困難であった
が、今日では、焼鈍技術の向上による伸び、ｒ値の向上
で、ある程度の深絞り成形が可能となり、複雑な形状の
部品にも適用が可能となってきた。
ー等の熱処理を行うことで強度を高めて自動車の駆動系
部品に用いられる高炭素鋼帯は、硬度を高める目的で一
定以上のＣ量を含有させる。この高いＣ量を含有するた
め、プレス成形は、SPCC等の普通鋼に比べ困難であった
が、今日では、焼鈍技術の向上による伸び、ｒ値の向上
で、ある程度の深絞り成形が可能となり、複雑な形状の
部品にも適用が可能となってきた。
【０００３】しかし、深絞り成形の際に、冷間圧延方向
に対する角度により壁の高さに変動を生じる面内異方性
が認められ、深絞り加工後、精度確保のため壁高さを切
削加工等により仕上げ加工する必要が生じていた。
に対する角度により壁の高さに変動を生じる面内異方性
が認められ、深絞り加工後、精度確保のため壁高さを切
削加工等により仕上げ加工する必要が生じていた。
【０００４】高炭素冷延鋼板の場合、焼入れ・焼戻しに
よる寸法変化、あるいは衝撃値などの機械的特性の変化
などの面内異方性を防止するために、鋼の化学組成と、
熱間圧延方法/ 冷間圧延方法を規定した発明が、特開平
６−271935号公報、および特開平10−152757号公報によ
って公知となっているが、深絞り加工に際しての面内異
方性の出現およびそのような面内異方性の抑制方法につ
いては、何ら明らかとはなっていない。
よる寸法変化、あるいは衝撃値などの機械的特性の変化
などの面内異方性を防止するために、鋼の化学組成と、
熱間圧延方法/ 冷間圧延方法を規定した発明が、特開平
６−271935号公報、および特開平10−152757号公報によ
って公知となっているが、深絞り加工に際しての面内異
方性の出現およびそのような面内異方性の抑制方法につ
いては、何ら明らかとはなっていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このように、前述の従
来の製造方法では、深絞り成形に際しての壁高さの異方
性を制御することは困難となる。この場合、深絞り成形
後、壁部の張り出し部を、再度切削加工する必要が生じ
る。壁部の再加工を省略可能とするには、深絞り性の指
針となるｒ値の面内異方性を示すΔｒに関し、その値を
低減する必要がある。このΔｒの低減には、冷延鋼板中
の集合組織を抑制する必要がある。
来の製造方法では、深絞り成形に際しての壁高さの異方
性を制御することは困難となる。この場合、深絞り成形
後、壁部の張り出し部を、再度切削加工する必要が生じ
る。壁部の再加工を省略可能とするには、深絞り性の指
針となるｒ値の面内異方性を示すΔｒに関し、その値を
低減する必要がある。このΔｒの低減には、冷延鋼板中
の集合組織を抑制する必要がある。
【０００６】本来、低炭素鋼には冷間圧延方向および冷
間圧延に対して90°の方向にｒ値が高く、冷間圧延方法
に対して45°の方向ではｒ値が低い傾向を示す。一方、
高炭素冷延鋼板においても、深絞り、転造加工等の冷間
加工が広く用いられ始めたが、焼鈍後の集合組織を制御
する手段は十分発達していない。そこで低炭素鋼板に、
見られる面内異方性を低減し得る最適金属組織の検討が
必要となった。
間圧延に対して90°の方向にｒ値が高く、冷間圧延方法
に対して45°の方向ではｒ値が低い傾向を示す。一方、
高炭素冷延鋼板においても、深絞り、転造加工等の冷間
加工が広く用いられ始めたが、焼鈍後の集合組織を制御
する手段は十分発達していない。そこで低炭素鋼板に、
見られる面内異方性を低減し得る最適金属組織の検討が
必要となった。
【０００７】ここに、本発明の課題は、高炭素冷延鋼帯
における深絞り成形に際しての面内異方性を改善する技
術を開発することである。具体的には、本発明の課題
は、深絞り加工に際しての面内異方性を解消できる高炭
素冷延鋼帯とその製造方法を提供することである。
における深絞り成形に際しての面内異方性を改善する技
術を開発することである。具体的には、本発明の課題
は、深絞り加工に際しての面内異方性を解消できる高炭
素冷延鋼帯とその製造方法を提供することである。
【０００８】さらに具体的には、本発明の課題は、ｒ値
平均≧0.80、面内異方性指数Δｒが±0.20以内であっ
て、熱処理後の引張強度100 〜210kgf/mm2を実現でき
る、深絞り加工に際しての面内異方性を示さない高炭素
冷延鋼帯とその製造方法を提供することである。
平均≧0.80、面内異方性指数Δｒが±0.20以内であっ
て、熱処理後の引張強度100 〜210kgf/mm2を実現でき
る、深絞り加工に際しての面内異方性を示さない高炭素
冷延鋼帯とその製造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
高炭素鋼帯の熱処理後の必要硬度と、深絞り成形を必要
とされる用途に鑑み、まず、Ｃ量を0.25〜0.75％とし
た。
高炭素鋼帯の熱処理後の必要硬度と、深絞り成形を必要
とされる用途に鑑み、まず、Ｃ量を0.25〜0.75％とし
た。
【００１０】このような高炭素鋼帯にあって、熱処理に
おける焼入れ性を確保するとともに焼戻しによって適正
硬度を得るためには、Si、Mnを適宜含有させること、さ
らに同じく焼入れ性を確保するとともに熱処理後の適度
の靱性を得るためには、sol.Al、Ｎを特定のバランスを
維持しながら適量添加することが有効であることを知っ
た。
おける焼入れ性を確保するとともに焼戻しによって適正
硬度を得るためには、Si、Mnを適宜含有させること、さ
らに同じく焼入れ性を確保するとともに熱処理後の適度
の靱性を得るためには、sol.Al、Ｎを特定のバランスを
維持しながら適量添加することが有効であることを知っ
た。
【００１１】すなわち、本発明の対象とする鋼組成は、
Ｃ：0.25〜0.75％、Si：0.30％以下、Mn：0.60〜1.60
％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.0015〜0.0100％で、
必要に応じて、Cr：0.50〜1.20％およびMo：0.05〜0.40
％のうちの１種または２種の合金成分を含有し、さらに
２≦(sol.Al ／Ｎ) ≦20を満たすものである。
Ｃ：0.25〜0.75％、Si：0.30％以下、Mn：0.60〜1.60
％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.0015〜0.0100％で、
必要に応じて、Cr：0.50〜1.20％およびMo：0.05〜0.40
％のうちの１種または２種の合金成分を含有し、さらに
２≦(sol.Al ／Ｎ) ≦20を満たすものである。
【００１２】一方、かかる鋼組成を有する高炭素鋼帯に
あって、深絞り加工を行ったときの面内異方性を解消す
るためには、金属組織、およびマトリックスとなるフェ
ライトの集合組織に関しては、鋼中炭化物の平均粒径が
0.5 μｍ以上で、球状化率≧90％を満足し、フェライト
の結晶方位の積分強度比が下記式(1) を満足することが
有効であることを知った。
あって、深絞り加工を行ったときの面内異方性を解消す
るためには、金属組織、およびマトリックスとなるフェ
ライトの集合組織に関しては、鋼中炭化物の平均粒径が
0.5 μｍ以上で、球状化率≧90％を満足し、フェライト
の結晶方位の積分強度比が下記式(1) を満足することが
有効であることを知った。
【００１３】 (222) ／(200) ≧６−8.0 ×Ｃ(%) ・・・・・ (1) すなわち、本発明者らは、これらの諸条件を満足するこ
とにより、ｒ値平均≧0.80、面内異方性指数Δｒが±0.
20以内を実現するとともに、自動車部品等の素材として
の諸特性を備えた高炭素冷延鋼帯が得られ、深絞り加工
に際しての壁高さの変動を低減できることを見い出し、
本発明を完成した。
とにより、ｒ値平均≧0.80、面内異方性指数Δｒが±0.
20以内を実現するとともに、自動車部品等の素材として
の諸特性を備えた高炭素冷延鋼帯が得られ、深絞り加工
に際しての壁高さの変動を低減できることを見い出し、
本発明を完成した。
【００１４】ここに、本発明は次の通りである。 (1) 重量割合にて、Ｃ：0.25〜0.75％、Si：0.30％以
下、Mn：0.60〜1.60％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.
0015〜0.0100％で、２≦(sol.Al ／Ｎ) ≦20を満たす鋼
組成を有し、同時に鋼中炭化物の平均粒径が0.5 μｍ以
上で、球状化率≧90％を満足し、さらに鋼帯の集合組織
において式(1) を満足し、ｒ値平均≧0.80、面内異方性
指数Δｒが、±0.20以内を満足する、深絞り面内異方性
の小さい高炭素冷延鋼帯。
下、Mn：0.60〜1.60％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.
0015〜0.0100％で、２≦(sol.Al ／Ｎ) ≦20を満たす鋼
組成を有し、同時に鋼中炭化物の平均粒径が0.5 μｍ以
上で、球状化率≧90％を満足し、さらに鋼帯の集合組織
において式(1) を満足し、ｒ値平均≧0.80、面内異方性
指数Δｒが、±0.20以内を満足する、深絞り面内異方性
の小さい高炭素冷延鋼帯。
【００１５】 (222) ／(200) ≧６−8.0 ×Ｃ(%) ・・・・・ (1) (2) 前記鋼組成が、さらにCr：0.50〜1.20％およびMo：
0.05〜0.40％の１種または２種の合金成分を含有する、
請求項１記載の深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼
帯。
0.05〜0.40％の１種または２種の合金成分を含有する、
請求項１記載の深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼
帯。
【００１６】(3) 上記(1) または(2) に規定される鋼組
成を有する鋼材を巻取温度550 〜680℃で熱間圧延し、
酸洗後、圧下率20〜80％で冷間圧延し、引続き650 ℃〜
Ac1 の範囲の温度での箱焼鈍および調質圧延を行うこと
を特徴とする、鋼中炭化物の平均粒径で0.5 μｍ以上
で、球状化率≧90％を満足し、さらに鋼帯の集合組織が
前述の式(1) を満足し、ｒ値平均≧0.80、面内異方性指
数Δｒが、±0.20以内を満足する、深絞り面内異方性の
小さい高炭素冷延鋼帯の製造方法。
成を有する鋼材を巻取温度550 〜680℃で熱間圧延し、
酸洗後、圧下率20〜80％で冷間圧延し、引続き650 ℃〜
Ac1 の範囲の温度での箱焼鈍および調質圧延を行うこと
を特徴とする、鋼中炭化物の平均粒径で0.5 μｍ以上
で、球状化率≧90％を満足し、さらに鋼帯の集合組織が
前述の式(1) を満足し、ｒ値平均≧0.80、面内異方性指
数Δｒが、±0.20以内を満足する、深絞り面内異方性の
小さい高炭素冷延鋼帯の製造方法。
【００１７】(4) 酸洗後、冷間圧延に先立って690 〜75
0 ℃の温度域で箱焼鈍を行う上記(3)記載の深絞り面内
異方性の小さい高炭素冷延鋼帯の製造方法。 (5) 冷間圧延後の焼鈍と、調質圧延との間に必要に応じ
１回以上の圧下率20〜80％の冷間圧延と、650 ℃〜Ac1
の範囲の温度での箱焼鈍を行うことを特徴とする、上記
(3) または(4) に記載の深絞り面内異方性の小さい高炭
素冷延鋼帯の製造方法。
0 ℃の温度域で箱焼鈍を行う上記(3)記載の深絞り面内
異方性の小さい高炭素冷延鋼帯の製造方法。 (5) 冷間圧延後の焼鈍と、調質圧延との間に必要に応じ
１回以上の圧下率20〜80％の冷間圧延と、650 ℃〜Ac1
の範囲の温度での箱焼鈍を行うことを特徴とする、上記
(3) または(4) に記載の深絞り面内異方性の小さい高炭
素冷延鋼帯の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】次に、本発明において鋼組成およ
び製造条件を上述のように限定した理由について順次説
明する。
び製造条件を上述のように限定した理由について順次説
明する。
【００１９】Ａ. 素材鋼の成分含有割合 (a) Ｃ：Ｃ成分は、熱処理後の鋼製品に対する耐摩耗
性、疲労強度の向上を目的として、ある程度含有する必
要がある。本発明において、焼入れ・焼戻しあるいはオ
ーステンパー等の熱処理の後の引張強度が100kgf/mm2以
上 (ヴィッカース硬度でHv:300以上) で、かつ靱性を確
保するため引張強度の上限を210kgf/mm2 (ヴィッカース
硬度で600)とする必要がある。また、球状化焼鈍後の深
絞り加工が可能となるよう、その上限を規定する必要が
あるためＣ添加量の範囲を0.25〜0.75％とした。好まし
くは、0.30〜0.65％である。
性、疲労強度の向上を目的として、ある程度含有する必
要がある。本発明において、焼入れ・焼戻しあるいはオ
ーステンパー等の熱処理の後の引張強度が100kgf/mm2以
上 (ヴィッカース硬度でHv:300以上) で、かつ靱性を確
保するため引張強度の上限を210kgf/mm2 (ヴィッカース
硬度で600)とする必要がある。また、球状化焼鈍後の深
絞り加工が可能となるよう、その上限を規定する必要が
あるためＣ添加量の範囲を0.25〜0.75％とした。好まし
くは、0.30〜0.65％である。
【００２０】(b) Si：本発明では熱処理後のSi酸化物に
よる疲労強度の低下を避けるため0.30％を上限として添
加する。好ましくは、0.20％以下である。
よる疲労強度の低下を避けるため0.30％を上限として添
加する。好ましくは、0.20％以下である。
【００２１】(c) Mn：本発明の対象とする鋼帯は、塑性
加工の後、焼入、オーステンパー等の熱処理に供され
る。この熱処理により、製品の強度は上昇するが、逆に
靱性が低下する。この靱性を確保するためには、焼入後
の焼戻し、あるいはオーステンパー温度の上昇が有効で
ある。しかし、この焼戻し、オーステンパーでのテンパ
ー温度の上昇において所望の強度を得るためには、ある
程度のMnの添加が必要である。また、Mnは熱処理時の焼
入性の確保にも有効な元素である。
加工の後、焼入、オーステンパー等の熱処理に供され
る。この熱処理により、製品の強度は上昇するが、逆に
靱性が低下する。この靱性を確保するためには、焼入後
の焼戻し、あるいはオーステンパー温度の上昇が有効で
ある。しかし、この焼戻し、オーステンパーでのテンパ
ー温度の上昇において所望の強度を得るためには、ある
程度のMnの添加が必要である。また、Mnは熱処理時の焼
入性の確保にも有効な元素である。
【００２２】したがって、本発明において、Mnの添加は
熱処理時の焼入れ性の確保、あるいは靱性向上のための
焼戻し、オーステンパー温度の上昇を目的として、0.60
％以上の添加が必要となる。しかし、1.60％を超える添
加は、熱間圧延における鋼帯の硬化を来たし、酸洗ある
いは冷間圧延等の製造が困難となる。このため、Mn添加
量の範囲を0.60〜1.60％とした。好ましくは、0.60〜1.
40％である。
熱処理時の焼入れ性の確保、あるいは靱性向上のための
焼戻し、オーステンパー温度の上昇を目的として、0.60
％以上の添加が必要となる。しかし、1.60％を超える添
加は、熱間圧延における鋼帯の硬化を来たし、酸洗ある
いは冷間圧延等の製造が困難となる。このため、Mn添加
量の範囲を0.60〜1.60％とした。好ましくは、0.60〜1.
40％である。
【００２３】(f) sol.Al：sol.Alは、靱性の低下をもた
らす、焼入れあるいはオーステンパー加熱時のオーステ
ナイト粒の異常な粗大成長を抑制し得るAlN 析出のた
め、一定量以上の添加が必要である。さらに、深絞り性
を確保すべく焼鈍処理によって集合組織における結晶方
位を調整するが、その際に(222) 面方位のフェライト粒
の数を増大させうるAlN の有効な析出量を確保するた
め、sol.Alは、0.01％以上の添加が必要である。一方、
0.10％超のsol.Alを添加しても、焼入れ時のオーステナ
イトの粒成長、焼鈍中のフェライト粒の成長制御効果は
飽和し、むしろ転炉精錬時の酸化物の増大により、焼入
れ、焼戻し後の靱性低下、あるいは、疲労強度の低下を
招く。これらの理由からsol.Alの添加量範囲を0.01〜0.
10％と規定した。
らす、焼入れあるいはオーステンパー加熱時のオーステ
ナイト粒の異常な粗大成長を抑制し得るAlN 析出のた
め、一定量以上の添加が必要である。さらに、深絞り性
を確保すべく焼鈍処理によって集合組織における結晶方
位を調整するが、その際に(222) 面方位のフェライト粒
の数を増大させうるAlN の有効な析出量を確保するた
め、sol.Alは、0.01％以上の添加が必要である。一方、
0.10％超のsol.Alを添加しても、焼入れ時のオーステナ
イトの粒成長、焼鈍中のフェライト粒の成長制御効果は
飽和し、むしろ転炉精錬時の酸化物の増大により、焼入
れ、焼戻し後の靱性低下、あるいは、疲労強度の低下を
招く。これらの理由からsol.Alの添加量範囲を0.01〜0.
10％と規定した。
【００２４】(i) Ｎ：Ｎは鋼中に不可避的に含有される
不純物元素であるが、これらは、高炭素鋼帯に必要な焼
入れ・焼戻しあるいはオーステンパー等の熱処理に際し
てAlN を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する
ことにより熱処理前後の寸法歪を防止する作用や熱処理
後の靱性向上を図る作用が期待される。さらに、深絞り
性を確保すべく焼鈍中の(222) 面方位のフェライト粒の
数を増大させ得るAlN の有効な析出量を確保するため、
適量のＮの添加が必要で、本発明ではその下限を0.0015
％とした。しかし、0.0100％を超えると鋼中Ｎの含有量
が過度に増大し、その効果が飽和し、むしろ成形性の劣
化や、焼入れ性の不良などを招くことから、上限を0.01
00％とした。好ましくは、0.0020〜0.0050％である。
不純物元素であるが、これらは、高炭素鋼帯に必要な焼
入れ・焼戻しあるいはオーステンパー等の熱処理に際し
てAlN を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する
ことにより熱処理前後の寸法歪を防止する作用や熱処理
後の靱性向上を図る作用が期待される。さらに、深絞り
性を確保すべく焼鈍中の(222) 面方位のフェライト粒の
数を増大させ得るAlN の有効な析出量を確保するため、
適量のＮの添加が必要で、本発明ではその下限を0.0015
％とした。しかし、0.0100％を超えると鋼中Ｎの含有量
が過度に増大し、その効果が飽和し、むしろ成形性の劣
化や、焼入れ性の不良などを招くことから、上限を0.01
00％とした。好ましくは、0.0020〜0.0050％である。
【００２５】このとき、sol.AlとＮのバランスは２≦
(sol.Al／Ｎ) ≦20を満たすこととする。この範囲を外
れる(sol.Al/Ｎ) 比では焼鈍中のフェライト粒、焼入れ
加熱時のオーステナイト粒の粗大化を招くことから、(s
ol.Al/Ｎ) 比は、sol.AlおよびＮが前述した(h) 項、
(i) 項で規定する範囲をそれぞれ維持しながら、(sol.A
l/Ｎ) 比を２〜20の範囲内にバランスさせることとす
る。
(sol.Al／Ｎ) ≦20を満たすこととする。この範囲を外
れる(sol.Al/Ｎ) 比では焼鈍中のフェライト粒、焼入れ
加熱時のオーステナイト粒の粗大化を招くことから、(s
ol.Al/Ｎ) 比は、sol.AlおよびＮが前述した(h) 項、
(i) 項で規定する範囲をそれぞれ維持しながら、(sol.A
l/Ｎ) 比を２〜20の範囲内にバランスさせることとす
る。
【００２６】(j) Cr：Crは、熱処理時の焼入れ性の確
保、あるいは靱性向上のための焼戻し、オーステンパー
温度の上昇を目的として必要に応じ添加する。かかる効
果を確保するには0.50％以上の添加が望ましい。しか
し、1.20％を超える添加は、熱延鋼板の硬化を来たし、
酸洗あるいは冷間圧延等の製造が困難となる。このた
め、Cr添加量の範囲を0.50〜1.20％とした。
保、あるいは靱性向上のための焼戻し、オーステンパー
温度の上昇を目的として必要に応じ添加する。かかる効
果を確保するには0.50％以上の添加が望ましい。しか
し、1.20％を超える添加は、熱延鋼板の硬化を来たし、
酸洗あるいは冷間圧延等の製造が困難となる。このた
め、Cr添加量の範囲を0.50〜1.20％とした。
【００２７】(k) Mo：Moは、Crの場合と同様に、熱処理
時の焼入れ性の確保、あるいは靱性向上のための焼戻
し、オーステンパー温度の上昇を目的として必要に応じ
添加する。この時、上記添加理由の効果を得るためには
0.05％以上の添加が望ましい。しかし、0.40％を超える
添加は、熱延鋼板の硬化を来たし、酸洗あるいは冷間圧
延等の製造が困難となる。このため、Mo添加量の範囲を
0.05〜0.40％とした。
時の焼入れ性の確保、あるいは靱性向上のための焼戻
し、オーステンパー温度の上昇を目的として必要に応じ
添加する。この時、上記添加理由の効果を得るためには
0.05％以上の添加が望ましい。しかし、0.40％を超える
添加は、熱延鋼板の硬化を来たし、酸洗あるいは冷間圧
延等の製造が困難となる。このため、Mo添加量の範囲を
0.05〜0.40％とした。
【００２８】Ｂ. 本発明の対象となる鋼材の特性および
製造方法 (l) 金属組織、集合組織：すでに述べたように、本発明
は、深絞り加工した高炭素鋼帯からなる製品の絞り高さ
の異方性を抑制することを目的としている。この目的の
ために炭化物、つまりセメンタイトの平均粒径、球状化
率を規定し、および加工に供する冷延鋼帯の集合組織、
さらにこれら特性に伴う鋼帯の焼鈍後のｒ値平均、Δｒ
の範囲を規定する。
製造方法 (l) 金属組織、集合組織：すでに述べたように、本発明
は、深絞り加工した高炭素鋼帯からなる製品の絞り高さ
の異方性を抑制することを目的としている。この目的の
ために炭化物、つまりセメンタイトの平均粒径、球状化
率を規定し、および加工に供する冷延鋼帯の集合組織、
さらにこれら特性に伴う鋼帯の焼鈍後のｒ値平均、Δｒ
の範囲を規定する。
【００２９】本発明の目的に適する深絞り性を得るため
に、従来の冷延高炭素鋼帯よりも軟質化、高延性化が必
要であり、球状化率を90％以上、平均粒径が0.5 μｍ以
上とする。好ましくは平均粒径は1.0 μｍ以下である。
に、従来の冷延高炭素鋼帯よりも軟質化、高延性化が必
要であり、球状化率を90％以上、平均粒径が0.5 μｍ以
上とする。好ましくは平均粒径は1.0 μｍ以下である。
【００３０】また、集合組織において下記式(1) を満足
することとした。 (222) ／(200) ≧６−8.0 ×Ｃ(%) ・・・・・ (1) 本発明において規定する炭素含有領域では、ｒ値の面内
異方性は、Ｃ量の増大により、また炭化物密度の増大に
より減少する傾向にある。一方、Ｃ量が減少すると冷間
圧延方法に対して45°の方向のｒ値が低下する傾向があ
る。したがって、面内異方性を低減させるためには、低
Ｃ量の鋼ほど結晶面方位が(222) 面方位の集合組織を発
達させる必要がある。これらを考慮して、焼鈍後の冷延
鋼帯の集合組織に関して上述の式(1) を規定する。
することとした。 (222) ／(200) ≧６−8.0 ×Ｃ(%) ・・・・・ (1) 本発明において規定する炭素含有領域では、ｒ値の面内
異方性は、Ｃ量の増大により、また炭化物密度の増大に
より減少する傾向にある。一方、Ｃ量が減少すると冷間
圧延方法に対して45°の方向のｒ値が低下する傾向があ
る。したがって、面内異方性を低減させるためには、低
Ｃ量の鋼ほど結晶面方位が(222) 面方位の集合組織を発
達させる必要がある。これらを考慮して、焼鈍後の冷延
鋼帯の集合組織に関して上述の式(1) を規定する。
【００３１】(m) 機械的性質：本発明にかかる高炭素薄
鋼帯にあって、深絞り製品の壁高さ変動の制御には、面
内異方性指数のΔｒを適正化する必要がある。高炭素鋼
帯の場合、低炭素鋼帯に匹敵する深絞り性は求められな
いが、ベアリング等の摺動部品に用いられる程度の深絞
り性は必要となる。少なくとも、絞り比で1.0 以上の深
絞り加工を前提として、ｒ値平均≧0.80とした。また、
深絞り加工後、壁頂部の高さ変動を切削で仕上げ調整を
行う際の効率を高めるため、面内異方性を示すΔｒは±
0.20以内とした。
鋼帯にあって、深絞り製品の壁高さ変動の制御には、面
内異方性指数のΔｒを適正化する必要がある。高炭素鋼
帯の場合、低炭素鋼帯に匹敵する深絞り性は求められな
いが、ベアリング等の摺動部品に用いられる程度の深絞
り性は必要となる。少なくとも、絞り比で1.0 以上の深
絞り加工を前提として、ｒ値平均≧0.80とした。また、
深絞り加工後、壁頂部の高さ変動を切削で仕上げ調整を
行う際の効率を高めるため、面内異方性を示すΔｒは±
0.20以内とした。
【００３２】(n) 製造方法：本発明者らの知見によれ
ば、(m) 項で規定した機械的性質を得るためには、前述
の(l) 項に規定する金属組織、集合組織を確保する必要
がある。そのような金属組織、集合組織を確保するため
には、本発明において規定される成分の鋼を、巻取温度
550 〜680 ℃で熱間圧延し、酸洗の後、必要により690
〜750 ℃の温度域で箱焼鈍し、次いで圧下率20〜80％で
冷間圧延し、引続き650 ℃〜Ac1 の範囲の温度での箱焼
鈍および調質圧延を行う。
ば、(m) 項で規定した機械的性質を得るためには、前述
の(l) 項に規定する金属組織、集合組織を確保する必要
がある。そのような金属組織、集合組織を確保するため
には、本発明において規定される成分の鋼を、巻取温度
550 〜680 ℃で熱間圧延し、酸洗の後、必要により690
〜750 ℃の温度域で箱焼鈍し、次いで圧下率20〜80％で
冷間圧延し、引続き650 ℃〜Ac1 の範囲の温度での箱焼
鈍および調質圧延を行う。
【００３３】冷間圧延後の焼鈍と、調質圧延との間に必
要に応じ１回以上の圧下率20〜80％の冷間圧延と、650
℃〜Ac1 の範囲の温度での箱焼鈍を行ってもよい。これ
らの製造条件の限定理由を以下に記述する。
要に応じ１回以上の圧下率20〜80％の冷間圧延と、650
℃〜Ac1 の範囲の温度での箱焼鈍を行ってもよい。これ
らの製造条件の限定理由を以下に記述する。
【００３４】巻取温度条件 熱間圧延後、550 ℃未満の温度での巻取では鋼帯が過度
に硬化し、その後に行う冷間圧延に適さない。また、68
0 ℃超の温度で巻取った場合、鋼帯の冷間圧延後の球状
化セメンタイトの粒径が粗大化するため、本発明の一つ
の特徴である比較的微細なセメンタイトの形成に適さな
い。そこで巻取温度の範囲を550 〜680℃と規定した。
好ましくは、560 〜650 ℃である。
に硬化し、その後に行う冷間圧延に適さない。また、68
0 ℃超の温度で巻取った場合、鋼帯の冷間圧延後の球状
化セメンタイトの粒径が粗大化するため、本発明の一つ
の特徴である比較的微細なセメンタイトの形成に適さな
い。そこで巻取温度の範囲を550 〜680℃と規定した。
好ましくは、560 〜650 ℃である。
【００３５】焼鈍条件 本発明の好適態様においては、90％以上の球状化率で、
平均粒径が0.5 μｍ以上のセメンタイトをさらに確実に
得るため、後述する冷間圧延に先立って、酸洗後、焼鈍
処理を行ってもよい。そのとき焼鈍温度は重要な要素で
ある。本発明者らは、前述の熱延鋼帯に対し、箱焼鈍を
施し、焼鈍温度とセメンタイトの球状化率、粒径の相関
を調査した結果、690 〜750 ℃の範囲で、本発明の目的
とする球状化率、粒径がより確実に得られることを見い
だした。好ましい温度範囲は700〜740 ℃である。焼鈍
処理に際しての均熱時間については特に規定していない
が、セメンタイトの粒径を微細に抑制するため、24Hr以
内の均熱が望ましい。
平均粒径が0.5 μｍ以上のセメンタイトをさらに確実に
得るため、後述する冷間圧延に先立って、酸洗後、焼鈍
処理を行ってもよい。そのとき焼鈍温度は重要な要素で
ある。本発明者らは、前述の熱延鋼帯に対し、箱焼鈍を
施し、焼鈍温度とセメンタイトの球状化率、粒径の相関
を調査した結果、690 〜750 ℃の範囲で、本発明の目的
とする球状化率、粒径がより確実に得られることを見い
だした。好ましい温度範囲は700〜740 ℃である。焼鈍
処理に際しての均熱時間については特に規定していない
が、セメンタイトの粒径を微細に抑制するため、24Hr以
内の均熱が望ましい。
【００３６】冷間圧延条件 冷間圧延に際しての圧下率は、後の焼鈍によるセメンタ
イトの球状化率と球状化したセメンタイトの粒径を支配
する。このとき、圧下率20％未満では、セメンタイトは
90％以上の球状化率を確保できない。一方、圧下率が80
％を超えると球状化率は高水準を維持できるが、冷間圧
延中の鋼帯の幅端部において割れが発生し、量産性に適
さない。以上の理由から冷間圧延での圧下率の範囲は20
〜80％と規定した。好ましくは、30〜50％である。
イトの球状化率と球状化したセメンタイトの粒径を支配
する。このとき、圧下率20％未満では、セメンタイトは
90％以上の球状化率を確保できない。一方、圧下率が80
％を超えると球状化率は高水準を維持できるが、冷間圧
延中の鋼帯の幅端部において割れが発生し、量産性に適
さない。以上の理由から冷間圧延での圧下率の範囲は20
〜80％と規定した。好ましくは、30〜50％である。
【００３７】焼鈍条件 本発明の主要な目的である80％以上の球状化率を有する
微細なセメンタイトを得るため、焼鈍温度は重要な要素
である。本発明者らは、前述の熱間圧延・冷間圧延条件
で得た種々の鋼帯に対し、箱焼鈍を施し、焼鈍温度とセ
メンタイトの球状化率、粒径の相関を調査した結果、65
0 ℃〜Ac1 の範囲で、発明の目的とする球状化率、粒径
が得られることを見いだした。
微細なセメンタイトを得るため、焼鈍温度は重要な要素
である。本発明者らは、前述の熱間圧延・冷間圧延条件
で得た種々の鋼帯に対し、箱焼鈍を施し、焼鈍温度とセ
メンタイトの球状化率、粒径の相関を調査した結果、65
0 ℃〜Ac1 の範囲で、発明の目的とする球状化率、粒径
が得られることを見いだした。
【００３８】この範囲を超える温度では、セメンタイト
が粗大化する一方、この範囲以下の温度では、セメンタ
イトの球状化率が確保できない。この場合の焼鈍処理に
ついても均熱時間については特に規定していないが、セ
メンタイトの粒径を微細に抑制するため、24Hr以内の均
熱が望ましい。
が粗大化する一方、この範囲以下の温度では、セメンタ
イトの球状化率が確保できない。この場合の焼鈍処理に
ついても均熱時間については特に規定していないが、セ
メンタイトの粒径を微細に抑制するため、24Hr以内の均
熱が望ましい。
【００３９】また、目的とする球状化率、セメンタイト
粒径を確保するためには、同じく圧下率20〜80％の冷間
圧延、650 ℃〜Ac1 の温度での焼鈍を１回以上、複数回
繰り返すことも有効である。ここに、本発明における
「鋼中炭化物の平均粒径」、「球状化率」、「ｒ値平
均」および「Δｒ」は次のようにして求められる。
粒径を確保するためには、同じく圧下率20〜80％の冷間
圧延、650 ℃〜Ac1 の温度での焼鈍を１回以上、複数回
繰り返すことも有効である。ここに、本発明における
「鋼中炭化物の平均粒径」、「球状化率」、「ｒ値平
均」および「Δｒ」は次のようにして求められる。
【００４０】平均粒径:供試鋼の表面をピクラール液を
使って腐食し、走査型電子顕微鏡で1000倍に拡大し、得
られた画像に画像処理を行ってアスペクト比( 長径/ 短
径) が５以下の炭化物を任意に100 点抽出し、面積を測
定する。測定された面積から、真円として換算したとき
の直径を粒径としてその平均値を「平均粒径」として算
出する。 球状化率 :炭化物の球状化率は、 (アスペクト比 (長軸
／短軸) ≦５の炭化物について、200 〜500 倍に拡大し
た光学顕微鏡視野中の面積率＝球状化率) によって求め
る。この球状化率は、操業的には、標準組織写真と照合
して判断するものであるが、前述のようにアスペクト比
が５以下の炭化物の占有比率を、本明細書では球状化率
と定義する。
使って腐食し、走査型電子顕微鏡で1000倍に拡大し、得
られた画像に画像処理を行ってアスペクト比( 長径/ 短
径) が５以下の炭化物を任意に100 点抽出し、面積を測
定する。測定された面積から、真円として換算したとき
の直径を粒径としてその平均値を「平均粒径」として算
出する。 球状化率 :炭化物の球状化率は、 (アスペクト比 (長軸
／短軸) ≦５の炭化物について、200 〜500 倍に拡大し
た光学顕微鏡視野中の面積率＝球状化率) によって求め
る。この球状化率は、操業的には、標準組織写真と照合
して判断するものであるが、前述のようにアスペクト比
が５以下の炭化物の占有比率を、本明細書では球状化率
と定義する。
【００４１】ｒ値平均:ｒ値平均は、(r0 0＋ 2×r45 0＋
r90 0)/4 で定義される。Δｒ: Δr は、(r0 0− 2×r45 0＋ r90 0)/2 で定義され
る。 次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具体的
に説明する。
r90 0)/4 で定義される。Δｒ: Δr は、(r0 0− 2×r45 0＋ r90 0)/2 で定義され
る。 次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具体的
に説明する。
【００４２】
【実施例】実施例１ 表１に示す鋼組成を有する鋼No.1〜24を実験室にて真空
溶解後、スラブに鍛造し、1200℃×1h加熱後、仕上温度
850℃、巻取温度 600℃の条件で、板幅 200mmで板厚2.
5 mmの鋼帯にまで熱間圧延を行い、酸洗脱スケールし
た。
溶解後、スラブに鍛造し、1200℃×1h加熱後、仕上温度
850℃、巻取温度 600℃の条件で、板幅 200mmで板厚2.
5 mmの鋼帯にまで熱間圧延を行い、酸洗脱スケールし
た。
【００４３】この鋼帯を、700 ℃×20hrで箱焼鈍後、0.
8 mmに冷間圧延し( 圧下率68％) 、690 ℃×20hrで箱焼
鈍後、0.8 ％の伸率で調質圧延し、製品鋼帯とした。こ
れら鋼帯について、圧延方向に対して、０°、45°、90
°の各方向の強度特性をJIS 5 号引張試験片を用いて測
定した。結果を表１にまとめて示す。
8 mmに冷間圧延し( 圧下率68％) 、690 ℃×20hrで箱焼
鈍後、0.8 ％の伸率で調質圧延し、製品鋼帯とした。こ
れら鋼帯について、圧延方向に対して、０°、45°、90
°の各方向の強度特性をJIS 5 号引張試験片を用いて測
定した。結果を表１にまとめて示す。
【００４４】この結果、炭化物の平均粒径、集合組織が
本発明範囲から外れるものは、当初の目的としたｒ値、
Δｒ値範囲から逸脱することが認められる。なお、ｎ値
は本発明において特に大きな差異は示さない。
本発明範囲から外れるものは、当初の目的としたｒ値、
Δｒ値範囲から逸脱することが認められる。なお、ｎ値
は本発明において特に大きな差異は示さない。
【００４５】例えば、鋼No.1は、比較例であって、本発
明の目的とする高炭素鋼帯としての成形後の焼入性、焼
入硬さ等の特性が、本来得られない上、Δｒについても
大きくなる。逆に、鋼No.5では、(222)/(200) 値の低下
と共に、平均ｒ値が低下して深絞り絞りには適さない。
鋼No.8、No.11 、No.21 では、ｒ値平均、Δｒ値は目的
の範囲にはいるが、引張強度が650N/mm2を超えて高く、
成形に適さない。
明の目的とする高炭素鋼帯としての成形後の焼入性、焼
入硬さ等の特性が、本来得られない上、Δｒについても
大きくなる。逆に、鋼No.5では、(222)/(200) 値の低下
と共に、平均ｒ値が低下して深絞り絞りには適さない。
鋼No.8、No.11 、No.21 では、ｒ値平均、Δｒ値は目的
の範囲にはいるが、引張強度が650N/mm2を超えて高く、
成形に適さない。
【００４６】また、鋼No.12 、13、17、18は、本発明で
規定する範囲のsol.Al量を含有せず、また(222)/(200)
バランスが外れ、ｒ値平均またはΔｒ値が、本発明の目
的とする特性を満たさない。鋼No.19 はｒ値平均が満足
しない。以上のことから、本発明にしたがって製造さ
れ、金属組織、集合組織条件を充足した鋼種が、良好な
深絞り性と面内異方性の低減を実現しうることが判明し
た。
規定する範囲のsol.Al量を含有せず、また(222)/(200)
バランスが外れ、ｒ値平均またはΔｒ値が、本発明の目
的とする特性を満たさない。鋼No.19 はｒ値平均が満足
しない。以上のことから、本発明にしたがって製造さ
れ、金属組織、集合組織条件を充足した鋼種が、良好な
深絞り性と面内異方性の低減を実現しうることが判明し
た。
【００４７】実施例２ 表１に示す鋼No.3およびそれに同等の鋼組成をもった一
連の鋼種を使って、実験室にて真空溶解後、スラブに鍛
造し、1200℃×１h 加熱後、仕上温度 850℃、巻取温度
530〜700 ℃の条件で、板幅 200mmで板厚2.5 mmの鋼帯
に熱間圧延し、熱間圧延後、酸洗脱スケールした。
連の鋼種を使って、実験室にて真空溶解後、スラブに鍛
造し、1200℃×１h 加熱後、仕上温度 850℃、巻取温度
530〜700 ℃の条件で、板幅 200mmで板厚2.5 mmの鋼帯
に熱間圧延し、熱間圧延後、酸洗脱スケールした。
【００４８】この鋼帯を、一部の鋼種については700 〜
760 ℃×20hrで箱焼鈍後、10〜85％の圧下率で冷間圧延
し、630 〜740 ℃×20hrで箱焼鈍後、0.8 ％の伸率で調
質圧延し、製品鋼帯とした。
760 ℃×20hrで箱焼鈍後、10〜85％の圧下率で冷間圧延
し、630 〜740 ℃×20hrで箱焼鈍後、0.8 ％の伸率で調
質圧延し、製品鋼帯とした。
【００４９】これら鋼板について、圧延方向に対して、
０°、45°、90°の各方向の強度特性をJIS 5 号引張試
験片を用いて測定した。結果を表２にまとめて示す。本
発明条件で製造した製品は、発明の目的とする平均ｒ
値、Δｒ値を充足する。なお、ｎ値は本発明において大
きな差異は示さない。
０°、45°、90°の各方向の強度特性をJIS 5 号引張試
験片を用いて測定した。結果を表２にまとめて示す。本
発明条件で製造した製品は、発明の目的とする平均ｒ
値、Δｒ値を充足する。なお、ｎ値は本発明において大
きな差異は示さない。
【００５０】鋼種No.27 については、調質圧延に先立っ
て、同じ条件で冷間圧延および焼鈍処理を１回繰り返し
て行った例についても検討したが、それを行わなかった
場合に比較して特に、機械的特性に関して差異はみられ
なかった。
て、同じ条件で冷間圧延および焼鈍処理を１回繰り返し
て行った例についても検討したが、それを行わなかった
場合に比較して特に、機械的特性に関して差異はみられ
なかった。
【００５１】一方、No.3は、巻取温度が高すぎるためｒ
値平均が低く、No.28 は、巻取温度が低く過ぎるため冷
間圧延が対応できない。No.31 は、熱間圧延後の焼鈍温
度が高すぎ平均ｒ値の低下、Δｒ値の変動の増大が生じ
る。No.32 は、焼鈍後の冷間圧延の圧下率が低すぎるた
め平均ｒ値が低い。また、No.35 は、冷間圧延の圧下率
が高すぎるためΔｒ値が−0.26と変動が大きい。No.36
は、焼鈍温度が低く平均ｒ値が低い。以上のように、本
発明の範囲外の方法では、ｒ値平均、Δｒ値について本
発明の目標特性を得ることが困難である。
値平均が低く、No.28 は、巻取温度が低く過ぎるため冷
間圧延が対応できない。No.31 は、熱間圧延後の焼鈍温
度が高すぎ平均ｒ値の低下、Δｒ値の変動の増大が生じ
る。No.32 は、焼鈍後の冷間圧延の圧下率が低すぎるた
め平均ｒ値が低い。また、No.35 は、冷間圧延の圧下率
が高すぎるためΔｒ値が−0.26と変動が大きい。No.36
は、焼鈍温度が低く平均ｒ値が低い。以上のように、本
発明の範囲外の方法では、ｒ値平均、Δｒ値について本
発明の目標特性を得ることが困難である。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
【発明の効果】本発明により、深絞り加工において、壁
高さの異方性が低減され、仕上加工が容易で、歩留の良
好な製品に適する高炭素冷延鋼板が得られる。特に、今
日のように材料および製造の面からもコスト削減が叫ば
れている状況下では、本発明の実際上の意義は大きい。
高さの異方性が低減され、仕上加工が容易で、歩留の良
好な製品に適する高炭素冷延鋼板が得られる。特に、今
日のように材料および製造の面からもコスト削減が叫ば
れている状況下では、本発明の実際上の意義は大きい。
フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA06 EA07 EA11 EA15 EA17 EA18 EA27 FE02 FE03 FG03 FH03 FJ04 FJ05 JA01 JA07
Claims (5)
- 【請求項１】 重量割合にて、 Ｃ：0.25〜0.75％、Si：0.30％以下、Mn：0.60〜1.60
％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.0015〜0.0100％で、
２≦(sol.Al ／Ｎ) ≦20を満たす鋼組成を有し、同時に
鋼中炭化物の平均粒径が0.5 μｍ以上で、球状化率≧90
％を満足し、さらに鋼帯の集合組織において式(1) を満
足し、ｒ値平均≧0.80、面内異方性指数Δｒが、±0.20
以内を満足する、深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延
鋼帯。 (222) ／(200) ≧６−8.0 ×Ｃ(%) ・・・・・ (1) - 【請求項２】 前記鋼組成が、さらにCr：0.50〜1.20％
およびMo：0.05〜0.40％の１種以上の合金成分を含有す
る、請求項１記載の深絞り面内異方性の小さい高炭素冷
延鋼帯。 - 【請求項３】 請求項１または２に規定される鋼組成を
有する鋼材を巻取温度550 〜680 ℃で熱間圧延し、酸洗
後、圧下率20〜80％で冷間圧延し、引続き650 ℃〜Ac1
の範囲の温度での箱焼鈍および調質圧延を行うことを特
徴とする、鋼中炭化物の平均粒径で0.5 μｍ以上で、球
状化率≧90％を満足し、さらに鋼帯の集合組織が式(1)
を満足し、ｒ値平均≧0.80、面内異方性指数Δｒが、±
0.20以内を満足する、深絞り面内異方性の小さい高炭素
冷延鋼帯の製造方法。 (222) ／(200) ≧６−8.0 ×Ｃ(%) ・・・・・ (1) - 【請求項４】 酸洗後、冷間圧延に先立って690 〜750
℃の温度域で箱焼鈍を行う請求項３記載の深絞り面内異
方性の小さい高炭素冷延鋼帯の製造方法。 - 【請求項５】 冷間圧延後の焼鈍と、調質圧延との間に
必要に応じ１回以上の圧下率20〜80％の冷間圧延と、65
0 ℃〜Ac1 の範囲の温度での箱焼鈍とを行うことを特徴
とする、請求項３または４に記載の深絞り面内異方性の
小さい高炭素冷延鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13262299A JP2000328172A (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP13262299A JP2000328172A (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000328172A true JP2000328172A (ja) | 2000-11-28 |
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|---|---|---|---|
| JP13262299A Pending JP2000328172A (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法 |
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|---|---|
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Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001055466A1 (fr) * | 2000-01-27 | 2001-08-02 | Nkk Corporation | Feuille d'acier a teneur elevee en carbone et procede de production correspondant |
| US7534312B2 (en) | 2001-08-24 | 2009-05-19 | Nippon Steel Corporation | Steel plate exhibiting excellent workability and method for producing the same |
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