JP2015193892A - 成形性に優れた高強度冷延薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】基板表面に、適正粒径の鉄基粒子を500〜1000℃の作動ガスに混合し、ノズルを用いて吹き付けるコールドスプレー法を用い適正厚さの堆積層を形成した薄鋼板を焼鈍用原板とし、基板部が、質量%で、C:0.10%以上で、Mneqが2.5以上、堆積層が、質量%で、C:0.20%未満で、Mneqが2.5未満を満足する組成を有する薄鋼板とし、この焼鈍用原板に圧下率:20〜90%の冷間圧延、及び700〜900℃で焼鈍する焼鈍処理を施し、基板が冷延鋼板である場合には、焼鈍処理のみを施すことにより、これにより基板部がビッカース硬さで300HV以上の硬さを有し、軟質層がビッカース硬さで300HV未満の硬さを有する層であり、この様な軟質層を適正厚さ存在させた、成形性に優れた高強度冷延薄鋼板。
【選択図】なし
Description
しかしながら、一般的に、鋼板を高強度化すると、延性や曲げ性などの加工性(成形性)が低下する。そのため、高強度と優れた成形性とを兼備する高強度鋼板が強く要望されている。
また、特許文献8に記載された技術で製造された高強度鋼板では、延性を表す強度−伸びバランスTS×Elが、20000MPa%を超える例が示されているが、引張強さTSが980MPa未満の場合に限られ、TS:980MPa以上の高強度領域では、TS×Elは20000MPa%未満となっている。さらに、TS:980MPa以上の高強度領域では、延性(伸び)も低く、成形性が低下している。
なお、ここでいう「成形性に優れた」とは、強度−伸びバランスTS×Elが18000MPa%以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「薄鋼板」とは、板厚5mm以下である鋼板をいうものとする。
本発明者らは、界面の密着性や、生産性の問題から、従来とは異なる製造プロセスを適用して、上記したような板厚方向に特性が変化する材料を製造することに思い至った。
コールドスプレー法は、表面改質技術の一つであり、低温の高速作動ガスによって粒子を加速させて、基材表面に皮膜を形成するために利用されている(例えば、榊和彦:表面技術、vol.59、N0.8、2008、p.490〜494)。
本発明者らは、コールドスプレー法の製造条件や、使用する基板、使用する粒子の性質を厳密に制御して、より厚みのある層構造を形成する手段として利用することに思い至った。そして、本発明者らは、低温の高速作動ガスによって粒子を加速させて、基材表面に衝突させ、堆積させるというコールドスプレー法の技術的特徴から、得られる層(堆積層)が、空隙が少なく所望の厚さに制御でき、かつ優れた界面密着性をも実現できることを見出した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎの通りである。
Mneq=Mn+0.26×Si+1.3×Cr+3.5×P+2.68×Mo+180×B+0.37×Ni+0.46×Cu ‥‥(1)
(ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu:各元素の含有量(質量%))
で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板からなり、前記堆積層が、質量%で、C:0.20%未満を含み、合金元素を前記(1)式で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする焼鈍用原板。
(3)基板の少なくとも一方の表面にコールドスプレー法による堆積層を形成してなる薄鋼板製焼鈍用原板の製造方法であって、前記基板を、質量%で、C:0.10%以上を含み、合金元素を次(1)式
Mneq=Mn+0.26×Si+1.3×Cr+3.5×P+2.68×Mo+180×B+0.37×Ni+0.46×Cu ‥‥(1)
(ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu:各元素の含有量(質量%))
で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板とし、前記堆積層が、前記基板の少なくとも一方の表面に、質量%でC:0.20%未満で、かつ前記(1)式で定義されるMneqが2.5未満を満足する鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて吹付けるコールドスプレー法で形成してなることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。
(5)(3)または(4)において、前記加熱した作動ガスの温度が、500〜1000℃の範囲の温度であることを特徴とすることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。
(7)(1)に記載の焼鈍用原板に、さらに冷間圧延と、焼鈍処理とを施してなる基板部と該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有する冷延薄鋼板であって、前記基板部が、質量%で、C:0.10%以上を含み、ビッカース硬さで300HV以上の硬さを有し、前記軟質層が、質量%で、C:0.20%未満を含み、ビッカース硬さで300HV未満の硬さを有する層であることを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板。
(10)(7)ないし(9)のいずれかにおいて、前記軟質層が、気孔率:10%未満であることを特徴とする高強度冷延薄鋼板。
(11)(7)ないし(10)のいずれかにおいて、前記基板部が、板厚中央位置で残留γ相を体積率で3%以上含むことを特徴とする高強度冷延薄鋼板。
(13)(3)ないし(5)のいずれかに記載の焼鈍用原板の製造方法により製造された焼鈍用原板に、さらに冷延圧下率:20〜90%の冷間圧延と、ついで、焼鈍温度:700〜900℃に加熱する焼鈍処理とを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
まず、本発明高強度冷延薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明高強度冷延薄鋼板は、焼鈍用原板に、冷間圧延および焼鈍処理、あるいは焼鈍処理、を施して製造される。
基板とする薄鋼板は、最終製品の強度に大きく影響するため、最終製品の所望強度に対し十分な強度を保持する熱延薄鋼板、または冷延薄鋼板(未焼鈍板)とする必要がある。なお、基板の板厚は、目的や用途に応じて適宜設定できる。基板とする薄鋼板の製造方法としては、公知の薄鋼板の製造方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はないが、例えば、熱延鋼板では、連続鋳造法、造塊法、薄スラブ鋳造法などにより製造されたスラブを、再加熱して粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施し、引続き、ランアウトテーブル上で所定の冷却を施し、巻き取る方法が、また、冷延鋼板では、熱延鋼板にさらに、酸洗によりスケールを除去したのち、冷間圧延を施す方法が、例示できる。
Mneq=Mn+0.26×Si+1.3×Cr+3.5×P+2.68×Mo+180×B+0.37×Ni+0.46×Cu ‥‥(1)
(ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu:各元素の含有量(質量%))
で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板、または、質量%で、C:0.10%以上を含み、合金元素を前記(1)式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延薄鋼板、を使用する。なお、ここで、基板として使用する冷延薄鋼板は、冷間圧下率:20〜90%とする冷間圧延を施されてなる未焼鈍板とする。なお、(1)式を計算するに際しては、表示された元素のうち、含有しない元素については零として計算するものとする。
C:0.10質量%以上
Cは、固溶強化により、さらには焼入れ性の向上を介して、鋼を強化する作用を有する重要な元素で、所望の高強度を確保するために0.10質量%以上の含有を必要とする。Cが0.10%未満では、最終製品(薄鋼板)で引張強さTS:980MPa以上を確保することが困難になる。このため、基板のCを0.10質量%以上に限定した。なお、好ましくは0.15質量%以上である。基板のCの上限はとくに限定しないが、所望の溶接性、靭性を確保する観点から、0.7質量%をその上限とすることが好ましい。より好ましくは0.7質量%未満である。
Mneqは、(1)式で定義され、焼入れ性の程度を示す指標であり、Mneq値が大きいほど焼入れ性が高く、焼鈍処理後の冷却で低温変態相を生成しやすく、高強度が得やすくなる。Mneqが2.5未満では、焼鈍処理で軟質な変態相が生成され、最終製品での強度が所望の高強度(TS:980MPa以上)を確保することが困難となる。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
なお、詳しくは具体的に、基板の組成は、質量%で、C:0.10〜0.70%、Si:0.001〜2.0%、Mn:1.0〜5.0%、P:0.001〜0.10%、S:0.0001〜0.005%、Al:0.001〜1.0%、N:0.001〜0.02%、を含み、あるいはさらにCu:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%、Cr:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%、Ti:0.001〜0.2%、Nb:0.001〜0.2%、V:0.001〜0.2%、B:0.0001〜0.005%のうちから選ばれた1種または2種以上、および/または、Ca:0.0001〜0.01%、REM:0.0001〜0.01%のうちから選ばれた1種または2種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する薄鋼板とすることが好ましい。
本発明では、このような薄鋼板を基板とし、該基板の少なくとも片面に、鉄基粒子を用いたコールドスプレー法で所定厚さの堆積層を形成し、焼鈍用原板とする。
コールドスプレー装置は、例えば、作動ガス供給装置、作動ガス加熱装置(ヒータ)、粒子供給装置、作動ガスと粒子を混合させるスプレーガンおよび粒子を基板に吹き付けるノズル等から構成される。ノズルには、堆積厚さを調整可能なように、走査速度を制御可能な構成が付設されていることはいうまでもない。なお、作動ガスは、通常、ヘリウム、窒素、大気、あるいはそれらの混合ガスを用いる。
Mneq=Mn+0.26×Si+1.3×Cr+3.5×P+2.68×Mo+180×B+0.37×Ni+0.46×Cu ‥‥(1)
(ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu:各元素の含有量(質量%))
で定義されるMneqが2.5未満を満足する鉄基粒子とする。なお、(1)式を計算するに際しては、表示された元素のうち、含有しない元素については零として計算するものとする。
上記したように、「Mneq」は、鋼の焼入れ性を示す指標で、この値が大きいほど焼入れ性が高く、コールドスプレー処理あるいは焼鈍処理を施され、冷却された後に、高い硬さを示しやすくなる。
好ましい堆積層組成としては、具体的に、質量%で、C:0.20%未満、Si:0.001〜1.0%、Mn:0.01〜2.0%、P:0.001〜0.03%、S:0.0001〜0.003%、Al:0.001〜0.1%、N:0.001〜0.005%を含み、あるいはさらにCu:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%、Cr:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.001〜0.05%、V:0.001〜0.2%、B:0.0001〜0.002%のうちから選ばれた1種または2種以上、および/または、Ca:0.0001〜0.01%、REM:0.0001〜0.01%のうちから選ばれた1種または2種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。
使用する粒子の径が100μmを超えて大きい場合には、コールドスプレー法により形成される堆積層中に比較的に大きな空隙を有するようになり、基板部との密着性が低下する。このため、堆積層(その後の焼鈍により軟質層となる)による塑性拘束作用が充分に得られない。粒子径が1μm未満と小さい場合には、スプレーによる直進性が損なわれたり、短時間あたりの堆積量が低下するなど、所望の堆積層が充分に形成されない。このため、使用する鉄基粒子の粒子径を1〜100μmの範囲に限定した。なお、好ましくは10〜80μmである。ここで、「粒子径」とは、例えばレーザ回折・散乱法などを用いて粒度分布測定を行ない、粒径と累積(積算)個数分布の関係で、累積個数が50%となる粒子径(メジアン径:d50)をいう。
本発明で適用するコールドスプレー法は、鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて、基板表面にスプレーして、堆積層を形成する。
使用する作動ガスの温度は、500〜1000℃の範囲の温度とする。
作動ガスの温度が、500℃未満と低いと、粒子に充分な運動エネルギーが付与されず、充分な厚さの堆積層を形成できない。一方、作動ガスの温度が1000℃超と高い場合には、鉄基粒子が過度に軟質化したり、あるいは溶融するため、所望厚さの堆積層が形成できない。このため、作動ガスの温度は500〜1000℃の範囲の温度とする。なお、ここで言う「作動ガス温度」とは、スプレーノズル入口での温度である。
コールドスプレー法で形成する堆積層は、最終製品で、表裏面合計で、基板部の厚さに対する比率で0.10〜0.80の厚さとなるように調整して形成することが好ましい。堆積層の厚さが0.10未満では、塑性拘束が不足し、所望の最終製品の成形性を確保することが困難となる。一方、0.80超えでは、軟質な層が多くなりすぎて、所望の最終製品の強度を確保することが困難となる。
逆変態や再結晶の促進という観点からは、冷間圧下率は高い方が好ましく、20%以上とする。一方、90%を超えて冷間圧下率が高すぎると、圧延機能力への負荷が高く生産効率が低下するうえ、最終製品の材質が低下する場合がある。このため、冷間圧延の冷間圧下率は20〜90%の範囲とした。なお、好ましくは30〜70%である。
焼鈍処理により、堆積層と基板部の界面付近で原子の相互拡散が行われ、その界面の密着性を効果的に高める。また、焼鈍処理により、基板部では組織制御が可能となり強度を高めることができ、一方、堆積層では、回復、再結晶による軟質化が促進され、軟質層とすることができる。したがって、焼鈍用原板に焼鈍処理を施すことにより、基板部での強度向上と、軟質層による基板部の塑性拘束効果が促進され、高強度と優れた延性とを兼備することが可能となる。
基板部のC量が0.10%未満では、引張強さTS :980MPa以上の高強度を確保することが困難になる。このため、基板部のCは0.10%以上とした。なお、より好ましくは0.15%以上である。また、Cの上限は特に限定しないが、溶接性や靭性などの実用性の観点から0.70%以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.70%未満である。
なお、基板部では、上記したC量以外の合金元素の含有量はとくに限定しないが、上記した条件を満足するように、例えば、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni、Cu、B、Ca等を適宜含有することができる。
基板部の残留γ量:3%以上
本発明高強度冷延薄鋼板では、基板部に残留オーステナイト(γ)相を含むことにより、成形性が顕著に向上する。高強度を有する基板部に残留γ相が含まれることにより、基板部の塑性歪伝播性が向上し、軟質層の塑性拘束効果と相まって、全体として延性が顕著に向上する。この効果を有効に発現するには、残留γ相を体積率で3%以上の含有することが好ましい。なお、基板部での残留γ量は、基板部の中央位置と端部との中間位置で測定した値とする。なお、基板部での構成相は、残留γ相以外は特に限定しないが、所望の強度に応じて、例えばフェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相などを組み合せることができる。なお、ここでいう「マルテンサイト」は、焼戻マルテンサイト、焼戻されないフレッシュマルテンサイトのいずれも含むものとする。
なお、軟質層では、上記したC量以外の合金元素の含有量はとくに限定しないが、コースドスプレー法ではC以外の組成の変化はほとんどなく、使用する鉄基粒子の組成と略同じ組成を有する。したがって、軟質層の組成は、鉄基粒子における上記した条件、Mneq:2.5%以下を満足するように、例えば、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni、Cu、B、Ca等を適宜含有することができる。
また、軟質層の厚さが、表裏面合計で基板部の厚さに対する比率で0.10未満では、軟質層による所望の塑性拘束効果を期待できなくなる。一方、0.80を超えると、軟質層の厚さが厚くなりすぎて、薄鋼板として所望の高強度を確保できなくなる。
コールドスプレー法では、作動ガスを窒素ガスとし、該作動ガスをコールドスプレー装置のヒータで表4に示す温度に加熱し、加熱した作動ガスに、コールドスプレー装置の粒子供給装置から鉄基粒子を供給して混合し、スプレーノズルで、基板に吹き付け、焼鈍用原板とした。なお、作動ガス圧は3MPa一定とした。また、機械制御でノズルの走査速度を調整して堆積層厚さを調整した。
得られた焼鈍用原板のうち、基板が熱延板の場合には、さらに表4に示す条件で冷間圧延を施したのち、表4に示す条件で焼鈍処理(連続焼鈍処理を模した処理)を施し、高強度薄鋼板とした。なお、得られた焼鈍用原板のうち、基板が冷延板の場合には、表4に示す条件で焼鈍処理を施し、高強度薄鋼板とした。焼鈍処理(連続焼鈍処理)では、連続焼鈍処理を模した処理とし、表4に示す過時効処理を含む処理とした。
(1)組織観察
得られた鋼板(薄鋼板)から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食(腐食液:ナイタール液)して、光学顕微鏡(倍率:1000倍)または走査型電子顕微鏡(倍率:3000倍)を用いて、基板部の組織を観察し、基板部の残留オーステナイト相の同定および画像処理を用いて組織分率を算出した。
また、堆積層形成後の板厚は、得られた鋼板の10箇所で代表し、マイクロメータで測定し、その算術平均を当該鋼板の板厚とした。
また、得られた鋼板の軟質層の厚さは、得られた鋼板の10箇所で代表し、その断面を板厚方向に電子線マイクロアナライザーで元素分析を行ない、軟質層の成分組成から基板部の成分組成に変化する遷移領域の中央位置を堆積層と基板の境界と定義し、堆積層の厚さをそれぞれ測定し、その算術平均を当該鋼板の軟質層厚とした。
(3)引張試験
得られた鋼板(薄鋼板)から、圧延方向と直角方向にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、クロスヘッド速度:20mm/minで引張試験を実施し、引張特性(引張強さTS、全伸びEl)を測定した。
(4)硬さ試験
得られた鋼板(薄鋼板)から、硬さ測定用試験片を採取し、ビッカース硬度計(試験力:10N)を用いて、JIS Z 2241に準拠して測定した。なお、測定位置は、基板部では基板(堆積層形成前の状態)の板厚方向1/4位置相当箇所で、軟質部では堆積による板厚増加分の1/2に相当する箇所とした。各箇所でそれぞれ5点、ビッカース硬さHV0.1を測定し、算術平均して当該箇所の硬さとした。
(5)曲げ試験
得られた鋼板(薄鋼板)から、圧延方向と直角方向に短冊状の曲げ試験片(幅30mm×長さ120mm)を採取した。試験片端部を表面粗さRyが1.6〜6.3Sとなるように平滑にした後、JIS Z 2248の規定に準拠してVブロック法により、曲げ角度:90°で、曲げ半径を変えて曲げ試験を行った。亀裂やネッキングの生じない最小の曲げ半径を求め、限界曲げ半径Rとした。なお、亀裂の判定は、極微小の割れを確認するために、曲げ外側表面を拡大鏡(倍率:50倍)で観察することにより行った。限界曲げ半径Rを板厚tで除した、R/tを求め、曲げ性を評価した。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度、強度−伸びバランス、曲げ性のいずれかが、所望の値を確保できていない。
Claims (14)
- 基板部と、該基板部の少なくとも一方側にコールドスプレー法による堆積層を有してなる薄鋼板製焼鈍用原板であって、
前記基板部が、質量%で、C:0.10%以上を含み、合金元素を下記(1)式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板からなり、
前記堆積層が、質量%で、C:0.20%未満を含み、合金元素を下記(1)式で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする焼鈍用原板。
記
Mneq=Mn+0.26×Si+1.3×Cr+3.5×P+2.68×Mo+180×B+0.37×Ni+0.46×Cu‥‥(1)
ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu:各元素の含有量(質量%) - 前記基板部に代えて、基板部が、質量%で、C:0.10%以上を含み、合金元素を前記(1)式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延薄鋼板からなることを特徴とする請求項1に記載の焼鈍用原板。
- 基板の少なくとも一方の表面にコールドスプレー法による堆積層を形成してなる薄鋼板製焼鈍用原板の製造方法であって、
前記基板を、質量%で、C:0.10%以上を含み、合金元素を下記(1)式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板とし、
前記堆積層が、前記基板の少なくとも一方の表面に、質量%でC:0.20%未満で、かつ下記(1)式で定義されるMneqが2.5未満を満足する鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて吹付けるコールドスプレー法で形成してなることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。
記
Mneq=Mn+0.26×Si+1.3×Cr+3.5×P+2.68×Mo+180×B+0.37×Ni+0.46×Cu ‥‥(1)
ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu:各元素の含有量(質量%) - 前記鉄基粒子が、粒子径:1〜100μmであることを特徴とする請求項3に記載の焼鈍用原板の製造方法。
- 前記加熱した作動ガスの温度が、500〜1000℃の範囲の温度であることを特徴とすることを特徴とする請求項3または4に記載の焼鈍用原板の製造方法。
- 前記基板に代えて、基板が、質量%で、C:0.10%以上を含み、合金元素を前記(1)式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延薄鋼板であることを特徴とする請求項3ないし5のいずれかに記載の焼鈍用原板の製造方法。
- 請求項1に記載の焼鈍用原板に、さらに冷間圧延と、焼鈍処理とを施してなる基板部と該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有する冷延薄鋼板であって、前記基板部が、質量%で、C:0.10%以上を含み、ビッカース硬さで300HV以上の硬さを有し、前記軟質層が、質量%で、C:0.20%未満を含み、ビッカース硬さで300HV未満の硬さを有する層であることを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板。
- 請求項2に記載の焼鈍用原板に、さらに、焼鈍処理を施してなる基板部と該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有する冷延薄鋼板であって、前記基板部が、質量%で、C:0.10%以上を含み、ビッカース硬さで300HV以上の硬さを有し、前記軟質層が、質量%で、C:0.20%未満を含み、ビッカース硬さで300HV未満の硬さを有する層であることを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板。
- 前記軟質層が、表裏面の合計で、前記基板部の厚さに対する比率で0.10〜0.80の厚さを有することを特徴とする請求項7または8に記載の高強度冷延薄鋼板。
- 前記軟質層が、気孔率:10%未満であることを特徴とする請求項7ないし9のいずれかに記載の高強度冷延薄鋼板。
- 前記基板部が、板厚中央位置で残留γ相を体積率で3%以上含むことを特徴とする請求項7ないし10のいずれかに記載の高強度冷延薄鋼板。
- 前記高強度冷延薄鋼板が、引張強さTS:980MPa以上を有し、かつ強度−伸びバランスTS×Elが18000MPa%以上を有することを特徴とする請求項7ないし11のいずれかに記載の高強度冷延薄鋼板。
- 請求項3ないし5のいずれかに記載の焼鈍用原板の製造方法により製造された焼鈍用原板に、さらに冷延圧下率:20〜90%の冷間圧延と、ついで、焼鈍温度:700〜900℃に加熱する焼鈍処理とを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
- 請求項6に記載の焼鈍用原板の製造方法により製造された焼鈍用原板に、さらに焼鈍温度:700〜900℃に加熱する焼鈍処理を施すことを特徴とする成形性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
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