JPH0135900B2 - - Google Patents
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- JPH0135900B2 JPH0135900B2 JP56138205A JP13820581A JPH0135900B2 JP H0135900 B2 JPH0135900 B2 JP H0135900B2 JP 56138205 A JP56138205 A JP 56138205A JP 13820581 A JP13820581 A JP 13820581A JP H0135900 B2 JPH0135900 B2 JP H0135900B2
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
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Description
本発明は深絞り性及び形状性に優れた複合組織
型高張力冷延鋼板の製造方法に関するものであ
る。 近年フエライト地中にマルテンサイトを細かく
分散させたいわゆる複合組織鋼が開発されてい
る。この複合組織鋼は高強度のわりに降伏強度が
低く低降伏比（0.6以下）であり、従つてフエラ
イトバーライト組織鋼（降伏比0.65〜0.85）より
もプレス加工等の加工における形状性（形状凍結
性）が優れたものとなる。この複合組織鋼を得る
には通常冷間圧延後に連続焼鈍する方法が用いら
れているが、この連続焼鈍法の場合には加熱速度
が速いため、良好な集合組織が形成されず、ｒ値
が1.0程度以下であつてプレス加工性、特に深絞
り性を十分に満足することができなかつた。 本発明は、上述の事情に鑑み、複合組織高張力
冷延鋼板において高強度を維持しつつ、深絞り性
を向上させることのできる高ｒ値型の高強度冷延
鋼板を提供することを目的としてなされたもので
ある。 すなわち、本発明は、重量％にて Ｃ 0.003〜0.03％、 Si 0.2〜１％、 Mn 0.3〜1.5％、 （但し、Si％＋2Mn％＝１〜３％である。） Al 0.01〜0.07％、 Ti 0.02〜0.2％、 （但し、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を
0.4〜0.8とし、ここに、有効Tiは、全Tiから酸化
物及び硫化物としてのTiを除いたものである。） を含み、 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延し、冷間圧延した後、Ac1変態点以上、900℃
以下の温度範囲に30秒〜10分加熱し、次いで、30
℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍を
施すことを特徴とする深絞り性及び形状性にすぐ
れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法にかか
るものである。 また、本発明によれば、上記連続焼鈍時の加熱
をガス浸炭雰囲気中で行なつて、オーステナイト
相に対する選択的浸炭を行なうことができ、この
場合は、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を
0.4〜1.0に拡げることができ、また、加熱後の冷
却を平均冷却速度20℃／秒を越える速度に緩和す
ることができる。 本発明においては、まず深絞り加工性の向上を
図るべく低Ｃ化及びTi添加を行なつているが、
Ti含有量は従来の極低炭素Ti添加鋼のように鋼
中のＣ、Ｎを完全に固着するには不充分な量、す
なわち（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比0.4
〜0.8の範囲にとどめている。更に本発明では、
C0.003〜0.03％で上記原子濃度比0.4〜0.8の範囲
にすることにより固溶Ｃ、Ｎが存在しても、0.1
％以上のSiを含有せしめることにより、α＋γ2相
領域における連続焼鈍においてもフエライト相を
｛111｝再結晶集合組織としてｒ値の向上に寄与せ
しめ、かつSi％＋２・Mn％＝１〜３％（Mnを
0.3〜1.5％）の範囲で含有せしめることにより、
α＋γ域においてγ相へのＣ濃縮とα相からのＣ
除去を効果的に行なわせて複合組織化を達成して
いるのである。これはSiによるα相に対するＣ溶
解度の低下作用、及びMnによるγ相の生成効果
が相乗的に作用する結果と考えられる。 このような作用を行なわせるためには連続焼鈍
条件の調整が必要となるが本発明ではAC1変態点
以上900℃以下の温度範囲に30秒〜10分間加熱し
ついで平均冷却速度30℃／秒以上で冷却するとの
連続焼鈍条件が採用される。本発明では複合組織
化前に｛111｝再結晶集合組織を十分発達せしめ
るため極低炭素化を必須条件としているため、か
かるＣ量の鋼種を複合組織化するためには、Mn
を0.3〜1.5％含有せしめたとしても焼鈍後の冷却
速度は30℃／秒以上が必要である。 本発明では複合組織化を図るにあたつて極低炭
素（C0.003〜0.03％）においてもγ相のＣ量の富
化を積極的行なわしめるべく、ガス浸炭雰囲気下
で焼鈍することもできる。このγ相に対する選択
的浸炭を行なう場合には（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）
の原子濃度比の規制が0.4〜1.0と広げられ、また
連続焼鈍の際の冷却条件も平均冷却速度10℃／秒
以下に緩和される。 このようにして得られる複合組織鋼板は第２相
の面積比率が１〜40％であつて、その組織はマル
テンサイト及び／又はベイナイトからなる。 次に本発明における鋼の成分限定理由について
述べる。 Ｃはその量が多くなると複合組織化は容易であ
るが、フエライト粒の成長が抑制され、かつTiC
量の析出量が増大し再結晶温度を上昇させたり、
過剰の固溶炭素として調質圧延後プレス加工まで
の硬化をもたらし深絞り性を劣化せしめる傾向を
有するので、短時間の連続焼鈍においても成形性
の付与を可能とするため0.03％Ｃを上限とする。
したがつて、過剰の固溶炭素の含有を避けるため
まず溶鋼を真空脱ガス処理により脱炭するが、現
在の技術では0.003％以下に安定してＣを低減す
るのは困難であり、また複合組織化を計るうえで
焼鈍条件、急冷条件の厳密な管理が必要であるば
かりか、SiおよびMnを本発明の範囲内に規制し
たとしても複合組織化そのものを困難にするの
で、0.003％を下限とする。 SiはMnとともに（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原
子濃度比0.4〜0.8の範囲内において｛111｝集合
組織を発達せしめ、さらに焼鈍後の急冷に伴なつ
て複合組織化を計り深絞り性を向上させるという
本発明において必要不可欠な元素であり、このた
めにはSi0.2％以上およびSi％＋２・Mn％1.0％以
上の両方を満足するように含有する必要がある。
一方Si1％以上およびSi％＋２・Mn％が３％以上
ではこの効果が飽和し、逆に深絞り性を劣化させ
るので、これを上限とする。 MnはSiと同様な観点より規制されるもので、
｛111｝集合組織の発達という点ではむしろ有害な
点をいなめないが、複合組織化にて強度の上昇、
高延性、低降伏比をうる上では不可欠であり、こ
のため0.3％以上存在するのが好ましい。一方は
多量に存在すると｛111｝集合組織の発達を望み
えないので、1.5％MnおよびSi％＋２・Mn％＝
３％を上限とする。 AlはTiが酸化して失なわれたり、鋼中非金属
介在物（酸化物）となるのを回避すると共にＮを
AlNとして固定・無害化するのに有効である。 このため0.01％以上加えられる。しかしあまり
多くなると効果が飽和するだけでなく、非金属介
在物の増加による表面性状の悪化、あるいは再結
晶粒の微細化を招き好ましくない。このため0.07
％を上限とする。 Tiは添加量の増加と共に深絞り性を高め、特
に鋼中のＣおよびＮの完全に炭窒化物〔Ti（Ｃ・
Ｎ）〕として固定することにより深絞り性が極め
て良好になることが知られている。しかし、それ
とともに製造コストの大幅な負担増を伴う。そこ
で本発明では当然SiおよびMnの併合規制により
達成されるものであるが、高度な深絞り性を有
し、かつ、高強度、高延性、低降伏比を得るため
の複合組織化が計れる程度に固溶炭素を残留せし
めるようにTiを添加する。その量は（有効
Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比＝0.4〜0.8を満足
する必要があり、これ以上の過剰のTiはＣ、Ｎ
を完全、あるいはほぼ完全に固定するため、上述
のような効果を期待できないばかりでなく、二次
成形性を劣化すると共に耐火物の溶損を大ならし
め、作業性を悪化し、大巾なコスト増加をもたら
す。一方、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比
0.4以下のTi添加では鋼中に残存する過剰炭素量
が多すぎるため、たとえSiを含有せしめたとして
も良好な深絞り特性は得られない。従つて、Ti
量としてはＣ、Ｎ量より考慮して0.02〜0.3％の
範囲内で添加される。 その他本発明では、Cr、Ｐを含有せしめるこ
ともできる。 Crは焼入硬化性の強い元素であり、その含有
量に比例してγ相の安定度を増してその分解を抑
制するが、0.5％より多いと亜鉛メツキ性や片面
メツキの場合のリン酸皮膜性を劣化させるので、
最大0.5％とするのが望ましい。 Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中にお
いてγ相の分解を抑制するため重要な元素である
が、Ｐは0.1％より多いと延性が劣化するので、
Ｐは0.1％以下にするのが望ましい。 尚Ｓは成形性、とくに伸びフランジ性改善のた
めには0.015％以下とし、とくに伸びフランジ性
を要求するときは0.010％以下が望ましい。 次に本発明の実施例を比較例と共に述べる。 第１表に示した化学成分を有する鋼を転炉でそ
れぞれ出鋼し、真空脱ガス処理を施して、造塊、
分塊後、Ar3変態点以上の仕上温度と600℃の巻
取温度で熱間圧延し、3.2mmの板厚の熱延鋼帯を
製造し、酸洗した。これらの材料を冷延率75％の
冷間圧延で0.8mmとした後連続焼鈍を施した。 鋼No.１、２、４、６、７、８は鋼Ａ〜Ｆをそれ
ぞれ連続焼鈍で870℃×２分加熱した後、噴流水
中にて冷却（平均冷却速度約100℃／秒）したも
ので、No.３は加熱後空冷、またNo.５、９は連続焼
鈍の加熱の後段において浸炭性のガスを流し、焼
鈍後水冷ロール接触冷却したものである。 第２表に上記の方法によつて製造した鋼板の機
械的性質を示すが、この結果から明らかなよう
に、本発明のNo.４、５、６の機械的性質はｒ値、
降伏比、延性がいちじるしく向上し、焼付硬化を
有する。ところがNo.１、２及７は全ての機械的性
質がこれらより劣り、No.３、８および９はｒ値は
良好であるものの他の特性が良好ではない。 以上の如く本発明によれば1.5以上のｒ値を有
し、また降伏比が50％以下と極端に低く、更に引
張強さ−伸びバランスも優れた複合組織型高張力
鋼板とすることができる。
型高張力冷延鋼板の製造方法に関するものであ
る。 近年フエライト地中にマルテンサイトを細かく
分散させたいわゆる複合組織鋼が開発されてい
る。この複合組織鋼は高強度のわりに降伏強度が
低く低降伏比（0.6以下）であり、従つてフエラ
イトバーライト組織鋼（降伏比0.65〜0.85）より
もプレス加工等の加工における形状性（形状凍結
性）が優れたものとなる。この複合組織鋼を得る
には通常冷間圧延後に連続焼鈍する方法が用いら
れているが、この連続焼鈍法の場合には加熱速度
が速いため、良好な集合組織が形成されず、ｒ値
が1.0程度以下であつてプレス加工性、特に深絞
り性を十分に満足することができなかつた。 本発明は、上述の事情に鑑み、複合組織高張力
冷延鋼板において高強度を維持しつつ、深絞り性
を向上させることのできる高ｒ値型の高強度冷延
鋼板を提供することを目的としてなされたもので
ある。 すなわち、本発明は、重量％にて Ｃ 0.003〜0.03％、 Si 0.2〜１％、 Mn 0.3〜1.5％、 （但し、Si％＋2Mn％＝１〜３％である。） Al 0.01〜0.07％、 Ti 0.02〜0.2％、 （但し、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を
0.4〜0.8とし、ここに、有効Tiは、全Tiから酸化
物及び硫化物としてのTiを除いたものである。） を含み、 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延し、冷間圧延した後、Ac1変態点以上、900℃
以下の温度範囲に30秒〜10分加熱し、次いで、30
℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍を
施すことを特徴とする深絞り性及び形状性にすぐ
れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法にかか
るものである。 また、本発明によれば、上記連続焼鈍時の加熱
をガス浸炭雰囲気中で行なつて、オーステナイト
相に対する選択的浸炭を行なうことができ、この
場合は、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を
0.4〜1.0に拡げることができ、また、加熱後の冷
却を平均冷却速度20℃／秒を越える速度に緩和す
ることができる。 本発明においては、まず深絞り加工性の向上を
図るべく低Ｃ化及びTi添加を行なつているが、
Ti含有量は従来の極低炭素Ti添加鋼のように鋼
中のＣ、Ｎを完全に固着するには不充分な量、す
なわち（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比0.4
〜0.8の範囲にとどめている。更に本発明では、
C0.003〜0.03％で上記原子濃度比0.4〜0.8の範囲
にすることにより固溶Ｃ、Ｎが存在しても、0.1
％以上のSiを含有せしめることにより、α＋γ2相
領域における連続焼鈍においてもフエライト相を
｛111｝再結晶集合組織としてｒ値の向上に寄与せ
しめ、かつSi％＋２・Mn％＝１〜３％（Mnを
0.3〜1.5％）の範囲で含有せしめることにより、
α＋γ域においてγ相へのＣ濃縮とα相からのＣ
除去を効果的に行なわせて複合組織化を達成して
いるのである。これはSiによるα相に対するＣ溶
解度の低下作用、及びMnによるγ相の生成効果
が相乗的に作用する結果と考えられる。 このような作用を行なわせるためには連続焼鈍
条件の調整が必要となるが本発明ではAC1変態点
以上900℃以下の温度範囲に30秒〜10分間加熱し
ついで平均冷却速度30℃／秒以上で冷却するとの
連続焼鈍条件が採用される。本発明では複合組織
化前に｛111｝再結晶集合組織を十分発達せしめ
るため極低炭素化を必須条件としているため、か
かるＣ量の鋼種を複合組織化するためには、Mn
を0.3〜1.5％含有せしめたとしても焼鈍後の冷却
速度は30℃／秒以上が必要である。 本発明では複合組織化を図るにあたつて極低炭
素（C0.003〜0.03％）においてもγ相のＣ量の富
化を積極的行なわしめるべく、ガス浸炭雰囲気下
で焼鈍することもできる。このγ相に対する選択
的浸炭を行なう場合には（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）
の原子濃度比の規制が0.4〜1.0と広げられ、また
連続焼鈍の際の冷却条件も平均冷却速度10℃／秒
以下に緩和される。 このようにして得られる複合組織鋼板は第２相
の面積比率が１〜40％であつて、その組織はマル
テンサイト及び／又はベイナイトからなる。 次に本発明における鋼の成分限定理由について
述べる。 Ｃはその量が多くなると複合組織化は容易であ
るが、フエライト粒の成長が抑制され、かつTiC
量の析出量が増大し再結晶温度を上昇させたり、
過剰の固溶炭素として調質圧延後プレス加工まで
の硬化をもたらし深絞り性を劣化せしめる傾向を
有するので、短時間の連続焼鈍においても成形性
の付与を可能とするため0.03％Ｃを上限とする。
したがつて、過剰の固溶炭素の含有を避けるため
まず溶鋼を真空脱ガス処理により脱炭するが、現
在の技術では0.003％以下に安定してＣを低減す
るのは困難であり、また複合組織化を計るうえで
焼鈍条件、急冷条件の厳密な管理が必要であるば
かりか、SiおよびMnを本発明の範囲内に規制し
たとしても複合組織化そのものを困難にするの
で、0.003％を下限とする。 SiはMnとともに（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原
子濃度比0.4〜0.8の範囲内において｛111｝集合
組織を発達せしめ、さらに焼鈍後の急冷に伴なつ
て複合組織化を計り深絞り性を向上させるという
本発明において必要不可欠な元素であり、このた
めにはSi0.2％以上およびSi％＋２・Mn％1.0％以
上の両方を満足するように含有する必要がある。
一方Si1％以上およびSi％＋２・Mn％が３％以上
ではこの効果が飽和し、逆に深絞り性を劣化させ
るので、これを上限とする。 MnはSiと同様な観点より規制されるもので、
｛111｝集合組織の発達という点ではむしろ有害な
点をいなめないが、複合組織化にて強度の上昇、
高延性、低降伏比をうる上では不可欠であり、こ
のため0.3％以上存在するのが好ましい。一方は
多量に存在すると｛111｝集合組織の発達を望み
えないので、1.5％MnおよびSi％＋２・Mn％＝
３％を上限とする。 AlはTiが酸化して失なわれたり、鋼中非金属
介在物（酸化物）となるのを回避すると共にＮを
AlNとして固定・無害化するのに有効である。 このため0.01％以上加えられる。しかしあまり
多くなると効果が飽和するだけでなく、非金属介
在物の増加による表面性状の悪化、あるいは再結
晶粒の微細化を招き好ましくない。このため0.07
％を上限とする。 Tiは添加量の増加と共に深絞り性を高め、特
に鋼中のＣおよびＮの完全に炭窒化物〔Ti（Ｃ・
Ｎ）〕として固定することにより深絞り性が極め
て良好になることが知られている。しかし、それ
とともに製造コストの大幅な負担増を伴う。そこ
で本発明では当然SiおよびMnの併合規制により
達成されるものであるが、高度な深絞り性を有
し、かつ、高強度、高延性、低降伏比を得るため
の複合組織化が計れる程度に固溶炭素を残留せし
めるようにTiを添加する。その量は（有効
Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比＝0.4〜0.8を満足
する必要があり、これ以上の過剰のTiはＣ、Ｎ
を完全、あるいはほぼ完全に固定するため、上述
のような効果を期待できないばかりでなく、二次
成形性を劣化すると共に耐火物の溶損を大ならし
め、作業性を悪化し、大巾なコスト増加をもたら
す。一方、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比
0.4以下のTi添加では鋼中に残存する過剰炭素量
が多すぎるため、たとえSiを含有せしめたとして
も良好な深絞り特性は得られない。従つて、Ti
量としてはＣ、Ｎ量より考慮して0.02〜0.3％の
範囲内で添加される。 その他本発明では、Cr、Ｐを含有せしめるこ
ともできる。 Crは焼入硬化性の強い元素であり、その含有
量に比例してγ相の安定度を増してその分解を抑
制するが、0.5％より多いと亜鉛メツキ性や片面
メツキの場合のリン酸皮膜性を劣化させるので、
最大0.5％とするのが望ましい。 Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中にお
いてγ相の分解を抑制するため重要な元素である
が、Ｐは0.1％より多いと延性が劣化するので、
Ｐは0.1％以下にするのが望ましい。 尚Ｓは成形性、とくに伸びフランジ性改善のた
めには0.015％以下とし、とくに伸びフランジ性
を要求するときは0.010％以下が望ましい。 次に本発明の実施例を比較例と共に述べる。 第１表に示した化学成分を有する鋼を転炉でそ
れぞれ出鋼し、真空脱ガス処理を施して、造塊、
分塊後、Ar3変態点以上の仕上温度と600℃の巻
取温度で熱間圧延し、3.2mmの板厚の熱延鋼帯を
製造し、酸洗した。これらの材料を冷延率75％の
冷間圧延で0.8mmとした後連続焼鈍を施した。 鋼No.１、２、４、６、７、８は鋼Ａ〜Ｆをそれ
ぞれ連続焼鈍で870℃×２分加熱した後、噴流水
中にて冷却（平均冷却速度約100℃／秒）したも
ので、No.３は加熱後空冷、またNo.５、９は連続焼
鈍の加熱の後段において浸炭性のガスを流し、焼
鈍後水冷ロール接触冷却したものである。 第２表に上記の方法によつて製造した鋼板の機
械的性質を示すが、この結果から明らかなよう
に、本発明のNo.４、５、６の機械的性質はｒ値、
降伏比、延性がいちじるしく向上し、焼付硬化を
有する。ところがNo.１、２及７は全ての機械的性
質がこれらより劣り、No.３、８および９はｒ値は
良好であるものの他の特性が良好ではない。 以上の如く本発明によれば1.5以上のｒ値を有
し、また降伏比が50％以下と極端に低く、更に引
張強さ−伸びバランスも優れた複合組織型高張力
鋼板とすることができる。
【表】
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％にて Ｃ 0.003〜0.03％、 Si 0.2〜１％、 Mn 0.3〜1.5％、 （但し、Si％＋2Mn％＝１〜３％である。） Al 0.01〜0.07％、 Ti 0.02〜0.2％、 （但し、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を
0.4〜0.8とし、ここに、有効Tiは、全Tiから酸化
物及び硫化物としてのTiを除いたものである。） を含み、 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延し、冷間圧延した後、Ac1変態点以上、900℃
以下の温度範囲に30秒〜10分加熱し、次いで、30
℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍を
施すことを特徴とする深絞り性及び形状性にすぐ
れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。 ２ 重量％にて Ｃ 0.003〜0.03％、 Si 0.2〜１％、 Mn 0.3〜1.5％、 （但し、Si％＋2Mn％＝１〜３％である。） Al 0.01〜0.07％、 Ti 0.02〜0.2％、 （但し、（有効Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を
0.4〜1.0とし、ここに、有効Tiは、全Tiから酸化
物及び硫化物としてのTiを除いたものである。） を含み、 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延し、冷間圧延した後、ガス浸炭雰囲気中でAc1
変態点以上、900℃以下の温度範囲に30秒〜10分
加熱して、オーステナイト相に対する選択的浸炭
を行ない、次いで、20℃／秒を越える平均冷却速
度で冷却することを特徴とする深絞り性及び形状
性にすぐれた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13820581A JPS5839736A (ja) | 1981-09-01 | 1981-09-01 | 複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13820581A JPS5839736A (ja) | 1981-09-01 | 1981-09-01 | 複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5839736A JPS5839736A (ja) | 1983-03-08 |
| JPH0135900B2 true JPH0135900B2 (ja) | 1989-07-27 |
Family
ID=15216534
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13820581A Granted JPS5839736A (ja) | 1981-09-01 | 1981-09-01 | 複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5839736A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011118421A1 (ja) | 2010-03-26 | 2011-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
| JP2011530649A (ja) * | 2008-08-08 | 2011-12-22 | エスエムエス・ジーマーク・アクチエンゲゼルシャフト | 二相のミクロ組織を有する鋼ストリップの製造方法 |
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| US20220145415A1 (en) | 2019-04-08 | 2022-05-12 | Nippon Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and method for producing same |
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-
1981
- 1981-09-01 JP JP13820581A patent/JPS5839736A/ja active Granted
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5839736A (ja) | 1983-03-08 |
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