JPS5839736A - 複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5839736A JPS5839736A JP13820581A JP13820581A JPS5839736A JP S5839736 A JPS5839736 A JP S5839736A JP 13820581 A JP13820581 A JP 13820581A JP 13820581 A JP13820581 A JP 13820581A JP S5839736 A JPS5839736 A JP S5839736A
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- rolling
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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
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- 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】
本発明は深絞抄性及び形状性に優れた複合組織型高張力
冷延鋼板の製造方決に関するものである。
冷延鋼板の製造方決に関するものである。
近年７エライト地中にマルテンサイトを細かく分散させ
たいわゆる複合組織鋼が開発されている０この複合組織
鋼は高強度のわりに降伏強度が低く低降伏比 （０，６
以下）であり、従ってフェライト／曵−２イト組織鋼（
降伏比０．６５〜Ｏ，ＳＳ）よりもプレス加工等の加工
における形状性（形状凍結性）が優れたものとなる。こ
の複合組織鋼を得るには通常令聞圧延後に連続焼鈍する
方法が用いられているが、この連続焼鈍法の場合には加
熱速度が速いため、良好な集合組織が形成されず、ｆ値
が１．０程度以下であってプレス加工性、特に深絞り性
を十分に満足することができなかった。
たいわゆる複合組織鋼が開発されている０この複合組織
鋼は高強度のわりに降伏強度が低く低降伏比 （０，６
以下）であり、従ってフェライト／曵−２イト組織鋼（
降伏比０．６５〜Ｏ，ＳＳ）よりもプレス加工等の加工
における形状性（形状凍結性）が優れたものとなる。こ
の複合組織鋼を得るには通常令聞圧延後に連続焼鈍する
方法が用いられているが、この連続焼鈍法の場合には加
熱速度が速いため、良好な集合組織が形成されず、ｆ値
が１．０程度以下であってプレス加工性、特に深絞り性
を十分に満足することができなかった。
本発明は、上述の事情に鑑み、複合組織高張力冷延鋼板
において高強度を維持しつつ、＃！絞り性を向上させる
ことのできる高１４Ｉｉ型の高強度冷延鋼板を提供する
ことを目的としてなされたものである。
において高強度を維持しつつ、＃！絞り性を向上させる
ことのできる高１４Ｉｉ型の高強度冷延鋼板を提供する
ことを目的としてなされたものである。
スナワち末完ｌｑ、 ＣＯ，００８−０，０１ｓ、 ８
１０．１−１％、 Ｍｎ０．８〜１．５％、 ｓ＋＊＋
２・Ｍｎ％ ＝ １〜８ ％、 Ａ１０．０１−ｏ、ｏ
’ｙ＊ 、 Ｔｉ Ｏ，０２〜０．１！ ％ 、 （
汀ｆｉ Ｔｉ）／（Ｃ＋ Ｎ）の原子濃度比０．４〜０
．８（但し有効Ｔｌ１ｊ全Ｔ１から酸化物及び硫化物と
してのＴＩを除いたもの）を含み。
１０．１−１％、 Ｍｎ０．８〜１．５％、 ｓ＋＊＋
２・Ｍｎ％ ＝ １〜８ ％、 Ａ１０．０１−ｏ、ｏ
’ｙ＊ 、 Ｔｉ Ｏ，０２〜０．１！ ％ 、 （
汀ｆｉ Ｔｉ）／（Ｃ＋ Ｎ）の原子濃度比０．４〜０
．８（但し有効Ｔｌ１ｊ全Ｔ１から酸化物及び硫化物と
してのＴＩを除いたもの）を含み。
残部鉄及び不純物からなる鋼を熱間圧延及び冷開圧延し
た後、 ＡＣｌ 変態点以上９００℃以下の温度範囲
に８０秒〜ｌＯ分間加熱し、ついで平均冷却速度８０℃
／抄以上で冷却する連続焼鈍することを特償とする深絞
り性及び形状性に優れた複合組織鋼板の製造方法、であ
る。また本発明では、上記連続焼鈍時の加熱をガス浸炭
縁囲気中で行なってオーステナイト相に対する選択的浸
炭を行なうことができ、この場合、（有効Ｔｉ）／（Ｃ
＋Ｎ）の原子濃度比り、４〜１．０ に広げることがで
き、また加熱後の冷却を平均冷却速度１０℃／秒以上に
緩和することができる。
た後、 ＡＣｌ 変態点以上９００℃以下の温度範囲
に８０秒〜ｌＯ分間加熱し、ついで平均冷却速度８０℃
／抄以上で冷却する連続焼鈍することを特償とする深絞
り性及び形状性に優れた複合組織鋼板の製造方法、であ
る。また本発明では、上記連続焼鈍時の加熱をガス浸炭
縁囲気中で行なってオーステナイト相に対する選択的浸
炭を行なうことができ、この場合、（有効Ｔｉ）／（Ｃ
＋Ｎ）の原子濃度比り、４〜１．０ に広げることがで
き、また加熱後の冷却を平均冷却速度１０℃／秒以上に
緩和することができる。
本発明においては、まず深絞り加工性の向上を図るべく
低Ｃ化及びＴＩ添加を行なっているが、 ＴＩ含有量は
従来の極低炭素Ｔ１添加鋼のように鋼中のＣ，Ｎを完全
に同着するＫは不充分な量、すなわち（有効ＴＩ） ／
（Ｃ＋ Ｎ）の原子濃度比０．４〜０．８の範囲にと
どめている。更に本発明では、 ＣＯ，００３〜０．
０８−で上記原子濃度比０．４〜０，８の範囲にするこ
とにより固溶Ｃ，Ｎが存在しても、０．１％以上のｓｉ
を含有せしめることにより、α＋Ｔ２相領域における連
続焼鈍においてもフェライト相を（Ｉｌｌ）再結晶集合
組織としてｒ値の向上に寄与せしめ。
低Ｃ化及びＴＩ添加を行なっているが、 ＴＩ含有量は
従来の極低炭素Ｔ１添加鋼のように鋼中のＣ，Ｎを完全
に同着するＫは不充分な量、すなわち（有効ＴＩ） ／
（Ｃ＋ Ｎ）の原子濃度比０．４〜０．８の範囲にと
どめている。更に本発明では、 ＣＯ，００３〜０．
０８−で上記原子濃度比０．４〜０，８の範囲にするこ
とにより固溶Ｃ，Ｎが存在しても、０．１％以上のｓｉ
を含有せしめることにより、α＋Ｔ２相領域における連
続焼鈍においてもフェライト相を（Ｉｌｌ）再結晶集合
組織としてｒ値の向上に寄与せしめ。
かつ８ｊ−＋ｇ・１１ｘｎ％ −１〜８％（Ｍｍ＋をＯ
，Ｓ〜１．５チ）の範囲で含有せしめることにより、α
十Ｔ域においてＴ相へのＣ濃縮とα相からのＣ除去を効
果的に行なわせて複合組織化を達成しているのである。
，Ｓ〜１．５チ）の範囲で含有せしめることにより、α
十Ｔ域においてＴ相へのＣ濃縮とα相からのＣ除去を効
果的に行なわせて複合組織化を達成しているのである。
これＦｉｓ＋によるα相に対するＣ爵解度の低下作用。
及びＭｎによるＴ相の生成効果が相乗的に作用する結果
と考えられる。
と考えられる。
このような作用を行なわせるためには連続焼鈍条件の調
整が必要となるが本発明ではＭ□変急点以上９００℃以
下の温度範囲に３０秒〜ｌＯ分間加熱しついで平均冷却
速度８０℃／秒以上で冷却するとの連続焼鈍条件が採用
される６本発明では複合組織化前に（ｎｌ）再結晶集合
組織を十分発達せしめるため極低縦素化を必須条件とし
ているため、かかるＣ祉の鋼種を複合組織化するために
は、 Ｍａを０．８〜１．５ ％合存せしめたとして
も焼鈍後の冷却速度は８０℃／秒以上が必要である。
整が必要となるが本発明ではＭ□変急点以上９００℃以
下の温度範囲に３０秒〜ｌＯ分間加熱しついで平均冷却
速度８０℃／秒以上で冷却するとの連続焼鈍条件が採用
される６本発明では複合組織化前に（ｎｌ）再結晶集合
組織を十分発達せしめるため極低縦素化を必須条件とし
ているため、かかるＣ祉の鋼種を複合組織化するために
は、 Ｍａを０．８〜１．５ ％合存せしめたとして
も焼鈍後の冷却速度は８０℃／秒以上が必要である。
本発明では複合組織化を図るＫあたって極低炭素（ｃ
ｏ、ｏｏｓ〜０．０３％）においてもＴ相のＣ量の富化
を積極釣行なわしめるべく、ガス浸嶽雰囲気下で焼鈍す
ることもできる。このＴ相に対する選択的浸炭を行なう
場合には（有効ＴＩ）／（Ｃ＋Ｎ）の原子練度此の規制
が０．４〜１．０と広げられ、まえ連続焼鈍の際の冷却
条件も平均冷却速度１０℃／秒以下に緩和される。
ｏ、ｏｏｓ〜０．０３％）においてもＴ相のＣ量の富化
を積極釣行なわしめるべく、ガス浸嶽雰囲気下で焼鈍す
ることもできる。このＴ相に対する選択的浸炭を行なう
場合には（有効ＴＩ）／（Ｃ＋Ｎ）の原子練度此の規制
が０．４〜１．０と広げられ、まえ連続焼鈍の際の冷却
条件も平均冷却速度１０℃／秒以下に緩和される。
このようＫして得られる複合組織鋼板は第２相の面積比
率が１−４０％であって、その組織はマルテンサイト及
び／又はベイナイトからなる。
率が１−４０％であって、その組織はマルテンサイト及
び／又はベイナイトからなる。
次に本発明における鋼の成分限定理由について述べる。
Ｃはその量が多くなると機台組織化は容易であるが、フ
ェライト粒の成長が抑制され、かつＴｉＣ量の析出量が
増大し再結晶温度を上昇させたり。
ェライト粒の成長が抑制され、かつＴｉＣ量の析出量が
増大し再結晶温度を上昇させたり。
過剰の固溶炭素として調質圧延後プレス加工までの硬化
をもたらし深触り性を劣化せしめる傾向を有するので、
短・時間の連続焼鈍においても成形性の付与を可能とす
るため０．０８％Ｃを上限とする。
をもたらし深触り性を劣化せしめる傾向を有するので、
短・時間の連続焼鈍においても成形性の付与を可能とす
るため０．０８％Ｃを上限とする。
したがって、過剰の固溶炭素の含有を避轄るためまず溶
鋼を真空脱ガス処理により脱炭するが、現在の技術では
ｏ、ｏｏｓ％以下に安定してＣを低減するのは困難であ
り、また複合組織化を計るうえで焼鈍条件、急冷条件の
厳密な管理が必要であるばかりか、 ＳＩおよび−を本
発明の範囲内圧規制したとしてもＩ［ｌ−香組織化その
ものを困難にするので。
鋼を真空脱ガス処理により脱炭するが、現在の技術では
ｏ、ｏｏｓ％以下に安定してＣを低減するのは困難であ
り、また複合組織化を計るうえで焼鈍条件、急冷条件の
厳密な管理が必要であるばかりか、 ＳＩおよび−を本
発明の範囲内圧規制したとしてもＩ［ｌ−香組織化その
ものを困難にするので。
ｏ、ｏｏｓ％を下限とする。
ｓ＋は馳とともに（有効ＴＩ） ／ （Ｃ＋Ｎ）の原子
ａ変死０．４〜０．８の範囲内において（１１１） 集
合組織を発達せしめ、さらに焼鈍後の急冷に伴なって複
合組織化を計り深絞り性を向上させるという本発明にお
いて必要不可欠な元素であり、このためには５１０．１
％以上および５１％＋２・Ｍ！１％１．０％以上の両方
を満足するように含有する必要がある。一方５１１％以
上およびＳ１％＋２−１ｈ％が８％以上ではこの効果が
飽和し、逆に深絞夛性を劣化させるので。
ａ変死０．４〜０．８の範囲内において（１１１） 集
合組織を発達せしめ、さらに焼鈍後の急冷に伴なって複
合組織化を計り深絞り性を向上させるという本発明にお
いて必要不可欠な元素であり、このためには５１０．１
％以上および５１％＋２・Ｍ！１％１．０％以上の両方
を満足するように含有する必要がある。一方５１１％以
上およびＳ１％＋２−１ｈ％が８％以上ではこの効果が
飽和し、逆に深絞夛性を劣化させるので。
これを上限とする。
Ｍｎ＃−１Ｓｉと同様な観点より規制されるもので、（
１１１）集合組織の発達という点ではむしろ有害々点を
いなめないが、複合組織化にて強度の上昇、高延性。
１１１）集合組織の発達という点ではむしろ有害々点を
いなめないが、複合組織化にて強度の上昇、高延性。
低降伏比をうる上では不可欠であり、このためＯＪ％以
上存在するのが好ましい。一方は多量に存在すると（１
１１）集合組織の発達を望みえないので。
上存在するのが好ましい。一方は多量に存在すると（１
１１）集合組織の発達を望みえないので。
１．５％−およびＳ１％＋２−一％−８％を上限とする
。
。
Ａ／は封が酸化して失なわれたり、鋼中非金楓介在物（
酸化物）きなるのを回避すると共にＮを八ＩＮとして固
定・無害化するのに有効である。
酸化物）きなるのを回避すると共にＮを八ＩＮとして固
定・無害化するのに有効である。
このため０．０１％以上加えられる。しかしあまり多く
なると効果が飽和するだけでなく、非査属介在物の増加
による表面性状の悪化、あるいは再結晶粒の微細化を招
き好ましくない。このため０．０７％を上限とする。
なると効果が飽和するだけでなく、非査属介在物の増加
による表面性状の悪化、あるいは再結晶粒の微細化を招
き好ましくない。このため０．０７％を上限とする。
１遍は添加量の増加と共に深絞り性を高め、特に鋼中の
ＣおよびＮの完全に炭窒化物（Ｔｌ（Ｃ，Ｎ））として
固定することにより深絞り力性が極めて良好になること
が知られている。しかし、それとともに製造コストの大
幅表負担増を伴う。そζで本発明では当然Ｓ１および−
の併合規制により達成されるものであるが、高度１ｋＲ
絞り性を有し、かつ、高強度、高延性、低降伏比を得る
ための複合組織化が計れる程度に固溶炭素を残留せしめ
るようにＴｉを添加する。その量は（有効Ｔｉ）／（Ｃ
＋Ｎ）の原子濃度比−０４〜０．８を満足する必要があ
り、これ以上の過剰のＴ１はＣ，Ｎを完全、あるいけほ
ぼ完全に固定する丸め、上述のような効果を期待できな
いばかりでなく、二次成形性を劣化すると共に耐火物の
溶損を大ならしめ１作業性を悪化し、大中なコスト増加
をもたらす、一方、（有効ＴＩ）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃
度比０．４以下のＴｉ添加では鋼中に残存する過剰炭素
敏が多すぎるため、たとえＳｉを含有せしめたとしても
良好な深絞り特性は得られない。従って、Ｔｌｌとして
はＣ，Ｎ量より考慮して０．０２〜０４８％の範囲内で
添加される。
ＣおよびＮの完全に炭窒化物（Ｔｌ（Ｃ，Ｎ））として
固定することにより深絞り力性が極めて良好になること
が知られている。しかし、それとともに製造コストの大
幅表負担増を伴う。そζで本発明では当然Ｓ１および−
の併合規制により達成されるものであるが、高度１ｋＲ
絞り性を有し、かつ、高強度、高延性、低降伏比を得る
ための複合組織化が計れる程度に固溶炭素を残留せしめ
るようにＴｉを添加する。その量は（有効Ｔｉ）／（Ｃ
＋Ｎ）の原子濃度比−０４〜０．８を満足する必要があ
り、これ以上の過剰のＴ１はＣ，Ｎを完全、あるいけほ
ぼ完全に固定する丸め、上述のような効果を期待できな
いばかりでなく、二次成形性を劣化すると共に耐火物の
溶損を大ならしめ１作業性を悪化し、大中なコスト増加
をもたらす、一方、（有効ＴＩ）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃
度比０．４以下のＴｉ添加では鋼中に残存する過剰炭素
敏が多すぎるため、たとえＳｉを含有せしめたとしても
良好な深絞り特性は得られない。従って、Ｔｌｌとして
はＣ，Ｎ量より考慮して０．０２〜０４８％の範囲内で
添加される。
その他本発明では、Ｃｒ、Ｐを含有せしめることもでき
る。
る。
Ｃｒけ焼入硬化性の強い元素であり、その含有量に比例
してＴ相の安定度を増してその分解を抑１Ｉｌｊするが
、０．ｂ ％より多いと亜鉛メッキ性や片■メッキの場
合のリン酸皮膜性を劣化させるので、最大０．５ ％と
するのが望ましい。
してＴ相の安定度を増してその分解を抑１Ｉｌｊするが
、０．ｂ ％より多いと亜鉛メッキ性や片■メッキの場
合のリン酸皮膜性を劣化させるので、最大０．５ ％と
するのが望ましい。
Ｐは固溶強化元素であり、さらに冷却途中Ｋｓ？いてＴ
相の分解を抑制するため重要な元素であるが、Ｐは０．
１ ％より多いと延性が劣化するので。
相の分解を抑制するため重要な元素であるが、Ｐは０．
１ ％より多いと延性が劣化するので。
Ｐ ＃−ｉ０．１％以下にするのが望ましい。
尚Ｓは成形性、とくに伸び７ランジ性改善のためにＦｉ
ｏ、０１１ｉ１％以下とし、とくに伸び７ランジ性を要
求するときｔ−１０，０１０％以下が望ましい。
ｏ、０１１ｉ１％以下とし、とくに伸び７ランジ性を要
求するときｔ−１０，０１０％以下が望ましい。
次に本発明の実施例を比較例と共に述べる。
第１表に示した化学成分を有する鋼を転炉でそれぞれ出
鋼し、真空脱ガス処理を施して、造塊。
鋼し、真空脱ガス処理を施して、造塊。
分塊後＊ Ａｔ＠変園点以上の仕上Ｍ度と６００℃の巻
取温度で熱同圧延し、２３ｍｇの板厚の熱延鋼帯を製造
し、酸洗した。これらの、材料を冷延率７５％の冷開圧
延でｏ、ｓｍとした後連続焼鈍を施した。
取温度で熱同圧延し、２３ｍｇの板厚の熱延鋼帯を製造
し、酸洗した。これらの、材料を冷延率７５％の冷開圧
延でｏ、ｓｍとした後連続焼鈍を施した。
鋼ム１． ｇ、 ４．６． ？、 ８は鋼＾〜Ｆをそれ
ぞれ連続焼鈍で８７０℃×３分加熱した後、噴流水中に
て冷却（平均冷却速度約り００℃／秒）したもので、ム
３け加熱後空冷、またＡ ５．９ Ｈ連続焼鈍の加熱の
後段において浸訳性のガスを流し、焼鈍後水冷ロール接
触冷却したものである。
ぞれ連続焼鈍で８７０℃×３分加熱した後、噴流水中に
て冷却（平均冷却速度約り００℃／秒）したもので、ム
３け加熱後空冷、またＡ ５．９ Ｈ連続焼鈍の加熱の
後段において浸訳性のガスを流し、焼鈍後水冷ロール接
触冷却したものである。
第２表に上記の方法によって製造した鋼板の機械ｉ性質
を示すが、この結果から明らかなように。
を示すが、この結果から明らかなように。
本発明のＡ ４．５．６の機械的性質ｆｌｙ値、降伏比
。
。
延性がいちじるしく向上し、焼付硬化を有する。
ところがム１．２及７は全ての機械的性質がこれらより
劣り、Ｊｉｍ、８および９はｒ値は良好であるものの他
の特性が良好ではない。
劣り、Ｊｉｍ、８および９はｒ値は良好であるものの他
の特性が良好ではない。
以上の如く本発明によれば１４ 以上のＴ値を有し、ま
た降伏比が５０％以下と極端に低く、更に引張強さ−伸
びバランスも優れた複合組織型商張力鋼板とすることが
できる。
た降伏比が５０％以下と極端に低く、更に引張強さ−伸
びバランスも優れた複合組織型商張力鋼板とすることが
できる。
第１表 供試材の化学成分（ｖｔ％）
１）
１） （Ｔｌ”／Ｃ＋Ｎ）は（有効Ｔｉ／Ｃ＋Ｎ）ノ
原子ａｉ比１１ 機械的性質
原子ａｉ比１１ 機械的性質
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ｉｌｌ Ｃ０，００８〜０．０８ ％ 、 ８１０．
１−１ ％ 、 Ｍｎ ０．８〜１．５ １Ｇ 。 ｓｔ＊ ＋ ２・Ｍｎ ％ ＝ １〜８ ％ 、 Ａｔ
Ｏ，Ｑ１〜０．０７ ％ 、 ＴＩ Ｏ，０２〜０．
２％、（有効Ｔ量）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比０．４〜
０．８（但し有効ＴＩは全町 から酸化物及び硫化物と
してのＴ１を除いたもの）を含み、！Ｓ、部鉄及び不純
物からなる鋼を熱間圧延及び冷開圧延した後、 ＡＣ。 實態点以上９００℃以下の温度範囲に８０秒〜１０分加
熱し、ついで平均冷却速度８０℃／抄以上で冷却する連
続焼鈍することを特徴とする深絞り性及び形状性に優れ
た複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法０ １２１ Ｃ０，００８〜０．０８ ％、ｓｔ ｏ、ｉ−
１ｌＩｂ、 Ｍｎ ＯＪ〜１．５ チ。 ８１ｑｂ＋ｌ・Ｍｌｌ−＝ １〜８１Ｇ 、 Ａｔ ０
．０１−０．０７チ、Ｔｉｅ、０８〜０．２チ、（有効
ＴＩ）／ （Ｃ＋ Ｎ ）の原子濃度比Ｏ３←１．０（
但し有効Ｔ１＃ｉ全Ｔｌから酸化物及び値化物としての
ＴＩを除いたもの）を含み、残部鉄及び不純物からなる
鋼を熱間圧延及び冷開圧延した後、ガス浸炭雰囲気中で
Ａｃｌ 変態点以上９００℃以下の温度範囲に８０秒〜
１０分加熱してオーステナ゛イト相に対する選択的浸炭
を行ない、ついで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却す
ることを特徴とする深絞り性及び形状性に優れた複合組
織型高張力冷延鋼板の製造方決。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13820581A JPS5839736A (ja) | 1981-09-01 | 1981-09-01 | 複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13820581A JPS5839736A (ja) | 1981-09-01 | 1981-09-01 | 複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5839736A true JPS5839736A (ja) | 1983-03-08 |
| JPH0135900B2 JPH0135900B2 (ja) | 1989-07-27 |
Family
ID=15216534
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13820581A Granted JPS5839736A (ja) | 1981-09-01 | 1981-09-01 | 複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5839736A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03199367A (ja) * | 1989-12-28 | 1991-08-30 | Kawasaki Steel Corp | プレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
| US5372654A (en) * | 1992-09-21 | 1994-12-13 | Kawasaki Steel Corporation | Steel sheet for press working that exhibits excellent stiffness and satisfactory press workability |
| WO2020209149A1 (ja) | 2019-04-08 | 2020-10-15 | 日本製鉄株式会社 | 冷延鋼板及びその製造方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE102008038865A1 (de) * | 2008-08-08 | 2010-02-11 | Sms Siemag Aktiengesellschaft | Verfahren zur Herstellung von Halbzeug, insbesondere Stahlband, mit Dualphasengefüge |
| JP4998757B2 (ja) | 2010-03-26 | 2012-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5524952A (en) * | 1978-08-11 | 1980-02-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Producing of high tension cold rolled steel plate with good press formability |
| JPS55152128A (en) * | 1979-05-17 | 1980-11-27 | Nippon Steel Corp | Preparation of low yield ratio and high strength cold rolled steel plate with excellent processability by continuous annealing |
| JPS5644723A (en) * | 1979-09-20 | 1981-04-24 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile strength steel sheet having excellent workability |
| JPS5747832A (en) * | 1980-09-01 | 1982-03-18 | Nippon Steel Corp | Production of high strength cold rolled steel plate of superior deep drawability and working embrittleness resistance |
-
1981
- 1981-09-01 JP JP13820581A patent/JPS5839736A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5524952A (en) * | 1978-08-11 | 1980-02-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Producing of high tension cold rolled steel plate with good press formability |
| JPS55152128A (en) * | 1979-05-17 | 1980-11-27 | Nippon Steel Corp | Preparation of low yield ratio and high strength cold rolled steel plate with excellent processability by continuous annealing |
| JPS5644723A (en) * | 1979-09-20 | 1981-04-24 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile strength steel sheet having excellent workability |
| JPS5747832A (en) * | 1980-09-01 | 1982-03-18 | Nippon Steel Corp | Production of high strength cold rolled steel plate of superior deep drawability and working embrittleness resistance |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03199367A (ja) * | 1989-12-28 | 1991-08-30 | Kawasaki Steel Corp | プレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
| US5372654A (en) * | 1992-09-21 | 1994-12-13 | Kawasaki Steel Corporation | Steel sheet for press working that exhibits excellent stiffness and satisfactory press workability |
| WO2020209149A1 (ja) | 2019-04-08 | 2020-10-15 | 日本製鉄株式会社 | 冷延鋼板及びその製造方法 |
| KR20210108462A (ko) | 2019-04-08 | 2021-09-02 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0135900B2 (ja) | 1989-07-27 |
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