JPH04120243A - 高張力冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
高張力冷延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH04120243A JPH04120243A JP23887090A JP23887090A JPH04120243A JP H04120243 A JPH04120243 A JP H04120243A JP 23887090 A JP23887090 A JP 23887090A JP 23887090 A JP23887090 A JP 23887090A JP H04120243 A JPH04120243 A JP H04120243A
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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
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
この発明は、自動車の外板、内板の特に強度部材に用い
て好適な、引張強さが38kgf/am”以上の冷延鋼
板に関するものである。
て好適な、引張強さが38kgf/am”以上の冷延鋼
板に関するものである。
近年、自動車の外板あるいは内板で、比較的苛酷な成型
性が要求される部品についても、T、S、が35 kg
f / mm 2以上の高張力冷延鋼板が広く用いら
れているが、さらに、車体重量の低減要求から、より高
張力の鋼板(T、S、 40kgf/IIIm”〜45
kgf/m”、 )の要求が高まっている。そして、こ
のような高張力銅板であっても、良好な伸びフランジ性
を有することが同時に要求されている。
性が要求される部品についても、T、S、が35 kg
f / mm 2以上の高張力冷延鋼板が広く用いら
れているが、さらに、車体重量の低減要求から、より高
張力の鋼板(T、S、 40kgf/IIIm”〜45
kgf/m”、 )の要求が高まっている。そして、こ
のような高張力銅板であっても、良好な伸びフランジ性
を有することが同時に要求されている。
(従来の技術)
加工性の良好な高張力冷延鋼板については、従来より多
くの技術が提案されている。これらは、材質劣化の少な
いPを強化成分として添加したものであるが、Pを添加
した鋼板をバッチ焼鈍を行う方法では、強化元素がPと
一部のMnであり、多量のPを添加するため、マクロ偏
析に起因して、加工後に表面不良を生ずる問題があり、
また添加成分の表面濃化が非常にきつい場合には化成処
理性が劣化するという問題もある。さらに、バッチ焼鈍
プロセスそのものが生産性に劣るということも大きな問
題である。
くの技術が提案されている。これらは、材質劣化の少な
いPを強化成分として添加したものであるが、Pを添加
した鋼板をバッチ焼鈍を行う方法では、強化元素がPと
一部のMnであり、多量のPを添加するため、マクロ偏
析に起因して、加工後に表面不良を生ずる問題があり、
また添加成分の表面濃化が非常にきつい場合には化成処
理性が劣化するという問題もある。さらに、バッチ焼鈍
プロセスそのものが生産性に劣るということも大きな問
題である。
一方、生産性に優れる連続焼鈍法で行う場合は低C鋼を
用いたのでは、深絞り性、時効性など十分な特性を得る
ことができない。
用いたのでは、深絞り性、時効性など十分な特性を得る
ことができない。
したがって、連続焼鈍法で行う場合は低C鋼よりさらに
C量の少ない極低C鋼を用いるが、極低C@を用いる場
合は、そのままでは鋼板の強度が低いため、多量の強化
成分、P、、 Si+ Mnなどを添加する必要がある
。
C量の少ない極低C鋼を用いるが、極低C@を用いる場
合は、そのままでは鋼板の強度が低いため、多量の強化
成分、P、、 Si+ Mnなどを添加する必要がある
。
極低C鋼を用いた例として、特開昭61−104031
号公報には基本強化成分としてMn、 Pを、特開昭
63−243226号公報には基本強化成分としてSi
、 Mn。
号公報には基本強化成分としてMn、 Pを、特開昭
63−243226号公報には基本強化成分としてSi
、 Mn。
Pを添加した鋼を用いる技術が開示されている。
しかしながら、多量の上記強化成分を含むため、耐2次
加工脆性、化成処理性、及びスポット溶接性などの劣化
は避は難く、また製造コストも決して安価とは言えない
などの問題を有している。
加工脆性、化成処理性、及びスポット溶接性などの劣化
は避は難く、また製造コストも決して安価とは言えない
などの問題を有している。
(発明が解決しようとする課題)
この発明は、多くの問題をかかえる極低C鋼を用いるこ
となく、連続焼鈍プロセスにより製造する、加工性、伸
びフランジ性が良好で、時効劣化の少ない低鋒伏比高張
力冷延鋼板、及び、その製造方法を提供しようとするも
のである。
となく、連続焼鈍プロセスにより製造する、加工性、伸
びフランジ性が良好で、時効劣化の少ない低鋒伏比高張
力冷延鋼板、及び、その製造方法を提供しようとするも
のである。
(課題を解決するための手段)
この発明は、自動車の内板、外板用として、従来用いら
れなかった高いレベルのC含有量を有する鋼を用いるこ
とに特徴があり、この高レベルのC鋼を用いることによ
り、化成処理性、2次加工脆性などの問題点を解消する
ものである。
れなかった高いレベルのC含有量を有する鋼を用いるこ
とに特徴があり、この高レベルのC鋼を用いることによ
り、化成処理性、2次加工脆性などの問題点を解消する
ものである。
加えて、低Mnfiとすることによりバンド組織の生成
をなくし、時効性、伸びフランジ性(サイドベンド伸び
)を改善し、 熱延巻取り温度を高くすることにより、炭化物の凝集化
を促進して、比較的良好な絞り性(高f値)を得るもの
であり、 さらに、連続焼鈍温度を限定することにより、適正な炭
化物の分散と、望ましい集合組織が得られるものである
。
をなくし、時効性、伸びフランジ性(サイドベンド伸び
)を改善し、 熱延巻取り温度を高くすることにより、炭化物の凝集化
を促進して、比較的良好な絞り性(高f値)を得るもの
であり、 さらに、連続焼鈍温度を限定することにより、適正な炭
化物の分散と、望ましい集合組織が得られるものである
。
すなわち、この発明は、高C・低Mn1jl−高温巻取
り一適正温度範囲での連続焼鈍、の組み合わせによるも
ので、 その要旨は、 C: 0.10wt%以上、0.20wt%以下、Si
: 0.1(ht%以下、 Mn : 0.30wt%以下、 AA : 0.015wt%以上、0.100朽t%以
下、P : 0.06wt%以下、 S : 0.005wt%以下、及び、N : 0.0
030ivt%以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成からなり、 化成処理性、伸びフランジ特性に優れ、かつ、室温での
遅時効性を有し、引張強さが38kgf/mm2以上、
降伏比が70%以下の特性を有することを特徴とする高
張力冷延鋼板であり、 さらにこの発明は、 C: 0.10wt%以上、0.20’int%以下、
Si : 0.10wt%以下、 Mn : 0.30wt%以下、 Al : 0.015wt%以上、0.100e+t%
以下、P : O,0hrt%以下、 S : 0.005wt%以下、及び、N : 0.0
030wt%以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成に調整した鋼
を素材として、 熱間圧延し、800℃以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を
行った後、10℃/s以上の速度で冷却して、600℃
以上750℃以下の温度でコイルに巻取り、その後50
%以上の圧下率で冷間圧延した後、さらに、連続焼鈍に
て700℃以上850℃以下の温度で焼鈍を行うことを
特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法である。
り一適正温度範囲での連続焼鈍、の組み合わせによるも
ので、 その要旨は、 C: 0.10wt%以上、0.20wt%以下、Si
: 0.1(ht%以下、 Mn : 0.30wt%以下、 AA : 0.015wt%以上、0.100朽t%以
下、P : 0.06wt%以下、 S : 0.005wt%以下、及び、N : 0.0
030ivt%以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成からなり、 化成処理性、伸びフランジ特性に優れ、かつ、室温での
遅時効性を有し、引張強さが38kgf/mm2以上、
降伏比が70%以下の特性を有することを特徴とする高
張力冷延鋼板であり、 さらにこの発明は、 C: 0.10wt%以上、0.20’int%以下、
Si : 0.10wt%以下、 Mn : 0.30wt%以下、 Al : 0.015wt%以上、0.100e+t%
以下、P : O,0hrt%以下、 S : 0.005wt%以下、及び、N : 0.0
030wt%以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成に調整した鋼
を素材として、 熱間圧延し、800℃以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を
行った後、10℃/s以上の速度で冷却して、600℃
以上750℃以下の温度でコイルに巻取り、その後50
%以上の圧下率で冷間圧延した後、さらに、連続焼鈍に
て700℃以上850℃以下の温度で焼鈍を行うことを
特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法である。
(作用)
まず、この発明における成分組成範囲の限定理由につい
て説明する。
て説明する。
C:高張力化のためには必要な成分であり、0.10w
t%未満では、T、S、38kgf/肛2以上を得るこ
と、時効性を低く抑えること、降伏比を70%以下とす
ることが難しく、0.20ivt%を超えると、スポッ
ト溶接性が顕著に劣化する。したがって、その含有量は
、0.10wt%以上0.20wt%以下とする。
t%未満では、T、S、38kgf/肛2以上を得るこ
と、時効性を低く抑えること、降伏比を70%以下とす
ることが難しく、0.20ivt%を超えると、スポッ
ト溶接性が顕著に劣化する。したがって、その含有量は
、0.10wt%以上0.20wt%以下とする。
Si:延性を確保しながら高張力化をはかるには極めて
有利な成分であるが、過剰添加は靭性及び表面性状の劣
化をもたらす。したがって、その含有量は、0.10w
t%以下とする。
有利な成分であるが、過剰添加は靭性及び表面性状の劣
化をもたらす。したがって、その含有量は、0.10w
t%以下とする。
Mn : Mnの含有量は、この発明における重要な構
成要件の1つである。すなわち、従来の高強度冷延綱板
では、強度の面から0.50imt%以上の添加を必要
とし、特にC量が低い場合には強度を補うべく高Mn化
の傾向があった。そして、Mn量が多くなることにより
、ハンド組織が顕著に発達し、このためサイドベンド伸
びが劣化し、加えて、時効性も顕著に劣化するという問
題があった。
成要件の1つである。すなわち、従来の高強度冷延綱板
では、強度の面から0.50imt%以上の添加を必要
とし、特にC量が低い場合には強度を補うべく高Mn化
の傾向があった。そして、Mn量が多くなることにより
、ハンド組織が顕著に発達し、このためサイドベンド伸
びが劣化し、加えて、時効性も顕著に劣化するという問
題があった。
しかし、この発明においては、C含有量を0.10wt
%以上0.20wt%とすることで強度面でMnを多量
添加する必要はなく、Mn含有量を0.30wt%以下
、望ましくは0.20wt%以下とすることで、極めて
均一な微細組織を得ることができ、加えて熱延板のセメ
ントタイトを粗大に凝集させることができ、伸びフラン
ジ性(サイドベンド伸び)、深絞り性、時効性など向上
させることができる。
%以上0.20wt%とすることで強度面でMnを多量
添加する必要はなく、Mn含有量を0.30wt%以下
、望ましくは0.20wt%以下とすることで、極めて
均一な微細組織を得ることができ、加えて熱延板のセメ
ントタイトを粗大に凝集させることができ、伸びフラン
ジ性(サイドベンド伸び)、深絞り性、時効性など向上
させることができる。
したがって、その含有量は、0.30wt%以下とする
が、0.20wt%以下が望ましい。
が、0.20wt%以下が望ましい。
なお、下限は特に限定しないが、FeSの生成を防止し
、熱間脆性を防止できる含有量であればよく、低温スラ
ブ再加熱処理法(低SRTプロセス)を適用すれば、そ
の含有量はさらに低減できる。
、熱間脆性を防止できる含有量であればよく、低温スラ
ブ再加熱処理法(低SRTプロセス)を適用すれば、そ
の含有量はさらに低減できる。
Al:脱酸剤として必要であり、加工性の面から0.0
15illt%以上の添加が必要である。しかし、0.
100ivt%を超えて添加するとアルミナクラスター
のため表面性状の劣化が生じ易くなる。したがって、そ
の含有量は0.015wt%以上、0.100wt%以
下とする。
15illt%以上の添加が必要である。しかし、0.
100ivt%を超えて添加するとアルミナクラスター
のため表面性状の劣化が生じ易くなる。したがって、そ
の含有量は0.015wt%以上、0.100wt%以
下とする。
P:強化成分としては有効であるが、スポット溶接と降
伏比の面から規制され、その含有量は上限を0.06e
vt%とする。
伏比の面から規制され、その含有量は上限を0.06e
vt%とする。
なお、下限は特に限定しないが、コスト面から0.00
5wt%前後が妥当な値である。
5wt%前後が妥当な値である。
S:Mnを低減するため、低いレベルに抑える必要があ
る。また、加工性、伸びフランジ性の面からも低減が必
要であり、その含有量は上限を0.005wt%とする
。
る。また、加工性、伸びフランジ性の面からも低減が必
要であり、その含有量は上限を0.005wt%とする
。
なお、下限は特に限定しないが、コスト面から0.00
1前後が妥当な値である。
1前後が妥当な値である。
N:加工性、延性の面から、極力低減することが望まし
いが、0.0030wt%以下とすれば満足すべき特性
が得られる。したがって、その上限を0.003011
1t%とする。
いが、0.0030wt%以下とすれば満足すべき特性
が得られる。したがって、その上限を0.003011
1t%とする。
つぎに、この発明の製造条件について説明する。
まず、熱延条件のうち、仕上げ圧延温度とそれに続く冷
却速度および巻取り温度が特に重要である。
却速度および巻取り温度が特に重要である。
C量が高いため変態点が低下しているので、より低い温
度でも可能であるが、オーステナイト低温域での加工は
第2相(パーライト)の分布を不均一にし、面内異方性
の増大、伸びフランジ特性の劣化を招くので800℃以
上の仕上げ圧延温度とすることが必要である。
度でも可能であるが、オーステナイト低温域での加工は
第2相(パーライト)の分布を不均一にし、面内異方性
の増大、伸びフランジ特性の劣化を招くので800℃以
上の仕上げ圧延温度とすることが必要である。
熱延後の冷却速度は、フェライト変態が不均一に起こり
、顕著なハンド組織が形成されないように10℃/S以
上とする必要がある。
、顕著なハンド組織が形成されないように10℃/S以
上とする必要がある。
巻取り温度は、600℃未満では十分な加工性(特にテ
値)が得られず、750℃を超えると、炭化物の粗大化
が進みすぎて伸びフランジ性が劣化するばかりでなく、
脱スケール性の劣化にもつながり望ましくない。したが
って、600℃以上望ましくは640℃以上750℃以
下の高温巻取りを行う必要がある。
値)が得られず、750℃を超えると、炭化物の粗大化
が進みすぎて伸びフランジ性が劣化するばかりでなく、
脱スケール性の劣化にもつながり望ましくない。したが
って、600℃以上望ましくは640℃以上750℃以
下の高温巻取りを行う必要がある。
冷延圧下率は、適正再結晶集合組織とするために50%
以上は必要である。
以上は必要である。
連続焼鈍温度は、十分な延性を得るために700℃以上
の温度が必要である。しかし、850℃を超える温度で
焼鈍した場合、焼鈍時に生成するオーステナイト相が顕
著に増加するためと考えられるが、Y、P、が増大し、
時効性の劣化が顕著となる。
の温度が必要である。しかし、850℃を超える温度で
焼鈍した場合、焼鈍時に生成するオーステナイト相が顕
著に増加するためと考えられるが、Y、P、が増大し、
時効性の劣化が顕著となる。
したがって、その温度は、700℃以上850℃以下と
する。
する。
ここに、この発明によって得られる鋼板は、常温では遅
時効であるが、2%の予歪み後、170″C130分加
熱する、いわゆる塗装焼付は処理では3 kgf/l1
11z以上の焼付は硬化性を有する。
時効であるが、2%の予歪み後、170″C130分加
熱する、いわゆる塗装焼付は処理では3 kgf/l1
11z以上の焼付は硬化性を有する。
この常温時効特性は、特に降伏点伸びの回復が遅い点に
特徴があり、理由は必ずしも明確ではないが、硬質相が
微細均一ムこ分散しているため、いわゆる2相鋼(du
al phase鋼)に似たメカニズム(硬質相の周囲
のひずみの不均一性、溶質原子分布の不均一性にもとづ
く)が働いている可能性もある。
特徴があり、理由は必ずしも明確ではないが、硬質相が
微細均一ムこ分散しているため、いわゆる2相鋼(du
al phase鋼)に似たメカニズム(硬質相の周囲
のひずみの不均一性、溶質原子分布の不均一性にもとづ
く)が働いている可能性もある。
(実施例)
1脇」レー
この発明の適合鋼4種類、比較鋼8種類、合計12種類
の鋼を転炉で溶製し、連鋳スラブとした後、熱延、冷延
、焼鈍を行って板厚0.8 mmの冷延板を製造した。
の鋼を転炉で溶製し、連鋳スラブとした後、熱延、冷延
、焼鈍を行って板厚0.8 mmの冷延板を製造した。
これらの鋼の化学成分組成を表1に、熱延、冷延、焼鈍
等の製造条件を表2に示す。
等の製造条件を表2に示す。
スキンパス後促進時効処理を行った鋼板について、引張
特性、サイドベンド伸び、化成処理性、スポット溶接性
などを調査した。
特性、サイドベンド伸び、化成処理性、スポット溶接性
などを調査した。
引張特性は、JIS 5号試験片を用いて、降伏強さ、
引張強さ、伸びなどを測定した。
引張強さ、伸びなどを測定した。
ここに、サイドベンド伸びは試験片寸法を幅:板厚×4
0 長さ:170mm とし、試験片の両面を拘束して、曲げ半径10mmでサ
イドベンドを行い試験片に亀裂が生じた時の鋼板側縁の
伸びを測定した。
0 長さ:170mm とし、試験片の両面を拘束して、曲げ半径10mmでサ
イドベンドを行い試験片に亀裂が生じた時の鋼板側縁の
伸びを測定した。
化成処理性は、通常のデイツプ処理でりん酸塩処理し、
水洗、乾燥の後に通常の「皮膜重量測定」「P比測定」
「結晶サイズ測定」 「目視」の判定を行った。
水洗、乾燥の後に通常の「皮膜重量測定」「P比測定」
「結晶サイズ測定」 「目視」の判定を行った。
スケとは、目視判定で化成処理膜が健全に形成されてい
ない部分がある場合をいう。化成処理性不良の典型とい
える。
ない部分がある場合をいう。化成処理性不良の典型とい
える。
スポット溶接性は、RWMA(Resistance
WeldingManufacture As5oci
ation)の推奨条件に準して行い、その継手強度で
(せん断引張、 評価した溶接条件としては、 溶接時間二8サイクル 加圧力 =200 電極:5鵬φCF である。
WeldingManufacture As5oci
ation)の推奨条件に準して行い、その継手強度で
(せん断引張、 評価した溶接条件としては、 溶接時間二8サイクル 加圧力 =200 電極:5鵬φCF である。
これらの調査結果を表3に示す。
十字引張)
表3より、鋼組成が、この発明の成分組成範囲を外れる
比較例は、いずれかの調査項目で劣っているのに対し、
この発明の成分組成範囲内にある鋼を用いた適合例は、
いずれも満足できる結果を示している。
比較例は、いずれかの調査項目で劣っているのに対し、
この発明の成分組成範囲内にある鋼を用いた適合例は、
いずれも満足できる結果を示している。
実施貫I
表4に示す成分組成を有する、この発明の適合w42種
類を転炉で溶製し、連鋳スラブとした後、表5に示す、
この発明の適合例5種類、比較例7種類、合計12種類
の製造条件で冷延板とした。
類を転炉で溶製し、連鋳スラブとした後、表5に示す、
この発明の適合例5種類、比較例7種類、合計12種類
の製造条件で冷延板とした。
これらの鋼板については引張特性、AI (時効硬化係
数)、サイドベンド伸び、j値、BH(焼付は硬化性)
などを調査した。
数)、サイドベンド伸び、j値、BH(焼付は硬化性)
などを調査した。
ここに、
引張特性、サイドベンド伸びは実施例1と同様の方法で
行い、 AIは7.5%予ひずみの後、100℃で30分の時効
処理し、ひずみ・時効前後の変形応力の差を測定し、 BHは2.0%予ひずみの後、170℃で20分の時効
処理し、ひずみ・時効前後の変形応力の差を測定した。
行い、 AIは7.5%予ひずみの後、100℃で30分の時効
処理し、ひずみ・時効前後の変形応力の差を測定し、 BHは2.0%予ひずみの後、170℃で20分の時効
処理し、ひずみ・時効前後の変形応力の差を測定した。
これらの調査結果をまとめて表6に示す。
表6から明らかなように、この発明の製造条件を外れる
比較例は、それぞれ、YR、サイドベンド伸び、及びf
値などで劣っているが、この発明の適合例は、いずれも
良好な値を示している。
比較例は、それぞれ、YR、サイドベンド伸び、及びf
値などで劣っているが、この発明の適合例は、いずれも
良好な値を示している。
なお、この実施例のようにSを十分低減させておけば、
通常のスラブ加熱温度でも、全く表面性状の劣化は見ら
れなかったが、良好な表面性状を得るためには、できる
だけスラブ加熱温度を低くすることが好ましい。
通常のスラブ加熱温度でも、全く表面性状の劣化は見ら
れなかったが、良好な表面性状を得るためには、できる
だけスラブ加熱温度を低くすることが好ましい。
(発明の効果)
この発明によれば、自動車の内板、外板用として、従来
用いられなかった高いレベルのC含有量を有する高C1
低Mn綱を用いて、高温巻取り、適正温度での連続焼鈍
を行うことにより、加工性、伸びフランジ性、耐時効性
、化成処理性に優れる低降伏比高張力冷延鋼板を得るこ
とができるもので、かくして得られる銅板は自動車の内
板、外板の強度部材に用いて好適である。
用いられなかった高いレベルのC含有量を有する高C1
低Mn綱を用いて、高温巻取り、適正温度での連続焼鈍
を行うことにより、加工性、伸びフランジ性、耐時効性
、化成処理性に優れる低降伏比高張力冷延鋼板を得るこ
とができるもので、かくして得られる銅板は自動車の内
板、外板の強度部材に用いて好適である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.10wt%以上、0.20wt%以下、S
i:0.10wt%以下、 Mn:0.30wt%以下、 Al:0.015wt%以上、0.100wt%以下、
P:0.06wt%以下、 S:0.005wt%以下、及び、 N:0.0030wt%以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成からなり、 化成処理性、伸びフランジ特性に優れ、か つ、室温での遅時効性を有し、引張強さが38kgf/
mm^2以上、降伏比が70%以下の特性を有すること
を特徴とする高張力冷延鋼板。 2、C:0.10wt%以上、0.20wt%以下、S
i:0.10wt%以下、 Mn:0.30wt%以下、 Al:0.015wt%以上、0.100wt%以下、
P:0.06wt%以下、 S:0.005wt%以下、及び、 N:0.0030wt%以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成に調整した鋼
を素材として、 熱間圧延し、800℃以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を
行った後、10℃/s以上の速度で冷却して、600℃
以上750℃以下の温度でコイルに巻取り、その後50
%以上の圧下率で冷間圧延した後、さらに、連続焼鈍に
て700℃以上850℃以下の温度で焼鈍を行うことを
特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23887090A JP2868870B2 (ja) | 1990-09-11 | 1990-09-11 | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23887090A JP2868870B2 (ja) | 1990-09-11 | 1990-09-11 | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04120243A true JPH04120243A (ja) | 1992-04-21 |
JP2868870B2 JP2868870B2 (ja) | 1999-03-10 |
Family
ID=17036484
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23887090A Expired - Fee Related JP2868870B2 (ja) | 1990-09-11 | 1990-09-11 | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2868870B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1994025635A1 (en) * | 1993-04-26 | 1994-11-10 | Nippon Steel Corporation | Sheet steel excellent in flanging capability and process for producing the same |
US7534312B2 (en) | 2001-08-24 | 2009-05-19 | Nippon Steel Corporation | Steel plate exhibiting excellent workability and method for producing the same |
CN103205629A (zh) * | 2013-03-26 | 2013-07-17 | 浙江龙盛薄板有限公司 | 一种家电用高硬度钢带及制造方法 |
CN105177413A (zh) * | 2015-08-31 | 2015-12-23 | 铜陵市大明玛钢有限责任公司 | 用于制造汽车的高Si冷轧钢板 |
-
1990
- 1990-09-11 JP JP23887090A patent/JP2868870B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1994025635A1 (en) * | 1993-04-26 | 1994-11-10 | Nippon Steel Corporation | Sheet steel excellent in flanging capability and process for producing the same |
CN1040343C (zh) * | 1993-04-26 | 1998-10-21 | 新日本制铁株式会社 | 具有优越的外卷边性能的薄钢板及其制造方法 |
US7534312B2 (en) | 2001-08-24 | 2009-05-19 | Nippon Steel Corporation | Steel plate exhibiting excellent workability and method for producing the same |
US7749343B2 (en) | 2001-08-24 | 2010-07-06 | Nippon Steel Corporation | Method to produce steel sheet excellent in workability |
US7776161B2 (en) | 2001-08-24 | 2010-08-17 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet excellent in workability |
US8052807B2 (en) | 2001-08-24 | 2011-11-08 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet excellent in workability |
CN103205629A (zh) * | 2013-03-26 | 2013-07-17 | 浙江龙盛薄板有限公司 | 一种家电用高硬度钢带及制造方法 |
CN105177413A (zh) * | 2015-08-31 | 2015-12-23 | 铜陵市大明玛钢有限责任公司 | 用于制造汽车的高Si冷轧钢板 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP2868870B2 (ja) | 1999-03-10 |
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