JPS59123720A - 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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- JPS59123720A JPS59123720A JP23397682A JP23397682A JPS59123720A JP S59123720 A JPS59123720 A JP S59123720A JP 23397682 A JP23397682 A JP 23397682A JP 23397682 A JP23397682 A JP 23397682A JP S59123720 A JPS59123720 A JP S59123720A
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- Japan
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- rolled steel
- steel
- rolled
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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
- 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
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
【発明の詳細な説明】
本発明は深絞り用冷延鋼板の製造方法に係り、特に連続
鋳造、連続焼鈍法による生産性のすぐれた製造方法に関
する。
鋳造、連続焼鈍法による生産性のすぐれた製造方法に関
する。
従来、深絞り用冷延鋼板は箱焼鈍法またはオープンコイ
ル焼鈍法にて製造されてきた。しかし最近連続焼鈍法を
用いて深絞り用冷延鋼板を製造する方法が数多く提案さ
れている。しかしそれらの提案された方法はすべてスラ
ブ加熱あるいは熱延更には連続焼鈍の条件を種々制限し
ている。それらの方法に共通する欠点は、このように製
造条件を厳しく制限することにより生産能率の低下ある
いは操業コストの上昇が著しくなることである。
ル焼鈍法にて製造されてきた。しかし最近連続焼鈍法を
用いて深絞り用冷延鋼板を製造する方法が数多く提案さ
れている。しかしそれらの提案された方法はすべてスラ
ブ加熱あるいは熱延更には連続焼鈍の条件を種々制限し
ている。それらの方法に共通する欠点は、このように製
造条件を厳しく制限することにより生産能率の低下ある
いは操業コストの上昇が著しくなることである。
また、近年省エネルギーおよび生産性向上の観点から連
続鋳造後の鋼片をただちにもしくは保温処理を加えて直
接圧延する方法(以下CC−DR法と称する)が採用さ
れてきている。しかし同一+−,□ 成分の素材を用いて、従来のスラブ再加熱法とCC−D
R法によって製造した鋼板の材質を比較すると、CC−
DR法によるものが数段劣るのが現状である。
続鋳造後の鋼片をただちにもしくは保温処理を加えて直
接圧延する方法(以下CC−DR法と称する)が採用さ
れてきている。しかし同一+−,□ 成分の素材を用いて、従来のスラブ再加熱法とCC−D
R法によって製造した鋼板の材質を比較すると、CC−
DR法によるものが数段劣るのが現状である。
すなわち、従来のCC−DR法は次の如き重大な欠点を
有していた。
有していた。
■ 凝固状態の結晶粒径がきわめて粗大であるため特に
極低炭素鋼では冷延後の再紹晶焼鈍時に著しい混粒もし
くはプレス時の肌荒れの原因となる粗大結晶組織と々り
やすい。
極低炭素鋼では冷延後の再紹晶焼鈍時に著しい混粒もし
くはプレス時の肌荒れの原因となる粗大結晶組織と々り
やすい。
■)熱延鋼板の結晶粒径もきわめて粗大であるため、冷
延焼鈍後も深絞り性に好ましい(1111方位の結晶の
発達が弱い。しかも極低炭素鋼をCC−DR法で熱延し
た場合(100)方位か著しく強くなりやすい。
延焼鈍後も深絞り性に好ましい(1111方位の結晶の
発達が弱い。しかも極低炭素鋼をCC−DR法で熱延し
た場合(100)方位か著しく強くなりやすい。
本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決し、生産性
にすぐれ材質向上の著しい深絞り用冷延鋼板の製造方法
を提供するにある。
にすぐれ材質向上の著しい深絞り用冷延鋼板の製造方法
を提供するにある。
本発明の要旨とするところは次のとおりである。
すなわち、重量比でC:0.015%以下、Sl:10
%以下、Mn:1.0%以下、P:0.100%以下、
A7:0.005〜0.150%、N:0.010%以
下を含有し、更に必要に応じてNb、Cr、Tiはそれ
ぞれ0.002〜0.100%の範囲で、Bば0.00
05〜o、ooso%の範囲でこれらのうちから選ばれ
た1種または2種以上を合計で0.100%以下含有し
残部がFeおよび不可避的不純物より成る溶鋼を等軸品
比が30%以上となるように連続鋳造する工程と、前記
連続鋳造スラブを室温まで冷却し再加熱後もしくは直接
に熱間圧延する工程と、前記熱延鋼板を冷間圧延後連続
焼鈍する工程と、を有して成ることを%像とする深絞シ
用冷延鋼板の製造方法、である。
%以下、Mn:1.0%以下、P:0.100%以下、
A7:0.005〜0.150%、N:0.010%以
下を含有し、更に必要に応じてNb、Cr、Tiはそれ
ぞれ0.002〜0.100%の範囲で、Bば0.00
05〜o、ooso%の範囲でこれらのうちから選ばれ
た1種または2種以上を合計で0.100%以下含有し
残部がFeおよび不可避的不純物より成る溶鋼を等軸品
比が30%以上となるように連続鋳造する工程と、前記
連続鋳造スラブを室温まで冷却し再加熱後もしくは直接
に熱間圧延する工程と、前記熱延鋼板を冷間圧延後連続
焼鈍する工程と、を有して成ることを%像とする深絞シ
用冷延鋼板の製造方法、である。
まず、本発明の基礎になった実験から説明する。
第1表に示す3種の鋼を底吹転炉とR,H脱ガス装置に
より溶製し連続鋳造機で鋼片とした。連続鋳造において
は溶鋼電磁攪拌装置を適用し凝固組織を変化させた。鋼
片はただちにあるいは一旦室温まで冷却し再加熱後、4
列の粗圧延機と7列の仕上圧延機より成る熱間圧延装置
にて3.5 wn厚の熱延鋼帯とした。仕上温度は70
0〜850℃、巻取温度は500〜580℃であった。
より溶製し連続鋳造機で鋼片とした。連続鋳造において
は溶鋼電磁攪拌装置を適用し凝固組織を変化させた。鋼
片はただちにあるいは一旦室温まで冷却し再加熱後、4
列の粗圧延機と7列の仕上圧延機より成る熱間圧延装置
にて3.5 wn厚の熱延鋼帯とした。仕上温度は70
0〜850℃、巻取温度は500〜580℃であった。
この熱延銅帯を酸洗し板厚0.8 tryに冷延後、連
続焼鈍炉で810℃、40秒の均熱と30℃/秒の冷却
速度にて再結晶焼鈍を行い、つづいて圧下率05%の第
1表 調質圧延をした。これらの冷延鋼板のランクフォード値
(下値)と伸び(Et)の異方性およびJISの結晶粒
度番号を測定し、スラブの等軸晶率との関係を第1図(
8)、(ロ)、(q、0に示した。なお異方性は圧延方
向、直角方向、45度方向の特L+C−2D 性値をそれぞれり、C,Dとし 。
続焼鈍炉で810℃、40秒の均熱と30℃/秒の冷却
速度にて再結晶焼鈍を行い、つづいて圧下率05%の第
1表 調質圧延をした。これらの冷延鋼板のランクフォード値
(下値)と伸び(Et)の異方性およびJISの結晶粒
度番号を測定し、スラブの等軸晶率との関係を第1図(
8)、(ロ)、(q、0に示した。なお異方性は圧延方
向、直角方向、45度方向の特L+C−2D 性値をそれぞれり、C,Dとし 。
から求めた。
第1図<A)、(13)、(C)、のにおいて各記号は
第2表に示す如き供試鋼と熱延方法である。
第2表に示す如き供試鋼と熱延方法である。
第1図(5)、(B)、(C1,■において、CC−D
R法を採用した場合、C:0.017%の供試鋼Aにお
いては?値が1.5以下であり、等軸晶率が大きくなる
と異方性がやや改善されるものの下値等のし第2表 ベルは低い。一方、極低炭素の供試鋼B、Cは結晶粒径
および異方性が等軸晶率によって大きく変化した。極低
炭素鋼である供試鋼B、Cを従来法で連続鋳造した場合
、等軸晶率は10%未満となり鋳造組織の多くの部分は
柱状晶であった。この場合結晶粒径は非常に大きくなり
下値は1.5付近あるいはそれ以下と低いレベルであ!
11.捷た△rは0.3以上、△Elも2%以上と大き
く、深絞シ用鋼板としては使用できなかった。しかし、
連続鋳造時に溶鋼電磁攪拌装置を使用し等軸晶率を増加
させると結晶粒径は小さくなるとともに下値は高くなり
、△r、△Etはともに小さくなり、等軸晶率が30%
以上の場合の材質は従来のスラフ゛再加熱材の材質と同
等あるいはそれ以上の水準である。なお供試鋼Bをスラ
ブ再加熱法で圧延したが等軸晶化の効果は同様に認めら
れた。
R法を採用した場合、C:0.017%の供試鋼Aにお
いては?値が1.5以下であり、等軸晶率が大きくなる
と異方性がやや改善されるものの下値等のし第2表 ベルは低い。一方、極低炭素の供試鋼B、Cは結晶粒径
および異方性が等軸晶率によって大きく変化した。極低
炭素鋼である供試鋼B、Cを従来法で連続鋳造した場合
、等軸晶率は10%未満となり鋳造組織の多くの部分は
柱状晶であった。この場合結晶粒径は非常に大きくなり
下値は1.5付近あるいはそれ以下と低いレベルであ!
11.捷た△rは0.3以上、△Elも2%以上と大き
く、深絞シ用鋼板としては使用できなかった。しかし、
連続鋳造時に溶鋼電磁攪拌装置を使用し等軸晶率を増加
させると結晶粒径は小さくなるとともに下値は高くなり
、△r、△Etはともに小さくなり、等軸晶率が30%
以上の場合の材質は従来のスラフ゛再加熱材の材質と同
等あるいはそれ以上の水準である。なお供試鋼Bをスラ
ブ再加熱法で圧延したが等軸晶化の効果は同様に認めら
れた。
これら基礎実験に基づき、供試鋼B、Cの組成と異なる
多種類の極低炭素鋼について同様な実験を繰り返した結
果、次の如く鋼成分を限定することにより、等軸晶化の
効果が更に向上し、すぐれた深絞り用鋼板が得られるこ
とが判明した。
多種類の極低炭素鋼について同様な実験を繰り返した結
果、次の如く鋼成分を限定することにより、等軸晶化の
効果が更に向上し、すぐれた深絞り用鋼板が得られるこ
とが判明した。
本発明における鋼組成の限定理由について説明する。
C;
Cは先に示した基礎実験結果かられかるように、C量が
多いと深絞り性が劣化し、かつ等軸晶化の効果が消失す
るので、0.015%以下に限定するが、好ましくは0
005%以下でおる。
多いと深絞り性が劣化し、かつ等軸晶化の効果が消失す
るので、0.015%以下に限定するが、好ましくは0
005%以下でおる。
3i、Mn1P:
Si、Mn、P はいずれも鋼の深絞り性を劣化させ
ずに高強度化するに有効な元素であるが、過剰に含有す
ると延性と表面性状の劣化を招くので、Sl、Mnはと
もに1.0%、Pはo、ioo%を上限とした。
ずに高強度化するに有効な元素であるが、過剰に含有す
ると延性と表面性状の劣化を招くので、Sl、Mnはと
もに1.0%、Pはo、ioo%を上限とした。
At:
AtはNの固定に有効な元素であり少くとも0.005
%以上は必要であるが、0.150%を越すと表面性状
を阻害するので上限を0.150%とした。
%以上は必要であるが、0.150%を越すと表面性状
を阻害するので上限を0.150%とした。
N二
NVio、010%を越えると十分な延性と耐時効性を
確保できないので0010%以下に限定した。
確保できないので0010%以下に限定した。
上記のC、S i、Mns Ps AZ% Nの各限定
ダニをもって本発明による深絞り用冷延鋼板の基本組成
とするが、更にNb、Cr、Ti、Bを下記限定量の範
囲内において、これらの1種または2種以上を同時に含
有する深絞り用冷延鋼板においても本発明の目的をよシ
有効に達成することができる。これらの限定理由は次の
如くである。
ダニをもって本発明による深絞り用冷延鋼板の基本組成
とするが、更にNb、Cr、Ti、Bを下記限定量の範
囲内において、これらの1種または2種以上を同時に含
有する深絞り用冷延鋼板においても本発明の目的をよシ
有効に達成することができる。これらの限定理由は次の
如くである。
Nb、Cr、Ti、B:
Nb、Cr、Ti、Bはいずれも本発明におけるスラブ
等軸晶化を更に助長する元素であるが、Nb、Cr%T
iについては0.002%未満、Bはo、o o o
s%未満ではその効果が認められないのでNb、Cr、
Tiの下限を0002%、Bの下限を0.0005%に
限定した。またNb、Cr、Tiは0.100%を、B
はo、ooso%を、合計で0100%を越した場合は
、いずれもその効果が飽和しコスト高に々るので、Nb
、 Cr、 ’l” iは0.100%、Bは0.00
80%、合計では0100%を上限とした。
等軸晶化を更に助長する元素であるが、Nb、Cr%T
iについては0.002%未満、Bはo、o o o
s%未満ではその効果が認められないのでNb、Cr、
Tiの下限を0002%、Bの下限を0.0005%に
限定した。またNb、Cr、Tiは0.100%を、B
はo、ooso%を、合計で0100%を越した場合は
、いずれもその効果が飽和しコスト高に々るので、Nb
、 Cr、 ’l” iは0.100%、Bは0.00
80%、合計では0100%を上限とした。
次に上記の如き組成を有する深絞り用冷延鋼板の製造工
程について説明する。
程について説明する。
まず、製鋼については特に限定しないが、Cを0.01
5%以下とするには転炉および脱ガス装置との組合せが
有効である。連続鋳造に際し、その凝固組織を制御する
ことは本発明においてはきわめて重装であり、連続鋳造
組織の等軸晶率を30%以上とすることにより深絞り性
、耐肌荒れ性にすぐれだ冷姑鋼板が製造できる。極低炭
素鋼を通常の方法にて連続鋳造した場合はほとんどが柱
状晶となるので、溶鋼電磁攪拌装置の使用あるいはそれ
以外の低温鋳込法、鋼片針金投入法等により等軸品率を
30%以上とする必要がある。この理由は明確ではない
が、まずすぐれた深絞り性が得られ、かつその異方性が
小さい原因として集合組織の変化が考えられる。すなわ
ち、低炭素鋼の場合、CC−DR法においても鋳造組織
の影響はほとんどなかったのに対し、極低炭素鋼ではδ
→γ→αの変態挙動および集合組織の形成過程が低炭素
鋼と異な92度の変態を経ても初期組織の影響を強く受
け(200)方位が残存しやすいため、(200)方位
を少なくする鋳造組織への変更が材質改善に非常に有効
であると考えられる。
5%以下とするには転炉および脱ガス装置との組合せが
有効である。連続鋳造に際し、その凝固組織を制御する
ことは本発明においてはきわめて重装であり、連続鋳造
組織の等軸晶率を30%以上とすることにより深絞り性
、耐肌荒れ性にすぐれだ冷姑鋼板が製造できる。極低炭
素鋼を通常の方法にて連続鋳造した場合はほとんどが柱
状晶となるので、溶鋼電磁攪拌装置の使用あるいはそれ
以外の低温鋳込法、鋼片針金投入法等により等軸品率を
30%以上とする必要がある。この理由は明確ではない
が、まずすぐれた深絞り性が得られ、かつその異方性が
小さい原因として集合組織の変化が考えられる。すなわ
ち、低炭素鋼の場合、CC−DR法においても鋳造組織
の影響はほとんどなかったのに対し、極低炭素鋼ではδ
→γ→αの変態挙動および集合組織の形成過程が低炭素
鋼と異な92度の変態を経ても初期組織の影響を強く受
け(200)方位が残存しやすいため、(200)方位
を少なくする鋳造組織への変更が材質改善に非常に有効
であると考えられる。
なお、上記の等軸晶化の効果は従来のスラブ再加熱法の
場合にも認められる。極低炭素鋼を素材とし通常のスラ
ブ再加熱法によって深絞シ用銅板を製造する技術はほぼ
確立しておシ、得られる材質水準はすでに非常に高いが
、スラブ組織を等軸晶化することによシ材質特に〒値お
よび異方性は更に改善される。よって本発明の等軸晶化
による材質改善法はCC−DR法は勿論、従来のスラブ
再加熱法にも適用できる。
場合にも認められる。極低炭素鋼を素材とし通常のスラ
ブ再加熱法によって深絞シ用銅板を製造する技術はほぼ
確立しておシ、得られる材質水準はすでに非常に高いが
、スラブ組織を等軸晶化することによシ材質特に〒値お
よび異方性は更に改善される。よって本発明の等軸晶化
による材質改善法はCC−DR法は勿論、従来のスラブ
再加熱法にも適用できる。
熱延条件については特に限定する必要はないが、仕上温
度が高い方が材質、特にr値に対して有利であり、巻取
温度は600℃以下とすることにより酸洗効率が向上し
、コイル長手方向の均質性の点からも好ましい。
度が高い方が材質、特にr値に対して有利であり、巻取
温度は600℃以下とすることにより酸洗効率が向上し
、コイル長手方向の均質性の点からも好ましい。
上記熱延銅帯を酸洗した後の冷間圧延における圧下率は
特に限定しないが深絞り性を十分確保するためには50
〜90%の圧下率が望凍しい。焼鈍法は極低炭素碑の場
合連続焼鈍の方が良い材質が得られるので連続焼鈍を実
施する。なお均熱後の冷却速度、過時効処理の有無など
け本発明において本質的影響は彦い。
特に限定しないが深絞り性を十分確保するためには50
〜90%の圧下率が望凍しい。焼鈍法は極低炭素碑の場
合連続焼鈍の方が良い材質が得られるので連続焼鈍を実
施する。なお均熱後の冷却速度、過時効処理の有無など
け本発明において本質的影響は彦い。
実施例
第3表に示す本発明の成分要件を満足する組成の鋼を転
炉およびRH脱ガス装置を用いて溶製し連続鋳造機で厚
さ230〜260mmの鋼片とした。
炉およびRH脱ガス装置を用いて溶製し連続鋳造機で厚
さ230〜260mmの鋼片とした。
連続鋳造において、供試鋼屈3.6は従来の電磁攪拌な
しの条件で連続鋳造し、その他の鋼は溶鋼を電磁攪拌し
て等軸晶率を70〜85%とした。これらの鋼を連@鋳
造後ただちに熱間圧延を開始するCC−DR法あるいは
鋼片を一度室温捷で冷却第4表 後再加熱する従来法によって、熱間圧延を行い板厚3.
2 tanO熱延鋼帯とした。熱延は第4表に示す如く
770〜880℃で終了し、540〜600℃で巻取り
、酸洗、冷間圧延により0.8家 の板厚の冷延鋼帯を
得た。これらの銅帯を連続焼鈍ラインにおいて第4表に
示す如く750〜800℃で40秒の均熱処理を加えた
後0.4〜0.8%の調質圧延を施した。上記の工程に
よって製造した冷延鋼板の圧延方向、圧延方向と45度
、90度の機械的性質、および粒度番号を測定し、それ
らの平均値、異方性を第5表に示した。
しの条件で連続鋳造し、その他の鋼は溶鋼を電磁攪拌し
て等軸晶率を70〜85%とした。これらの鋼を連@鋳
造後ただちに熱間圧延を開始するCC−DR法あるいは
鋼片を一度室温捷で冷却第4表 後再加熱する従来法によって、熱間圧延を行い板厚3.
2 tanO熱延鋼帯とした。熱延は第4表に示す如く
770〜880℃で終了し、540〜600℃で巻取り
、酸洗、冷間圧延により0.8家 の板厚の冷延鋼帯を
得た。これらの銅帯を連続焼鈍ラインにおいて第4表に
示す如く750〜800℃で40秒の均熱処理を加えた
後0.4〜0.8%の調質圧延を施した。上記の工程に
よって製造した冷延鋼板の圧延方向、圧延方向と45度
、90度の機械的性質、および粒度番号を測定し、それ
らの平均値、異方性を第5表に示した。
第5着からスラブ再加熱法の供試鋼扁5.6の場合、同
一成分であるにもかかわらず等軸晶率80%の本発明例
A5は等軸晶率10%以下の比較例A6に比してr値の
向上、異方性の改善が認められる。
一成分であるにもかかわらず等軸晶率80%の本発明例
A5は等軸晶率10%以下の比較例A6に比してr値の
向上、異方性の改善が認められる。
CC−DR法の場合、比較例A3は伸びとR値の異方性
△El、△rが大きく深絞りに適さないが、本発明例屋
8はMn、Pが高く高強度冷延鋼板として、その他の本
発明例s1,2.4.7は軟鋼板としていずれもすぐれ
た深絞り性を有していることがわかる。
△El、△rが大きく深絞りに適さないが、本発明例屋
8はMn、Pが高く高強度冷延鋼板として、その他の本
発明例s1,2.4.7は軟鋼板としていずれもすぐれ
た深絞り性を有していることがわかる。
本発明例の場合は粒度番号も77以上でありプレス時の
肌荒れの心配はなく、自動車外板等に最適の深絞り用冷
延鋼板が得られた。
肌荒れの心配はなく、自動車外板等に最適の深絞り用冷
延鋼板が得られた。
本発明は上記笑施例からも明らかな如く、成分を限定し
連続鋳造スラブの等軸晶比を30%以上に限定すること
により、連続鋳造、連続焼鈍による深絞り性のすぐれた
冷延鋼板を高い生産能率で製造することができる。
連続鋳造スラブの等軸晶比を30%以上に限定すること
により、連続鋳造、連続焼鈍による深絞り性のすぐれた
冷延鋼板を高い生産能率で製造することができる。
第1図(A)、(B)、(C1,◎はそれぞれ連続鋳造
スラブの等軸晶率と冷延鋼板の下、ムr、△Etおよび
結晶粒度番号との関係を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 竿 1 図 (A) j ■ 客釉晶手 (%) 算 釉 品卑 (%) 第1図 (D) 菩 相晶率 (%)
スラブの等軸晶率と冷延鋼板の下、ムr、△Etおよび
結晶粒度番号との関係を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 竿 1 図 (A) j ■ 客釉晶手 (%) 算 釉 品卑 (%) 第1図 (D) 菩 相晶率 (%)
Claims (1)
- (1) 重量比でC:0.015X以下、Sr:1.
0%以下、Mn:1.0%以下、P:0.100%以下
、At:0.005〜0.150%、N:0.010%
以下を含有し、更に必要に応じてNb、Cr、Tiはそ
れぞれ0.002〜0.100%の範囲で、Bは0.0
005〜o、o o s o%の範囲でこれらのうちか
ら選ばれた1種または2種以上を合計で0.100%以
下含有し残部7)EPeおよび不可避的不純物より成る
溶鋼を等軸晶比が30%以上となるように連続鋳造する
工程と、前記連続鋳造スラブを室温咬で冷却し再加熱後
もしくは鋳込みのまま直接熱間圧延する工程と、前記熱
延鋼板を冷間圧延後連続焼鈍する工程と、を有して成る
ことを特徴とする深絞り用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23397682A JPS59123720A (ja) | 1982-12-29 | 1982-12-29 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23397682A JPS59123720A (ja) | 1982-12-29 | 1982-12-29 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS59123720A true JPS59123720A (ja) | 1984-07-17 |
JPS6110535B2 JPS6110535B2 (ja) | 1986-03-29 |
Family
ID=16963581
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23397682A Granted JPS59123720A (ja) | 1982-12-29 | 1982-12-29 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS59123720A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59140333A (ja) * | 1983-01-28 | 1984-08-11 | Nippon Steel Corp | 2次加工性と表面処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
JPS6141722A (ja) * | 1984-08-06 | 1986-02-28 | Kawasaki Steel Corp | りん酸塩処理性の良好な極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
JPS61113724A (ja) * | 1984-11-08 | 1986-05-31 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
JPS61157660A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-17 | Nisshin Steel Co Ltd | 深絞り用非時効性冷延鋼板およびその製造法 |
-
1982
- 1982-12-29 JP JP23397682A patent/JPS59123720A/ja active Granted
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---|---|---|---|---|
JPS59140333A (ja) * | 1983-01-28 | 1984-08-11 | Nippon Steel Corp | 2次加工性と表面処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
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JPH0210853B2 (ja) * | 1984-08-06 | 1990-03-09 | Kawasaki Steel Co | |
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JPH0250978B2 (ja) * | 1984-12-28 | 1990-11-06 | Nisshin Steel Co Ltd |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6110535B2 (ja) | 1986-03-29 |
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