JPH0158255B2 - - Google Patents
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- JPH0158255B2 JPH0158255B2 JP57177046A JP17704682A JPH0158255B2 JP H0158255 B2 JPH0158255 B2 JP H0158255B2 JP 57177046 A JP57177046 A JP 57177046A JP 17704682 A JP17704682 A JP 17704682A JP H0158255 B2 JPH0158255 B2 JP H0158255B2
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Classifications
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- 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
- C21D8/0421—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 characterised by the working steps
- C21D8/0426—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D8/041—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 involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、自動車の外板等に使用される深絞り
用冷延鋼板の製造方法に関するものである。 深絞り用冷延鋼板等の深絞り成形部品用冷延鋼
板は降伏強度（YS）が低く、伸び（El）が高い、
すなわち、延性に優れていることのほかに、ラン
クフオード値（ｒ値）が高いことが重要な機械的
性質として要求されている。また、自動車外板な
どのように深絞り成形製品は外表面となることが
多いので、表面性状に優れていることも重要な性
質である。 従来、かかる深絞り用冷延鋼板の製造方法にお
いては、低炭素アルミキルド鋼を箱焼鈍して製造
していたが、近年、生産性向上、省力化などの要
求から連続焼鈍法が広く用いられている。しかし
ながら従来使用されていた低炭素アルミキルド鋼
を素材とすると十分な所要の機械的性質が得られ
ないという問題があつた。したがつて、連続焼鈍
を行うために、深絞り用冷延鋼板の素材として、
Ｃを0.020％以下に低減した極低炭素鋼を用いる
ことが考えられるが、しかし、かか極低炭素鋼を
用いても従来方法では深絞り加工に耐える高いｒ
値と十分な延性を確保することは困難であつた。 このような状況下で、極低炭素鋼に炭窒化物形
成元素のNb、Ti、Zr等を添加する方法が多数提
案されている。これらのうち、Ti添加鋼につい
ては、特公昭44−18066号公報および特開昭53−
137021号公報に深絞り用冷延鋼板およびその製造
法が開示されている。 しかしながら、これらの方法は、熱間圧延の仕
上温度を高温にする必要があり、高温スラブ加
熱、高温熱延を余儀なくされる。高温スラブ加熱
は加熱エネルギ費用の上昇、スラブ表面酸化によ
る歩留りの低下、内部酸化生成物の増加による品
質上の問題、冷間圧延でのトラブルの発生などを
もたらす不都合がある。一方、高温熱延は圧延ロ
ールの損傷等をひき起しやすく、表面品質を劣化
させる原因ともなる。 また、特開昭57−13123号公報には、C0.002〜
0.05％、Ti0.070〜0.210％の鋼を低温熱延するこ
とによる深絞り用冷延鋼板の製造方法が開示され
ている。しかし、この方法では、Ti添加量が多
いので、大幅なコスト高を招くのみならず、Ti
系介在物の増加による表面性状および表面処理性
の劣化をもたらす問題がある。 本発明の目的は、Ti添加鋼による深絞り用冷
延板の製造において、低温熱延が可能で、かつ深
絞り成形性延性および表面性状の優れたものを得
る方法を提供しようとするものである。 本発明によれば、種々の基礎実験を行なつた結
果から、極低炭素鋼中に酸化物として存在する
Tiを除くＭ値、Ｍ＝Ti−（48／32Ｓ＋48／14Ｎ）が特定 の範囲内のものを従来の通常の均熱温度より低温
で加熱均熱することによつて優れた深絞り性が得
られることを確めた。 基礎実験において、第１表に示すように炭素レ
ベルが２種類でそれぞれＭ値（Ｍ＝Ti−（48／32Ｓ ＋48／14Ｎ））が広範囲に変化する極低炭素鋼を転炉 およびRH脱ガス装置を用いて溶製した。なお、
供試鋼中の酸化物はそのほとんどがアルミ系酸化
物であつたのでＭ値の計算においてTi量は全Ti
量とした。
用冷延鋼板の製造方法に関するものである。 深絞り用冷延鋼板等の深絞り成形部品用冷延鋼
板は降伏強度（YS）が低く、伸び（El）が高い、
すなわち、延性に優れていることのほかに、ラン
クフオード値（ｒ値）が高いことが重要な機械的
性質として要求されている。また、自動車外板な
どのように深絞り成形製品は外表面となることが
多いので、表面性状に優れていることも重要な性
質である。 従来、かかる深絞り用冷延鋼板の製造方法にお
いては、低炭素アルミキルド鋼を箱焼鈍して製造
していたが、近年、生産性向上、省力化などの要
求から連続焼鈍法が広く用いられている。しかし
ながら従来使用されていた低炭素アルミキルド鋼
を素材とすると十分な所要の機械的性質が得られ
ないという問題があつた。したがつて、連続焼鈍
を行うために、深絞り用冷延鋼板の素材として、
Ｃを0.020％以下に低減した極低炭素鋼を用いる
ことが考えられるが、しかし、かか極低炭素鋼を
用いても従来方法では深絞り加工に耐える高いｒ
値と十分な延性を確保することは困難であつた。 このような状況下で、極低炭素鋼に炭窒化物形
成元素のNb、Ti、Zr等を添加する方法が多数提
案されている。これらのうち、Ti添加鋼につい
ては、特公昭44−18066号公報および特開昭53−
137021号公報に深絞り用冷延鋼板およびその製造
法が開示されている。 しかしながら、これらの方法は、熱間圧延の仕
上温度を高温にする必要があり、高温スラブ加
熱、高温熱延を余儀なくされる。高温スラブ加熱
は加熱エネルギ費用の上昇、スラブ表面酸化によ
る歩留りの低下、内部酸化生成物の増加による品
質上の問題、冷間圧延でのトラブルの発生などを
もたらす不都合がある。一方、高温熱延は圧延ロ
ールの損傷等をひき起しやすく、表面品質を劣化
させる原因ともなる。 また、特開昭57−13123号公報には、C0.002〜
0.05％、Ti0.070〜0.210％の鋼を低温熱延するこ
とによる深絞り用冷延鋼板の製造方法が開示され
ている。しかし、この方法では、Ti添加量が多
いので、大幅なコスト高を招くのみならず、Ti
系介在物の増加による表面性状および表面処理性
の劣化をもたらす問題がある。 本発明の目的は、Ti添加鋼による深絞り用冷
延板の製造において、低温熱延が可能で、かつ深
絞り成形性延性および表面性状の優れたものを得
る方法を提供しようとするものである。 本発明によれば、種々の基礎実験を行なつた結
果から、極低炭素鋼中に酸化物として存在する
Tiを除くＭ値、Ｍ＝Ti−（48／32Ｓ＋48／14Ｎ）が特定 の範囲内のものを従来の通常の均熱温度より低温
で加熱均熱することによつて優れた深絞り性が得
られることを確めた。 基礎実験において、第１表に示すように炭素レ
ベルが２種類でそれぞれＭ値（Ｍ＝Ti−（48／32Ｓ ＋48／14Ｎ））が広範囲に変化する極低炭素鋼を転炉 およびRH脱ガス装置を用いて溶製した。なお、
供試鋼中の酸化物はそのほとんどがアルミ系酸化
物であつたのでＭ値の計算においてTi量は全Ti
量とした。
【表】
第１表に示す組成の溶鋼を連続鋳造機で鋳造し
て多数の供試鋼片を準備し、これらの供試鋳片を
室温近傍まで冷却し、通常の鋳片均熱温度である
1260℃と、これより低温の1080℃、940℃とに加
熱均熱し、熱間圧延に供した。熱間圧延は４列の
粗圧延機と７列の仕上圧延機とを具えるホツトス
トリツプミルにて行なつた。最終剛帯は3.2mm板
厚であつた。仕上温度はすべて約730℃、巻取温
度は約580℃であつた。酸洗−冷延（板厚0.7mm）
後連続焼鈍ラインで810℃−30秒の均熱処理を行
なつた。0.5％調質圧延後の伸びElおよび、ｒ値
を第１図にプロツトして示す。 第１図から明らかなように、 (1) Ｃ含有量にかかわらず、Ｍ値で材質は整理で
き、Ｍ値を−0.020〜0.004％未満とすることに
より優れた深絞り性が得られる。 (2) 鋼片の加熱温度が高いと特性はＭ値にかかわ
らず著しく劣る。 従来、Ti添加極低炭素鋼の深絞り性はTi量と
Ｃ量との比で整理されている。金属学的には、Ｃ
とTiが結合してTiCなる炭化物を形成し、これが
直接ないしは固溶状態のＣが減少することによ
り、再結晶焼鈍時に深絞り性向上に有利な（111）
再結晶集合組織がよく発達すると説明されてい
た。しかしながら、本発明者は、上述したように
Ti添加極低炭素鋼片を低温で均熱して熱間圧延
すると、Ti量とＣ量との関係ではなく、Ti量と
（Ｓ＋Ｎ）量の関係で深絞り性が決定されるとい
う新しい事実を発見した。 以上の基礎実験に基づき、第１表とはさらに化
学組成の異なる鋼について、熱延条件等を変えて
実験を繰り返した結果、鋼の組成および製造条件
を限定することにより優れた深絞り性を有する冷
延鋼板が得られることを確めた。 以上の諸知見基づき、本発明は、深絞り用冷延
鋼板の製造方法において、重量でC0.015％未満、
Mn0.40％以下、P0.03％以下、酸可溶Al0.005〜
0.100％、N0.010％以下、Tiが酸化物として存在
するものを除き、次式 −0.020％≦Ti−（48／32Ｓ＋48／14Ｎ）＜0.004％ を満足する範囲で含有し、残部Feおよび不可避
不純物よりなる鋼片を970〜1080℃で均熱し、600
℃〜780℃の温度で熱間圧延を終了し、冷間圧延
および焼鈍することを特徴とする。 次に、本発明方法における鋼組成の限定理由に
つき説明する。 Ｃはその含有量が多いと、降伏強度が上昇する
とともに伸びElが劣化する。また、ｒ値にも悪影
響をおよぼすので、Ｃは0.015％未満とする。 Ｐは冷延鋼板を脆化させる元素であり、とくに
絞り加工後の二次加工割れなどのトラブルをひき
起こすので、0.03％以下とする。 Alは鋼中酸素を低減するのに有効であり、鋼
板に酸可溶状態で0.005％以上添加する必要があ
る。しかし、酸可溶Alが0.100％より多くなると
表面性状が劣化するのでこれ以下とする。 Ｎはその含有量が0.010％より多いと十分な延
性と耐時効性を確保できないので、0.010％以下
とする。 Tiは本発明において重要な元素であり、基礎
実験について述べたように、Ｍ値（＝Ti−（48／32 Ｓ＋48／14Ｎ））が−0.020％〜0.004％となるように 添加することが必要である。特に、0.015％〜
0.004％未満の範囲が好適である。但しTiは製造
条件によつては酸素とも結合する可能性があるの
で、Ｍ値の定義式においてTiは酸化物として存
在するものを除く。 また、Ti添加量の絶対量が多くなりすぎると
前述したようにスラブ低温加熱しても良好な材質
が得られないばかりでなく、Ti系介在物の増加
による表面性状および表面処理性の著しい劣化を
もたらすから、Ti添加量はその上限を0.065％と
する。またTi量が少なすぎても効果が薄れるの
で下限を0.008％とする。 次に、本発明による冷延鋼板の製造工程につい
て説明する。製鋼法についてはとくに限定しない
が、Ｃ量を0.015％未満とするには、転炉および
脱ガス装置との組合わせが有効である。鋼片は任
意適当な方法で製造し得るが、連続鋳造法もしく
は造塊−分塊圧延法で製造するのがよい。 本発明においては、鋼片から熱延鋼帯にする工
程がとくに重要である。室温近傍まで冷却され
た、あるいは高温のままの鋼片を加熱するときに
は、第１図の基礎実験結果からも明らかなとお
り、低温加熱が必要であり、鋼片の平均温度で
1080℃以下とする。但し、鋼片均熱温度が低くな
りすぎると圧延がしにくくなり、また仕上温度確
保も難しくなるので下限を970℃とする。 次に、熱間圧延するとき、熱延仕上温度は優れ
た深絞り性を得るために第２図に示すように600
〜780℃の範囲としなければならない。特に、600
℃以上700℃未満が好適である。 熱延後の巻取温度は特に限定されないが、酸洗
効率を向上させるために600℃以下が好ましい。
冷間圧延工程もとくに限定されないが、高いｒ値
および面内異方性を小さくするために、冷延圧下
率は50〜95％とすることが好ましい。 最終焼鈍法は、ベル炉による箱焼鈍もしくは、
急熱短時間熱サイクルの連続焼鈍法のいずれでも
よいが、生産性等から考えて後者が優れている。
焼鈍温度は650℃〜900℃の範囲が好適である。な
お、連続焼鈍の場合の熱サイクルについて均熱後
の冷却速度および過時効処理の有無およびその条
件は材質に本質的な影響を及ぼさないが、10℃以
下の徐冷もしくは350℃近傍での過時効処理は材
質とくに延性の向上に有効である。 焼鈍を終了した冷延鋼板は形状の矯正等を目的
として1.5％以下の圧下率で調質圧延を付加でき
る。 実施例 第２表に示す化学組成の鋼を溶製した。表中鋼
１〜鋼４は本発明例、鋼５〜鋼７は比較例であ
る。いずれの鋼も転炉−脱ガス−連続鋳造にて鋼
片としたのち、鋼２のみ500℃近傍で加熱炉に装
入し、それ以外は冷塊としたのち、第２表に示す
均熱温度に加熱した。 これらを第２表に示す熱延条件で3.2〜3.8mm板
厚の熱延板とし、酸洗後0.7〜0.8mm板厚の冷延板
とした。これを鋼４は連続溶融亜鉛メツキライン
で連続焼鈍（均熱温度800℃）し、ひき続き溶融
亜鉛メツキ処理を施した。これ以外は連続焼鈍ラ
インで均熱温度820℃で均熱処理した。鋼3.5は均
熱後40℃／秒以上で急冷し、350〜400℃で150秒
の過時効処理を加えた。以上の鋼板に0.3〜0.8％
の調質圧延を加え、表面検査および材質試験を行
なつた。結果を第３表に示す。 第３表に示すように、本発明例のものは高延
性、高ｒ値を示し、優れた深絞り成形性を有し、
特に、溶融亜鉛メツキ鋼板（鋼４）のメツキつき
まわり性密着性は良好であり、他の冷延鋼板の表
面性状もすべて良好であつた。
て多数の供試鋼片を準備し、これらの供試鋳片を
室温近傍まで冷却し、通常の鋳片均熱温度である
1260℃と、これより低温の1080℃、940℃とに加
熱均熱し、熱間圧延に供した。熱間圧延は４列の
粗圧延機と７列の仕上圧延機とを具えるホツトス
トリツプミルにて行なつた。最終剛帯は3.2mm板
厚であつた。仕上温度はすべて約730℃、巻取温
度は約580℃であつた。酸洗−冷延（板厚0.7mm）
後連続焼鈍ラインで810℃−30秒の均熱処理を行
なつた。0.5％調質圧延後の伸びElおよび、ｒ値
を第１図にプロツトして示す。 第１図から明らかなように、 (1) Ｃ含有量にかかわらず、Ｍ値で材質は整理で
き、Ｍ値を−0.020〜0.004％未満とすることに
より優れた深絞り性が得られる。 (2) 鋼片の加熱温度が高いと特性はＭ値にかかわ
らず著しく劣る。 従来、Ti添加極低炭素鋼の深絞り性はTi量と
Ｃ量との比で整理されている。金属学的には、Ｃ
とTiが結合してTiCなる炭化物を形成し、これが
直接ないしは固溶状態のＣが減少することによ
り、再結晶焼鈍時に深絞り性向上に有利な（111）
再結晶集合組織がよく発達すると説明されてい
た。しかしながら、本発明者は、上述したように
Ti添加極低炭素鋼片を低温で均熱して熱間圧延
すると、Ti量とＣ量との関係ではなく、Ti量と
（Ｓ＋Ｎ）量の関係で深絞り性が決定されるとい
う新しい事実を発見した。 以上の基礎実験に基づき、第１表とはさらに化
学組成の異なる鋼について、熱延条件等を変えて
実験を繰り返した結果、鋼の組成および製造条件
を限定することにより優れた深絞り性を有する冷
延鋼板が得られることを確めた。 以上の諸知見基づき、本発明は、深絞り用冷延
鋼板の製造方法において、重量でC0.015％未満、
Mn0.40％以下、P0.03％以下、酸可溶Al0.005〜
0.100％、N0.010％以下、Tiが酸化物として存在
するものを除き、次式 −0.020％≦Ti−（48／32Ｓ＋48／14Ｎ）＜0.004％ を満足する範囲で含有し、残部Feおよび不可避
不純物よりなる鋼片を970〜1080℃で均熱し、600
℃〜780℃の温度で熱間圧延を終了し、冷間圧延
および焼鈍することを特徴とする。 次に、本発明方法における鋼組成の限定理由に
つき説明する。 Ｃはその含有量が多いと、降伏強度が上昇する
とともに伸びElが劣化する。また、ｒ値にも悪影
響をおよぼすので、Ｃは0.015％未満とする。 Ｐは冷延鋼板を脆化させる元素であり、とくに
絞り加工後の二次加工割れなどのトラブルをひき
起こすので、0.03％以下とする。 Alは鋼中酸素を低減するのに有効であり、鋼
板に酸可溶状態で0.005％以上添加する必要があ
る。しかし、酸可溶Alが0.100％より多くなると
表面性状が劣化するのでこれ以下とする。 Ｎはその含有量が0.010％より多いと十分な延
性と耐時効性を確保できないので、0.010％以下
とする。 Tiは本発明において重要な元素であり、基礎
実験について述べたように、Ｍ値（＝Ti−（48／32 Ｓ＋48／14Ｎ））が−0.020％〜0.004％となるように 添加することが必要である。特に、0.015％〜
0.004％未満の範囲が好適である。但しTiは製造
条件によつては酸素とも結合する可能性があるの
で、Ｍ値の定義式においてTiは酸化物として存
在するものを除く。 また、Ti添加量の絶対量が多くなりすぎると
前述したようにスラブ低温加熱しても良好な材質
が得られないばかりでなく、Ti系介在物の増加
による表面性状および表面処理性の著しい劣化を
もたらすから、Ti添加量はその上限を0.065％と
する。またTi量が少なすぎても効果が薄れるの
で下限を0.008％とする。 次に、本発明による冷延鋼板の製造工程につい
て説明する。製鋼法についてはとくに限定しない
が、Ｃ量を0.015％未満とするには、転炉および
脱ガス装置との組合わせが有効である。鋼片は任
意適当な方法で製造し得るが、連続鋳造法もしく
は造塊−分塊圧延法で製造するのがよい。 本発明においては、鋼片から熱延鋼帯にする工
程がとくに重要である。室温近傍まで冷却され
た、あるいは高温のままの鋼片を加熱するときに
は、第１図の基礎実験結果からも明らかなとお
り、低温加熱が必要であり、鋼片の平均温度で
1080℃以下とする。但し、鋼片均熱温度が低くな
りすぎると圧延がしにくくなり、また仕上温度確
保も難しくなるので下限を970℃とする。 次に、熱間圧延するとき、熱延仕上温度は優れ
た深絞り性を得るために第２図に示すように600
〜780℃の範囲としなければならない。特に、600
℃以上700℃未満が好適である。 熱延後の巻取温度は特に限定されないが、酸洗
効率を向上させるために600℃以下が好ましい。
冷間圧延工程もとくに限定されないが、高いｒ値
および面内異方性を小さくするために、冷延圧下
率は50〜95％とすることが好ましい。 最終焼鈍法は、ベル炉による箱焼鈍もしくは、
急熱短時間熱サイクルの連続焼鈍法のいずれでも
よいが、生産性等から考えて後者が優れている。
焼鈍温度は650℃〜900℃の範囲が好適である。な
お、連続焼鈍の場合の熱サイクルについて均熱後
の冷却速度および過時効処理の有無およびその条
件は材質に本質的な影響を及ぼさないが、10℃以
下の徐冷もしくは350℃近傍での過時効処理は材
質とくに延性の向上に有効である。 焼鈍を終了した冷延鋼板は形状の矯正等を目的
として1.5％以下の圧下率で調質圧延を付加でき
る。 実施例 第２表に示す化学組成の鋼を溶製した。表中鋼
１〜鋼４は本発明例、鋼５〜鋼７は比較例であ
る。いずれの鋼も転炉−脱ガス−連続鋳造にて鋼
片としたのち、鋼２のみ500℃近傍で加熱炉に装
入し、それ以外は冷塊としたのち、第２表に示す
均熱温度に加熱した。 これらを第２表に示す熱延条件で3.2〜3.8mm板
厚の熱延板とし、酸洗後0.7〜0.8mm板厚の冷延板
とした。これを鋼４は連続溶融亜鉛メツキライン
で連続焼鈍（均熱温度800℃）し、ひき続き溶融
亜鉛メツキ処理を施した。これ以外は連続焼鈍ラ
インで均熱温度820℃で均熱処理した。鋼3.5は均
熱後40℃／秒以上で急冷し、350〜400℃で150秒
の過時効処理を加えた。以上の鋼板に0.3〜0.8％
の調質圧延を加え、表面検査および材質試験を行
なつた。結果を第３表に示す。 第３表に示すように、本発明例のものは高延
性、高ｒ値を示し、優れた深絞り成形性を有し、
特に、溶融亜鉛メツキ鋼板（鋼４）のメツキつき
まわり性密着性は良好であり、他の冷延鋼板の表
面性状もすべて良好であつた。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
向で、特性はその平均
以上の説明から明らかなように、本発明によれ
ば、高ｒ値を示し深絞り成形性に優れていること
は勿論のこと、降伏強度が低く伸びが高い優れた
延性も有する冷延鋼板を製造できるので、深絞り
成形部品用の冷延鋼板の製造に適用でき、特に、
得られる冷延鋼板のめつきつきまわり性が密着
性、表面性状も良好であるので、自動車用外板等
に使用される深絞り用冷延鋼板の製造に好適であ
る。
以上の説明から明らかなように、本発明によれ
ば、高ｒ値を示し深絞り成形性に優れていること
は勿論のこと、降伏強度が低く伸びが高い優れた
延性も有する冷延鋼板を製造できるので、深絞り
成形部品用の冷延鋼板の製造に適用でき、特に、
得られる冷延鋼板のめつきつきまわり性が密着
性、表面性状も良好であるので、自動車用外板等
に使用される深絞り用冷延鋼板の製造に好適であ
る。
第１図は冷延鋼板の材質におよぼすＭ値および
鋼片加熱温度の影響を示すグラフ、第２図は冷延
鋼板の材質におよぼす熱延仕上温度の影響を示す
グラフである。
鋼片加熱温度の影響を示すグラフ、第２図は冷延
鋼板の材質におよぼす熱延仕上温度の影響を示す
グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量でＣ：0.015％未満、Mn：0.40％以下、
Ｐ：0.03％以下、酸可溶Al：0.005〜0.100％、
Ｎ：0.010％以下、Tiが酸化物として存在するも
のを除き、次式 −0.020％≦Ti−（48／32Ｓ＋48／14Ｎ）＜0.004％ を満足する範囲でかつ重量％でTi：0.008〜0.065
％含有し、残部がFeおよび不可避不純物よりな
る鋼片を970〜1080℃の温度で均熱し、600℃〜
780℃の温度で熱間圧延を終了し、冷間圧延およ
び焼鈍することを特徴とする深絞り用冷延鋼板の
製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57177046A JPS5967322A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| PCT/JP1983/000334 WO1984001585A1 (en) | 1982-10-08 | 1983-10-07 | Process for manufacturing cold-rolled steel for deep drawing |
| DE8383903202T DE3373682D1 (en) | 1982-10-08 | 1983-10-07 | Process for manufacturing cold-rolled steel for deep drawing |
| EP83903202A EP0120976B1 (en) | 1982-10-08 | 1983-10-07 | Process for manufacturing cold-rolled steel for deep drawing |
| US06/768,927 US4576656A (en) | 1982-10-08 | 1983-10-07 | Method of producing cold rolled steel sheets for deep drawing |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57177046A JPS5967322A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5967322A JPS5967322A (ja) | 1984-04-17 |
| JPH0158255B2 true JPH0158255B2 (ja) | 1989-12-11 |
Family
ID=16024187
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57177046A Granted JPS5967322A (ja) | 1982-10-08 | 1982-10-08 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4576656A (ja) |
| EP (1) | EP0120976B1 (ja) |
| JP (1) | JPS5967322A (ja) |
| DE (1) | DE3373682D1 (ja) |
| WO (1) | WO1984001585A1 (ja) |
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| JPS6036624A (ja) * | 1983-08-09 | 1985-02-25 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造法 |
| CA1259827A (en) * | 1984-07-17 | 1989-09-26 | Mitsumasa Kurosawa | Cold-rolled steel sheets and a method of manufacturing the same |
| JPS6164822A (ja) * | 1984-09-05 | 1986-04-03 | Kobe Steel Ltd | 深絞り性のすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
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| JP4177478B2 (ja) * | 1998-04-27 | 2008-11-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 |
| FR2838990B1 (fr) * | 2002-04-29 | 2006-03-03 | Mannesmann Roehren Werke Ag | Procede pour fabriquer un acier calme a l'aluminium |
| WO2006118423A1 (en) * | 2005-05-03 | 2006-11-09 | Posco | Cold rolled steel sheet having superior formability , process for producing the same |
| EP1885899B1 (en) * | 2005-05-03 | 2021-08-11 | Posco | Cold rolled steel sheet having high yield ratio and less anisotropy, process for producing the same |
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| KR100723160B1 (ko) * | 2005-05-03 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | 면내이방성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법 |
| DE102010063515A1 (de) | 2010-12-20 | 2012-06-21 | Hilti Aktiengesellschaft | Saugmodul und Handwerkzeugmaschine mit Saugmodul |
| CN112813347B (zh) * | 2020-12-30 | 2022-03-01 | 广西柳钢华创科技研发有限公司 | 一种高r值低碳铝镇静钢铁素体轧制生产方法 |
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| JPS5241209B1 (ja) * | 1970-12-19 | 1977-10-17 | ||
| JPS5338690B2 (ja) * | 1972-11-20 | 1978-10-17 | ||
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| JPS5722974B2 (ja) * | 1975-01-28 | 1982-05-15 | ||
| JPS582249B2 (ja) * | 1977-05-07 | 1983-01-14 | 新日本製鐵株式会社 | プレス成形用冷延鋼板の連続焼鈍方法 |
| JPS593526B2 (ja) * | 1980-06-23 | 1984-01-24 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5763660A (en) * | 1980-10-06 | 1982-04-17 | Kawasaki Steel Corp | High-tensile cold-rolled steel plate for deep drawing |
| JPS6046166B2 (ja) * | 1980-11-26 | 1985-10-15 | 川崎製鉄株式会社 | 焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法 |
-
1982
- 1982-10-08 JP JP57177046A patent/JPS5967322A/ja active Granted
-
1983
- 1983-10-07 DE DE8383903202T patent/DE3373682D1/de not_active Expired
- 1983-10-07 US US06/768,927 patent/US4576656A/en not_active Expired - Lifetime
- 1983-10-07 EP EP83903202A patent/EP0120976B1/en not_active Expired
- 1983-10-07 WO PCT/JP1983/000334 patent/WO1984001585A1/ja active IP Right Grant
Also Published As
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