JPH05112831A - 加工性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH05112831A JPH05112831A JP3151687A JP15168791A JPH05112831A JP H05112831 A JPH05112831 A JP H05112831A JP 3151687 A JP3151687 A JP 3151687A JP 15168791 A JP15168791 A JP 15168791A JP H05112831 A JPH05112831 A JP H05112831A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、深絞り性に優れた冷延鋼板を提供
する。 【構成】 成分をＩＦ鋼成分とし、熱延の最終圧下率を
３０％以上、仕上温度をＡr3変態点以上、Ａr3変態点＋
５０℃以下とし、熱間圧延直後から冷却を開始し、開始
から３秒間の平均冷速を６０℃／ｓ以上、特に開始から
１秒間の平均冷速を８０℃／ｓ以上とすることによって
熱延板を細粒にし、冷延板のｒ値を向上させる。
する。 【構成】 成分をＩＦ鋼成分とし、熱延の最終圧下率を
３０％以上、仕上温度をＡr3変態点以上、Ａr3変態点＋
５０℃以下とし、熱間圧延直後から冷却を開始し、開始
から３秒間の平均冷速を６０℃／ｓ以上、特に開始から
１秒間の平均冷速を８０℃／ｓ以上とすることによって
熱延板を細粒にし、冷延板のｒ値を向上させる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は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。
板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＴｉやＮｂを極低炭素鋼に添加し、鋼中
のＣ，Ｎを析出物の形で固定し、固溶の侵入型元素の存
在しないＩＦ鋼（Interstitial atom free steel）を用
いて深絞り用冷延鋼板を製造する方法はすでに多くの開
示がある（例えば、特開昭５８−１０７４１４号公報、
特公昭４４−１８０６６号公報）。また、冷延焼鈍後の
成品板の深絞り性を向上させる方法として、熱延板を微
細化することが有効であることが知られており、その微
細化を達成するために、熱延後できるだけ速やかに冷却
する技術が開示されている（例えば、特開昭５８−４８
６３５号公報、特開昭６１−２７６９３０号公報）。
のＣ，Ｎを析出物の形で固定し、固溶の侵入型元素の存
在しないＩＦ鋼（Interstitial atom free steel）を用
いて深絞り用冷延鋼板を製造する方法はすでに多くの開
示がある（例えば、特開昭５８−１０７４１４号公報、
特公昭４４−１８０６６号公報）。また、冷延焼鈍後の
成品板の深絞り性を向上させる方法として、熱延板を微
細化することが有効であることが知られており、その微
細化を達成するために、熱延後できるだけ速やかに冷却
する技術が開示されている（例えば、特開昭５８−４８
６３５号公報、特開昭６１−２７６９３０号公報）。
【０００３】一方、熱延板を微細化する方法に熱延圧下
率を高めることが有効であることが高張力鋼の成分系で
は確認されている（特開昭５９−１０７０２３号公報、
特開昭５８−２２１２５８号公報参照）。この微細化方
法を極低炭素鋼に適用することにより若干の組織の微細
化を図ることはできるが、従来の冷却条件では大圧下圧
延しても顕著な細粒化効果が得られないのが現状であ
る。
率を高めることが有効であることが高張力鋼の成分系で
は確認されている（特開昭５９−１０７０２３号公報、
特開昭５８−２２１２５８号公報参照）。この微細化方
法を極低炭素鋼に適用することにより若干の組織の微細
化を図ることはできるが、従来の冷却条件では大圧下圧
延しても顕著な細粒化効果が得られないのが現状であ
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、極低炭素鋼
の熱延冷却条件を最適化し、熱延板の組織を細粒化する
ことにより深絞り性の優れた冷延鋼板を製造する方法を
提供することを目的とするものである。
の熱延冷却条件を最適化し、熱延板の組織を細粒化する
ことにより深絞り性の優れた冷延鋼板を製造する方法を
提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは高張力熱延
鋼板を微細化する研究を長年にわたり行ない、加工度の
増加、冷却速度の増加、冷却開始時間の短縮が細粒化に
効果的であることを見いだした。この知見を基に極低炭
素鋼の細粒化を試みたところ、成分の高純化に伴い冷却
速度の増加および冷却開始時間の短縮により必ずしも細
粒化は促進されず、表面近傍に柱状晶の粗大粒が生成す
ることが分かった。
鋼板を微細化する研究を長年にわたり行ない、加工度の
増加、冷却速度の増加、冷却開始時間の短縮が細粒化に
効果的であることを見いだした。この知見を基に極低炭
素鋼の細粒化を試みたところ、成分の高純化に伴い冷却
速度の増加および冷却開始時間の短縮により必ずしも細
粒化は促進されず、表面近傍に柱状晶の粗大粒が生成す
ることが分かった。
【０００６】また、極低炭素鋼は大圧下圧延をした後、
通常のパターンで冷却しても細粒化はほとんど達成でき
なかった。この原因を加工度、冷却速度、冷却開始時間
を正確に制御できるラボ試験機を用いた実験で詳細に検
討したところ、大圧下圧延の直後からオーステナイトは
急速に再結晶を起こし、加工によって導入された転位の
消滅を招き、変態時の核生成頻度を小さくすることによ
り変態後に生成するフェライト粒の微細化が十分達成で
きないことが分かった。本来は加工度の増加に基づき、
導入される転位が多くなるので微細化は進むことが期待
されたが、加工度の増加は同時に加工発熱による温度上
昇も伴うため、熱的活性化過程による転位の消滅も顕著
に進み細粒化が達成できなかったものと考えられる。大
圧下圧延により高張力鋼では細粒化が達成でき、極低炭
素鋼では顕著な組織の微細化が達成できなかったのは、
極低炭素鋼の成分の高純化が転位の消滅を容易にしたこ
とによると考えられる。
通常のパターンで冷却しても細粒化はほとんど達成でき
なかった。この原因を加工度、冷却速度、冷却開始時間
を正確に制御できるラボ試験機を用いた実験で詳細に検
討したところ、大圧下圧延の直後からオーステナイトは
急速に再結晶を起こし、加工によって導入された転位の
消滅を招き、変態時の核生成頻度を小さくすることによ
り変態後に生成するフェライト粒の微細化が十分達成で
きないことが分かった。本来は加工度の増加に基づき、
導入される転位が多くなるので微細化は進むことが期待
されたが、加工度の増加は同時に加工発熱による温度上
昇も伴うため、熱的活性化過程による転位の消滅も顕著
に進み細粒化が達成できなかったものと考えられる。大
圧下圧延により高張力鋼では細粒化が達成でき、極低炭
素鋼では顕著な組織の微細化が達成できなかったのは、
極低炭素鋼の成分の高純化が転位の消滅を容易にしたこ
とによると考えられる。
【０００７】本発明者らは極低炭素鋼の細粒化および深
絞り性に及ぼす成分、熱延条件、熱延後の冷速、冷却開
始時間の影響を検討した結果、限られた条件下でのみ極
低炭素鋼の熱延板の顕著な細粒化が達成できると共に優
れた深絞り性を有する冷延鋼板が得られることが分かっ
た。
絞り性に及ぼす成分、熱延条件、熱延後の冷速、冷却開
始時間の影響を検討した結果、限られた条件下でのみ極
低炭素鋼の熱延板の顕著な細粒化が達成できると共に優
れた深絞り性を有する冷延鋼板が得られることが分かっ
た。
【０００８】本発明はこのような知見に基づくものであ
って、その要旨とするところは、Ｃ：０．００１％以
上、０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、１．２０％以下、
Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１
％以下を含みＴｉおよびＮｂのいずれか一方または双方
を０．４＜（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ
／４８＋Ｎｂ／９３）＜１．２なる条件を満足するよう
に含有し、かつＴｉ＋Ｎｂの総量が０．０２％以上で残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をＡr3変態点以
上、Ａr3変態点＋５０℃以下の仕上温度で、かつ最終圧
下率３０％以上で熱間圧延し、熱間圧延直後から冷却を
開始し、開始から３秒間の平均冷速が６０℃／ｓ以上
で、特に開始から１秒間の平均冷速が８０℃／ｓ以上で
冷却した後、通常の酸洗、冷延、焼鈍を行なうことを特
徴とする加工性の優れた冷延鋼板の製造方法にある。
って、その要旨とするところは、Ｃ：０．００１％以
上、０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、１．２０％以下、
Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１
％以下を含みＴｉおよびＮｂのいずれか一方または双方
を０．４＜（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ
／４８＋Ｎｂ／９３）＜１．２なる条件を満足するよう
に含有し、かつＴｉ＋Ｎｂの総量が０．０２％以上で残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をＡr3変態点以
上、Ａr3変態点＋５０℃以下の仕上温度で、かつ最終圧
下率３０％以上で熱間圧延し、熱間圧延直後から冷却を
開始し、開始から３秒間の平均冷速が６０℃／ｓ以上
で、特に開始から１秒間の平均冷速が８０℃／ｓ以上で
冷却した後、通常の酸洗、冷延、焼鈍を行なうことを特
徴とする加工性の優れた冷延鋼板の製造方法にある。
【０００９】以下に、本発明を詳細に説明する。本発明
の成分は組織の微細化と深絞り性の両方の観点より限定
される。Ｃ量およびＮ量の上限を０．００５％としたの
は、これを超える添加は深絞り性を劣化させるためであ
る。Ｃ量の下限を０．００１％としたのは、これ未満の
添加では熱延板の細粒化が十分起きず、最終製品の深絞
り性が劣化するためである。Ｓｉ量の上限を１．０％と
したのは、これを超えるＳｉ量の添加は深絞り性の劣化
を招くためである。Ｍｎ量の上限を１．２％としたの
も、同様に深絞り性の劣化を防ぐためである。Ｍｎ量の
下限を０．１％としたのは、これ未満の添加では熱延板
の細粒化が十分起きず、最終製品の深絞り性が劣化する
ためである。Ｐ，Ｓ，Ａｌの添加量の上限は成形性より
限定されるもので、Ｐ，Ａｌは０．１％を超えて、Ｓは
０．０１％を超えて添加されると、熱延時あるいは成品
板のプレス加工時などで欠陥が生じる可能性が高くなる
ためである。
の成分は組織の微細化と深絞り性の両方の観点より限定
される。Ｃ量およびＮ量の上限を０．００５％としたの
は、これを超える添加は深絞り性を劣化させるためであ
る。Ｃ量の下限を０．００１％としたのは、これ未満の
添加では熱延板の細粒化が十分起きず、最終製品の深絞
り性が劣化するためである。Ｓｉ量の上限を１．０％と
したのは、これを超えるＳｉ量の添加は深絞り性の劣化
を招くためである。Ｍｎ量の上限を１．２％としたの
も、同様に深絞り性の劣化を防ぐためである。Ｍｎ量の
下限を０．１％としたのは、これ未満の添加では熱延板
の細粒化が十分起きず、最終製品の深絞り性が劣化する
ためである。Ｐ，Ｓ，Ａｌの添加量の上限は成形性より
限定されるもので、Ｐ，Ａｌは０．１％を超えて、Ｓは
０．０１％を超えて添加されると、熱延時あるいは成品
板のプレス加工時などで欠陥が生じる可能性が高くなる
ためである。
【００１０】ＴｉおよびＮｂのいずれか一方又は双方を
０．４＜（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／
４８＋Ｎｂ／９３）＜１．２なる関係を満足するように
添加すると限定したのは、鋼中のＣおよびＮを大部分析
出物の形で固定でき、かつコスト高になるＴｉおよびＮ
ｂの添加を最小限に抑えるためである。鋼中のＣおよび
Ｎを固定することは、熱延での集合組織制御により、製
品の深絞り性を良好ならしめるに有利な方位である（１
１１）〈１１２〉，（５５４）〈２２５〉などの集積度
の高い集合組織を有する鋼板を得ることができるからで
ある。また、Ｔｉ＋Ｎｂの総和の下限を０．０２％とし
たのは、これ未満の添加量では熱延板の細粒化が十分起
きず、最終製品の深絞り性が劣化するためである。
０．４＜（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／
４８＋Ｎｂ／９３）＜１．２なる関係を満足するように
添加すると限定したのは、鋼中のＣおよびＮを大部分析
出物の形で固定でき、かつコスト高になるＴｉおよびＮ
ｂの添加を最小限に抑えるためである。鋼中のＣおよび
Ｎを固定することは、熱延での集合組織制御により、製
品の深絞り性を良好ならしめるに有利な方位である（１
１１）〈１１２〉，（５５４）〈２２５〉などの集積度
の高い集合組織を有する鋼板を得ることができるからで
ある。また、Ｔｉ＋Ｎｂの総和の下限を０．０２％とし
たのは、これ未満の添加量では熱延板の細粒化が十分起
きず、最終製品の深絞り性が劣化するためである。
【００１１】なお本発明において、他の成分として、強
度向上のためにＣｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．５％以
下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下を含有せ
しめてもよい。また、２次加工割れの防止に０．００５
０％以下のＢを添加しても本発明の趣旨を損なうもので
はない。
度向上のためにＣｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．５％以
下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下を含有せ
しめてもよい。また、２次加工割れの防止に０．００５
０％以下のＢを添加しても本発明の趣旨を損なうもので
はない。
【００１２】つぎに、プロセス条件の限定理由ついて述
べる。Ａr3変態点以上、Ａr3変態点＋５０℃以下の仕上
温度で、かつ最終圧下率３０％以上で圧延した後、圧延
直後から冷却を開始し、開始から３秒間の平均冷速が６
０℃／ｓ以上で、特に開始から１秒間の平均冷速が８０
℃／ｓ以上で冷却するというプロセス条件の限定は熱延
板の組織を微細化するためのものである。
べる。Ａr3変態点以上、Ａr3変態点＋５０℃以下の仕上
温度で、かつ最終圧下率３０％以上で圧延した後、圧延
直後から冷却を開始し、開始から３秒間の平均冷速が６
０℃／ｓ以上で、特に開始から１秒間の平均冷速が８０
℃／ｓ以上で冷却するというプロセス条件の限定は熱延
板の組織を微細化するためのものである。
【００１３】熱延の仕上温度がＡr3変態点以下である
と、加工粒あるいはフェライトの再結晶粒が生成し、十
分な細粒化が達成できない。一方、仕上温度がＡr3変態
点＋５０℃以上になるとオーステナイト中の転位密度が
低く、変態後のフェライト組織が微細にならない。
と、加工粒あるいはフェライトの再結晶粒が生成し、十
分な細粒化が達成できない。一方、仕上温度がＡr3変態
点＋５０℃以上になるとオーステナイト中の転位密度が
低く、変態後のフェライト組織が微細にならない。
【００１４】最終圧下率の下限を３０％としたのは、こ
れ以下の圧下率ではフェライト組織が顕著に微細化しな
いためである。しかし、顕著な微細化を達成するには下
記する冷却条件との組み合わせが必須である。すなわ
ち、冷却を圧延直後から開始し、その冷速を限定するこ
とにより本発明鋼の顕著な微細化が可能になる。冷却開
始から１秒間の平均冷速を８０℃／ｓ以上と限定したの
は、これ以下の冷速では変態までにオーステナイト中の
転位が顕著に減少し、変態後のフェライト組織が微細に
ならないためである。また、この冷速が小さいと変態温
度が高くなり変態による微細化が十分達成できない。一
方、冷却開始から３秒間の平均冷速を６０℃／ｓ以上と
限定したのは変態後の粒成長を抑制し、微細なフェライ
ト組織を確保するためである。
れ以下の圧下率ではフェライト組織が顕著に微細化しな
いためである。しかし、顕著な微細化を達成するには下
記する冷却条件との組み合わせが必須である。すなわ
ち、冷却を圧延直後から開始し、その冷速を限定するこ
とにより本発明鋼の顕著な微細化が可能になる。冷却開
始から１秒間の平均冷速を８０℃／ｓ以上と限定したの
は、これ以下の冷速では変態までにオーステナイト中の
転位が顕著に減少し、変態後のフェライト組織が微細に
ならないためである。また、この冷速が小さいと変態温
度が高くなり変態による微細化が十分達成できない。一
方、冷却開始から３秒間の平均冷速を６０℃／ｓ以上と
限定したのは変態後の粒成長を抑制し、微細なフェライ
ト組織を確保するためである。
【００１５】本発明鋼は冷延後めっき工程をへて表面処
理鋼板として使用されることは本発明の趣旨を何ら損す
るものではない。
理鋼板として使用されることは本発明の趣旨を何ら損す
るものではない。
【００１６】
【実施例】本発明の実施例を、比較例と共に説明する。
表１に示した成分組成を有する鋼を種々の条件で製造し
た。ここで変態点は１℃／ｓで冷却した時の変態開始温
度をフォーマスターを用いて求めた値である。各実験の
製造条件及び粒径ならびに平均ｒ値を表２に示す。粒度
番号はＡＳＴＭ−No．である。スラブ加熱温度は１２０
０℃で、熱延板の巻取温度は７００℃以下であった。ま
た、仕上げ板厚は４mmである。冷延率は８０％で、焼鈍
は連続焼鈍炉で８２０℃で１００秒間行なった。ただ
し、実験１６は７８０℃の連続溶融亜鉛めっきラインに
て合金めっきを行なった。また、実験１７は７２０℃の
箱焼鈍を行なった。
表１に示した成分組成を有する鋼を種々の条件で製造し
た。ここで変態点は１℃／ｓで冷却した時の変態開始温
度をフォーマスターを用いて求めた値である。各実験の
製造条件及び粒径ならびに平均ｒ値を表２に示す。粒度
番号はＡＳＴＭ−No．である。スラブ加熱温度は１２０
０℃で、熱延板の巻取温度は７００℃以下であった。ま
た、仕上げ板厚は４mmである。冷延率は８０％で、焼鈍
は連続焼鈍炉で８２０℃で１００秒間行なった。ただ
し、実験１６は７８０℃の連続溶融亜鉛めっきラインに
て合金めっきを行なった。また、実験１７は７２０℃の
箱焼鈍を行なった。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】本発明の範囲である実験番号１，２，８，
１４，１５，１６，１７は熱延板の粒径も細かく、成品
板の平均ｒ値も高い。最終圧下率が本発明の範囲外の実
験番号３は実験番号１，２に比べると熱延板の粒径も大
きく、平均ｒ値も低い。仕上温度の高い実験番号４は熱
延板の粒径が大きく、それに伴い平均ｒ値が低い。ま
た、仕上温度が変態点以下となった実験番号５も同様の
結果になった。
１４，１５，１６，１７は熱延板の粒径も細かく、成品
板の平均ｒ値も高い。最終圧下率が本発明の範囲外の実
験番号３は実験番号１，２に比べると熱延板の粒径も大
きく、平均ｒ値も低い。仕上温度の高い実験番号４は熱
延板の粒径が大きく、それに伴い平均ｒ値が低い。ま
た、仕上温度が変態点以下となった実験番号５も同様の
結果になった。
【００２０】冷却開始から１秒間の平均冷速が本発明範
囲外である実験番号６および冷却開始から３秒間の平均
冷速が本発明範囲外である実験番号７は共に熱延板の粒
径が十分細かくならず、平均ｒ値も本発明鋼より低い。
囲外である実験番号６および冷却開始から３秒間の平均
冷速が本発明範囲外である実験番号７は共に熱延板の粒
径が十分細かくならず、平均ｒ値も本発明鋼より低い。
【００２１】Ｃ量の高い実験番号９では熱延板の粒径は
細かくなるが、平均ｒ値は本発明鋼より低い。固溶Ｃが
大量に残る実験番号１０は特に平均ｒ値の劣化が著し
い。Ｍｎ量あるいはＣ量の少ない実験番号１１および１
３は熱延板の粒径が大きくなり成品板の平均ｒ値が低
い。Ｍｎ量の高い実験番号１２は熱延板の粒径は細かく
なるが、平均ｒ値は本発明鋼より低い。
細かくなるが、平均ｒ値は本発明鋼より低い。固溶Ｃが
大量に残る実験番号１０は特に平均ｒ値の劣化が著し
い。Ｍｎ量あるいはＣ量の少ない実験番号１１および１
３は熱延板の粒径が大きくなり成品板の平均ｒ値が低
い。Ｍｎ量の高い実験番号１２は熱延板の粒径は細かく
なるが、平均ｒ値は本発明鋼より低い。
【００２２】連続溶融めっきラインを通した本発明の範
囲内の実験番号１６および箱焼鈍を行なった実験番号１
７でも高い平均ｒ値が得られており、連続焼鈍以外の本
発明は焼鈍プロセスでも優れた特性が得られる。
囲内の実験番号１６および箱焼鈍を行なった実験番号１
７でも高い平均ｒ値が得られており、連続焼鈍以外の本
発明は焼鈍プロセスでも優れた特性が得られる。
【００２３】表中には記していないが本発明鋼は平均ｒ
値の異方性も低くなり、表中の本発明鋼では一般に△ｒ
の絶対値が０．３以下であった。
値の異方性も低くなり、表中の本発明鋼では一般に△ｒ
の絶対値が０．３以下であった。
【００２４】
【発明の効果】本発明によれば、熱延と冷却の条件を制
御することにより、従来の冷延鋼板より高い平均ｒ値を
持つ超加工性鋼板を製造することができ、今まで一回成
形が不可能と思われていたプレス材料の加工が可能にな
り、工業的に価値の高い発明である。
御することにより、従来の冷延鋼板より高い平均ｒ値を
持つ超加工性鋼板を製造することができ、今まで一回成
形が不可能と思われていたプレス材料の加工が可能にな
り、工業的に価値の高い発明である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．００１％以上、０．００５％以下、 Ｎ ：０．００５％以下、 Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：０．１％以上、１．２０％以下、 Ｐ ：０．１％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．１％以下を含み ＴｉおよびＮｂのいずれか一方または双方を０．４＜
（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎ
ｂ／９３）＜１．２なる条件を満足させると共に、Ｔｉ
＋Ｎｂの総量を０．０２％以上含有させ、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなる鋼をＡr3変態点以上、Ａr3変
態点＋５０℃以下の仕上温度で、かつ最終圧下率３０％
以上で熱間圧延し、熱間圧延直後から冷却を開始し、開
始から３秒間の平均冷速が６０℃／ｓ以上で、特に開始
から１秒間の平均冷速が８０℃／ｓ以上となるように冷
却した後、通常の酸洗、冷延、焼鈍を行なうことを特徴
とする加工性の優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3151687A JPH05112831A (ja) | 1991-06-24 | 1991-06-24 | 加工性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3151687A JPH05112831A (ja) | 1991-06-24 | 1991-06-24 | 加工性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05112831A true JPH05112831A (ja) | 1993-05-07 |
Family
ID=15524068
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3151687A Pending JPH05112831A (ja) | 1991-06-24 | 1991-06-24 | 加工性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05112831A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001023624A1 (en) | 1999-09-29 | 2001-04-05 | Nkk Corporation | Sheet steel and method for producing sheet steel |
| EP2166122A1 (en) * | 1999-09-16 | 2010-03-24 | JFE Steel Corporation | Method of manufacturing high strength steel |
| JP2010077512A (ja) * | 2008-09-29 | 2010-04-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板の製造方法 |
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