JPH03150316A - 深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH03150316A JPH03150316A JP28788889A JP28788889A JPH03150316A JP H03150316 A JPH03150316 A JP H03150316A JP 28788889 A JP28788889 A JP 28788889A JP 28788889 A JP28788889 A JP 28788889A JP H03150316 A JPH03150316 A JP H03150316A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
本発明は、自動車用鋼板等に使用される深絞り性に優れ
た冷延鋼板の製造方法に関するものである、 １従来の技術】 自動車のパネル等に使用される冷延鋼板には、その特性
として優れた深絞り性が要求される。 深絞り性向上のためには、鋼板の機械的特性として、高
いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（Ｉｌ）が必要
である。 従来自動車車体の組立ては、多数のプレス部品をそれぞ
れスポット溶接して行っている。最近これらの部品のい
（つかを大型化、一体化することにより部品点数、溶接
数を減らしたいという要請が高まってきた。たとえば、
自動車のオイルバンは、その複雑な形状ゆえに、溶接を
施して完成させているのが現状である。これを一体成形
したいという自動車メーカーの強い要求がある。また、
多様化するニーズに応するために、自動車のデザインは
より複雑化し、そのため従来の鋼板では成形が困難な部
品が増加している。これらの要求に応するためには、従
来よりも格段に優れた深絞り性を有する冷延鋼板が必要
となってきたのである。 従来、深絞り性改善のために各種の方法が提案されてい
る。鋼板の深絞り性はその集合組織と密接な関係があり
、（２２２）方位が多い程、また（２００）方位が少な
い程、高いｒ値が得られることは既知である。この高ｒ
値を得る従来方法としては、例えば特公昭４４−１７２
６８号公報、特公昭４４−１７２６９号公報、特公昭４
４−１７２７０号公報に開示されているような、低炭素
Ｊムド鋼板において冷間圧延を２回に分けて行う、いわ
ゆる２段冷延法が提案されている。 このような２段冷延法によれば、最終製品は（２２２）
方位粒が多く、（２００）方位粒が少ないものとなる。 これは−次冷延一焼鈍処理により、冷延前の熱延鋼板に
比べて（２２２）方位位が増加し、一方（２００）方位
粒が減少するため、及び次にまた冷延−焼鈍を行うと（
２２２）方位粒がさらに増加するのに対し、（２００）
方位粒は一層減少することになるためである。このため
、高ｒ値を有する鋼板が製造できるのである。しかしな
がら、２段冷延法は深絞り性を改善するという点では優
れているものの、従来工程に比べて冷延−焼鈍工程を−
回多く行わなければならず、そのために要するエネルギ
ー及びコストが莫大なものになるという欠点があった。 また一方、特開昭５ロー６２９２６号公報では、Ｃ／（
１００８％、Ｓｉ１０．５７％、Ｍ ｎ １０．３５％
、ＡＪ２１０．４３％、Ｎ ｂｌｏ−ｏ ６１％の成分
組成を有する鋼を、通常の熱延−冷延後、９５０℃−１
ｈｒ箱型焼鈍を施すことにより、ｒ ＝ ４． ） ３
のものを得る技術を提案している。この技術は、変態集
合組織の形成機構を利用しているため、再結晶焼鈍温度
をＡ ｒ ３変態点以上に上げなければならず、そのた
めＡｒ３変態点未満の再結晶焼鈍に比べて、エネルギー
コストの増大及び高温焼鈍による設備上及び技術上の困
難さも伴う。さらに、ＳｉあるいはＡ２を多量に添加し
なくてはならず、そのため鋼板表面性状が悪化するとい
う問題点もあった。 ［発明が解決しようとする課題Ｊ 本発明の目的は格段に優れた深絞り性を有する冷延鋼板
の有利な製造方法を提供することにある。 本発明の他の目的は主として熱延条件と成分組成との組
合わせによる新規な方法を採用することにより上記問題
点すなわち余分な冷延工程の付加や鋼成分のみの調整に
よるエネルギー及びコストの上昇を克服することにある
。
た冷延鋼板の製造方法に関するものである、 １従来の技術】 自動車のパネル等に使用される冷延鋼板には、その特性
として優れた深絞り性が要求される。 深絞り性向上のためには、鋼板の機械的特性として、高
いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（Ｉｌ）が必要
である。 従来自動車車体の組立ては、多数のプレス部品をそれぞ
れスポット溶接して行っている。最近これらの部品のい
（つかを大型化、一体化することにより部品点数、溶接
数を減らしたいという要請が高まってきた。たとえば、
自動車のオイルバンは、その複雑な形状ゆえに、溶接を
施して完成させているのが現状である。これを一体成形
したいという自動車メーカーの強い要求がある。また、
多様化するニーズに応するために、自動車のデザインは
より複雑化し、そのため従来の鋼板では成形が困難な部
品が増加している。これらの要求に応するためには、従
来よりも格段に優れた深絞り性を有する冷延鋼板が必要
となってきたのである。 従来、深絞り性改善のために各種の方法が提案されてい
る。鋼板の深絞り性はその集合組織と密接な関係があり
、（２２２）方位が多い程、また（２００）方位が少な
い程、高いｒ値が得られることは既知である。この高ｒ
値を得る従来方法としては、例えば特公昭４４−１７２
６８号公報、特公昭４４−１７２６９号公報、特公昭４
４−１７２７０号公報に開示されているような、低炭素
Ｊムド鋼板において冷間圧延を２回に分けて行う、いわ
ゆる２段冷延法が提案されている。 このような２段冷延法によれば、最終製品は（２２２）
方位粒が多く、（２００）方位粒が少ないものとなる。 これは−次冷延一焼鈍処理により、冷延前の熱延鋼板に
比べて（２２２）方位位が増加し、一方（２００）方位
粒が減少するため、及び次にまた冷延−焼鈍を行うと（
２２２）方位粒がさらに増加するのに対し、（２００）
方位粒は一層減少することになるためである。このため
、高ｒ値を有する鋼板が製造できるのである。しかしな
がら、２段冷延法は深絞り性を改善するという点では優
れているものの、従来工程に比べて冷延−焼鈍工程を−
回多く行わなければならず、そのために要するエネルギ
ー及びコストが莫大なものになるという欠点があった。 また一方、特開昭５ロー６２９２６号公報では、Ｃ／（
１００８％、Ｓｉ１０．５７％、Ｍ ｎ １０．３５％
、ＡＪ２１０．４３％、Ｎ ｂｌｏ−ｏ ６１％の成分
組成を有する鋼を、通常の熱延−冷延後、９５０℃−１
ｈｒ箱型焼鈍を施すことにより、ｒ ＝ ４． ） ３
のものを得る技術を提案している。この技術は、変態集
合組織の形成機構を利用しているため、再結晶焼鈍温度
をＡ ｒ ３変態点以上に上げなければならず、そのた
めＡｒ３変態点未満の再結晶焼鈍に比べて、エネルギー
コストの増大及び高温焼鈍による設備上及び技術上の困
難さも伴う。さらに、ＳｉあるいはＡ２を多量に添加し
なくてはならず、そのため鋼板表面性状が悪化するとい
う問題点もあった。 ［発明が解決しようとする課題Ｊ 本発明の目的は格段に優れた深絞り性を有する冷延鋼板
の有利な製造方法を提供することにある。 本発明の他の目的は主として熱延条件と成分組成との組
合わせによる新規な方法を採用することにより上記問題
点すなわち余分な冷延工程の付加や鋼成分のみの調整に
よるエネルギー及びコストの上昇を克服することにある
。
【課題を解決するための手段１
本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、以下のように製造
条件を規制することにより起源絞り性に優れた冷延鋼板
が製造可能となることを見出した。 本発明の第１の発明は次の工程からなる深絞り性用冷延
鋼板の製造方法である。 ■ Ｃ：０．００８重量％以下、 Ｓｉ：０．５重量％以下、 Ｍ ｎ ： １． Ｏ重量％以下、 Ｐ ：（１１５重量％以下、 Ｓ：０．０２重量％以下、 ＡＰ：０−０１０〜０．１０重量％、 Ｎ：０−００８重量％以下 で、かつＴｉ、Ｎｂの１種または２種の添加量が１．２
（Ｃ／ｌ ２＋Ｎ／ｌ ４） ≦（Ｔ ｉ ／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ）で、
残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼を用い、 ０ Ａｒ３変態点未満６００℃以上の温度域で。 ロール半径： Ｒ（ｍｍ）と該ロールによる圧延前の板
厚：ｔ（ｍｍ）及び摩擦係数：Ｕとがμ≦−〇−２１Ｏ
ｇ （Ｒ／ｌ） ＋０．５５なる関係を満す条件下でＡ
ｒ３変態点未満の全圧下率が６０％以上の圧延を行い、 ■ 熱延仕上温度（ＦＤＴ）と巻取り温度（ＣＴ）とが （ＦＤＴ）−（ＣＴ）≦１００℃かつ （Ｃ７）≧６００℃ なる関係を満たす条件下で巻取りを行い、０５０〜９５
％の圧下率で冷間圧延し、■ 再結晶焼鈍を行う。 また、本発明の第２の発明は、次の工程からなる深絞り
用冷延鋼板の製造方法である。 ■ Ｃ：０．００８重量％以下、 Ｓｉ：０５重量％以下。 Ｍｎ＝ｌ、Ｏ重量％以下、 Ｐ ： ０．１５重量％以下、 Ｓ：０．０２重量％以下、 Ａｎ！：Ｏ−０１０〜０．ｌＯ重量％、Ｎ：０−００８
重量％以下 で、かつＴｉ、Ｎｂの１種または２種の添加量が １．２ （Ｃ／ｌ ２＋Ｎ／ｌ ４） ≦（Ｔ ｉ ／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ）で、
残部不可避的不純物よりなる鋼を用い、■ Ａｒ３変態
点未満５００℃以上の温度域で、ロール半径：Ｒ（ｍｍ
）と該ロールによる圧延前の板厚： ｔ （ｍｍ）及び
摩擦係数：Ｕとが Ｕ≦−〇−２１１ｏ ｇ （Ｒ／ ｔ） ＋０．５５な
る関係を満たす条件下でＡｒ３変態点未満の全圧下率が
６０％以上の圧延を行い、■ 再結晶焼鈍を施し、 ■ 引き続き５０〜９５％の圧下率で冷間圧延し。 ０ 再結晶焼鈍を行うこと。 また上記第１の発明、及び第２の発明において、上記鋼
の成分に加え、 ８００−０００１〜０．００２０重量％及び／又は Ｓｂ：０．００１〜０．０２０重量％ を含むことを特徴とする、深絞り用冷延鋼板の製造方法
である。 【作用】 以下、本発明の数値限定の基礎となった研究結果を述べ
る。 Ｃ：０．００２重量％、 Ｓｉ：０．０２重量％、 Ｍ ｎ ： （ｌ ｌ ２重量％、 Ｐ：Ｏ，ＯＩＯ重量％、 Ｓ：Ｏ−０１１重量％、 Ｎ：０．００２重量％、 Ｔｉｅ（１０４重量％、 Ｎｂ：０．０１３重量％ の組成を有する熱延鋼板を７００℃で、ｌバスで６０％
の圧延を行い、引き続き７００℃で１時間の巻取自己焼
鈍処理を施した。この時、ロール半径：３００ｍｍ、板
厚＝５ｍｍとし、潤滑条件を種々変えることにより摩擦
係数を０．１〜０．２５の範囲で変化させた。この圧延
鋼板を酸洗後、７５％の冷間圧延を施し、次いで８５０
℃で２０秒の再結晶焼鈍を施した。焼鈍した鋼板のフ値
に及ぼす摩擦係数の影響を第１図に示す、〒値は摩擦係
数に強く依存し、Ｕ≦０．１９とすることによりＴ値は
著しく向上した。 また同じ熱延鋼板を使用し、摩擦係数なμ＝０．１９と
一定にし、ロール半径及び板厚を変えることによりＪ２
ｏｇ（Ｒ／ｌ）を種々変化させた。 冷延−焼鈍後の冷延板のｉ値に及ぼすｌｏｇ（Ｒ／ｌ）
の影響を第２図に示す。Ｔ値はｌｏｇ（Ｒ／ｌ）に強（
依存し、ｆｌａｇ （Ｒ／ｌ）≦１８とすることにより
Ｙ値は著しく向上した。以上の実験結果をもとに、以下
のように本発明範囲を限定した。 （１）鋼成分 本発明においては鋼成分は重要であり、Ｃ：０．００８
重量％以下。 Ｓｉｎ（１５重量％以下。 Ｍｎ：１．０重量％以下。 Ｐ ：０．１５重量％以下、 Ｓ：Ｏ−０２重量％以下、 ＡＩ２：Ｏ−０１０〜０．ｌＯ重量％、Ｎｅｏ−００８
重量％以下 で、かつＴｉまたはＮｂの１種または２種の添加量が １．２ （Ｃ／ｌ ２＋Ｎ／ｌ ４） ≦（Ｔ ｉ ／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ）でな
ければならない。 さらに、耐２次加工脆性の改善のためにＢ：ｏ、ｏｏｏ
ｔ〜０．００２０重量％及び、バッチ焼鈍時の浸窒防止
のためにＳｂ：Ｏ，ＯＯｌ〜０．０２重量％添加するこ
とが好ましい。 鋼成分が上記の関係を満たさなければ、優れた深絞り性
を得ることができない。 以下、各々の成分について限定理由を示す。 （ａ）Ｃ：０．００８重量％以下 Ｃ含有量が少なければ少ないほど深絞り性が向上するの
で好ましい、その含有量が０．００８重量％以下ではさ
ほど悪影響を及ぼさないので０．００８重量％以下と限
定した。 （ｂ）Ｓｉ ：（１５重量％以下 Ｓｉは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加される。その含有量は０．５重量％を越えると
深絞り性に悪影響を及ぼすので０．５重量％以下と限定
した。 （ｃ）Ｍｎ：１．０重量％以下 Ｍｎは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加される。その含有量は１．０重量％を越えると
深絞り性に悪影響を及ぼすので１．０重量％以下と限定
した。 （ｄ）Ｐ：Ｏ−１５重量％以下 Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加される。その含有量が０．１５重量％を越えると
深絞り性に悪影響を及ぼすので０．１５重量％以下と限
定した。 （ｅ）Ｓ：（１０２重量％以下 Ｓは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しい、その含有量が０．０２重量％以下ではさほど悪影
響を及ぼさないので０．０２重量％以下と限定した。 （ｆ） Ａｇ ： ０．０１０〜（１１０重量％以下は
脱酸を行い、炭窒化物形成元素の歩留向上のために必要
に応じて添加される。その添加量が（１０１０重量％以
下では添加効果がなく、−万〇、ＩＯ重量％を越えても
より一層の脱酸効果は得られないため、Ａｇ含有量はｏ
−ｏｔｏ〜０．ｌＯに重量％と限定した。 （ｇ）Ｎ：０．００８重量％以下 Ｎは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しい、その含有量が０．００８重量％以下ではさほど悪
影響を及ぼさないのでｏ、 ｏ ｏ ｓ重量％以下と限
定した。 （ｈ）Ｔｉ：（１０１〜０．２０重量％Ｔｉは炭窒化物
形成元素であり、鋼中に固溶しているＣ量及びＮ量を低
減させ、深絞り性に有利な（ｌｉｔ）方位の粒を優先的
に形成させる。 その添加量が０．０１重量％未満では上記効果がなく、
一方、０．２０重量％を越えて添加してもそれ以上の効
果は得られず、逆に鋼板表面性状の劣化につながる。し
たがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．２０重量％と限
定した。 （ｉ）Ｎｂ：（１００１〜０．４０重量％Ｎｂは炭化物
形成元素であり、鋼中の固溶Ｃを低減させる効果がある
。また、仕上圧延前組織の微細化に有効である。すなわ
ち、たとえ鋼中に固溶しているＣ及びＮがなくても、仕
上圧延前組織が粗大であると、圧延時に導入されるひず
みが蓄積されないため、（Ｉｌｌ）方位が形成されにく
くなる。一方、仕上圧延前組織が微細であると、ひずみ
が蓄積されやすくなり、その結果。 ４１１１）方位が優先的に形成され、深絞り性が向上す
る。さらに固溶Ｎｂは圧延時の歪を蓄積する効果がある
ことも明らか１こなった。その含有量がｏ−ｏｏｔ重量
％未満では効果がなく、一方（１０４０重量％を越える
と再結晶温度が上昇するので０．００１〜（１０４０重
量％と限定した。 （ｊ） １．２ （Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≦（Ｔ ｉ
／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ）仕上圧延前に、固
溶Ｃ、固溶Ｎが存在しない場合、圧延−焼鈍後に（ｉｌ
ｌ）方位が優先的に形成され、深絞り性が向上する。含
有Ｃ及びＮに対して当量以上のＴｉまたはＮｂを添加す
ることにより、仕上げ圧延前に固溶Ｃ，Ｎが存在しなく
なることを見出した。さらにその時、ｒ値が向上するこ
とを明らかにした。そのため、１．２（Ｃ／１２＋Ｎ／
１４）≦（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）と限定した。 （ｋ）Ｂ：Ｏ−０００１〜０−００２０重量％８は耐２
次加工脆性の改善に有効である。その添加量が（１００
０１重量％未満では効果がなく、一方、（１００２０重
量％を越えると深絞り性が劣化するのでα０００１〜α
００２０重量％と限定した。 （２）Ｓｂ：Ｏ−００１〜Ｏ−０２０重量％ｓｂはバッ
チ焼鈍時の浸窒防止のために添加される。その含有量が
ｏ−ｏｏｔ重量％未満では効果がなく、一方、０．０２
重量％を越えて添加すると、鋼板表面性状が劣化するの
で０．００１〜（１０２０重量％と限定した。 （２》熱間圧延工程 熱間圧延工程は本発明において重要である。圧延工程は
次の２者のうちの何れかとする。 ０ Ａ ｒ ３変態点未満６００℃以上の温度域で。 ロールの半径：Ｒ（ｍｍ）と該ロールによる圧延前の板
厚：を及び摩擦係ａ二ミとかＵ≦−２Ｊ２ｏｇ （Ｒ／
ｌ）＋Ｏ−５５なる関係を満たす条件下でＡｒ３変態点
未満の合計圧下率が６０％以上の圧延を行い、その後、
熱延仕上温度（ＦＤＴ）と巻取り温度（ＣＴ）とが、 （ＦｏＴ）−（ＣＴ）≦１００℃ かつ （ＣＴ）≧６００℃ なる関係を満たす熱間圧延を行う。 あるいは、 ０ Ａ ｒ ３変態点未満５００℃以上の温度域で、ロ
ールの半径：Ｒ（ｍｍ）と該ロールによる圧延前の板厚
：ｔ（ｍｍ）と摩擦係数二ミとがＵ≦−〇、２Ｊ２ｏｇ
（Ｒ／ｌ）＋Ｏ−５５なる関係を満たす条件下でＡ
ｒ ３変態点未満の合計圧下率が６０％以上の圧延を
行い、その後、再結晶焼鈍を行う。 さらに、より一層の深絞り一層の向上を図るためには、
粗圧延を９５０℃以下Ａ ｒ ３変態点以上で終了し、
かつ熱延開始温度（ＦＥＴ）を８００℃以下にするのが
好適である。すなわち、９５０℃以下Ａ ｒ ３変態点
以上の温度域にて粗圧延を終了した場合には、仕上圧延
前組織が微細になるため、仕上圧延時に導入される歪が
蓄積されやすくなり、その結果（Ｉｌｌ）方位が優先的
に形成され、深絞り性が向上する。なお、粗圧延時の圧
下率は組織微細化のため５０％以上が望ましい。 また、ＦＥＴを８００℃以下とした場合には、低温域で
の圧下率が高くなるため、圧延時に導入される（ｌ ｌ
ｌ）方位粒のひずみ量が増大し、再結晶焼鈍後に（ｌ
ｌ ｌ）方位が優先的に形成される。 また。仕上圧延をＡ ｒ ３変態点以上の温度域にて終
了すると、γ→ａ変態により集合組織がランダム化し、
優れた深絞り性が得られない、一方、仕上温度を５００
℃以下に下げても、より一層の深絞り性の向上は望めず
、圧延荷重が増大するのみである。従って、圧延温度は
Ａ ｒ ３変態点以下５００℃以上に限定した。 また。Ａｒ３変態点未満の合計圧下率を６０％以上にし
ないと、圧延時に（Ｉｌｌ）方位が形成されないため、
深絞り性が劣る。 さらに、ロール半径と圧延前板厚及び摩擦係数との関係
を μ≦−（１２４１０ｇ （Ｒ／ｌ）＋Ｏ−５５とする必
要がある。Ａｒ３変態点未満でｕ＞−（１２４１０ｇ
（Ｒ／ｌ）＋０−５５の条件で圧延を行うと、ロールと
鋼板との間の摩擦力により、ｗ４板表層部に付加的剪断
力が働く。 その結果、鋼板表層部に深絞り性に対して好ましくない
（１１０）方位が優先的に形成される。したがって深絞
り性が劣化する。 しかしながら。 μ≦−０，２ｌ ｏ ｇ （Ｒ／ｌ） ＋０−５５
とすることにより、鋼板表層部の（１１０）方位が減少
し、さらに（１１１）方位も増加することが明らかとな
ったのでこのように限定した。 このロール半径及び圧延前板厚の効果は、圧延時の変形
様式及び変形機構が変化したためであると考えられる。 なお、板厚が比較的薄い仕上中段ないし仕上後段スタン
ドにおいては、ロール半径が通常の３００ ｍ ｍ以上
の寸法では、摩擦係数μを極めて小さくしなければなら
ない。その結果、スリップ等の操業上のトラブルを起こ
しやすくなる。そのため仕上中段ないし仕上後段スタン
ドでは、ロール半径を２５０ｍｍ以下、好ましくは２０
０ ｍ ｍ以下とするのがよい。 なお、本発明におけるロール半径及び初期板厚による効
果は、通常の圧延形式においてのみ有効なものであり、
例えばプラネタリ−ミルの如く。 通常の圧延とは変形様式の異なるものに対しては、効果
はない。 なお、圧延後、再結晶焼鈍を施さない巻取自己焼鈍材で
は、巻取温度が６００℃以上でないと再結晶が完了しな
いため、巻取温度（ＣＴ）を６００℃以上とした。また
、深絞り性の向上には圧延温度は低い方がよく、また巻
取温度は高い方が有利である。そのため、圧延仕上温度
（ＦＤＴ）と巻取温度（ＣＴ）とが（ＦＤＴ）−（ＣＴ
）≦１００℃の条件を満たす条件下で圧延を施す必要が
ある。なお、熱間圧延後、再結晶焼鈍を施すものについ
ては、巻取自己焼鈍を行う必要がないため、熱延終了温
度を５００℃以上とし、さらに巻取温度も低温でよい。 冷延後の再結晶焼鈍は、連続焼鈍あるいは箱型焼鈍のど
ちらでもよい、焼鈍温度は、５５０℃〜９５０℃の範囲
が適する。また加熱速度も１０℃／ ｈ ｒ〜５０℃／
Ｓの範囲でよい。 なお、本発明鋼は溶融亜鉛めっき等の各種表面処理厚板
として適用可能である。 （３）冷間圧延−焼鈍工程 冷間圧延−焼鈍工程は本発明において重要である。熱間
圧延された鋼板は、引き続き冷間圧延及び再結晶焼鈍を
施される。起源絞り性を得るためには、冷間圧延時の圧
下率は５０〜９５％でなければならない、冷間圧延率が
５０％未満では優れた深絞り性を得ることができない、
一方９５％を越える圧下率で冷間圧延を行うと、深絞り
性に悪影響を及ぼす集合組織が発達する。また再結晶焼
鈍は７００〜９５０℃が好ましい、なお再結晶焼鈍は、
連続焼鈍又は箱型焼鈍のいずれでもよい。 本発明鋼板には０−１〜５％の調質圧延を施すことが可
能である。さらに、本発明に鋼板は溶融亜鉛めっき等の
各種表面処理を施してもよく、めっき鋼板としても利用
可能である。 １実施例】 第１表に示す組成の鋼スラブ（Ａ）〜（Ｋ）を、ｌｌ−
５０℃に加熱し、均熱した後、粗圧延を行い、次いで仕
上圧延を行った。第１表中Ｘ（Ｘ１０−４）は（Ｔ ｉ
／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ） −Ｌ２ （Ｃ
／ｌ ２＋Ｎ／ｌ ４）を示し、鋼Ｃ，Ｅ、Ｋは比較例
である。 この時の粗圧延終了温度（ＲＤＴ）、仕上圧延開始温度
（ＦＥＴ）、仕上圧延終了温度（ＦＤＴ） 、巻取温度
（ＣＴ） 、仕上圧延終了温度と巻取温度との差（ＦＤ
Ｔ−ＣＴ） 、ロール径（Ｒ）、圧延前板厚（ｔ） 、
Ｚ＝＝−０−２ｇｏｇ （Ｒ／ｌ）＋０．５５、摩擦係
数（μ）及び熱延鋼板焼鈍の有無を第２表に示した。熱
延板焼鈍欄に７２０ＣＸ５時間とあるのはバッチ焼鈍条
件を示したものである。 以上鋼板を引き続き熱延し、酸洗後、圧下率７５％の冷
間圧延を施し、次いで８３０℃で４０秒の焼鈍を施した
。 冷間圧延−焼鈍後の材料特性〒及びＩｌ（％）を第２表
に示す、引張特性（伸びＥ２）はＪＩＳＳ号引張試験片
を使用して測定した。またｒＭは１５％引張ひずみを与
えた後、３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）をｒ１
．Ｄ方向（圧延方向に４５°方向）をＥ２及びＣ方向（
圧延方向に９０°方向）をＥ３としてその平均値テは〒
＝ （ｒｌ ＋２ｒ２ ＋ｒａ ） ／４として求めた
。本発明方法にて１１Ａ造した冷延鋼板は、比較例に比
べて優れた深絞り性を有することが明らかである。 〔発明の効果１ 本発明では、従来よりも格段に優れた深絞り性を有する
冷延鋼板の製造が可能となる。
条件を規制することにより起源絞り性に優れた冷延鋼板
が製造可能となることを見出した。 本発明の第１の発明は次の工程からなる深絞り性用冷延
鋼板の製造方法である。 ■ Ｃ：０．００８重量％以下、 Ｓｉ：０．５重量％以下、 Ｍ ｎ ： １． Ｏ重量％以下、 Ｐ ：（１１５重量％以下、 Ｓ：０．０２重量％以下、 ＡＰ：０−０１０〜０．１０重量％、 Ｎ：０−００８重量％以下 で、かつＴｉ、Ｎｂの１種または２種の添加量が１．２
（Ｃ／ｌ ２＋Ｎ／ｌ ４） ≦（Ｔ ｉ ／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ）で、
残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼を用い、 ０ Ａｒ３変態点未満６００℃以上の温度域で。 ロール半径： Ｒ（ｍｍ）と該ロールによる圧延前の板
厚：ｔ（ｍｍ）及び摩擦係数：Ｕとがμ≦−〇−２１Ｏ
ｇ （Ｒ／ｌ） ＋０．５５なる関係を満す条件下でＡ
ｒ３変態点未満の全圧下率が６０％以上の圧延を行い、 ■ 熱延仕上温度（ＦＤＴ）と巻取り温度（ＣＴ）とが （ＦＤＴ）−（ＣＴ）≦１００℃かつ （Ｃ７）≧６００℃ なる関係を満たす条件下で巻取りを行い、０５０〜９５
％の圧下率で冷間圧延し、■ 再結晶焼鈍を行う。 また、本発明の第２の発明は、次の工程からなる深絞り
用冷延鋼板の製造方法である。 ■ Ｃ：０．００８重量％以下、 Ｓｉ：０５重量％以下。 Ｍｎ＝ｌ、Ｏ重量％以下、 Ｐ ： ０．１５重量％以下、 Ｓ：０．０２重量％以下、 Ａｎ！：Ｏ−０１０〜０．ｌＯ重量％、Ｎ：０−００８
重量％以下 で、かつＴｉ、Ｎｂの１種または２種の添加量が １．２ （Ｃ／ｌ ２＋Ｎ／ｌ ４） ≦（Ｔ ｉ ／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ）で、
残部不可避的不純物よりなる鋼を用い、■ Ａｒ３変態
点未満５００℃以上の温度域で、ロール半径：Ｒ（ｍｍ
）と該ロールによる圧延前の板厚： ｔ （ｍｍ）及び
摩擦係数：Ｕとが Ｕ≦−〇−２１１ｏ ｇ （Ｒ／ ｔ） ＋０．５５な
る関係を満たす条件下でＡｒ３変態点未満の全圧下率が
６０％以上の圧延を行い、■ 再結晶焼鈍を施し、 ■ 引き続き５０〜９５％の圧下率で冷間圧延し。 ０ 再結晶焼鈍を行うこと。 また上記第１の発明、及び第２の発明において、上記鋼
の成分に加え、 ８００−０００１〜０．００２０重量％及び／又は Ｓｂ：０．００１〜０．０２０重量％ を含むことを特徴とする、深絞り用冷延鋼板の製造方法
である。 【作用】 以下、本発明の数値限定の基礎となった研究結果を述べ
る。 Ｃ：０．００２重量％、 Ｓｉ：０．０２重量％、 Ｍ ｎ ： （ｌ ｌ ２重量％、 Ｐ：Ｏ，ＯＩＯ重量％、 Ｓ：Ｏ−０１１重量％、 Ｎ：０．００２重量％、 Ｔｉｅ（１０４重量％、 Ｎｂ：０．０１３重量％ の組成を有する熱延鋼板を７００℃で、ｌバスで６０％
の圧延を行い、引き続き７００℃で１時間の巻取自己焼
鈍処理を施した。この時、ロール半径：３００ｍｍ、板
厚＝５ｍｍとし、潤滑条件を種々変えることにより摩擦
係数を０．１〜０．２５の範囲で変化させた。この圧延
鋼板を酸洗後、７５％の冷間圧延を施し、次いで８５０
℃で２０秒の再結晶焼鈍を施した。焼鈍した鋼板のフ値
に及ぼす摩擦係数の影響を第１図に示す、〒値は摩擦係
数に強く依存し、Ｕ≦０．１９とすることによりＴ値は
著しく向上した。 また同じ熱延鋼板を使用し、摩擦係数なμ＝０．１９と
一定にし、ロール半径及び板厚を変えることによりＪ２
ｏｇ（Ｒ／ｌ）を種々変化させた。 冷延−焼鈍後の冷延板のｉ値に及ぼすｌｏｇ（Ｒ／ｌ）
の影響を第２図に示す。Ｔ値はｌｏｇ（Ｒ／ｌ）に強（
依存し、ｆｌａｇ （Ｒ／ｌ）≦１８とすることにより
Ｙ値は著しく向上した。以上の実験結果をもとに、以下
のように本発明範囲を限定した。 （１）鋼成分 本発明においては鋼成分は重要であり、Ｃ：０．００８
重量％以下。 Ｓｉｎ（１５重量％以下。 Ｍｎ：１．０重量％以下。 Ｐ ：０．１５重量％以下、 Ｓ：Ｏ−０２重量％以下、 ＡＩ２：Ｏ−０１０〜０．ｌＯ重量％、Ｎｅｏ−００８
重量％以下 で、かつＴｉまたはＮｂの１種または２種の添加量が １．２ （Ｃ／ｌ ２＋Ｎ／ｌ ４） ≦（Ｔ ｉ ／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ）でな
ければならない。 さらに、耐２次加工脆性の改善のためにＢ：ｏ、ｏｏｏ
ｔ〜０．００２０重量％及び、バッチ焼鈍時の浸窒防止
のためにＳｂ：Ｏ，ＯＯｌ〜０．０２重量％添加するこ
とが好ましい。 鋼成分が上記の関係を満たさなければ、優れた深絞り性
を得ることができない。 以下、各々の成分について限定理由を示す。 （ａ）Ｃ：０．００８重量％以下 Ｃ含有量が少なければ少ないほど深絞り性が向上するの
で好ましい、その含有量が０．００８重量％以下ではさ
ほど悪影響を及ぼさないので０．００８重量％以下と限
定した。 （ｂ）Ｓｉ ：（１５重量％以下 Ｓｉは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加される。その含有量は０．５重量％を越えると
深絞り性に悪影響を及ぼすので０．５重量％以下と限定
した。 （ｃ）Ｍｎ：１．０重量％以下 Ｍｎは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加される。その含有量は１．０重量％を越えると
深絞り性に悪影響を及ぼすので１．０重量％以下と限定
した。 （ｄ）Ｐ：Ｏ−１５重量％以下 Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加される。その含有量が０．１５重量％を越えると
深絞り性に悪影響を及ぼすので０．１５重量％以下と限
定した。 （ｅ）Ｓ：（１０２重量％以下 Ｓは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しい、その含有量が０．０２重量％以下ではさほど悪影
響を及ぼさないので０．０２重量％以下と限定した。 （ｆ） Ａｇ ： ０．０１０〜（１１０重量％以下は
脱酸を行い、炭窒化物形成元素の歩留向上のために必要
に応じて添加される。その添加量が（１０１０重量％以
下では添加効果がなく、−万〇、ＩＯ重量％を越えても
より一層の脱酸効果は得られないため、Ａｇ含有量はｏ
−ｏｔｏ〜０．ｌＯに重量％と限定した。 （ｇ）Ｎ：０．００８重量％以下 Ｎは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しい、その含有量が０．００８重量％以下ではさほど悪
影響を及ぼさないのでｏ、 ｏ ｏ ｓ重量％以下と限
定した。 （ｈ）Ｔｉ：（１０１〜０．２０重量％Ｔｉは炭窒化物
形成元素であり、鋼中に固溶しているＣ量及びＮ量を低
減させ、深絞り性に有利な（ｌｉｔ）方位の粒を優先的
に形成させる。 その添加量が０．０１重量％未満では上記効果がなく、
一方、０．２０重量％を越えて添加してもそれ以上の効
果は得られず、逆に鋼板表面性状の劣化につながる。し
たがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．２０重量％と限
定した。 （ｉ）Ｎｂ：（１００１〜０．４０重量％Ｎｂは炭化物
形成元素であり、鋼中の固溶Ｃを低減させる効果がある
。また、仕上圧延前組織の微細化に有効である。すなわ
ち、たとえ鋼中に固溶しているＣ及びＮがなくても、仕
上圧延前組織が粗大であると、圧延時に導入されるひず
みが蓄積されないため、（Ｉｌｌ）方位が形成されにく
くなる。一方、仕上圧延前組織が微細であると、ひずみ
が蓄積されやすくなり、その結果。 ４１１１）方位が優先的に形成され、深絞り性が向上す
る。さらに固溶Ｎｂは圧延時の歪を蓄積する効果がある
ことも明らか１こなった。その含有量がｏ−ｏｏｔ重量
％未満では効果がなく、一方（１０４０重量％を越える
と再結晶温度が上昇するので０．００１〜（１０４０重
量％と限定した。 （ｊ） １．２ （Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≦（Ｔ ｉ
／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ）仕上圧延前に、固
溶Ｃ、固溶Ｎが存在しない場合、圧延−焼鈍後に（ｉｌ
ｌ）方位が優先的に形成され、深絞り性が向上する。含
有Ｃ及びＮに対して当量以上のＴｉまたはＮｂを添加す
ることにより、仕上げ圧延前に固溶Ｃ，Ｎが存在しなく
なることを見出した。さらにその時、ｒ値が向上するこ
とを明らかにした。そのため、１．２（Ｃ／１２＋Ｎ／
１４）≦（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）と限定した。 （ｋ）Ｂ：Ｏ−０００１〜０−００２０重量％８は耐２
次加工脆性の改善に有効である。その添加量が（１００
０１重量％未満では効果がなく、一方、（１００２０重
量％を越えると深絞り性が劣化するのでα０００１〜α
００２０重量％と限定した。 （２）Ｓｂ：Ｏ−００１〜Ｏ−０２０重量％ｓｂはバッ
チ焼鈍時の浸窒防止のために添加される。その含有量が
ｏ−ｏｏｔ重量％未満では効果がなく、一方、０．０２
重量％を越えて添加すると、鋼板表面性状が劣化するの
で０．００１〜（１０２０重量％と限定した。 （２》熱間圧延工程 熱間圧延工程は本発明において重要である。圧延工程は
次の２者のうちの何れかとする。 ０ Ａ ｒ ３変態点未満６００℃以上の温度域で。 ロールの半径：Ｒ（ｍｍ）と該ロールによる圧延前の板
厚：を及び摩擦係ａ二ミとかＵ≦−２Ｊ２ｏｇ （Ｒ／
ｌ）＋Ｏ−５５なる関係を満たす条件下でＡｒ３変態点
未満の合計圧下率が６０％以上の圧延を行い、その後、
熱延仕上温度（ＦＤＴ）と巻取り温度（ＣＴ）とが、 （ＦｏＴ）−（ＣＴ）≦１００℃ かつ （ＣＴ）≧６００℃ なる関係を満たす熱間圧延を行う。 あるいは、 ０ Ａ ｒ ３変態点未満５００℃以上の温度域で、ロ
ールの半径：Ｒ（ｍｍ）と該ロールによる圧延前の板厚
：ｔ（ｍｍ）と摩擦係数二ミとがＵ≦−〇、２Ｊ２ｏｇ
（Ｒ／ｌ）＋Ｏ−５５なる関係を満たす条件下でＡ
ｒ ３変態点未満の合計圧下率が６０％以上の圧延を
行い、その後、再結晶焼鈍を行う。 さらに、より一層の深絞り一層の向上を図るためには、
粗圧延を９５０℃以下Ａ ｒ ３変態点以上で終了し、
かつ熱延開始温度（ＦＥＴ）を８００℃以下にするのが
好適である。すなわち、９５０℃以下Ａ ｒ ３変態点
以上の温度域にて粗圧延を終了した場合には、仕上圧延
前組織が微細になるため、仕上圧延時に導入される歪が
蓄積されやすくなり、その結果（Ｉｌｌ）方位が優先的
に形成され、深絞り性が向上する。なお、粗圧延時の圧
下率は組織微細化のため５０％以上が望ましい。 また、ＦＥＴを８００℃以下とした場合には、低温域で
の圧下率が高くなるため、圧延時に導入される（ｌ ｌ
ｌ）方位粒のひずみ量が増大し、再結晶焼鈍後に（ｌ
ｌ ｌ）方位が優先的に形成される。 また。仕上圧延をＡ ｒ ３変態点以上の温度域にて終
了すると、γ→ａ変態により集合組織がランダム化し、
優れた深絞り性が得られない、一方、仕上温度を５００
℃以下に下げても、より一層の深絞り性の向上は望めず
、圧延荷重が増大するのみである。従って、圧延温度は
Ａ ｒ ３変態点以下５００℃以上に限定した。 また。Ａｒ３変態点未満の合計圧下率を６０％以上にし
ないと、圧延時に（Ｉｌｌ）方位が形成されないため、
深絞り性が劣る。 さらに、ロール半径と圧延前板厚及び摩擦係数との関係
を μ≦−（１２４１０ｇ （Ｒ／ｌ）＋Ｏ−５５とする必
要がある。Ａｒ３変態点未満でｕ＞−（１２４１０ｇ
（Ｒ／ｌ）＋０−５５の条件で圧延を行うと、ロールと
鋼板との間の摩擦力により、ｗ４板表層部に付加的剪断
力が働く。 その結果、鋼板表層部に深絞り性に対して好ましくない
（１１０）方位が優先的に形成される。したがって深絞
り性が劣化する。 しかしながら。 μ≦−０，２ｌ ｏ ｇ （Ｒ／ｌ） ＋０−５５
とすることにより、鋼板表層部の（１１０）方位が減少
し、さらに（１１１）方位も増加することが明らかとな
ったのでこのように限定した。 このロール半径及び圧延前板厚の効果は、圧延時の変形
様式及び変形機構が変化したためであると考えられる。 なお、板厚が比較的薄い仕上中段ないし仕上後段スタン
ドにおいては、ロール半径が通常の３００ ｍ ｍ以上
の寸法では、摩擦係数μを極めて小さくしなければなら
ない。その結果、スリップ等の操業上のトラブルを起こ
しやすくなる。そのため仕上中段ないし仕上後段スタン
ドでは、ロール半径を２５０ｍｍ以下、好ましくは２０
０ ｍ ｍ以下とするのがよい。 なお、本発明におけるロール半径及び初期板厚による効
果は、通常の圧延形式においてのみ有効なものであり、
例えばプラネタリ−ミルの如く。 通常の圧延とは変形様式の異なるものに対しては、効果
はない。 なお、圧延後、再結晶焼鈍を施さない巻取自己焼鈍材で
は、巻取温度が６００℃以上でないと再結晶が完了しな
いため、巻取温度（ＣＴ）を６００℃以上とした。また
、深絞り性の向上には圧延温度は低い方がよく、また巻
取温度は高い方が有利である。そのため、圧延仕上温度
（ＦＤＴ）と巻取温度（ＣＴ）とが（ＦＤＴ）−（ＣＴ
）≦１００℃の条件を満たす条件下で圧延を施す必要が
ある。なお、熱間圧延後、再結晶焼鈍を施すものについ
ては、巻取自己焼鈍を行う必要がないため、熱延終了温
度を５００℃以上とし、さらに巻取温度も低温でよい。 冷延後の再結晶焼鈍は、連続焼鈍あるいは箱型焼鈍のど
ちらでもよい、焼鈍温度は、５５０℃〜９５０℃の範囲
が適する。また加熱速度も１０℃／ ｈ ｒ〜５０℃／
Ｓの範囲でよい。 なお、本発明鋼は溶融亜鉛めっき等の各種表面処理厚板
として適用可能である。 （３）冷間圧延−焼鈍工程 冷間圧延−焼鈍工程は本発明において重要である。熱間
圧延された鋼板は、引き続き冷間圧延及び再結晶焼鈍を
施される。起源絞り性を得るためには、冷間圧延時の圧
下率は５０〜９５％でなければならない、冷間圧延率が
５０％未満では優れた深絞り性を得ることができない、
一方９５％を越える圧下率で冷間圧延を行うと、深絞り
性に悪影響を及ぼす集合組織が発達する。また再結晶焼
鈍は７００〜９５０℃が好ましい、なお再結晶焼鈍は、
連続焼鈍又は箱型焼鈍のいずれでもよい。 本発明鋼板には０−１〜５％の調質圧延を施すことが可
能である。さらに、本発明に鋼板は溶融亜鉛めっき等の
各種表面処理を施してもよく、めっき鋼板としても利用
可能である。 １実施例】 第１表に示す組成の鋼スラブ（Ａ）〜（Ｋ）を、ｌｌ−
５０℃に加熱し、均熱した後、粗圧延を行い、次いで仕
上圧延を行った。第１表中Ｘ（Ｘ１０−４）は（Ｔ ｉ
／ ４８ ＋ Ｎ ｂ ／ ９３ ） −Ｌ２ （Ｃ
／ｌ ２＋Ｎ／ｌ ４）を示し、鋼Ｃ，Ｅ、Ｋは比較例
である。 この時の粗圧延終了温度（ＲＤＴ）、仕上圧延開始温度
（ＦＥＴ）、仕上圧延終了温度（ＦＤＴ） 、巻取温度
（ＣＴ） 、仕上圧延終了温度と巻取温度との差（ＦＤ
Ｔ−ＣＴ） 、ロール径（Ｒ）、圧延前板厚（ｔ） 、
Ｚ＝＝−０−２ｇｏｇ （Ｒ／ｌ）＋０．５５、摩擦係
数（μ）及び熱延鋼板焼鈍の有無を第２表に示した。熱
延板焼鈍欄に７２０ＣＸ５時間とあるのはバッチ焼鈍条
件を示したものである。 以上鋼板を引き続き熱延し、酸洗後、圧下率７５％の冷
間圧延を施し、次いで８３０℃で４０秒の焼鈍を施した
。 冷間圧延−焼鈍後の材料特性〒及びＩｌ（％）を第２表
に示す、引張特性（伸びＥ２）はＪＩＳＳ号引張試験片
を使用して測定した。またｒＭは１５％引張ひずみを与
えた後、３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）をｒ１
．Ｄ方向（圧延方向に４５°方向）をＥ２及びＣ方向（
圧延方向に９０°方向）をＥ３としてその平均値テは〒
＝ （ｒｌ ＋２ｒ２ ＋ｒａ ） ／４として求めた
。本発明方法にて１１Ａ造した冷延鋼板は、比較例に比
べて優れた深絞り性を有することが明らかである。 〔発明の効果１ 本発明では、従来よりも格段に優れた深絞り性を有する
冷延鋼板の製造が可能となる。
第１図は冷延−焼鈍後のｉ値に及ぼす摩擦係数（Ｕ）の
影響を示すグラフ、第２図は冷延−焼鈍後のｉ値に及ぼ
すｌ ｏ ｇ （Ｒ／ ｔ ）の影響を示すグラフであ
る。
影響を示すグラフ、第２図は冷延−焼鈍後のｉ値に及ぼ
すｌ ｏ ｇ （Ｒ／ ｔ ）の影響を示すグラフであ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．００８重量％以下、 Ｓｉ：０．５重量％以下、 Ｍｎ：１．０重量％以下、 Ｐ：０．１５重量％以下、 Ｓ：０．０２重量％以下、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０重量％、 Ｎ：０．００８重量％以下 で、かつＴｉ、Ｎｂの１種または２種の添加量が １．２（Ｃ／１２＋Ｎ／１４） ≦（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３） で、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、Ａｒ＿３
変態点未満６００℃以上の温度域で、ロール半径：Ｒ（
ｍｍ）と該ロールによる圧延前の板厚：ｔ（ｍｍ）及び
摩擦係数：μとが μ≦−０．２ｌｏｇ（Ｒ／ｔ）＋０．５５なる関係を満
たし、かつＡｒ＿３変態点未満の全圧下率が６０％以上
の圧延を行った後、熱延仕上温度（ＦＤＴ）と巻取り温
度（ＣＴ）とが （ＦＤＴ）−（ＣＴ）≦１００℃かつ （ＣＴ）≧６００℃ なる関係を満たす条件下で巻取後、５０〜９５％の圧下
率で冷間圧延後、再結晶焼鈍を行うことをを特徴とする
、深絞り用冷延鋼板の製造方法。 ２ 請求項１記載の成分の鋼を、Ａｒ＿３変態点未満５
００℃以上の温度域で、ロール半径：Ｒ（ｍｍ）と該ロ
ールによる圧延前の板厚：ｔ（ｍｍ）及び摩擦係数：μ
とが μ≦−０．２ｌｏｇ（Ｒ／ｔ）＋０．５５なる関係を満
たし、かつＡｒ＿３変態点未満の全圧下率が６０％以上
の圧延を行った後、再結晶焼鈍を施し、引続き５０〜９
５％の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍を行うことを特
徴とする、深絞り用冷延鋼板の製造方法。 ３ 前記の鋼の成分に加え、Ｂ：０．０００１〜０．０
０２０重量％を含むことを特徴とする、請求項１又は２
記載の深絞り用冷延鋼板の製造方法。 ４ 前記鋼の成分に加え、Ｓｂ：０．００１〜０．０２
０重量％を含むことを特徴とする、請求項１、２又は３
記載の深絞り用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1287888A JPH0776381B2 (ja) | 1989-11-07 | 1989-11-07 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1287888A JPH0776381B2 (ja) | 1989-11-07 | 1989-11-07 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03150316A true JPH03150316A (ja) | 1991-06-26 |
| JPH0776381B2 JPH0776381B2 (ja) | 1995-08-16 |
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ID=17723020
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1287888A Expired - Fee Related JPH0776381B2 (ja) | 1989-11-07 | 1989-11-07 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0776381B2 (ja) |
Cited By (4)
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|---|---|---|---|---|
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