JP3035040B2 - 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板 - Google Patents
深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板Info
- Publication number
- JP3035040B2 JP3035040B2 JP3313495A JP31349591A JP3035040B2 JP 3035040 B2 JP3035040 B2 JP 3035040B2 JP 3313495 A JP3313495 A JP 3313495A JP 31349591 A JP31349591 A JP 31349591A JP 3035040 B2 JP3035040 B2 JP 3035040B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- deep drawability
- steel sheet
- steel
- composite structure
- martensite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は深絞り性に優れる複合組
織焼付硬化性鋼板に関する。
織焼付硬化性鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
自動車部品や電気機器外板として、高いプレス成形性を
有し、したがって高いｒ値を有する冷延鋼板が強く要望
されている。特に、自動車部品に関しては、安全性の確
保及び燃費向上のための軽量化の観点から、高ｒ値に加
えて、鋼板の高強度化も要求されている。
自動車部品や電気機器外板として、高いプレス成形性を
有し、したがって高いｒ値を有する冷延鋼板が強く要望
されている。特に、自動車部品に関しては、安全性の確
保及び燃費向上のための軽量化の観点から、高ｒ値に加
えて、鋼板の高強度化も要求されている。
【０００３】従来、ｒ値を向上させた鋼板としては、極
低炭素鋼にＣとＮを十分に固着し得るのに足りる量のＴ
i及び／又はＮbを添加した、所謂ＩＦ(Ｉnterstitial
Ｆree)鋼が知られている。この鋼種を高強度化するに
は、これに固溶強化元素であるＳi、Ｍn、Ｐ等が添加さ
れているが、しかし、これらの固溶強化元素は、冷間圧
延後の焼鈍中にｒ値に有利な（２２２）結晶方位の核生
成及び結晶粒成長を抑制する傾向を有するために、高い
ｒ値と強度を併せて得ることが困難である。また、固溶
Ｃ、Ｎがないため、焼付硬化性(ＢＨ性)がない。
低炭素鋼にＣとＮを十分に固着し得るのに足りる量のＴ
i及び／又はＮbを添加した、所謂ＩＦ(Ｉnterstitial
Ｆree)鋼が知られている。この鋼種を高強度化するに
は、これに固溶強化元素であるＳi、Ｍn、Ｐ等が添加さ
れているが、しかし、これらの固溶強化元素は、冷間圧
延後の焼鈍中にｒ値に有利な（２２２）結晶方位の核生
成及び結晶粒成長を抑制する傾向を有するために、高い
ｒ値と強度を併せて得ることが困難である。また、固溶
Ｃ、Ｎがないため、焼付硬化性(ＢＨ性)がない。
【０００４】また、例えば、特公平３−２２２４号公報
及び特公平３−２１６１１号公報では、低炭素鋼にＮb
及びＢを添加し、冷延、焼鈍後に複合組織にすることに
より、高ｒ値、常温非時効性及び高い焼付硬化性(ＢＨ
性)を得ることが提案されているが、この技術では、焼
鈍温度が９００℃前後と高いため、経済性が悪い。しか
もＡc3変態点以上、或いはＡc3変態点付近であるので、
フェライトが非常に少なくなり、焼鈍後の集合組織がラ
ンダムになり易く、安定して高ｒ値を得ることができな
い。
及び特公平３−２１６１１号公報では、低炭素鋼にＮb
及びＢを添加し、冷延、焼鈍後に複合組織にすることに
より、高ｒ値、常温非時効性及び高い焼付硬化性(ＢＨ
性)を得ることが提案されているが、この技術では、焼
鈍温度が９００℃前後と高いため、経済性が悪い。しか
もＡc3変態点以上、或いはＡc3変態点付近であるので、
フェライトが非常に少なくなり、焼鈍後の集合組織がラ
ンダムになり易く、安定して高ｒ値を得ることができな
い。
【０００５】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し
て、安定して優れた深絞り性を有すると共に高い焼付硬
化性の冷延鋼板を提供することを目的とするものであ
る。
て、安定して優れた深絞り性を有すると共に高い焼付硬
化性の冷延鋼板を提供することを目的とするものであ
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、上記課
題を解決するために鋭意研究した結果、低炭素鋼にＣと
Ｎを固着し得るに必要なＴiを添加し、これに通常の高
ｒ値ＩＦ鋼の製造方法に従って熱間圧延及び冷間圧延後
の連続焼鈍法にて、組織をフェライトとマルテンサイト
の複合組織にすることによって、深絞り性に優れる複合
組織焼付硬化性鋼板が得ることを見い出し、ここに本発
明を完成したものである。
題を解決するために鋭意研究した結果、低炭素鋼にＣと
Ｎを固着し得るに必要なＴiを添加し、これに通常の高
ｒ値ＩＦ鋼の製造方法に従って熱間圧延及び冷間圧延後
の連続焼鈍法にて、組織をフェライトとマルテンサイト
の複合組織にすることによって、深絞り性に優れる複合
組織焼付硬化性鋼板が得ることを見い出し、ここに本発
明を完成したものである。
【０００７】すなわち、本発明は、Ｃ:０.００２〜０.
０１０％、Ｓi≦１.０％、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ≦
０.２０％、Ａl:０.００５〜０.１０％を含有し、更
に、Ｔi≦０.１％で、かつ、｛(Ｃ/12)＋(Ｎ/14)＋(Ｓ/
32)｝＜(Ｔi/48)の関係を満足する量のＴiを含有し、残
部がＦe及び不可避的不純物よりなる鋼であって、その
組織がフェライトと体積率で０.３％以上５％以下のマ
ルテンサイトからなることを特徴とする深絞り性に優れ
る複合組織焼付硬化性鋼板を要旨とするものである。
０１０％、Ｓi≦１.０％、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ≦
０.２０％、Ａl:０.００５〜０.１０％を含有し、更
に、Ｔi≦０.１％で、かつ、｛(Ｃ/12)＋(Ｎ/14)＋(Ｓ/
32)｝＜(Ｔi/48)の関係を満足する量のＴiを含有し、残
部がＦe及び不可避的不純物よりなる鋼であって、その
組織がフェライトと体積率で０.３％以上５％以下のマ
ルテンサイトからなることを特徴とする深絞り性に優れ
る複合組織焼付硬化性鋼板を要旨とするものである。
【０００８】以下に本発明を更に詳述する。
【０００９】
【００１０】まず、本発明における鋼の化学成分の限定
理由について説明する。
理由について説明する。
【００１１】Ｃ：Ｃは、その添加量が増大するにつれ
て、Ｃを固着するに要するＴiの添加量が増大し、製造
費用が増加し、また、析出物が増加することにより、粒
成長を阻害してｒ値の向上を妨げる。したがって、本発
明においてはＣ量の上限を０.０１％とする。しかし、
０.００２％よりも少ないと、マルテンサイトを得るの
が困難であるので、下限を０.００２％とする。
て、Ｃを固着するに要するＴiの添加量が増大し、製造
費用が増加し、また、析出物が増加することにより、粒
成長を阻害してｒ値の向上を妨げる。したがって、本発
明においてはＣ量の上限を０.０１％とする。しかし、
０.００２％よりも少ないと、マルテンサイトを得るの
が困難であるので、下限を０.００２％とする。
【００１２】Ｓi：Ｓiは固溶強化に有効な元素である
が、１.０％を超えるとｒ値の劣化が大きくなるので、
その上限を１.０％とする。
が、１.０％を超えるとｒ値の劣化が大きくなるので、
その上限を１.０％とする。
【００１３】Ｍn：Ｍnは、鋼の焼入性を向上し、かつ、
固溶強化に有効な元素であるが、２.０％を超えるとｒ
値の劣化が大きくなるので、その上限を２.０％とす
る。しかし、０.２％よりも少ないと、マルテンサイト
を得るのが困難になるばかりか、熱間割れを生じ、ｒ値
を低下させるので、その下限を０.２％とする。
固溶強化に有効な元素であるが、２.０％を超えるとｒ
値の劣化が大きくなるので、その上限を２.０％とす
る。しかし、０.２％よりも少ないと、マルテンサイト
を得るのが困難になるばかりか、熱間割れを生じ、ｒ値
を低下させるので、その下限を０.２％とする。
【００１４】Ｐ：Ｐは固溶強化に有効な元素であるが、
０.２０％を超えるとｒ値の劣化及び耐２次加工脆性が
劣化するので、その上限を０.２０％とする。
０.２０％を超えるとｒ値の劣化及び耐２次加工脆性が
劣化するので、その上限を０.２０％とする。
【００１５】Ａl：Ａlは脱酸剤として、少なくとも０.
００５％を添加することが必要である。しかし、０.１
０％を超えて過多に添加すると、脱酸効果が飽和するの
みならず、アルミナ系介在物が発生し、成形性を劣化さ
せるので、Ａl量は０.００５〜０.１０％の範囲とす
る。
００５％を添加することが必要である。しかし、０.１
０％を超えて過多に添加すると、脱酸効果が飽和するの
みならず、アルミナ系介在物が発生し、成形性を劣化さ
せるので、Ａl量は０.００５〜０.１０％の範囲とす
る。
【００１６】Ｔi：Ｔiは、本発明において極めて重要な
添加元素である。すなわち、Ｃ及びＮを固着して、鋼を
ＩＦ鋼にするために、｛(Ｃ/12)＋(Ｎ/14)＋(Ｓ/32)｝
＜(Ｔi/48)の関係を満足するＴi量が必要である。しか
し、Ｔiを０.１％を超えて過多に添加すると、製造費用
が増加し、また、粒成長を阻害してｒ値の向上を妨げる
ので好ましくない。
添加元素である。すなわち、Ｃ及びＮを固着して、鋼を
ＩＦ鋼にするために、｛(Ｃ/12)＋(Ｎ/14)＋(Ｓ/32)｝
＜(Ｔi/48)の関係を満足するＴi量が必要である。しか
し、Ｔiを０.１％を超えて過多に添加すると、製造費用
が増加し、また、粒成長を阻害してｒ値の向上を妨げる
ので好ましくない。
【００１７】上記の化学成分を有する鋼は、通常の高ｒ
値ＩＦ鋼の製造方法にしたがって、熱間圧延及び冷間圧
延した後、連続焼鈍法にて、その組織をフェライトと体
積率で０.３％以上５％以下のマルテンサイトからなる
組織にする。マルテンサイトの体積率が０.３％よりも
少ないと、マルテンサイト変態に伴う周辺のフェライト
素地における可動転位の形成が少なく、常温での時効性
を抑制できない。また、マルテンサイトの体積率が５％
を超えると、材料の変形形態が変わり、高ｒ値を得るこ
とができない。
値ＩＦ鋼の製造方法にしたがって、熱間圧延及び冷間圧
延した後、連続焼鈍法にて、その組織をフェライトと体
積率で０.３％以上５％以下のマルテンサイトからなる
組織にする。マルテンサイトの体積率が０.３％よりも
少ないと、マルテンサイト変態に伴う周辺のフェライト
素地における可動転位の形成が少なく、常温での時効性
を抑制できない。また、マルテンサイトの体積率が５％
を超えると、材料の変形形態が変わり、高ｒ値を得るこ
とができない。
【００１８】上記の方法によって得られる複合組織鋼板
は、次のような特性を有している。 （１）焼鈍ままで降伏点伸びがなく、降伏比が低い。 （２）加工硬化係数(ｎ値)が高く、一様伸び及び全伸び
が大きい。 （３）常温では降伏点伸びの回復が極めて遅い遅時効性
を有し、かつＢＨ性がある。 （４）高ｒ値を有する。 いずれの特性もプレス成形用鋼板に強く要求されている
特性である。
は、次のような特性を有している。 （１）焼鈍ままで降伏点伸びがなく、降伏比が低い。 （２）加工硬化係数(ｎ値)が高く、一様伸び及び全伸び
が大きい。 （３）常温では降伏点伸びの回復が極めて遅い遅時効性
を有し、かつＢＨ性がある。 （４）高ｒ値を有する。 いずれの特性もプレス成形用鋼板に強く要求されている
特性である。
【００１９】このような優れた特性を有するのは、以下
の理由によるものと考えられる。すなわち、焼鈍の加熱
温度をＡc1変態点以上Ａc3変態点以下にし、フェライト
・オーステナイトの２相にすることによって、Ｃは固溶
度の差によりフェライトからオーステナイトに移動し、
濃縮するので、フェライト中のＣ濃度は小さくなる。こ
れを冷却することにより、Ｃの濃縮したオーステナイト
をマルテンサイトにすることで、軟質のフェライトと硬
質のマルテンサイト(体積率０.３〜５％)の複合組織鋼
板を得ることができる。その結果、焼鈍加熱過程で{１
１１}集合組織が発達し、かつ、清浄なフェライトによ
って高ｒ値で延性の良好な鋼板が製造できる。
の理由によるものと考えられる。すなわち、焼鈍の加熱
温度をＡc1変態点以上Ａc3変態点以下にし、フェライト
・オーステナイトの２相にすることによって、Ｃは固溶
度の差によりフェライトからオーステナイトに移動し、
濃縮するので、フェライト中のＣ濃度は小さくなる。こ
れを冷却することにより、Ｃの濃縮したオーステナイト
をマルテンサイトにすることで、軟質のフェライトと硬
質のマルテンサイト(体積率０.３〜５％)の複合組織鋼
板を得ることができる。その結果、焼鈍加熱過程で{１
１１}集合組織が発達し、かつ、清浄なフェライトによ
って高ｒ値で延性の良好な鋼板が製造できる。
【００２０】また、マルテンサイト変態に伴う周辺のフ
ェライト素地における可動転位の形成及び内部応力によ
り、外部から応力が加わると容易にマルテンサイト相周
辺から転位が発生し、均一に塑性変形が伝播する。この
ため、焼鈍ままで降伏点伸びがなく、降伏比が低い。そ
して、フェライト中に適度な固溶Ｃが存在するために、
良好なＢＨ性を有する。以上の理由により、深絞り性に
優れる複合組織焼付硬化性鋼板を製造できるのである。
ェライト素地における可動転位の形成及び内部応力によ
り、外部から応力が加わると容易にマルテンサイト相周
辺から転位が発生し、均一に塑性変形が伝播する。この
ため、焼鈍ままで降伏点伸びがなく、降伏比が低い。そ
して、フェライト中に適度な固溶Ｃが存在するために、
良好なＢＨ性を有する。以上の理由により、深絞り性に
優れる複合組織焼付硬化性鋼板を製造できるのである。
【００２１】次に本発明の実施例を示すが、本発明はこ
れらの実施例に何ら限定されるものでないことは云うま
でもない。
れらの実施例に何ら限定されるものでないことは云うま
でもない。
【００２２】
【表１】 に示す化学成分を有する極低炭素鋼のＩＦ鋼につき、１
２５０℃で溶体化処理した後、仕上げ温度を９００℃と
して熱間圧延を終了し、その後、７００℃で１時間炉
冷、巻取り処理の後、８０％の冷間圧延を加えて０.８m
m厚の鋼板にし、これを
２５０℃で溶体化処理した後、仕上げ温度を９００℃と
して熱間圧延を終了し、その後、７００℃で１時間炉
冷、巻取り処理の後、８０％の冷間圧延を加えて０.８m
m厚の鋼板にし、これを
【表２】 に示す加熱、冷却条件で焼鈍した。これらの材料特性を
調べた結果を表２に併記する。
調べた結果を表２に併記する。
【００２３】引張試験はＪＩＳ１３号Ｂ試験片を使用し
た。常温時効(ＡＩ量)は、１０％引張与歪時から１００
℃×１時間処理した後のＹＳの上昇量で評価した。焼付
硬化量(ＢＨ量)は、２％引張与歪時から１７０℃×２０
分処理した後のＹＳの上昇量で評価した。
た。常温時効(ＡＩ量)は、１０％引張与歪時から１００
℃×１時間処理した後のＹＳの上昇量で評価した。焼付
硬化量(ＢＨ量)は、２％引張与歪時から１７０℃×２０
分処理した後のＹＳの上昇量で評価した。
【００２４】表２より明らかなように、試験Ｎo.１〜Ｎ
o.５は本発明鋼であり、いずれもＡＩ量が５Ｎ／mm2以
下で遅時効性を有し、５０Ｎ／mm2以上の高いＢＨ量を
有している。また、ｒ値も１.８以上あり、優れた深絞
り性を有している。
o.５は本発明鋼であり、いずれもＡＩ量が５Ｎ／mm2以
下で遅時効性を有し、５０Ｎ／mm2以上の高いＢＨ量を
有している。また、ｒ値も１.８以上あり、優れた深絞
り性を有している。
【００２５】これに対し、試験Ｎo.６はマルテンサイト
体積率が少ないために常温時効性を持っている。Ｎo.７
はＩＦ鋼で深絞り性は良いものの、Ｃが少ないために強
度が低く、焼付硬化性がない。Ｎo.８はＣが高く、マル
テンサイト体積率が１１％と高いために、深絞り性が低
い。Ｎo.９はＳiが１.２％と高いために深絞り性が低
い。Ｎo.１０はＭnが低いために焼入れができず、マル
テンサイトが得られず、常温時効を起こしている。Ｎo.
１１はＭnが２.５％と高いために深絞り性が低い。Ｎo.
１２はＰが０.２１％と高いために深絞り性が低い。
体積率が少ないために常温時効性を持っている。Ｎo.７
はＩＦ鋼で深絞り性は良いものの、Ｃが少ないために強
度が低く、焼付硬化性がない。Ｎo.８はＣが高く、マル
テンサイト体積率が１１％と高いために、深絞り性が低
い。Ｎo.９はＳiが１.２％と高いために深絞り性が低
い。Ｎo.１０はＭnが低いために焼入れができず、マル
テンサイトが得られず、常温時効を起こしている。Ｎo.
１１はＭnが２.５％と高いために深絞り性が低い。Ｎo.
１２はＰが０.２１％と高いために深絞り性が低い。
【００２６】また、Ｂ鋼(化学成分：本発明範囲内)の焼
鈍条件を変えて、マルテンサイト体積率を変化させた材
料の特性を図１に示す。図１において、マルテンサイト
体積率が０.３％未満の場合、ＡＩ量が高く、常温時効
性がある。また、５％を超えるとｒ値が小さく、十分な
深絞り性が得られない。このように、本発明範囲内の化
学成分であってもマルテンサイト体積率が０.３〜５％
の範囲にない場合は、本発明の特性が得られないことが
わかる。
鈍条件を変えて、マルテンサイト体積率を変化させた材
料の特性を図１に示す。図１において、マルテンサイト
体積率が０.３％未満の場合、ＡＩ量が高く、常温時効
性がある。また、５％を超えるとｒ値が小さく、十分な
深絞り性が得られない。このように、本発明範囲内の化
学成分であってもマルテンサイト体積率が０.３〜５％
の範囲にない場合は、本発明の特性が得られないことが
わかる。
【００２７】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
Ｃ、Ｔi、Ｍn、Ｓi及びＡlを適量添加し、更に組織をフ
ェライトと適量のマルテンサイトとするので、自動車用
パネル材等、深絞り性が要求される冷延鋼板として必要
な材料特性を有し、特に、強度特性が優れ、成形後に高
い強度上昇が得られるため、成形が容易であり、かつ耐
デント性に優れた鋼板を提供できる。
Ｃ、Ｔi、Ｍn、Ｓi及びＡlを適量添加し、更に組織をフ
ェライトと適量のマルテンサイトとするので、自動車用
パネル材等、深絞り性が要求される冷延鋼板として必要
な材料特性を有し、特に、強度特性が優れ、成形後に高
い強度上昇が得られるため、成形が容易であり、かつ耐
デント性に優れた鋼板を提供できる。
【図１】本発明範囲内の化学成分を有する鋼の焼鈍条件
を変えてマルテンサイト体積率を変化させた材料におい
て、材料特性(ｒ値、ＡＩ量、ＢＨ量)に及ぼすマルテン
サイト体積率の影響を示す図である。
を変えてマルテンサイト体積率を変化させた材料におい
て、材料特性(ｒ値、ＡＩ量、ＢＨ量)に及ぼすマルテン
サイト体積率の影響を示す図である。
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 9/46 - 9/48
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で(以下同じ)、Ｃ:０.００２〜
０.０１０％、Ｓi≦１.０％、Ｍn:０.２〜２.０％、Ｐ
≦０.２０％、Ａl:０.００５〜０.１０％を含有し、更
に、Ｔi≦０.１％で、かつ、｛(Ｃ/12)＋(Ｎ/14)＋(Ｓ/
32)｝＜(Ｔi/48)の関係を満足する量のＴiを含有し、残
部がＦe及び不可避的不純物よりなる鋼であって、その
組織がフェライトと体積率で０.３％以上５％以下のマ
ルテンサイトからなることを特徴とする深絞り性に優れ
る複合組織焼付硬化性鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3313495A JP3035040B2 (ja) | 1991-11-01 | 1991-11-01 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3313495A JP3035040B2 (ja) | 1991-11-01 | 1991-11-01 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05125484A JPH05125484A (ja) | 1993-05-21 |
| JP3035040B2 true JP3035040B2 (ja) | 2000-04-17 |
Family
ID=18042000
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3313495A Expired - Fee Related JP3035040B2 (ja) | 1991-11-01 | 1991-11-01 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3035040B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5531842A (en) * | 1994-12-06 | 1996-07-02 | Exxon Research And Engineering Company | Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219) |
| JP3793351B2 (ja) * | 1998-06-30 | 2006-07-05 | 新日本製鐵株式会社 | 焼付硬化性に優れた冷延鋼板 |
-
1991
- 1991-11-01 JP JP3313495A patent/JP3035040B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05125484A (ja) | 1993-05-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3247908B2 (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3247907B2 (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH11279693A (ja) | 焼付硬化性に優れた良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP3035040B2 (ja) | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板 | |
| JP2981629B2 (ja) | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 | |
| EP2980228B1 (en) | Manufacturing method for steel sheet | |
| JP4506005B2 (ja) | 温間成形用高張力鋼板およびその成形法 | |
| JPH07110972B2 (ja) | 高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3818025B2 (ja) | 異方性の小さい冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3023014B2 (ja) | 超深絞り用冷延極軟鋼板 | |
| JP3175063B2 (ja) | 常温非時効深絞り用フェライト単相冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2778429B2 (ja) | 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2608508B2 (ja) | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH05163533A (ja) | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 | |
| JP3309859B2 (ja) | 焼付硬化性および耐食性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH04120243A (ja) | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH0774412B2 (ja) | 加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP2705437B2 (ja) | 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP3383415B2 (ja) | 超深絞り性を有するほうろう用高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3309396B2 (ja) | 耐２次加工脆性に優れた時効硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3762085B2 (ja) | 加工性に優れた直送圧延による軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0784621B2 (ja) | 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH1161274A (ja) | 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 | |
| EP2980227A1 (en) | Steel sheet and method for producing same | |
| JPH10287954A (ja) | 耐歪時効特性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20000125 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |