JPH10158783A - プレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
プレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH10158783A JPH10158783A JP32682896A JP32682896A JPH10158783A JP H10158783 A JPH10158783 A JP H10158783A JP 32682896 A JP32682896 A JP 32682896A JP 32682896 A JP32682896 A JP 32682896A JP H10158783 A JPH10158783 A JP H10158783A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】自動車用鋼板に要求される耐肌荒れ性とプレス
成形性という２つの特性を両立し、さらに化成処理性が
優れた冷延鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００
５％以下と、Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．５％以
下と、Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．００３％〜０．０
２％と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．１％と、Ｎ：
０．０１％以下と、Ｔｉ：０．０３〜０．０８％と、
Ｂ：０．０００１〜０．００１５％とを含有し、鋼板表
面から板厚１０％以内のフェライトの平均結晶粒径が、
鋼板表面から板厚１０％以内を除いた板厚中心部分のフ
ェライトの平均結晶粒径の９０％以下で、かつ前記板厚
中心部分のフェライトの平均結晶粒径が１０〜３０μｍ
であることを特徴とするプレス成形性及び耐肌荒れ性に
優れた冷延鋼板である。
成形性という２つの特性を両立し、さらに化成処理性が
優れた冷延鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００
５％以下と、Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．５％以
下と、Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．００３％〜０．０
２％と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．１％と、Ｎ：
０．０１％以下と、Ｔｉ：０．０３〜０．０８％と、
Ｂ：０．０００１〜０．００１５％とを含有し、鋼板表
面から板厚１０％以内のフェライトの平均結晶粒径が、
鋼板表面から板厚１０％以内を除いた板厚中心部分のフ
ェライトの平均結晶粒径の９０％以下で、かつ前記板厚
中心部分のフェライトの平均結晶粒径が１０〜３０μｍ
であることを特徴とするプレス成形性及び耐肌荒れ性に
優れた冷延鋼板である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えば自動車の内
外板パネル材として好適な、プレス成形後の表面性状の
優れた即ち、耐肌荒れ性及び化成処理性に優れた冷延鋼
板及びその製造方法に関する。
外板パネル材として好適な、プレス成形後の表面性状の
優れた即ち、耐肌荒れ性及び化成処理性に優れた冷延鋼
板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車内外板用冷延鋼板にはプレス成形
性およびプレス成形後に良好な表面性状を有することに
加えて、塗装の前工程として良好な化成処理性が求めら
れる。炭素、窒素の含有量を低減した極低炭素鋼にＴｉ
などの炭窒化物生成元素を添加した、Ｉｎｔｅｒｓｔｉ
ｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼（以下ＩＦ鋼と称する）はプレス
成形性に優れ、非時効性であるので自動車のパネル材な
どの深絞り成形用途に広く用いられている。しかしなが
ら、ＩＦ鋼は焼鈍時の結晶粒の粒成長性が良好なために
異常粒成長をおこしやすく、その結果プレス成形後の肌
荒れ欠陥につながることがある。一方、一般的に鋼板に
Ｔｉを添加すると表面にチタン酸化物が生成し化成処理
性が悪くなることが知られている。上記の特性を改善す
るためにこれまでも幾つかの研究が行われている。
性およびプレス成形後に良好な表面性状を有することに
加えて、塗装の前工程として良好な化成処理性が求めら
れる。炭素、窒素の含有量を低減した極低炭素鋼にＴｉ
などの炭窒化物生成元素を添加した、Ｉｎｔｅｒｓｔｉ
ｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼（以下ＩＦ鋼と称する）はプレス
成形性に優れ、非時効性であるので自動車のパネル材な
どの深絞り成形用途に広く用いられている。しかしなが
ら、ＩＦ鋼は焼鈍時の結晶粒の粒成長性が良好なために
異常粒成長をおこしやすく、その結果プレス成形後の肌
荒れ欠陥につながることがある。一方、一般的に鋼板に
Ｔｉを添加すると表面にチタン酸化物が生成し化成処理
性が悪くなることが知られている。上記の特性を改善す
るためにこれまでも幾つかの研究が行われている。
【０００３】耐肌荒れ性を改善するため、異常粒成長を
抑える方法としては、添加元素によって析出物を生成さ
せ粒成長を抑制する方法が用いられている。しかし添加
元素を必須とする方法はコスト上昇を招き、また添加元
素がその他の特性にも影響を及ぼすため好ましくない。
一方、必須な添加元素を用いず製造方法により結晶粒を
微細化する方法として特開平5-117759号公報に、Ａｃ3
以上で圧延後冷却し、Ａｒ3 （望ましくはＡｒ1 ）以下
で３０％以上圧延した後、Ａｃ3 以上に昇温し５０％以
下の圧延を行いまたは行わず冷却し、さらに冷延、焼鈍
する方法が開示されている。
抑える方法としては、添加元素によって析出物を生成さ
せ粒成長を抑制する方法が用いられている。しかし添加
元素を必須とする方法はコスト上昇を招き、また添加元
素がその他の特性にも影響を及ぼすため好ましくない。
一方、必須な添加元素を用いず製造方法により結晶粒を
微細化する方法として特開平5-117759号公報に、Ａｃ3
以上で圧延後冷却し、Ａｒ3 （望ましくはＡｒ1 ）以下
で３０％以上圧延した後、Ａｃ3 以上に昇温し５０％以
下の圧延を行いまたは行わず冷却し、さらに冷延、焼鈍
する方法が開示されている。
【０００４】化成処理性を改善する方法としては例えば
特公平4-61063 号公報にはＴｉの他に、Ｔｉ濃度によっ
て規定される微量のＮｂを添加した極低炭素鋼板が開示
されている。また、特公平4-40412 号公報においては、
極低炭素鋼を、露点が−２５℃以下の雰囲気中において
連続焼鈍する方法が開示されている。
特公平4-61063 号公報にはＴｉの他に、Ｔｉ濃度によっ
て規定される微量のＮｂを添加した極低炭素鋼板が開示
されている。また、特公平4-40412 号公報においては、
極低炭素鋼を、露点が−２５℃以下の雰囲気中において
連続焼鈍する方法が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来技
術において示すところの添加元素または製造条件により
結晶粒を微細化する方法によれば、耐肌荒れ性を向上さ
せることは可能であるが、一方結晶粒が細かくなると良
好な集合組織の発達が抑制されｒ値が低くなるという問
題がある。ゆえに、単に組織を均一に微細化するだけで
は本発明が解決しようとするところのプレス成形性と耐
肌荒れ性の両立は困難である。また特公平4-61063 号公
報に開示された方法はＮｂという高価な添加元素が必須
でコストの上昇、製造性の低下を招く。特公平4-40412
号公報に開示されている化成処理性を向上させる方法
は、連続焼鈍での雰囲気の管理が難しく、安定操業が困
難で、製造時の制約がある。
術において示すところの添加元素または製造条件により
結晶粒を微細化する方法によれば、耐肌荒れ性を向上さ
せることは可能であるが、一方結晶粒が細かくなると良
好な集合組織の発達が抑制されｒ値が低くなるという問
題がある。ゆえに、単に組織を均一に微細化するだけで
は本発明が解決しようとするところのプレス成形性と耐
肌荒れ性の両立は困難である。また特公平4-61063 号公
報に開示された方法はＮｂという高価な添加元素が必須
でコストの上昇、製造性の低下を招く。特公平4-40412
号公報に開示されている化成処理性を向上させる方法
は、連続焼鈍での雰囲気の管理が難しく、安定操業が困
難で、製造時の制約がある。
【０００６】本発明の目的は、自動車用鋼板に要求され
る耐肌荒れ性とプレス成形性という２つの特性を両立
し、さらに化成処理性が優れた冷延鋼板及びその製造方
法を提供することにある。
る耐肌荒れ性とプレス成形性という２つの特性を両立
し、さらに化成処理性が優れた冷延鋼板及びその製造方
法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以
下と、Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．５％以下と、
Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．００３％〜０．０２％
と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．１％と、Ｎ：０．０
１％以下と、Ｔｉ：０．０３〜０．０８％と、Ｂ：０．
０００１〜０．００１５％とを含有し、鋼板表面から板
厚１０％以内のフェライトの平均結晶粒径が、鋼板表面
から板厚１０％以内を除いた板厚中心部分（以下、この
部分を板厚中心部分と称する。）のフェライトの平均結
晶粒径の９０％以下で、かつ板厚中心部分のフェライト
の平均結晶粒径が１０〜３０μｍであることを特徴とす
るプレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板であ
る。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以
下と、Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．５％以下と、
Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．００３％〜０．０２％
と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．１％と、Ｎ：０．０
１％以下と、Ｔｉ：０．０３〜０．０８％と、Ｂ：０．
０００１〜０．００１５％とを含有し、鋼板表面から板
厚１０％以内のフェライトの平均結晶粒径が、鋼板表面
から板厚１０％以内を除いた板厚中心部分（以下、この
部分を板厚中心部分と称する。）のフェライトの平均結
晶粒径の９０％以下で、かつ板厚中心部分のフェライト
の平均結晶粒径が１０〜３０μｍであることを特徴とす
るプレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板であ
る。
【０００８】（２）本発明の鋼板の製造方法は、上記
（１）に記載の鋼板を製造する方法において、鋼スラブ
をＡｃ3 以上の温度に加熱する工程と、加熱された鋼ス
ラブに対して、スラブ中心温度がＡｒ3 以上でかつ表面
温度がＡｒ3 以上の時に圧延率３０％以上、スラブ中心
温度がＡｒ3 以上でかつ表面温度がＡｒ3 未満の時に圧
延率３０％以上で、両圧延率の総和が７０％以上の熱間
粗圧延を行う工程と、粗圧延された鋼スラブを加熱速度
５℃／ｓ以上で鋼全体をＡｃ3 ＋５０℃以上の温度まで
加熱した後、Ａｒ3 以上の温度で圧延率５１％以上の仕
上げ圧延を行う工程と、仕上げ圧延された熱延鋼板を冷
間圧延し、６５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を行う工程
と、を備えたことを特徴とするプレス成形性及び耐肌荒
れ性に優れた冷延鋼板の製造方法である。
（１）に記載の鋼板を製造する方法において、鋼スラブ
をＡｃ3 以上の温度に加熱する工程と、加熱された鋼ス
ラブに対して、スラブ中心温度がＡｒ3 以上でかつ表面
温度がＡｒ3 以上の時に圧延率３０％以上、スラブ中心
温度がＡｒ3 以上でかつ表面温度がＡｒ3 未満の時に圧
延率３０％以上で、両圧延率の総和が７０％以上の熱間
粗圧延を行う工程と、粗圧延された鋼スラブを加熱速度
５℃／ｓ以上で鋼全体をＡｃ3 ＋５０℃以上の温度まで
加熱した後、Ａｒ3 以上の温度で圧延率５１％以上の仕
上げ圧延を行う工程と、仕上げ圧延された熱延鋼板を冷
間圧延し、６５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を行う工程
と、を備えたことを特徴とするプレス成形性及び耐肌荒
れ性に優れた冷延鋼板の製造方法である。
【０００９】（３）本発明の鋼板の製造方法は、上記
（１）に記載の鋼板を製造する方法において、鋼スラブ
をＡｃ3 以上、１１５０℃以下の温度に加熱する工程
と、加熱された鋼スラブに対して、スラブ中心温度がＡ
ｒ3 以上でかつ表面温度がＡｒ3 以上の時に圧延率３０
％以上、スラブ中心温度がＡｒ3 以上でかつ表面温度が
Ａｒ3 未満の時に圧延率３０％以上で、両圧延率の総和
が７０％以上の熱間粗圧延を行う工程と、粗圧延された
鋼スラブを加熱速度５℃／ｓ以上で鋼全体をＡｃ3 ＋５
０℃以上の温度まで加熱した後、Ａｒ3 以上の温度で圧
延率５１％以上の仕上げ圧延を行う工程と、仕上げ圧延
された熱延鋼板を冷間圧延し、６５０℃以上の温度で再
結晶焼鈍を行う工程と、を備えたことを特徴とするプレ
ス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板の製造方法で
ある。
（１）に記載の鋼板を製造する方法において、鋼スラブ
をＡｃ3 以上、１１５０℃以下の温度に加熱する工程
と、加熱された鋼スラブに対して、スラブ中心温度がＡ
ｒ3 以上でかつ表面温度がＡｒ3 以上の時に圧延率３０
％以上、スラブ中心温度がＡｒ3 以上でかつ表面温度が
Ａｒ3 未満の時に圧延率３０％以上で、両圧延率の総和
が７０％以上の熱間粗圧延を行う工程と、粗圧延された
鋼スラブを加熱速度５℃／ｓ以上で鋼全体をＡｃ3 ＋５
０℃以上の温度まで加熱した後、Ａｒ3 以上の温度で圧
延率５１％以上の仕上げ圧延を行う工程と、仕上げ圧延
された熱延鋼板を冷間圧延し、６５０℃以上の温度で再
結晶焼鈍を行う工程と、を備えたことを特徴とするプレ
ス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板の製造方法で
ある。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者らは、自動車用鋼板に要
求される耐肌荒れ性とプレス成形性という２つの特性を
両立し、さらに化成処理性が優れた冷延鋼板を得るた
め、冷延鋼板の金属組織、すなわちフェライトの平均結
晶粒径と耐肌荒れ性及びプレス成形性との関係につい
て、鋭意研究を重ね、さらに、冷延鋼板の金属組織と製
造条件について詳細に検討した。
求される耐肌荒れ性とプレス成形性という２つの特性を
両立し、さらに化成処理性が優れた冷延鋼板を得るた
め、冷延鋼板の金属組織、すなわちフェライトの平均結
晶粒径と耐肌荒れ性及びプレス成形性との関係につい
て、鋭意研究を重ね、さらに、冷延鋼板の金属組織と製
造条件について詳細に検討した。
【００１１】その結果、鋼板表面から板厚１０％以内の
フェライトの平均結晶粒径を板厚中心部分の平均粒径の
９０％以下に微細化し、さらに板厚中心部分の結晶粒径
を１０〜３０μｍという限られた範囲に制御することに
より高いｒ値を確保しつつ良好な耐肌荒れ性が得られる
という知見を得た。さらに上記金属組織を有するＴｉ−
Ｂ添加ＩＦ鋼はＮｂを必須に添加したり、特殊な焼鈍方
法を必要とせずに化成処理性が非常に優れるという知見
も得た。
フェライトの平均結晶粒径を板厚中心部分の平均粒径の
９０％以下に微細化し、さらに板厚中心部分の結晶粒径
を１０〜３０μｍという限られた範囲に制御することに
より高いｒ値を確保しつつ良好な耐肌荒れ性が得られる
という知見を得た。さらに上記金属組織を有するＴｉ−
Ｂ添加ＩＦ鋼はＮｂを必須に添加したり、特殊な焼鈍方
法を必要とせずに化成処理性が非常に優れるという知見
も得た。
【００１２】以上の知見に基づき、本発明者らは、鋼組
成、熱延条件及び冷延後の焼鈍条件を調整し、冷延鋼板
の金属組織を上記範囲に制御するようにして、耐肌荒れ
性とプレス成形性という２つの特性を両立し、さらに化
成処理性に優れた本発明の冷延鋼板及びその製造方法を
見出し、本発明を完成した。
成、熱延条件及び冷延後の焼鈍条件を調整し、冷延鋼板
の金属組織を上記範囲に制御するようにして、耐肌荒れ
性とプレス成形性という２つの特性を両立し、さらに化
成処理性に優れた本発明の冷延鋼板及びその製造方法を
見出し、本発明を完成した。
【００１３】すなわち、本発明は、鋼組成、金属組織及
び製造条件を下記範囲に限定することにより、耐肌荒れ
性とプレス成形性という２つの特性を両立し、さらに化
成処理性に優れた冷延鋼板を得ることができる。以下
に、本発明の成分添加理由、成分限定理由、金属組織の
限定理由及び製造条件の限定理由について説明する。
び製造条件を下記範囲に限定することにより、耐肌荒れ
性とプレス成形性という２つの特性を両立し、さらに化
成処理性に優れた冷延鋼板を得ることができる。以下
に、本発明の成分添加理由、成分限定理由、金属組織の
限定理由及び製造条件の限定理由について説明する。
【００１４】（１）成分組成範囲 Ｃ：Ｃは鋼板のプレス成形性に悪影響を及ぼす元素であ
るため、その含有量は少ない方が望ましい。特に０．０
０５％を超えると極めて延性が低下するのでＣは０．０
０５％以下である。
るため、その含有量は少ない方が望ましい。特に０．０
０５％を超えると極めて延性が低下するのでＣは０．０
０５％以下である。
【００１５】Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ：Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐはそれぞ
れ固溶強化により強度を上昇させるが、成形性を著しく
劣化させる。従って、必要に応じて添加してもよいがそ
れぞれ０．１、０．５、０．１％以下であることが必要
である。
れ固溶強化により強度を上昇させるが、成形性を著しく
劣化させる。従って、必要に応じて添加してもよいがそ
れぞれ０．１、０．５、０．１％以下であることが必要
である。
【００１６】ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは脱酸のために添加さ
れる。その含有量はｓｏｌ．Ａｌで０．０２％未満では
前記効果が十分に得られず、０．１％を超えるとその効
果が飽和して不経済となるため、ｓｏｌ．Ａｌは０．０
２〜０．１％である。
れる。その含有量はｓｏｌ．Ａｌで０．０２％未満では
前記効果が十分に得られず、０．１％を超えるとその効
果が飽和して不経済となるため、ｓｏｌ．Ａｌは０．０
２〜０．１％である。
【００１７】Ｓ：Ｓは０．００３％未満では酸洗時のス
ケール剥離性が低下する。また０．０２％を超えるとプ
レス成形性が著しく劣化するので、Ｓは０．００３％〜
０．０２％である。
ケール剥離性が低下する。また０．０２％を超えるとプ
レス成形性が著しく劣化するので、Ｓは０．００３％〜
０．０２％である。
【００１８】Ｎ：Ｎは成形性を低下させまたストレッチ
ャーストレインマークを発生させるので、できるだけ低
減するのが望ましい。０．０１％以下ではその影響はほ
とんどなくなるので、Ｎは０．０１％以下である。
ャーストレインマークを発生させるので、できるだけ低
減するのが望ましい。０．０１％以下ではその影響はほ
とんどなくなるので、Ｎは０．０１％以下である。
【００１９】Ｔｉ：Ｔｉは固溶Ｃ、Ｎと結合して炭窒化
物を形成し、成形性を向上させる。その添加量は０．０
３％未満では効果が十分でなく、０．０８％を超えて添
加すると効果が飽和し、不経済となることからＴｉは
０．０３〜０．０８％である必要がある。
物を形成し、成形性を向上させる。その添加量は０．０
３％未満では効果が十分でなく、０．０８％を超えて添
加すると効果が飽和し、不経済となることからＴｉは
０．０３〜０．０８％である必要がある。
【００２０】Ｂ：ＢはＩＦ鋼において粒界を強化し、２
次加工脆性を抑制する効果がある。また窒化物を形成し
異常粒成長を抑制し、耐肌荒れ性向上の効果がある。
０．０００１％未満ではその効果が十分でなく、０．０
０１５％を超えると効果が飽和するので、Ｂは０．００
０１〜０．００１５％である。
次加工脆性を抑制する効果がある。また窒化物を形成し
異常粒成長を抑制し、耐肌荒れ性向上の効果がある。
０．０００１％未満ではその効果が十分でなく、０．０
０１５％を超えると効果が飽和するので、Ｂは０．００
０１〜０．００１５％である。
【００２１】Ｎｂ：ＮｂもＴｉ同様、炭窒化物を形成
し、成形性を向上させるので必要に応じて添加しても本
発明の効果は変わらない。 （２）金属組織 本発明の金属組織は、板厚中心部分のフェライトの平均
結晶粒径が１０〜３０μｍで、かつ鋼板表面から板厚１
０％以内のフェライトの平均結晶粒径が板厚中心部分の
フェライトの平均結晶粒径の９０％以下である。
し、成形性を向上させるので必要に応じて添加しても本
発明の効果は変わらない。 （２）金属組織 本発明の金属組織は、板厚中心部分のフェライトの平均
結晶粒径が１０〜３０μｍで、かつ鋼板表面から板厚１
０％以内のフェライトの平均結晶粒径が板厚中心部分の
フェライトの平均結晶粒径の９０％以下である。
【００２２】これが板厚中心部分の９０％を超えると、
従来材のごとく耐肌荒れ性とｒ値の両立ができない。ま
た化成処理性も優れない。さらに、板厚中心部分の平均
結晶粒径が１０μｍ未満では良好な集合組織の成長が不
十分で高いｒ値は得られない。また３０μｍを超えると
肌荒れが発生しやすくなる。
従来材のごとく耐肌荒れ性とｒ値の両立ができない。ま
た化成処理性も優れない。さらに、板厚中心部分の平均
結晶粒径が１０μｍ未満では良好な集合組織の成長が不
十分で高いｒ値は得られない。また３０μｍを超えると
肌荒れが発生しやすくなる。
【００２３】表面結晶粒を微細にすることによって化成
処理性が向上する理由については不明であるが、概ね次
のように考えられる。化成処理性には鋼板表面における
Ｆｅの溶出反応が重要であり、これを促進させるために
は鋼板表面に局部電池を形成させることが有効である。
結晶粒界は溶質原子が濃化し、電気的に不均一となるの
で、結晶粒径が微細なほど化成処理性が向上する傾向が
ある。
処理性が向上する理由については不明であるが、概ね次
のように考えられる。化成処理性には鋼板表面における
Ｆｅの溶出反応が重要であり、これを促進させるために
は鋼板表面に局部電池を形成させることが有効である。
結晶粒界は溶質原子が濃化し、電気的に不均一となるの
で、結晶粒径が微細なほど化成処理性が向上する傾向が
ある。
【００２４】さらに表面結晶粒径と板厚中心部の結晶粒
径に差をつけることによって直接化成皮膜形成に寄与し
ない板厚中心部の結晶粒界を少なくすれば、表面層の粒
界およびその周辺への溶質原子の濃化が促進され、化成
処理性が良好になると考えられる。併せて、表面と板厚
中心部分の結晶粒径に差があることにより耐肌荒れ性が
さらに向上する。これは表面層が粒界強化され、板厚中
心部よりも高強度であるためにプレス成形後のスプリン
グバック量が表面の方が大きく、表面に引張残留応力が
残り、表面が平滑化されるためと考えられる。さらに望
ましくはこの比を８０％以下にすれば、その効果はさら
に大きい。
径に差をつけることによって直接化成皮膜形成に寄与し
ない板厚中心部の結晶粒界を少なくすれば、表面層の粒
界およびその周辺への溶質原子の濃化が促進され、化成
処理性が良好になると考えられる。併せて、表面と板厚
中心部分の結晶粒径に差があることにより耐肌荒れ性が
さらに向上する。これは表面層が粒界強化され、板厚中
心部よりも高強度であるためにプレス成形後のスプリン
グバック量が表面の方が大きく、表面に引張残留応力が
残り、表面が平滑化されるためと考えられる。さらに望
ましくはこの比を８０％以下にすれば、その効果はさら
に大きい。
【００２５】上記の成分組成範囲及び金属組織に調整す
ることにより、耐肌荒れ性とプレス成形性という２つの
特性を両立し、さらに化成処理性に優れた鋼板を得るこ
とが可能となる。
ることにより、耐肌荒れ性とプレス成形性という２つの
特性を両立し、さらに化成処理性に優れた鋼板を得るこ
とが可能となる。
【００２６】このような鋼板は以下の製造方法により製
造することができる。 （３）鋼板製造工程 上記の成分組成範囲に調整した鋼を転炉にて溶製した
後、連続鋳造によりスラブにし、Ａｃ3 以上の温度に加
熱する。
造することができる。 （３）鋼板製造工程 上記の成分組成範囲に調整した鋼を転炉にて溶製した
後、連続鋳造によりスラブにし、Ａｃ3 以上の温度に加
熱する。
【００２７】この際加熱温度がＡｃ3 未満ではγ域での
圧延が行えず、良好なプレス成形性が得られない。ま
た、加熱温度を１１５０℃以下にすることにより本発明
の特徴である板表面結晶粒径と板厚中心の結晶粒径の差
が大きくなり、耐肌荒れ性およびｒ値がさらに向上す
る。
圧延が行えず、良好なプレス成形性が得られない。ま
た、加熱温度を１１５０℃以下にすることにより本発明
の特徴である板表面結晶粒径と板厚中心の結晶粒径の差
が大きくなり、耐肌荒れ性およびｒ値がさらに向上す
る。
【００２８】熱間粗圧延はスラブ中心温度がＡｒ3 以上
でかつ表面温度がＡｒ3 以上の時に３０％以上、スラブ
中心温度がＡｒ3 以上でかつ表面温度がＡｒ3 未満の時
に３０％以上の圧延率で、両圧延率の総和が７０％以上
になるように行う。
でかつ表面温度がＡｒ3 以上の時に３０％以上、スラブ
中心温度がＡｒ3 以上でかつ表面温度がＡｒ3 未満の時
に３０％以上の圧延率で、両圧延率の総和が７０％以上
になるように行う。
【００２９】Ａｒ3 以上で３０％以上圧延することによ
ってγ相に歪みが導入されγ／α変態時にα結晶粒を微
細化する。圧延率３０％未満では歪みの導入が不十分で
効果が少ない。また表面層をＡｒ3 未満で３０％以上の
圧延を行うことによりα相に歪みを導入し、この後の昇
温時のα／γ逆変態において表面層のγ相の結晶粒を微
細化させる。圧延率３０％未満では歪みの導入が不十分
で効果が少ない。またスラブ中心がＡｒ3 未満になると
表面と板厚中心の結晶粒の差がなくなり、従来材のごと
くｒ値と耐肌荒れ性が両立しない。
ってγ相に歪みが導入されγ／α変態時にα結晶粒を微
細化する。圧延率３０％未満では歪みの導入が不十分で
効果が少ない。また表面層をＡｒ3 未満で３０％以上の
圧延を行うことによりα相に歪みを導入し、この後の昇
温時のα／γ逆変態において表面層のγ相の結晶粒を微
細化させる。圧延率３０％未満では歪みの導入が不十分
で効果が少ない。またスラブ中心がＡｒ3 未満になると
表面と板厚中心の結晶粒の差がなくなり、従来材のごと
くｒ値と耐肌荒れ性が両立しない。
【００３０】上記熱延材を加熱速度５℃／ｓ以上でＡｃ
3 ＋５０℃以上の温度まで加熱する。この加熱によるα
／γ逆変態により微細なγ相組織となる。加熱速度が５
℃／ｓ未満または加熱到達温度がＡｃ3 ＋５０℃未満で
は変態核が少なくなり、微細化の効果が得られない。
3 ＋５０℃以上の温度まで加熱する。この加熱によるα
／γ逆変態により微細なγ相組織となる。加熱速度が５
℃／ｓ未満または加熱到達温度がＡｃ3 ＋５０℃未満で
は変態核が少なくなり、微細化の効果が得られない。
【００３１】続いてＡｃ3 以上の温度で圧延率５１％以
上の仕上げ圧延を行なう。圧延率が５１％未満または仕
上がり温度がＡｒ3 未満では組織が粗大、不均一となり
耐肌荒れ性が劣化する。
上の仕上げ圧延を行なう。圧延率が５１％未満または仕
上がり温度がＡｒ3 未満では組織が粗大、不均一となり
耐肌荒れ性が劣化する。
【００３２】さらに、仕上げ圧延された熱延鋼板を冷間
圧延し、６５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を行う。再結
晶焼鈍は連続焼鈍、バッチ焼鈍のいずれでもよい。６５
０℃未満の温度では結晶粒が細かく肌荒れ性は問題ない
が、良好な集合組織が発達せず、ｒ値が低くなり成形性
が悪くなる。
圧延し、６５０℃以上の温度で再結晶焼鈍を行う。再結
晶焼鈍は連続焼鈍、バッチ焼鈍のいずれでもよい。６５
０℃未満の温度では結晶粒が細かく肌荒れ性は問題ない
が、良好な集合組織が発達せず、ｒ値が低くなり成形性
が悪くなる。
【００３３】なお、必要に応じて、スキンパス、レベラ
ーなどで１０％未満の加工を行ってもよい。また、本発
明により製造された冷延鋼板は溶融亜鉛めっき、電気亜
鉛めっきなどの表面処理鋼板の素材としても最適であ
る。以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証
する。
ーなどで１０％未満の加工を行ってもよい。また、本発
明により製造された冷延鋼板は溶融亜鉛めっき、電気亜
鉛めっきなどの表面処理鋼板の素材としても最適であ
る。以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証
する。
【００３４】
（実施例１）まず本発明が規定する金属組織と肌荒れ
性、化成処理性及び深絞り成形性の指標であるｒ値との
関係を調査した結果を示す。５０ｋｇ真空溶解炉で表１
の本発明の試料Ｎｏ．１成分を有する鋼塊を溶解鋳造
し、種々の熱延、冷延、焼鈍プロセスを組み合わせて、
様々な結晶粒径及び板厚内の粒径の分布を有する０．７
ｍｍの冷延鋼板を作製した。これらを供試材として表面
と板厚中心部分の平均結晶粒径を測定した結果、また耐
肌荒れ性、化成処理性及び引張特性を評価した結果を表
２（本発明例：記号ａ〜ｇ、比較例：記号ｈ〜ｓ）にあ
わせて示す。
性、化成処理性及び深絞り成形性の指標であるｒ値との
関係を調査した結果を示す。５０ｋｇ真空溶解炉で表１
の本発明の試料Ｎｏ．１成分を有する鋼塊を溶解鋳造
し、種々の熱延、冷延、焼鈍プロセスを組み合わせて、
様々な結晶粒径及び板厚内の粒径の分布を有する０．７
ｍｍの冷延鋼板を作製した。これらを供試材として表面
と板厚中心部分の平均結晶粒径を測定した結果、また耐
肌荒れ性、化成処理性及び引張特性を評価した結果を表
２（本発明例：記号ａ〜ｇ、比較例：記号ｈ〜ｓ）にあ
わせて示す。
【００３５】ここで板表面から板厚１０％以内のフェラ
イトの平均結晶粒径（Ｄｓ）を板厚中心部分のフェライ
トの平均結晶粒径（Ｄｃ）で割ったものを粒径比（Ｄｓ
／Ｄｃ）と定義する。
イトの平均結晶粒径（Ｄｓ）を板厚中心部分のフェライ
トの平均結晶粒径（Ｄｃ）で割ったものを粒径比（Ｄｓ
／Ｄｃ）と定義する。
【００３６】耐肌荒れ性の評価は、１１０φ円板状のサ
ンプルを打ち抜きにより作製し、６０φの円頭ポンチで
絞り抜き、壁部の表面粗さをＪＩＳ Ｂ ０６０１に準
拠して測定し、Ｒａが１μｍ以下のものを合格、１μｍ
を超えるものは肌荒れが発生しているため不合格と判定
した。
ンプルを打ち抜きにより作製し、６０φの円頭ポンチで
絞り抜き、壁部の表面粗さをＪＩＳ Ｂ ０６０１に準
拠して測定し、Ｒａが１μｍ以下のものを合格、１μｍ
を超えるものは肌荒れが発生しているため不合格と判定
した。
【００３７】化成処理性は市販の燐酸亜鉛処理液に試験
片を浸漬、水洗、乾燥後、付着量およびＰ比を測定し化
成処理性を評価した。ここでＰ比とは燐酸亜鉛処理で付
着する燐酸亜鉛結晶（Ｈｏｐｅｉｔｅ）と燐酸鉄結晶
（Ｐｈｏｓｐｈｏｐｈｙｌｉｔｅ）のうち燐酸鉄結晶
（Ｐｈｏｓｐｈｏｐｈｙｌｉｔｅ）の組成化で定義さ
れ、測定はＸ線回折法により行った。一般にＰ比が高い
化成処理皮膜の方が特性が良好である。
片を浸漬、水洗、乾燥後、付着量およびＰ比を測定し化
成処理性を評価した。ここでＰ比とは燐酸亜鉛処理で付
着する燐酸亜鉛結晶（Ｈｏｐｅｉｔｅ）と燐酸鉄結晶
（Ｐｈｏｓｐｈｏｐｈｙｌｉｔｅ）のうち燐酸鉄結晶
（Ｐｈｏｓｐｈｏｐｈｙｌｉｔｅ）の組成化で定義さ
れ、測定はＸ線回折法により行った。一般にＰ比が高い
化成処理皮膜の方が特性が良好である。
【００３８】引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載さ
れたＪＩＳ５号試験片を用い、試験は同２２４１記載の
方法に基づいて実施した。ｒ値の測定は同様にＪＩＳ５
号試験片を圧延方向、圧延方向に対して４５度方向、９
０度方向それぞれのｒ値、ｒ0 、ｒ45、ｒ90を１５％の
予歪みを加えて測定した後に、平均ｒ値をｒ＝（ｒ0＋
２×ｒ45＋ｒ90）／４とした。
れたＪＩＳ５号試験片を用い、試験は同２２４１記載の
方法に基づいて実施した。ｒ値の測定は同様にＪＩＳ５
号試験片を圧延方向、圧延方向に対して４５度方向、９
０度方向それぞれのｒ値、ｒ0 、ｒ45、ｒ90を１５％の
予歪みを加えて測定した後に、平均ｒ値をｒ＝（ｒ0＋
２×ｒ45＋ｒ90）／４とした。
【００３９】図１に表２で示した耐肌荒れ性、化成処理
性、ｒ値に及ぼす板厚中心の結晶粒径（Ｄｃ）および粒
径比（Ｄｓ／Ｄｃ）の関係を図示する。横軸は粒径比
（Ｄｓ／Ｄｃ）、マークは板厚中心部分のフェライトの
結晶粒径（Ｄｃ）によって１０μｍ未満、１０〜３０μ
ｍ、３０μｍ超と区別して示した。本発明が規定する板
表面から板厚１０％以内のフェライトの平均結晶粒径
が、板厚中心部分のフェライトの平均粒径の９０％以下
でかつ板厚中心部分のフェライトの平均結晶粒径が１０
〜３０μｍのミクロ組織を有する供試材は耐肌荒れ性は
良好でかつ、化成処理性は付着量２ｇ／ｍ2 以上でＰ比
８５％以上であり、さらにｒ値が２以上と高く、すべて
の特性において良好であることがわかる。これに対して
板厚中心部分の結晶粒径１０μｍ未満では耐肌荒れ性は
良好であり、また粒径比０．９以下では化成処理性も良
好である。しかしｒ値は粒径比に関わらず低く、深絞り
成形性が劣る。板厚中心部分の結晶粒径３０μｍ超では
ｒ値は良好であるが、粒径比に関わらず耐肌荒れ性、化
成処理性ともに不良である。
性、ｒ値に及ぼす板厚中心の結晶粒径（Ｄｃ）および粒
径比（Ｄｓ／Ｄｃ）の関係を図示する。横軸は粒径比
（Ｄｓ／Ｄｃ）、マークは板厚中心部分のフェライトの
結晶粒径（Ｄｃ）によって１０μｍ未満、１０〜３０μ
ｍ、３０μｍ超と区別して示した。本発明が規定する板
表面から板厚１０％以内のフェライトの平均結晶粒径
が、板厚中心部分のフェライトの平均粒径の９０％以下
でかつ板厚中心部分のフェライトの平均結晶粒径が１０
〜３０μｍのミクロ組織を有する供試材は耐肌荒れ性は
良好でかつ、化成処理性は付着量２ｇ／ｍ2 以上でＰ比
８５％以上であり、さらにｒ値が２以上と高く、すべて
の特性において良好であることがわかる。これに対して
板厚中心部分の結晶粒径１０μｍ未満では耐肌荒れ性は
良好であり、また粒径比０．９以下では化成処理性も良
好である。しかしｒ値は粒径比に関わらず低く、深絞り
成形性が劣る。板厚中心部分の結晶粒径３０μｍ超では
ｒ値は良好であるが、粒径比に関わらず耐肌荒れ性、化
成処理性ともに不良である。
【００４０】（実施例２）５０ｋｇ真空溶解炉で表１に
示す化学組成の鋼塊を溶解鋳造した後、表３に示す条件
で熱延を行い、次に圧延率は７６％の冷間圧延を行い、
表３に示す条件で焼鈍を行った。ここで記号Ａ〜Ｉは本
発明例の製造条件、記号Ｊ〜Ｓは比較例の製造条件であ
る。こうして作製した厚さ０．７ｍｍの冷延鋼板のミク
ロ組織及び引張特性を調査した結果を表４に示す。
示す化学組成の鋼塊を溶解鋳造した後、表３に示す条件
で熱延を行い、次に圧延率は７６％の冷間圧延を行い、
表３に示す条件で焼鈍を行った。ここで記号Ａ〜Ｉは本
発明例の製造条件、記号Ｊ〜Ｓは比較例の製造条件であ
る。こうして作製した厚さ０．７ｍｍの冷延鋼板のミク
ロ組織及び引張特性を調査した結果を表４に示す。
【００４１】本発明例の化学成分、製造条件で作製した
試料（記号Ａ〜Ｉ）はいずれも板表面から板厚１０％以
内のフェライト平均結晶粒径が、板厚中心部分のフェラ
イト平均結晶粒径の９０％以下で前記板厚中心部分のフ
ェライト平均結晶粒径が１０〜３０μｍであり、このよ
うな材料はｒ値が１．８以上で伸びが４８％以上と高
く、また成形後に肌荒れがなく表面性状が良好であり、
また化成処理性は、燐酸亜鉛付着量が２ｇ／ｍ2 以上、
Ｐ比が８５％以上と良好である。さらに粗圧延の加熱温
度が１１５０℃以下である試験Ｃ〜Ｉはさらにｒ値、伸
び、表面性状及び化成処理性が良好であることがわか
る。
試料（記号Ａ〜Ｉ）はいずれも板表面から板厚１０％以
内のフェライト平均結晶粒径が、板厚中心部分のフェラ
イト平均結晶粒径の９０％以下で前記板厚中心部分のフ
ェライト平均結晶粒径が１０〜３０μｍであり、このよ
うな材料はｒ値が１．８以上で伸びが４８％以上と高
く、また成形後に肌荒れがなく表面性状が良好であり、
また化成処理性は、燐酸亜鉛付着量が２ｇ／ｍ2 以上、
Ｐ比が８５％以上と良好である。さらに粗圧延の加熱温
度が１１５０℃以下である試験Ｃ〜Ｉはさらにｒ値、伸
び、表面性状及び化成処理性が良好であることがわか
る。
【００４２】これに対して試験Ｊ、Ｋ、Ｌは化学成分が
本発明の範囲外であるため耐肌荒れ性、化成処理性が不
良またはｒ値、伸びが不足し成形性が十分でないことが
わかる。試験Ｍは粗圧延をＡｒ3 以上で行ったため表面
組織の微細化が行われず、耐肌荒れ性、化成処理性が良
くないことがわかる。試験Ｎは加熱温度が低く、γ域で
の表面の圧延率が十分でないので表面組織の微細化が行
われず、耐肌荒れ性、化成処理性がよくない。試験Ｏは
粗圧延の加熱温度が低くγ域での圧延を行えないため、
良好な集合組織が生成せず、ｒ値が低い。また表面層の
結晶粒の微細化も行われないため耐肌荒れ性、化成処理
性も優れない。試験Ｐは粗圧延後の再加熱の加熱速度が
低いため異常粒成長を起こし、耐肌荒れ性、化成処理性
が良くないことがわかる。試験Ｑは仕上圧延の圧延率が
低いため粒径が粗く、耐肌荒れ性、化成処理性がよくな
いことがわかる。試験Ｒは仕上圧延の仕上がり温度がＡ
ｒ3 以下であるため表面で異常粒成長を生じ、耐肌荒れ
性、化成処理性が悪いことがわかる。試験Ｓは再結晶焼
鈍温度が６５０℃未満であるため、結晶粒径が微細にな
る。そのため耐肌荒れ性は良好であるが、ｒ値が低く成
形性が劣ることがわかる。
本発明の範囲外であるため耐肌荒れ性、化成処理性が不
良またはｒ値、伸びが不足し成形性が十分でないことが
わかる。試験Ｍは粗圧延をＡｒ3 以上で行ったため表面
組織の微細化が行われず、耐肌荒れ性、化成処理性が良
くないことがわかる。試験Ｎは加熱温度が低く、γ域で
の表面の圧延率が十分でないので表面組織の微細化が行
われず、耐肌荒れ性、化成処理性がよくない。試験Ｏは
粗圧延の加熱温度が低くγ域での圧延を行えないため、
良好な集合組織が生成せず、ｒ値が低い。また表面層の
結晶粒の微細化も行われないため耐肌荒れ性、化成処理
性も優れない。試験Ｐは粗圧延後の再加熱の加熱速度が
低いため異常粒成長を起こし、耐肌荒れ性、化成処理性
が良くないことがわかる。試験Ｑは仕上圧延の圧延率が
低いため粒径が粗く、耐肌荒れ性、化成処理性がよくな
いことがわかる。試験Ｒは仕上圧延の仕上がり温度がＡ
ｒ3 以下であるため表面で異常粒成長を生じ、耐肌荒れ
性、化成処理性が悪いことがわかる。試験Ｓは再結晶焼
鈍温度が６５０℃未満であるため、結晶粒径が微細にな
る。そのため耐肌荒れ性は良好であるが、ｒ値が低く成
形性が劣ることがわかる。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】
【発明の効果】本発明は鋼組成、金属組織及び製造条件
を特定することにより、良好な化成処理性と耐肌荒れ性
を両立した、特に深絞りなどのプレス成形に好適な冷延
鋼板が提供できる。
を特定することにより、良好な化成処理性と耐肌荒れ性
を両立した、特に深絞りなどのプレス成形に好適な冷延
鋼板が提供できる。
【図１】本発明の実施例に係る粒径比（Ｄｓ／Ｄｃ）と
耐肌荒れ性、化成処理性及びｒ値との関係を示す図。
耐肌荒れ性、化成処理性及びｒ値との関係を示す図。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下と、Ｓ
ｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．５％以下と、Ｐ：０．
１％以下と、Ｓ：０．００３％〜０．０２％と、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０２〜０．１％と、Ｎ：０．０１％以下
と、Ｔｉ：０．０３〜０．０８％と、Ｂ：０．０００１
〜０．００１５％とを含有し、鋼板表面から板厚１０％
以内のフェライトの平均結晶粒径が、鋼板表面から板厚
１０％以内を除いた板厚中心部分のフェライトの平均結
晶粒径の９０％以下で、かつ前記板厚中心部分のフェラ
イトの平均結晶粒径が１０〜３０μｍであることを特徴
とするプレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の鋼板を製造する方法に
おいて、 鋼スラブをＡｃ3 以上の温度に加熱する工程と、 加熱された鋼スラブに対して、スラブ中心温度がＡｒ3
以上でかつ表面温度がＡｒ3 以上の時に圧延率３０％以
上、スラブ中心温度がＡｒ3 以上でかつ表面温度がＡｒ
3 未満の時に圧延率３０％以上で、両圧延率の総和が７
０％以上の熱間粗圧延を行う工程と、 粗圧延された鋼スラブを加熱速度５℃／ｓ以上で鋼全体
をＡｃ3 ＋５０℃以上の温度まで加熱した後、Ａｒ3 以
上の温度で圧延率５１％以上の仕上げ圧延を行う工程
と、 仕上げ圧延された熱延鋼板を冷間圧延し、６５０℃以上
の温度で再結晶焼鈍を行う工程と、 を備えたことを特徴とするプレス成形性及び耐肌荒れ性
に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１に記載の鋼板を製造する方法に
おいて、 鋼スラブをＡｃ3 以上、１１５０℃以下の温度に加熱す
る工程と、 加熱された鋼スラブに対して、スラブ中心温度がＡｒ3
以上でかつ表面温度がＡｒ3 以上の時に圧延率３０％以
上、スラブ中心温度がＡｒ3 以上でかつ表面温度がＡｒ
3 未満の時に圧延率３０％以上で、両圧延率の総和が７
０％以上の熱間粗圧延を行う工程と、 粗圧延された鋼スラブを加熱速度５℃／ｓ以上で鋼全体
をＡｃ3 ＋５０℃以上の温度まで加熱した後、Ａｒ3 以
上の温度で圧延率５１％以上の仕上げ圧延を行う工程
と、 仕上げ圧延された熱延鋼板を冷間圧延し、６５０℃以上
の温度で再結晶焼鈍を行う工程と、 を備えたことを特徴とするプレス成形性及び耐肌荒れ性
に優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32682896A JP3755218B2 (ja) | 1996-12-06 | 1996-12-06 | プレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32682896A JP3755218B2 (ja) | 1996-12-06 | 1996-12-06 | プレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10158783A true JPH10158783A (ja) | 1998-06-16 |
| JP3755218B2 JP3755218B2 (ja) | 2006-03-15 |
Family
ID=18192177
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32682896A Expired - Fee Related JP3755218B2 (ja) | 1996-12-06 | 1996-12-06 | プレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3755218B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10168544A (ja) * | 1996-12-10 | 1998-06-23 | Nkk Corp | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102605250B (zh) * | 2012-03-27 | 2014-01-15 | 首钢总公司 | 一种汽车用钢板及其生产方法 |
-
1996
- 1996-12-06 JP JP32682896A patent/JP3755218B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10168544A (ja) * | 1996-12-10 | 1998-06-23 | Nkk Corp | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその製造方法 |
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|---|---|
| JP3755218B2 (ja) | 2006-03-15 |
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