WO1996001335A1 - Tole d'acier au chrome a excellente formabilite a la presse - Google Patents

Tole d'acier au chrome a excellente formabilite a la presse Download PDF

Info

Publication number
WO1996001335A1
WO1996001335A1 PCT/JP1995/001341 JP9501341W WO9601335A1 WO 1996001335 A1 WO1996001335 A1 WO 1996001335A1 JP 9501341 W JP9501341 W JP 9501341W WO 9601335 A1 WO9601335 A1 WO 9601335A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
press formability
cold
under
Prior art date
Application number
PCT/JP1995/001341
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Mitsuyuki Fujisawa
Yasushi Kato
Takumi Ujiro
Susumu Satoh
Koji Yamato
Original Assignee
Kawasaki Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=15571048&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO1996001335(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Kawasaki Steel Corporation filed Critical Kawasaki Steel Corporation
Priority to EP95924505A priority Critical patent/EP0727502B1/en
Priority to US08/602,857 priority patent/US5709836A/en
Priority to DE69525730T priority patent/DE69525730T2/de
Priority to KR1019960701097A priority patent/KR100207868B1/ko
Publication of WO1996001335A1 publication Critical patent/WO1996001335A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
    • C22C27/06—Alloys based on chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Definitions

  • the present invention relates to a chromium steel sheet (hereinafter, also referred to as a ⁇ band) which is excellent in press formability, in particular, deep drawing formability and secondary work brittleness resistance.
  • a chromium steel sheet hereinafter, also referred to as a ⁇ band
  • a ferritic stainless steel sheet which is a representative type of chromium steel sheet, is usually subjected to the following steps: hot rolling, hot-rolled sheet annealing, cold rolling, and finishing annealing after heating a continuous slab. Manufactured.
  • the stainless steel thus produced is widely used in various fields such as kitchen appliances and automobile parts because of its excellent stress corrosion cracking resistance and low cost.
  • severe deep drawing is performed, and thus, there has been a problem that cracks often occur due to secondary working embrittlement.
  • Japanese Patent Publication No. 54-11770 discloses the manufacturing technology of ferritic stainless steel sheets aiming at high cold workability by adding Ti
  • Japanese Patent Publication No. 57-55787 discloses a higher rank by adding B.
  • Various technologies for producing stainless steel sheets aiming at the Ford value (hereinafter simply referred to as “r value”) have been proposed.
  • Japanese Patent Publication No. 2-7391 proposes a production technology of a stainless steel sheet which is less likely to cause brittle fracture during stretch forming after deep drawing by adding Ti and B.
  • each of these technologies had the following problems. In other words, the technology disclosed in Japanese Patent Publication No. During processing, brittle cracks were occasionally found.
  • 57-55787 is not suitable for severe deep drawing because the deep drawing property is not sufficient. Furthermore, in the technology disclosed in Japanese Patent Publication No. 2-7391, although Ti and B are added, either deep drawability or secondary work brittleness is inferior, and both characteristics are not satisfied simultaneously. Was. In addition, in each of the above techniques, there was a problem that the in-plane anisotropy of the r value (below the edge, simply abbreviated as “ ⁇ r”) was not sufficiently improved.
  • a main object of the present invention is to provide a chromium steel sheet having excellent press formability, particularly excellent deep drawability and secondary work brittleness.
  • Another object of the present invention is to provide a chromium steel sheet having an r value of 1.5 or more, ⁇ ⁇ of 0.3 or less, and a brittle crack initiation temperature of ⁇ 50: or less. Disclosure of the invention
  • the inventors have found that by controlling the chemical composition of a chromium steel sheet to an appropriate range, it is possible to simultaneously improve the deep drawability and the secondary work brittleness. In addition, they have found that it is possible to further improve the ductility of the welded portion, and have completed the present invention.
  • the mouthplate having the above characteristics has the following gist configuration.
  • n under 1.0 wt% £ i
  • P under 0.05 wt%
  • the balance is a chromium plate composed of Fe and unavoidable impurities.
  • Chromium steel sheet containing, in addition to the main components (1) above, Mo: 0.01 to 5.0 wt%, Ca: 0.0005 to 0.011 wt%, Se: 0.0005 to 025 wt% It is.
  • Fig. 1 is a graph showing the effect of the Nb content on the temperature r
  • Fig. 2 is a graph showing the relationship between the r value and the crack initiation temperature
  • Fig. 3 is a graph showing the repeated bending test method.
  • the rubber steel sheet of the present invention described in the section of the disclosure of the invention is excellent in press formability, particularly in deep drawability and secondary work brittleness, has an r value of 1.5 or more, and ⁇ ! In the following, the temperature at which brittle cracks occur is ⁇ 50 and the following conditions are satisfied.
  • C is an element that lowers the r value and elongation characteristics.
  • the content exceeds 0.03 wt%, the effect becomes remarkable.
  • the range is 0.01 wt% TF.
  • Si is an element effective for deoxidation, but an excessive addition causes a decrease in cold workability, so the addition range is 1.0 wt% il, preferably 0.5 wt%. J3 ⁇ 4 below.
  • ⁇ is an element that is effective for precipitating and fixing S present in steel and maintaining hot rollability.However, excessive addition causes a reduction in cold workability, so the range of addition is 1.Q It should be below it% £ l, preferably below 0.5 wt% i2i.
  • P 0. G5wt% or less; P is an element harmful to hot workability.
  • the content is set to 0.05% by weight or less, preferably 0.04% by weight or less.
  • the content is set to 0.015 wt% or less, preferably 0.008 wt% or less.
  • A1 is an effective element for deoxidation.However, excessive addition may cause surface flaws due to the increase of A1 inclusions, so that 0.10% or less, preferably 0.07% by weight or less Add in the range.
  • N is an element harmful to deep drawability.
  • the content exceeds 0.02 wt%, the effect becomes remarkable, so it is necessary to set the content to 0.02 wt% or less.
  • the lower limit is 0.01 wt% ⁇ .
  • Cr is an essential element for ensuring the corrosion resistance of stainless steel. If the amount is less than 5 wt%, the corrosion resistance is insufficient, while if it exceeds 60 ⁇ %, the cold workability decreases, so the addition range is 5 to 60 wt%, preferably 10 to 45 wt%.
  • the addition amount of Ti is, 4 (C + N) ⁇ 0.5 wt%, preferably 4 (C + f ⁇ 0.3 wt% to c
  • Nb 0.003 to 0.020 tt%
  • Nb is used in combination with Ti, B and the like to provide deep drawability and secondary resistance. It is a particularly important element that simultaneously improves processing brittleness. The effect cannot be obtained at less than 0.003 ⁇ %. On the other hand, if the content exceeds 0.020 wt%, the effect saturates and the production cost increases. 0.003 to 0 020 wt%, preferably 0.004 to 0.018 wt%.
  • Figure 1 shows (0.007 to 0.009) wt% C— (0.3 to 0.4) wt% Si— (0.3 to 0.4) wt% Mn- (0.02 to 0.03) wt% P— (0.005 to 0.007) wt% S— (0.02 ⁇ 0.03) wt% Al-(0.0070 ⁇ 0.0090) wt% N- (16 ⁇ 18) wt% Cr- (0.15 ⁇ 0.17) wt% Ti- (0.0008 ⁇ 0.0010) wt% B
  • This figure shows the effect of Nb on ⁇ of a steel sheet (cold rolling reduction of 82.5% by a work roll with a roll diameter of 150 mm or more). From Figure 1, delta gamma is significantly improved by adding Nb in the 0.003 wt% £ l, therefore, it is understood that the ear shape after molding Ri deep draw '
  • Figure 2 shows that (0.007-0.009) wt% C— (0.3-0.4) wt% Si— (0.3-0.4) wt% Mn— (0.02-0.03) wt% P— (0.005-0.007) wt% S — (0.02 -0.03) t% Al- (0.0 070 to 0.0090) wt% N- (16 to 18) wt% Cr- (0.15 to 0.17) wt% Ti— (0.001 to 0.018) wt% Nb- ( (0.0008 to 0.0010) Relationship between secondary work embrittlement cracking and r-value after cold-rolled steel sheet with a wt% B content (cold rolling reduction of 82.5% by a work roll on a roll diameter of 150 mm ⁇ ) The effect of the amount of Nb is shown. From Fig. 2, it can be seen that the steel sheet containing 0.003 wt% Jil has a high r-value, which is a forming limit index during deep drawing, and a low temperature
  • both deep drawing formability and secondary work embrittlement resistance can be balanced at a high level.
  • the press workability is improved by adding Ti and Nb in combination as described above, rather than adding each alone.
  • ⁇ ! ⁇ Becomes significantly smaller when both Ti and Nb are added, and has the effect of significantly improving press formability.
  • Such effects can be more reliably achieved by adding Ti and Nb in combination under the condition that Ti ZNb ⁇ 7. Can be achieved.
  • B is an element effective for improving the resistance to secondary working brittleness after deep drawing.
  • the effect cannot be obtained with less than (] J002 wt%, but excessive addition deteriorates the deep drawability, so the added amount is 0.0002 to 0.005 wt%, preferably 0.0003 to 0. 003 wt%.
  • Mo 0.01 to 5.0 wt%, preferably 0.1 to 3.0 t%;
  • Mo is an element that improves press formability (r value, ⁇ , secondary work brittleness resistance) and corrosion resistance, and is selectively added.
  • the improvement of the r value and ⁇ by the addition of Mo is due to the recrystallization grain elongation approaching 1 as the recrystallized grains of the annealed sheet become finer.
  • Ca is an element having an effect of suppressing nozzle clogging due to Ti-based inclusions at the time of production of a steel rope, and is selectively added according to the amount of Ti.
  • the Ca addition range is 0.0005 to 0.01 wt%, preferably 0.0005 to 0.006 wt%.
  • Se is an important element that enhances the fluidity of the weld metal during welding, suppresses surface defects (cracks) in the weld, and improves the ductility of the weld. These effects appear when the content of 0.0005 wt% J is added.However, if the content exceeds 0.025 wt%, the corrosion resistance is reduced.Therefore, the range of Se added is 0.0005 to 0.025 wt%, preferably 0. 0008-0. 010 wt%.
  • the object of the present invention is achieved by the above-mentioned chemical components.
  • the effect of the present invention is not impaired even if 6% (%, 0, 0.1 to 31 1:% Cu, 0.3 to 6 ⁇ % ⁇ ⁇ is added.
  • steel consisting of the above composition is usually used in converters, electric furnaces, etc.
  • hot-rolled sheet annealing hot-rolled sheet annealing
  • pickling cold-rolling
  • cold-rolled sheet annealing pickling
  • necessary a method in which cold rolling, one annealing, and one pickling are repeated may be used.
  • the roll diameter more than 150 strokes, preferably 250 to 1000 mm
  • the target can be more advantageously achieved by controlling the rolling reduction to be in the range of 30% or more, preferably 40 to 95% or more. That is, a cold rolled stainless steel sheet is generally rolled on a work roll having a roll diameter of 100 mm or less. By increasing the diameter of the roll in this way, the friction between the roll and the steel sheet surface is reduced. In addition to reducing the shear stress in the rolling direction due to rolling, the difference in stress in the plane of the sheet becomes smaller.
  • the steels of the chemical compositions shown in Tables 1, 2 and 3 were melted in a converter and secondary refining to form steel slabs, heated to 1250 ° C, and hot-rolled to a thickness of 4 0 mm hot rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet was hot-rolled sheet annealing (800 to 950)-pickling and cold-rolling-cold-rolling sheet annealing (800 to 950)-pickling was performed to form a cold-rolled steel sheet with a thickness of 0.7 mm.
  • the deep drawability (r value, ⁇ ) and the resistance to secondary working brittleness were measured, and for some steel sheets, the ductility of the weld was measured by the following method. .
  • JIS No. 5 test specimens were taken from the rolling direction of the steel sheet, 45 ° to the rolling direction, and 90 ° to the rolling direction, and the uniaxial tensile prestrain of 5 to 15%
  • the Rankford value in each direction was measured from the ratio of the ⁇ strain and the thickness strain when was given.
  • r L , r D and r T are 45 with respect to the rolling direction and the rolling direction, respectively.
  • the direction represents the Rankford value in the direction of 90 ° to the rolling direction.
  • the temperature was set to two at 5 t intervals. If any one of them had brittle cracks, the highest temperature at that time was taken as the crack initiation temperature.
  • a cold-rolled steel sheet (thickness 0.7 mm) is welded by TIG welding, and a 15 mm x 70 mm strip specimen with the welded part located at the center line is sampled and subjected to bending and bending back 20 times. After performing a repeated bending test (see Fig. 3), the occurrence of cracks from the weld was observed. This investigation was carried out for each of the 20 test pieces, and the crack occurrence rate was determined from the number of cracks.
  • the steel sheet of the present invention has characteristics of r value of 1.5 or more, ⁇ of 0.3 or less, and a crack initiation temperature of -50 t or less, which is indicative of secondary brittleness resistance. It can be seen that they have excellent deep drawing formability and secondary work brittleness resistance.
  • the steel sheet of the present invention to which Se is added further has a bead cracking rate of 10% or less in addition to the above characteristics.
  • the press working properties that cannot be obtained by the conventional steel sheet that is, excellent deep drawing formability and excellent secondary work brittleness resistance.
  • the chromium steel sheet according to the present invention it is possible to perform severe deep drawing of kitchen appliances such as deep bottom flows, automobile parts such as fuel cases, etc. It is also possible to prevent the occurrence of cracks.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

明細書 プレス成形性に優れるク αム鋼板 技術分野
本発明は、 プレス成形性、 とくに深絞り成形性および耐二次加工脆性に優れる クロム鋼板 （以下、 鐧帯も含む） に関するものである。 背景技術
クロム鋼板のうちの代表鋼種であるフェライ ト系ステンレス鋼板は、 通常、 連 続鎳造篛片を加熱した後、 熱間圧延一熱延板焼鈍一冷間圧延一仕上げ焼鈍の各ェ 程を経て製造される。
このようにして製造されたフユライ ト系ステンレス鋼は、 一般に、 耐応力腐食 割れ性に優れるとともに安価であることから各種厨房器具、 自動車部品などの分 野で幅広く使用されている。 しかしながら、 特に、 自動車燃料フィルターケース などの用途においては、 過酷な深絞り加工を行うため、 しばしば二次加工脆性に よる割れが発生するという問題が生じていた。
ところで、 フユライ ト系ステンレス綱板の深絞り成形性あるいは耐二次加工脆 性を改善するために、 これまでにも数多くの試みがされている。
例えば、 特公昭 54- 11770号公報には、 Ti添加により高い冷間加工性を目指した フェライ ト系ステンレス鐧板の製造技術が、 また特公昭 57- 55787号公報には、 B 添加により高いランクフォード値 （以下、 単に 「r値」 と略記する） を目指した フヱライ ト系ステンレス鋼板の製造技術がそれぞれ提案されている。 さらに、 特 公平 2-7391号公報には、 T iと Bの添加により深絞り後の張り出し成形時に脆性割 れを生じにくいフユライ ト系ステンレス鋼板の製造技術が提案されている。 しかし、 これらの技術には、 それぞれ以下に述べるような問題点があった。 すなわち、 特公昭 54- 11770号公報に開示の技術では、 過酷な深絞り加工後の二次 加工時に脆性割れが散見されることがあった。 また、 特公昭 57- 55787号公報に開 示の技術では、 深絞り性が十分でないために過酷な深絞り加工には適さなかつた。 さらに、 特公平 2-7391号公報に開示の技術では、 Tiと Bを添加しているものの、 深絞り性か二次加工脆性のいずれかの特性が劣り、 両特性を同時に満足するもの ではなかった。 その上、 上記の各技術では、 r値の面内異方性 （辺下、 単に 「Δ r」 と略記する） が、 十分には改善されていないという問題があった。
このように、 上記既知技術はいずれも、 深絞り成形性あるいは二次加工脆性の I、ずれか一方の特性を向上させるが、 これら両特性を同時に満足させるものでは ないという共通した問題点を抱えていた。 このため、 過酷な深絞り加工を行った 場合、 その後の二次加工脆性割れが危惧されていた。
そこで、 本発明の主たる目的は、 プレス成形性、 とくに深絞り成形性と耐二次 加工脆性とが共に優れるクロム鋼板を提供することにある。
本発明の他の目的は、 r値が 1. 5 以上、 Δ ι·が 0. 3以下で、 しかも脆性割れの 発生温度が- 50 :以下を満たすクロム鋼板を提供することにある。 発明の開示
さて、 上掲の目的の実現に向けて鋭意研究した結果、 発明者らは、 クロム鋼板 の化学組成を適切な範囲に制御することにより、 深絞り成形性と二次加工脆性と を同時に改善し、 またさらに溶接部の延性をも改善することが可能であることを 見いだし、 本発明を完成するに至った。
上記特性を有するク口ム鐧板は、 以下のような要旨構成を有する。
(1) 本発明は、
C ： 0. 03wt%J¾下、 Si： 1. 0 wt%以下、
n： 1. 0 wt%£i下、 P ： 0. 05wt%以下、
S ： 0. 015 wt%]¾下、 A1： 0. 10wt%以下、
N： 0. 02wt%以下、 Cr： 5〜60wt%、
Ti： 4 (C+N)〜0. 5 wt%、 Nb： 0. 003〜0. 020 wt%、 B ： 0. 0002〜0. 005 wt%を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなるクロム鐧板である。
(2) 本発明は、
上記 ) の主要成分に加えて、 さらに Mo： 0. 01〜5. 0 wt%を含有するクロム鋼 板である。
(3) 本発明は、
上記 ) の主要成分に加えて、 さらに Ca： 0. 0005~0.
Figure imgf000005_0001
クロム 鋼板である。
(4) 本発明は、
上記 U) の主要成分に加えて、 さらに56 : 0. 0005〜0. 025 wt%を舍有するクロ ム鋼板である。
(5) 本発明は、
上記（1) の主要成分に加えて、 さらに Mo： 0. 01〜5. 0 wt%、 Ca： 0. 0005〜0. 01 wt%を舍有するクロム鋼板である。
(6) 本発明は、
上記 α) の主要成分に加えて、 さらに Mo： 0. 01〜5. 0 wt%、 Se： 0. 0005-0. 02 5 wt%を含有するクロム鋼板である。
(7) 本発明は、
上記（1) の主要成分に加えて、 さらに Ca： 0. 0005〜0. 01wt%、 Se： 0. 0005〜0. 025 wt%を含有するクロム鋼板である。
(8) 本発明は、
上記（1) の主要成分に加えて、 さらに Mo： 0. 01〜5. 0 wt%、 Ca： 0. 0005〜0. 01 wt%、 Se： 0. 0005〜 025 wt%を含有するクロム鋼板である。
(9) 本発明は、
上記（2) (5) (6) (8) のいずれかに記載の各クロム鋼板において、 Mo含有量が Mo： 0. 1 〜3. 0 wt%であるクロム鋼板である。
(10)そして、 本発明は、 上記（1) ~ (9) のいずれかに記載の各クロム鋼板において、 Ti含有量と b含有量 との関係が、 T iZNb≥ 7を満たして含有するクロム鋼板である。 図面の簡単な説明
第 1図は、 厶 rに及ぼす Nb含有量の影響を示すグラフであるり、 第 2図は、 r 値と割れ発生温度との関係を示すグラフであり、 第 3図は繰り返し曲げ試験方法 を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
この発明を実施するための好適条件について次に説明する。
前記発明の開示の項で説明した本発明のク αム鋼板は、 プレス加工性とくに深 絞り成形性と耐二次加工脆性と優れ、 r値が 1. 5以上、 △ !·が 0. 3 以下で、 しか も脆性割れの発生温度が- 50 で以下を満たすものである。
本発明における、 各成分元素の作用と数値限定の理由について以下に説明する。
C ： 0, 03wt%J¾T；
Cは、 r値および伸び特性を低下させる元素である。 とくに、 0. 03wt%を超え るとその影響が顕著になるので 0. 03wt%j 下とする必要がある。 好ましくは 0. 01 wt% TFの範囲がよい。
S i： 1. 0 wt%以下；
S iは、 脱酸のために有効な元素であるが、 過剰の添加は冷間加工性の低下を招 くので、 その添加範囲は 1. 0 wt%i l下、 好ましくは 0. 5 wt%J¾下とする。
Mn： 1. 0 t%J¾ ；
Ιίηは、 鋼中に存在する Sを析出固定し、 熱間圧延性を保っために有効な元素で あるが、 過剰の添加は冷間加工性の低下を招くので、 その添加範囲は 1. Q it%£l 下、 好ましくは 0. 5 wt%i2i下とする。
P ： 0. G5wt%以下； Pは、 熱間加工性に有害な元素である。 とくに、 0.05wt%を超えるとその影響 が顕著になるので 0.05wt%以下、 好ましくは 0.04wt%以下とする。
S ： 0.015 wt%H ；
Sは、 結晶粒界に偏折し、 粒界脆化を促進する有害な元素である。 とくに、 0. 015 wt%を超えるとその影響が顕著になるので 0.015 wt%以下、 好ましくは 0.00 8 wt%以下とする。
A1： 0.10wt%J¾下；
A1は、 脱酸のために有効な元素であるが、 過剰な添加は A1系介在物の増加によ り、 表面疵を招く原因となるので 0.10^%以下、 好ましくは 0.07wt% ^下の範囲 で添加する。
N： 0. G2wt%以下；
Nは、 Cと同様に、 深絞り成形性に有害な元素である。 とくに、 0.02wt%を超 えるとその影響が顕著になるので 0.02wt%以下とする必要がある。 好ましくは 0. 01wt%^下の範囲がよい。
Cr： 5〜60wt%；
Crは、 ステンレス鋼としての耐食性を確保するためには不可欠な元素である。 その量が 5 wt%未満では耐食性が不足し、 一方 60^%を超えての添加は冷間加工 性の低下を招くので、 その添加範囲は 5〜60wt%、 好ましくは 10〜45wt%とする c
Ti： 4(C+N)〜0.5 wt%；
は、 深絞り性に有害な C， Nを析出固定し、 高い深絞り性を確保するために 有用な元素である。 その効果は、 4(C+N)wt%未満では得られず、 一方 0.5wt %を 超えて添加してもこれらの効果が飽和するのみでなく、 製造性が低下する。 した がって、 Tiの添加量は、 4(C+N)〜0.5 wt%、 好ましくは 4(C+f 〜0.3 wt%とする c
Nb： 0.003 ~0.020 tt%；
Nbは、 本発明において、 Ti, Bなどとの複合添加により深絞り成形性と耐二次 加工脆性とを同時に改善する特に重要な元素である。 その効果は、 0.003 ^%未 満では得られず、 一方、 0.020 wt%を超えて添加しても効果が飽和し、 却って製 造コストの上昇を招くことになるので、 Nbの添加量は、 0.003 〜0 020 wt%、 好 ましくは 0.004 -0.018 wt%とする。
ここで、 深絞り成形性と耐二次加工脆性とに及ぼす Nbの効果を、 図により詳細 に説明する。 第 1図は、 （0.007~0.009)wt%C—（0.3〜0.4)wt%Si—（0.3~0.4) wt%Mn-(0.02 〜0.03 )wt%P— (0.005〜0.007)wt% S—（0.02 ~0.03 )wt%Al -(0.0070 ~0.0090 )wt%N-( 16〜18) wt%Cr-(0.15 ~0.17) wt%Ti-(0.0 008 ~0.0010) wt%Bを舍有する冷延鋼板 （ロール径 150mm以上のワークロール による冷間圧下率が 82.5%) の Δ Γに及ぼす Nbの影響を示したものである。 図 1 から、 Δ Γは 0.003 wt%£l上の Nb添加により著しく改善され、 したがって、 深絞' り成形後の耳形状が大きく改善されることがわかる。
また、 図 2は、 （0.007〜0.009)wt%C— (0.3〜0.4)wt%Si— (0.3〜0.4)wt%Mn — (0.02 -0.03 )wt%P—（0.005〜0.007)wt%S—（0.02 -0.03 ) t%Al-(0.0 070 ~0.0090 )wt%N-( 16〜18) wt%Cr-(0.15 〜0.17) wt%Ti—（0.001〜0. 018)wt%Nb-(0.0008 〜0.0010) wt%Bを舍有する冷延鋼板 （ロール径 150mm ΡΛ 上のワーク口ールによる冷間圧下率が 82.5%) の加工後の二次加工脆化割れと r 値との関係に及ぼす Nb量の影響を示す。 図 2から、 を 0.003 wt%Jil上含有する 鋼板は、 深絞り成形時の成形限界指標となる r値が高く、 脆化割れ発生温度が低 いことがわかる。
以上説明したように、 0.003 wt%以上の Nbを含有させることにより、 深絞り成 形性と耐二次加工脆性の両者が高い水準でバランスしうることが示される。
TiZNb≥ 7
上述した Tiと Nbとは、 それぞれ単独で添加するよりも、 複合添加することによ りプレス加工性が向上する。 特に△ !·は、 Tiと Nbとを共に添加した場合に著しく 小さくなり、 プレス加工性を顕著に改善する作用がある。 このような効果は、 Ti ZNb≥ 7を満たす条件で、 Tiと Nbとを複合添加することによって、 一層確実に達 成することができる。
B ： 0. 0002〜0. 005 t%；
Bは、 深絞り成形後の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。 そ の効果は、 （]J002wt%未満では得られないが、 過剰の添加は深絞り成形性を劣化 させるので、 その添加量は 0. 0002〜0. 005 wt%、 好ましくは 0. 0003〜0. 003 wt% とする。
Mo： 0. 01〜5. 0 wt%、 好ましくは 0. 1 〜3. 0 t%；
Moは、 プレス成形性 （r値、 Δ Γ、 耐二次加工脆性） および耐食性を向上させ る元素であり、 選択的に添加される。 Mo添加による r値、 Δ Γの向上は、 焼鈍板 の再結晶粒の微細化とともに再結晶粒展伸度が 1に近くなることによるものであ る。 これらの効果は 0. 01wt%J^上の添加で得られるが、 5. 0wt %を超えての添加 は深絞り成形性の低下を招くので、 Moの添加量は 0. 01〜5. Owt %とする。 なお、 好ましい添加量は 0. 1 ~3. Owt %である。
Ca： 0. 0005-0. 01 t%
Caは、 製綱鐯造時における Ti系介在物によるノズル詰まりを抑制する効果を有 する元素であり、 Ti量に応じて選択的に添加される。 しかしながら、 過剰に添加 すると Ca系介在物が脆性破壊の起点なりうるので、 Caの添加範囲は 0. 0005〜0. 01 wt%、 好ましくは 0. 0005〜0. 006 wt%とする。
Se： 0. 0005〜0. 025 t%
Seは、 溶接の際における溶接金属の流動性を高め、 溶接部の表面欠陥 （割れ） を抑制し、 溶接部延性を向上させる重要な元素である。 これらの効果は、 0. 0005 wt%J¾上の添加で現れるが、 0. 025 wt%を超えると耐食性が低下するので、 Seの 添加範囲は 0. 0005〜0. 025 wt%、 好ましくは 0. 0008-0. 010 wt%とする。
本発明の目的は、 上述した化学成分により達成されるが、 これらの成分に加え て 0. 01〜0. 5 wt%の V、 0. 3 〜6 ¾^%の1^、 0. 3 〜6 ¾^%の(：0、 0. 1 〜3 1:%の Cu、 0. 3 〜6 ^^%の\^を添加しても本発明の効果は損なわれるものではない。 本発明鋼板の製造工程は、 上記の成分組成からなる鋼を転炉、 電気炉等の通常 の製鋼炉で溶製し、 連続錶造法または造塊法で鋼片とした後、 熱間圧延一 （熱延 板焼鈍） 一酸洗一冷間圧延一冷延板焼鈍一酸洗、 必要に応じて、 さらに冷間圧延 一焼鈍一酸洗を繰り返し行う方法によればよい。
ただし、 上記冷間圧延工程において、 冷間圧延条件のうち、 とくに冷間圧延ヮ 一クロールの口一ル径と冷間圧延の圧下率を、 ロール径： 150画 以上、 好ましく は 250〜1000mm、 圧下率は： 30%以上、 好ましくは 40〜95%以上の範囲に制御す れば、，より一層有利に目標を達成することができる。 すなわち、 ステンレス冷延 鐧板は、 一般に、 ロール径 100mm 以下のワークロールにて圧延されるが、 ロール 怪をこのように口ール径を大径化することによって、 ロールと鋼板表面との摩擦 による圧延方向の剪断応力が軽減されるとともに、 板面内における応力の差が小 さくなる。 その結果、 耐二次加工跪性を劣化させることなく、 r値および Δ Γを —層改善できる。 ここで、 ロール径が 150mm 未満の場合、 あるいはロール径が 15 0mm 以上であってもこのロールによる圧下率が 30%未満の場合には、 その効果が 不十分であり、 □一ル径が 1000mmを超えると□ールを駆動するに必要な動力が過 大となるので経済的に不利となり、 また、 このロールによる圧下率が 95%を超え るとロールと鋼板との固着により、 鋼板の表面性状が劣化する傾向になる。
実施例
実施例 1
第 1表、 第 2表および第 3表に示す化学組成の鐧を転炉、 二次精鍊にて溶製し、 鋼片とした後、 1250°Cに加熱後、 熱間圧延により板厚 4. 0mm の熱延板とした。 こ の熱延板を、 熱延板焼鈍 （800〜950 ) —酸洗一冷延ー冷延板焼鈍 （800〜95 0 ) —酸洗により板厚 0. 7 mmの冷延鋼板とした。
上記方法により得られた鋼板を供試材として、 深絞り成形性 （r値、 Δ Γ ) 、 耐二次加工脆性を、 また一部の鋼板については溶接部の延性を下記の方法により 測定した。
Figure imgf000011_0001
¾s * W
£s/sefcv3d： 5εεΙ0/96 OAV
Figure imgf000012_0001
½ 1& ^ ^
， £S/S6fcvld3：
關 1 > 1100 Ό 810 Ό 100 ·0 8S00 Ό εεο "ο 900 ·0 510 Ό 91 "0 οε Ό 110 Ό 關 I > 2190 Ό 6000 Ό Ul Ό 100"0 6 ·ίΙ £600 ·0 090 ·0 900 ·0 220 "0 εε'ο 2Ζ Ό 900 Ό 關 2690 "0 2100 Ό 0100 "0 100 Ό 8Η Ό ϊ 'ί 2800 "0 020 "0 900 "0 120 ·0 9ΖΌ 62 "0 600 Ό
91S0O iioo ·ο 8000 Ό 100 Ό m "ο 0"1S 6900 "0 S20"0 200 Ό 920 Ό 22 Ό 8ΐ Ό 900 ·0 關 081 9200 "0 6000 "0 100 Ό oei Ό s'oe UOO'O ΟΐΟΌ 010 ·0 6ί0·0 22 '0 9ΐ ·0 900 Ό 6£ ί 6oe 0·0 8100 "0 6000 Ό ΐΟΟΌ 60 0 1600 "0 9eo ·ο εοο'ο οε'ο 61 Ό ΟΐΟ Ό 關 £82 ίΌΖ0"0 ΐθΐ 1000 "0 100 "0 £82 "0 6 "91 9900 Ό Α00Ό 5Γ0 210 Ό
8Π 9Ζ90Ό Ε900 Ό 0200 Ό 100 Ό 8ΐΐ Ό 0'Ζΐ 6Ζ00Ό 2£0Ό 800 Ό 92 Ό S2O 600 Ό 98
½蘭 CT Ό ΟΐΟΟΌ 200 Ό 621 Ό ΐ ·Π 8800 "0 SOO'O 900 Ό Ε20Ό ιε·ο 9ΕΌ ΠΟΌ 關 Ή eei Ζ680 Ό 8100 Ό eooo Ό 100 Ό Ε£Ι Ό Ο'Ζΐ 8i00'0 οεο'ο ·0 610 Ό 52 Ό ZZ'Q SIO'O
09Ζ0Ό 1000 Ό ΐΟΟΌ m Ό 8·9ΐ 0900*0 9Ζ0·0 ·0 8Ζ0Ό 6ΐ ·0 "0 ετο'ο εε m\ "ο 8200 "0 編 0 Ό 100 "0 in "o on 9800 '0 ISO'O iOO'O ΖΓ0 92 Ό Z10 Ό
¾ qN/！丄 Β3 9 ！丄 J3 N IV !S 0
¾3
拏 s镇
• r値、 △ r
鋼板の圧延方向、 圧延方向に対して 45 °の方向、 圧延方向に対して 90 °の各方 向から J I S 5号試験片を採取し、 この試験片に 5〜15%の単軸引張予歪を与え た時の橫ひずみおよび板厚ひずみの比から各方向のランクフォード値を測定し、 次式によって求めた。
r = (r L + 2 r D + r τ ) /4
A r = (rL -2 rD + rT ) /2
ただし、 rL、 rD および rT は、 それぞれ圧延方向、 圧延方向に対して 45。の 方向、 圧延方向に対して 90°の方向のランクフォード値を表す。
•耐二次加工脆性
絞り比 2で深絞り加工したカツプ状試験片を- 100〜20°Cの特定温度に保持した 後、 落重試験（重錘 5kg、 落差 0.8 m) によりカップ頭部に衝擊荷重を負荷し、 力ップ側壁部における脆性割れの有無から、 割れ発生温度を求めた。
いずれの鋼についても、 温度は 5 t間隔で 2個づっ行い、 その内 1個でも脆性 割れが発生すれば、 その時の最も高い温度を割れ発生温度とした。
•溶接部延性
冷延鋼板 （板厚 0.7 mm) を T I G溶接法で溶接し、 溶接部を中心線に配した 1 5mmx 7 0 mmの短冊状試験片を採取し、 曲げ一曲げ戻し加工を 2 0往復付 与する繰り返し曲げ試験 （第 3図参照） を行った後、 溶接部からの割れ発生の有 無を観察した。 この調査を各供試材についてそれぞれ 2 0本づっ行い、 割れ発生 本数から割れ発生率を求めた。
これらの試験結果を、 第 4表に示す。
第 4表 冷延 割れ E-F 、冷'八延 割れ ビ-ト' 綱 No D ―
- < r値 Γ 発生 曲げ 備 考 鑭 No Π一 r値 Δ r 発生 曲げ 備 考 割れ ¾έ 温度 割れ
(mm) ） (mm) ）
1 180 1.72 0.14 -70 一 発明例 2 3 180 1.82 0.03 -65 一 発明例
2 180 1.76 0.11 -75 一 発明例 2 4 180 1.79 0.05 -70 0 発明例
3 180, 1.65 0.12 -60 一 発明例 2 5 180 1.86 0.03 -70 0 発明例
4 300 1.68 0.04 -65 一 発明例 2 6 180 1.61 0.10 -65 0 発明例
5 180 1.63 0.09 -65 一 発明例 2 7 180 1.81 0.06 -70 0 発明例
6 180 1.65 0.07 -75 一 発明例 2 8 180 1.90 0.09 -65 0 発明例
7 80 1.63 0.07 -80 一 発明例 2 9 180 1.73 0.10 -60 5 発明例
8 180 1.59 0.10 - 80 — 発明例 3 0 180 1.69 0.15 -65 0 発明例
9 180 1.58 0.13 -85 — 発明例 3 1 180 1.79 0.12 -70 0 発明例
1 0 80 1.56 0.24 -55 一 発明例 3 2 180 1.61 0.41 -60 — 比較例
1 1 80 1.62 0.11 -60 ― 発明例 3 3 180 1.60 0.42 - 5 — 比較例
1 2 180 1.53 0.14 -50 一 発明例 3 4 80 1.47 0.45 -45 一 比較例
1 3 80 1.53 0.19 - 55 一 発明例 3 5 80 1.45 0.41 - 55 一 比較例
1 4 180 1.55 0.14 -50 一 発明例 3 6 80 1.41 0.43 -60 一 比較例
1 5 300 1.56 0.15 - 55 — 発明例 3 7 180 1.63 0.41 15 — 比較例
1 6 180 1.53 0.17 -50 一 発明例 3 8 300 1.45 0.50 -40 一 比較例
1 7 180 1.73 0.11 -75 一 発明例 3 9 180 1.38 0.43 -35 一 比較例
1 8 180 1.95 0.03 -75 一 発明例 4 0 180 1.25 0.63 -25 一 比較例
1 9 180 2.01 0.02 -80 発明例 4 1 180 1.68 0.43 -55 比較例
2 0 180 1.80 0.04 -70 発明例 4 2 180 1.28 0.50 -40 30 比較例
2 1 180 1.85 0.02 -70 発明例 4 3 180 0.93 0.71 -40 30 比較例
2 2 180 1.76 0.05 -65 発明例 第 4表から、 本発明鋼板は、 r値が 1.5 以上、 Δ Γが 0.3以下、 また耐二次加 ェ脆性を示す割れ発生温度が- 50 t以下の特性を示し、 いずれも比較例に比べて 優れた深絞り成形性および耐二次加工脆性を有していることがわかる。
また、 Seを添加した本発明鋼板は、 上記特性に加えてさらに、 ビードの割れ発 生率も 1 0%以下である。 実施例 2
第 1表に示す鋼のうち、 鋼 No. 1と 6を、 転炉、 二次精鍊にて溶製し、 鋼片と した後、 1250でに加熱後、 熱間圧延により板厚 4.0mm の熱延板とした。 この熱延 板を、 熱延扳焼鈍 （800 〜950 :) 一酸洗一冷延ー冷延板焼鈍 （800〜950 —酸洗により板厚 0.7 mmの冷延鋼板とした。 ここで、 板厚 4.0mm—0.7 mm (総圧 下率 82.5%) の冷延工程を冷延工程 I (板厚 4. ϋπιπι→X mm) 及び冷延工程 Π (板 厚 X mm→0.7 mm) に分け、 この工程を種々のロール径、 圧下率条件で圧延を行 つた。 得られた鋼板から試験片を採取し、 実施例 1と同様な試験を行い、 特性 を評価した。 その結果を、 圧延条件とともに第 5表に示す。 第 5表 冷間圧延条件 鐧 No： 1 鐧 No： 6
実
験 冷延 I 冷延 Π 割れ 割れ
No r値 厶 Γ 発生 r値 Δ r 発生
口 一 レ g 圧下率 ロール 圧下率
(mm) ）
1 80 82.5 1.70 0.24 -70 1.62 0.12 -75
2 180 20.0 80 78.2 1.70 0.23 -70 1.63 0.11 -75
3 180 35.0 80 73.1 1.81 0.12 -70 1.70 0.07 -75
4 180 50.0 80 65.0 1.82 0.10 -70 1.70 0.06 -75
5 180 82.5 1.85 0.08 -75 1.71 0.05 -75
6 300 35.0 80 1 73.1 1.75 0.13 -75 1.70 0.06 -80 第 5表から、 本発明鋼板はいずれも、 一層優れた深絞り成形性および耐二次加 ェ脆性を有することがわかる。 産業上の利用可能性
以上説明したように、 本発明にかかるク口ム鋼板によれば、 従来のク□ム鋼板 では得られなかったプレス加工特性、 すなわち、 優れた深絞り成形性と優れた耐 二次加工脆性とを共に有するというプレス加工に有利な特性が得られる。 従って、 本発明にかかるクロム鋼板によれば、 例えば深底流し合などの厨房器具、 燃料ケ ースなどの自動車用部品などの過酷な深絞り加工が可能になり、 しかもその後の 二次加工脆性割れの発生を防止することも可能になる。

Claims

清求の範面
1 . CC ：: 00.J 033wwtt%%以以下下、、 Si ： 1. 0 wt%J^下、
Mn ： 1. 0 wt%以下、 P ： 0. 05wt%以下、
S ： 0. 015 wt%J¾下、 A1 ： 0. 10wt%J¾下、
N ： 0. 02wt%£l下、 Cr ： 5〜60wt%、
Ti 4 (C+N)〜0. 5 wt%、 Nb ： 0. 003 ~0. 020 wt%、
B ： 0. 0002〜0. 005 wt%を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とするプレス成形性に優れる ク nム鋼板。
2 . CC ：： 00.. Q033wwtt%%以以下下、、 Si： 1. G wt%以下、
n： 1. 0 wt%£l下、 P ： 0. 05^%以下、
S ： 0. 015 wt%以下、 A1 ： 0. 10wt%以下、
N ： 0. 02wt%以下、 Cr ： 5〜60wt%、
Ti ： 4 (C+N)〜0. 5 wt%、 Nb ： 0. 003 ~0. 020 wt%、
B ： 0. 0002-0. 005 wt%、 Mo ： 0. 01~5. 0 wt%を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とするプレス成形性に優れる ク□ム鋼板。
3 . CC :： 00.. 0033wwtt%%以以下下、、 Si : l. 0 wt%^下、
Mn ： 1. 0 wt%以下、 P ： 0. 05wt%Ji[下、
S ： 0. 015 wt%以下、 A1 ： 0. 10wt%以下、
N ： 0. 02wt%以下、 Cr ： 5 ~60wt%、
Ti ： 4 (C+N) ~0. 5 wt%、 Nb ： 0. 003 〜0. 020 wt%、
B ： 0. 0002〜0. 005 wt%、 Ca ： 0. 0005〜0. 01wt%を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなることを特徵とするプレス成形性に優れる ク口ム鋼板。
4 . C ： 0. 03w t%以下、 Si ： 1. 0 wt%以下、 Mn ： 1. 0 wt%以下、 P ： 0. 05wt%以下、
S ： 0. 015 wt%以下、 Al： 0. 10wt%Jil下、
N ： 0. 02wt%^下、 Cr： 5〜60wt%、
Ti ： 4 (C+N)〜0. 5 wt%、 Nb ： 0. 003〜0. 020 wt%、
B ： 0. 0002〜0. 005 wt%. Se ： 0. 0005-0. 025 wt%をを含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とするプレス成形性に優れる ク□ム鋼板。
5 . CC ：： 00.. 0033wwtt%%以以下下、、 Si : l. 0 wt%以下、
Mn : 1. 0 wt%_¾下、 P ： 0. 05wt%以下、
S ： 0. 015 wt%£[下、 A1： 0. 10wt%J^下、
N ： 0. 02wt%_¾下、 Cr： 5〜60wt%、
T i ： 4 (ON)〜0. 5 wt%、 Nb： 0. 003〜0. 020 wt%、
B ： 0. 0002〜0. 005 wt%、 Mo ： 0. 01-5. 0 wt%、
Ca ： 0. 0005〜0. 01wt%を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とするプレス成形性に優れる ク口ム鋼板。
6 . CC ：： 00.. 0033wwtt%%JJ¾¾下下、、 Si ： 1. 0 wt%£TF、
Mn ： 1. 0 wt%£下、 P ： 0. 05wt%£l下、
S ： 0. 015 wt%以下、 A1： 0. 10wt%i¾下、
N ： 0. 02wt%以下、 Cr： 5〜60wt%、
Ti ： 4 (C+N)〜0. 5 wt%、 Nb： 0. 003 -0. 020 wt%、
B ： 0. 0002〜0. 005 wt%、 o ： 0. 01-5. 0 wt%、
Se： 0. 0005〜0. 025 wt%を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなることを特徵とするプレス成形性に優れる ク□ム鋼板。
7 . C ： 0. 03wt%以下、 Si : l. Q wt%J¾下、
Mn： 1. 0 wt%j¾下、 P ： 0. 05wt%以下、 S ： 0. 015 wt%以下、 Λ1： 0. 10wt%以下、
N ： 0. 02wt%S下、 Cr ： 5〜60wt%、
Ti ： 4 (C+N)〜0. 5 wt%、 Nb ： 0. 003 〜0. 020 wt%、
B ： 0. 0002〜0. 005 wt%、 Ca： 0. 0005〜0. 01wt%.
Se： 0.議5〜0. 025 wt%を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とするプレス成形性に優れる ク口ム鋼板。
8 . C ： 0. 03wt%以下、 Si ： 1. 0 wt%以下、
Mn ： 1. 0 wt%£l下、 P ： 0. 05wt%以下、
S ： 0. 015 ^%以下、 A1 0. 10wt%¾下、
N ： 0. 0 t%以下、 Cr ： 5〜60wt%、
Ti ： 4 (C+N) ~0. 5 wt%、 Nb ： 0. 003 〜0. 020 wt%、
B ： 0. 0002〜0· 005 wt%、 Mo ： 0. 01-5. 0 wt%、
Ca ： 0. 0005〜 01 t%. Se ： 0. 0005〜0. 025 wt%を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とするプレス成形性に優れる ク ηム鋼板。
9 . 請求項 2、 5、 6、 8のいずれか 1項に記載のクロム鋼板において、 Mo含有 量が Mo ： 0. 1 〜3. 0 wt%であるク ム鐧板。
10. 請求項 1〜 9にのいずれか 1項に記載のクロム鋼板において、 Ti含有量と Nb 含有量との関係が、 T iZNb≥ 7を満たして舍有するク口ム鋼板。
PCT/JP1995/001341 1994-07-05 1995-07-05 Tole d'acier au chrome a excellente formabilite a la presse WO1996001335A1 (fr)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP95924505A EP0727502B1 (en) 1994-07-05 1995-07-05 Chromium steel sheet excellent in press formability
US08/602,857 US5709836A (en) 1994-07-05 1995-07-05 Chromium steel sheets having an excellent press formability
DE69525730T DE69525730T2 (de) 1994-07-05 1995-07-05 Chromstahlplatte mit hervorragender pressbarkeit
KR1019960701097A KR100207868B1 (ko) 1994-07-05 1995-07-05 프레스 성형성이 우수한 크롬 강판

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP6/153831 1994-07-05
JP6153831A JP2933826B2 (ja) 1994-07-05 1994-07-05 深絞り成形性と耐二次加工脆性に優れるクロム鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO1996001335A1 true WO1996001335A1 (fr) 1996-01-18

Family

ID=15571048

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP1995/001341 WO1996001335A1 (fr) 1994-07-05 1995-07-05 Tole d'acier au chrome a excellente formabilite a la presse

Country Status (6)

Country Link
US (1) US5709836A (ja)
EP (1) EP0727502B1 (ja)
JP (1) JP2933826B2 (ja)
KR (1) KR100207868B1 (ja)
DE (1) DE69525730T2 (ja)
WO (1) WO1996001335A1 (ja)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3373983B2 (ja) * 1995-08-24 2003-02-04 川崎製鉄株式会社 プレス成形性、耐リジング性および表面性状に優れるフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
US5851316A (en) * 1995-09-26 1998-12-22 Kawasaki Steel Corporation Ferrite stainless steel sheet having less planar anisotropy and excellent anti-ridging characteristics and process for producing same
US6855213B2 (en) 1998-09-15 2005-02-15 Armco Inc. Non-ridging ferritic chromium alloyed steel
US6214289B1 (en) * 1999-09-16 2001-04-10 U. T. Battelle Iron-chromium-silicon alloys for high-temperature oxidation resistance
AU2001276679A1 (en) * 2000-08-01 2002-02-13 Nisshin Steel Co. Ltd. Stainless steel fuel tank for automobile
WO2002010631A1 (fr) * 2000-08-01 2002-02-07 Nisshin Steel Co., Ltd. Tuyau d'alimentation de petrole en acier inoxydable
EP1225242B1 (en) * 2001-01-18 2004-04-07 JFE Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet with excellent workability and method for making the same
KR100762151B1 (ko) 2001-10-31 2007-10-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 딥드로잉성 및 내이차가공취성이 우수한 페라이트계스테인리스강판 및 그 제조방법
JP2003277891A (ja) * 2002-03-27 2003-10-02 Nisshin Steel Co Ltd 耐衝撃特性に優れたステンレス鋼製の自動車用燃料タンクまたは給油管
JP4014907B2 (ja) * 2002-03-27 2007-11-28 日新製鋼株式会社 耐食性に優れたステンレス鋼製の自動車用燃料タンクおよび給油管
US7111401B2 (en) * 2003-02-04 2006-09-26 Eveready Battery Company, Inc. Razor head having skin controlling means
US8562758B2 (en) 2004-01-29 2013-10-22 Jfe Steel Corporation Austenitic-ferritic stainless steel
KR100660444B1 (ko) * 2005-06-14 2006-12-22 울산화학주식회사 삼불화질소 가스의 저장방법
WO2014147655A1 (ja) 2013-03-18 2014-09-25 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
US9377751B2 (en) 2014-03-31 2016-06-28 Brother Kogyo Kabushiki Kaisha Image forming apparatus having developer cartridge rotatable between first and second positions

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0261033A (ja) * 1988-08-26 1990-03-01 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板
JPH04232231A (ja) * 1990-12-28 1992-08-20 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性および加工性に優れた高強度クロム含有鋼板
JPH05132740A (ja) * 1991-07-30 1993-05-28 Nisshin Steel Co Ltd 耐孔あき腐食性に優れた深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
JPH05195078A (ja) * 1991-07-30 1993-08-03 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH05287446A (ja) * 1992-04-15 1993-11-02 Kawasaki Steel Corp 常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5411770A (en) * 1977-06-28 1979-01-29 Seiko Instr & Electronics Ltd Electronic watch
JPS56123356A (en) * 1980-03-01 1981-09-28 Nippon Steel Corp Ferritic stainless steel with superior formability
JPS61261460A (ja) * 1985-05-11 1986-11-19 Nippon Steel Corp 深絞り加工後の張出し成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JPH0826436B2 (ja) * 1990-08-03 1996-03-13 日本鋼管株式会社 プレス成形加工性と表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP3068216B2 (ja) * 1990-12-28 2000-07-24 東北特殊鋼株式会社 高冷鍛性電磁ステンレス鋼

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0261033A (ja) * 1988-08-26 1990-03-01 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板
JPH04232231A (ja) * 1990-12-28 1992-08-20 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性および加工性に優れた高強度クロム含有鋼板
JPH05132740A (ja) * 1991-07-30 1993-05-28 Nisshin Steel Co Ltd 耐孔あき腐食性に優れた深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
JPH05195078A (ja) * 1991-07-30 1993-08-03 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH05287446A (ja) * 1992-04-15 1993-11-02 Kawasaki Steel Corp 常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
BY THE 19TH COMMITTE IN STEELMAKING OF JAPAN SOCIETY FOR THE PROMOTION OF SCIENCE, "Steel and Alloy Elements, (Lower)", SEIBUNDO SHINKOSHA, p. 281. *
BY THE 19TH COMMITTE IN STEELMAKING OF JAPAN SOCIETY FOR THE PROMOTION OF SCIENCE, "Steel and Alloy Elements, (Upper)", 28 February 1966, SEIBUNDO SHINKOSHA, p. 223. *
See also references of EP0727502A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
JPH0820843A (ja) 1996-01-23
DE69525730T2 (de) 2002-08-01
JP2933826B2 (ja) 1999-08-16
EP0727502A1 (en) 1996-08-21
KR960705069A (ko) 1996-10-09
US5709836A (en) 1998-01-20
EP0727502A4 (en) 1996-12-27
EP0727502B1 (en) 2002-03-06
KR100207868B1 (ko) 1999-07-15
DE69525730D1 (de) 2002-04-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6586012B2 (ja) ほうろう用冷延鋼板及びほうろう製品
WO2010110466A1 (ja) 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP4254663B2 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
EP2557189A1 (en) Ferrite stainless steel sheet having high thermal resistance and processability, and method for manufacturing the same
WO1996001335A1 (fr) Tole d&#39;acier au chrome a excellente formabilite a la presse
JPWO2019221286A1 (ja) 鋼板およびほうろう製品
JP2016191150A (ja) 靭性に優れたステンレス鋼板およびその製造方法
JP5014807B2 (ja) 熱間プレス用鋼板
JP4998719B2 (ja) 打ち抜き加工性に優れる温水器用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5463677B2 (ja) 高加工性３ピース缶用ｄｒ鋼板およびその製造方法
JP5208450B2 (ja) 熱疲労特性に優れたＣｒ含有鋼
JP4302678B2 (ja) 燃料タンク用フェライト系ステンレス鋼板
JP5151223B2 (ja) スピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2012117084A (ja) 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP3420373B2 (ja) 成形加工性に優れるクロム鋼板
JP5012194B2 (ja) 溶接継手強度が高い温水器用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3420371B2 (ja) 成形加工性と耐候性に優れるクロム鋼板
RU2688077C1 (ru) Способ производства низколегированного хладостойкого листового проката
JP4314962B2 (ja) 疲労特性に優れた複合組織鋼板およびその製造方法
JP4419572B2 (ja) 疲労特性に優れた複合組織鋼板の製造方法
JP5151510B2 (ja) 低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法
JP2004083972A (ja) 二次加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼冷延焼鈍材及びその製造方法
JP2001003144A (ja) 深絞り成形後の耐二次加工脆性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板
JP2003277891A (ja) 耐衝撃特性に優れたステンレス鋼製の自動車用燃料タンクまたは給油管
JP3420372B2 (ja) 成形加工性および溶接部延性に優れるクロム鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): KR US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH DE DK ES FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 08602857

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1995924505

Country of ref document: EP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1995924505

Country of ref document: EP

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 1995924505

Country of ref document: EP