JPH04191349A - 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH04191349A JPH04191349A JP32105490A JP32105490A JPH04191349A JP H04191349 A JPH04191349 A JP H04191349A JP 32105490 A JP32105490 A JP 32105490A JP 32105490 A JP32105490 A JP 32105490A JP H04191349 A JPH04191349 A JP H04191349A
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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）
本発明は銅板のＴ、８４ｇが２８ 、５〜３１ 、０
ｋｇ ｆ ／ｗｍ ” 。
ｋｇ ｆ ／ｗｍ ” 。
ｒ４ｓが１．９０以上で鋼板表面粗さＲａが０．２〜１
．０ｐｍの特性値を有する複合プレス成形性の極めて優
れた冷延鋼板、及びその鋼板を連続焼鈍で製造する方法
に関するものである。
．０ｐｍの特性値を有する複合プレス成形性の極めて優
れた冷延鋼板、及びその鋼板を連続焼鈍で製造する方法
に関するものである。
（従来の技術）
冷延鋼板のプレス成形性を向上させる技術については、
全伸びが５４％以上Ｆ値が２．０以上の超加工性冷延鋼
板をステップ加熱を有する箱焼鈍による方法が特開昭６
３−２１０２４３号公報、極めて高いＦ値やｒ４ｓ及び
Ｅｌの鋼板の製造方法として特開昭６１−１１３７２４
号公報がある。
全伸びが５４％以上Ｆ値が２．０以上の超加工性冷延鋼
板をステップ加熱を有する箱焼鈍による方法が特開昭６
３−２１０２４３号公報、極めて高いＦ値やｒ４ｓ及び
Ｅｌの鋼板の製造方法として特開昭６１−１１３７２４
号公報がある。
最近、自動車のプレス部品の中には例えばホイルハウス
インナーの様に複雑な形状を有する物も多くあり、その
成形性が極めて難しくなってきている。本発明者等も、
これらプレス部品に対し、先に本発明者等が発明した極
めて高いＦ値やｒ４ｓ及びＥｌの鋼板の製造方法の特開
昭６１−１１３７２４号公報の方法を適用して製造した
鋼板を自動車メーカーに供給してきたがプレス不良が多
発するという問題が生じてきている。
インナーの様に複雑な形状を有する物も多くあり、その
成形性が極めて難しくなってきている。本発明者等も、
これらプレス部品に対し、先に本発明者等が発明した極
めて高いＦ値やｒ４ｓ及びＥｌの鋼板の製造方法の特開
昭６１−１１３７２４号公報の方法を適用して製造した
鋼板を自動車メーカーに供給してきたがプレス不良が多
発するという問題が生じてきている。
（本発明が解決しようとする課題）
本発明で解決しようとする課題は、鋼板のＴ、Ｓ、５が
２８．５〜３１．０ｋｇｆ／ｍ” ＋ ｒ ｓｓが１
．９０以上で鋼板表面粗さＲａが０．２〜】、０μｍの
特性値を有する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼
板、及びその鋼板を連続焼鈍で製造する方法を提供する
ことである。
２８．５〜３１．０ｋｇｆ／ｍ” ＋ ｒ ｓｓが１
．９０以上で鋼板表面粗さＲａが０．２〜】、０μｍの
特性値を有する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼
板、及びその鋼板を連続焼鈍で製造する方法を提供する
ことである。
（課題を解決するための手段）
本発明者等は１例えばホイルハウスインナーの様に複雑
な形状を有する深い絞り成形と張り出し成形及び絞りビ
ートを有するこれら部品（以下複合成形部品と記す）の
実プレスにおいて、極めて優れたプレス成形性（以下複
合プレス成形性と記す。）が得られる冷延鋼板の開発と
、その鋼板を連続焼鈍で製造する方法について、鋭意検
討し、以下の結果を見いだしたものである。
な形状を有する深い絞り成形と張り出し成形及び絞りビ
ートを有するこれら部品（以下複合成形部品と記す）の
実プレスにおいて、極めて優れたプレス成形性（以下複
合プレス成形性と記す。）が得られる冷延鋼板の開発と
、その鋼板を連続焼鈍で製造する方法について、鋭意検
討し、以下の結果を見いだしたものである。
本発明の要旨は下記の通りである。
（１）Ｃ≦０．００２５％、 Ｓ ｉ≦０．０５％、Ｍ
ｎ≦０．３０％。
ｎ≦０．３０％。
Ｐ ： ０．００７〜０．０３０％、Ｓ≦０．０２０％
、 ５ｏｌＡ ｌ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００３０％
、 Ｔｉ ： ０．０２５〜０．１２０％、 Ｎｂ：
０．００３〜０．０２０％、Ｂ≦０．０００４％、残部
不可避的不純物及び鉄よりなり、鋼板の４５°方向の引
張り強さ（以下Ｔ、８．５と記す）が２８．５〜３１．
０ｋｇｆ／ｍ”。
、 ５ｏｌＡ ｌ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００３０％
、 Ｔｉ ： ０．０２５〜０．１２０％、 Ｎｂ：
０．００３〜０．０２０％、Ｂ≦０．０００４％、残部
不可避的不純物及び鉄よりなり、鋼板の４５°方向の引
張り強さ（以下Ｔ、８．５と記す）が２８．５〜３１．
０ｋｇｆ／ｍ”。
４５°方向のｒ値（以下ｒ４５と記す）が１．９０以上
で鋼板表面の中心線平均粗さ（以下Ｒａと記す） が０
．２〜１．０μｍの複合プレス成形性の極めて優れた冷
延鋼板。
で鋼板表面の中心線平均粗さ（以下Ｒａと記す） が０
．２〜１．０μｍの複合プレス成形性の極めて優れた冷
延鋼板。
（２）Ｃ≦０．００２５％、 Ｓ ｉ≦０．０５％、
Ｍｎ≦０．３０％。
Ｍｎ≦０．３０％。
Ｐ ： ０．００７〜０．０３０％、Ｓ≦０．０２０％
、ｓｏｌＡｌ≦ｏ、ｏｓ。
、ｓｏｌＡｌ≦ｏ、ｏｓ。
％、 Ｎ≦０．００３０％、 Ｔｉ ： ０．０２
５〜０．１２０％、 Ｎｂ ：０．００３〜０．０２
０％、Ｂ≦０．０００４％、残部不可避的不純物及び鉄
よりなる鋼片を、加熱し、８８０〜９４０℃で熱間仕上
げ圧延を終了し、１．５ｓｅｃ以内に急冷を開始し少な
くとも８５０℃までを５０〜ｂ却速度で急冷し、６８０
〜７７０℃で巻き取り、熱延鋼帯とし、７０以上の冷延
率で冷間圧延を行い、 その後、連続焼鈍にて７５０〜
９００℃で再結晶焼鈍を行こない、０．３〜１．５％の
調質圧延を行うことを特徴とし、鋼板のＴ、Ｓ４ｓが２
８．５〜３１．０ｋｇｆ／ｍ２． ｒ ４５が１．９０
以上で鋼板表面粗さＲａが０．２〜１．０μ蓋の特性値
を有する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製
造方法にある。
５〜０．１２０％、 Ｎｂ ：０．００３〜０．０２
０％、Ｂ≦０．０００４％、残部不可避的不純物及び鉄
よりなる鋼片を、加熱し、８８０〜９４０℃で熱間仕上
げ圧延を終了し、１．５ｓｅｃ以内に急冷を開始し少な
くとも８５０℃までを５０〜ｂ却速度で急冷し、６８０
〜７７０℃で巻き取り、熱延鋼帯とし、７０以上の冷延
率で冷間圧延を行い、 その後、連続焼鈍にて７５０〜
９００℃で再結晶焼鈍を行こない、０．３〜１．５％の
調質圧延を行うことを特徴とし、鋼板のＴ、Ｓ４ｓが２
８．５〜３１．０ｋｇｆ／ｍ２． ｒ ４５が１．９０
以上で鋼板表面粗さＲａが０．２〜１．０μ蓋の特性値
を有する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製
造方法にある。
以下に本発明について詳細に述べる。
最初に、第一発明に付いて説明する６
本発明者等は、例えばホイルハウスインナーの様に複雑
な形状を有する深い絞り成形と張り出し成形及び絞リピ
ートを有するこれら部品（以下複合成形部品と記す）の
実プレスにおいて、棲めて優れたプレス成形性（以下複
合プレス成形性と記す。）が得られる冷延鋼板の開発を
行うため、先ず最初に、日本鉄鋼協会講演論文集Ｖｏ１
．３ Ｎａ６１９９０ Ｐ、１７７１に紹介したＥｌ
＝５１．０． Ｆ＝２．５２゜ｒ４５＝２．４０と極め
て優れた材質を有する冷延鋼板を含め、Ｅｌ、ｒｙｒ＊
ｓに優れた材質を有する冷延鋼板を複合成形部品に適用
し、実プレス成形性を調査した。その結果、上述のＥｌ
＝５１．０． Ｆ ＝２．５２、 ｒ 、、 ＝ ２
．４０と極めて優れた材質を有する冷延鋼板を含め、Ｅ
ｌ、Ｆ、ｒ４５の材質が良好であるにも関わらず実プレ
ス成形性が悪いものが多数発生したという従来の知見で
は考えられない結果となった。
な形状を有する深い絞り成形と張り出し成形及び絞リピ
ートを有するこれら部品（以下複合成形部品と記す）の
実プレスにおいて、棲めて優れたプレス成形性（以下複
合プレス成形性と記す。）が得られる冷延鋼板の開発を
行うため、先ず最初に、日本鉄鋼協会講演論文集Ｖｏ１
．３ Ｎａ６１９９０ Ｐ、１７７１に紹介したＥｌ
＝５１．０． Ｆ＝２．５２゜ｒ４５＝２．４０と極め
て優れた材質を有する冷延鋼板を含め、Ｅｌ、ｒｙｒ＊
ｓに優れた材質を有する冷延鋼板を複合成形部品に適用
し、実プレス成形性を調査した。その結果、上述のＥｌ
＝５１．０． Ｆ ＝２．５２、 ｒ 、、 ＝ ２
．４０と極めて優れた材質を有する冷延鋼板を含め、Ｅ
ｌ、Ｆ、ｒ４５の材質が良好であるにも関わらず実プレ
ス成形性が悪いものが多数発生したという従来の知見で
は考えられない結果となった。
そこで１本発明者等は、これらの複合プレス成形性と材
料特性値との関係を詳細に検討した結果。
料特性値との関係を詳細に検討した結果。
■鋼板のＴ、Ｓ４ｓが２８．５−３１．０ｋｇｆ／ｍ”
＊ ’４ｓ が１．９０以上の特性値を有し、■Ｂ含有
量が０．０００８以下、好ましくはｏ、ｏｏｏｚ％以下
である鋼板は優れた複合プレス成形性が得られ、更に、
■Ｉｌｉ板表面粗さＲａを０．２〜１．０μｍに調整し
た鋼板は極めて優れた複合プレス成形性が得られること
がわかった。尚、前述の日本鉄鋼協会講演論文集Ｖ、ｏ
１．３＆６１９９０ Ｐ、１７７１に紹介した冷延鋼板
は自動車のオイルパン用として試作したため、角筒成形
後の二次加工脆性を防止するためＢを０．０００８％含
有せしめた冷延鋼板であったので、上述の如く実プレス
での複合プレス成形性が悪かったものと思われる。
＊ ’４ｓ が１．９０以上の特性値を有し、■Ｂ含有
量が０．０００８以下、好ましくはｏ、ｏｏｏｚ％以下
である鋼板は優れた複合プレス成形性が得られ、更に、
■Ｉｌｉ板表面粗さＲａを０．２〜１．０μｍに調整し
た鋼板は極めて優れた複合プレス成形性が得られること
がわかった。尚、前述の日本鉄鋼協会講演論文集Ｖ、ｏ
１．３＆６１９９０ Ｐ、１７７１に紹介した冷延鋼板
は自動車のオイルパン用として試作したため、角筒成形
後の二次加工脆性を防止するためＢを０．０００８％含
有せしめた冷延鋼板であったので、上述の如く実プレス
での複合プレス成形性が悪かったものと思われる。
第１図は、上述のこれらの複合プレス成形性と材料特性
値との関係を詳細に検討した結果を図示したもので、■
鋼板のＴ、Ｓ、ｓが２８．５〜３１．０ｋｇｆ／■ｔｒ
４！、が１．９０以上の特性値を有し、■Ｂ含有量が０
．０００４％以下、好ましくは０．０００２％以下であ
る鋼板は優れた複合プレス成形性が得られることがわか
る。
値との関係を詳細に検討した結果を図示したもので、■
鋼板のＴ、Ｓ、ｓが２８．５〜３１．０ｋｇｆ／■ｔｒ
４！、が１．９０以上の特性値を有し、■Ｂ含有量が０
．０００４％以下、好ましくは０．０００２％以下であ
る鋼板は優れた複合プレス成形性が得られることがわか
る。
更に、第２図は、鋼板のＴ．Ｓ４５が２９．５ｋｇｆ／
ｓ２゜ｒ□が２．１４の特性値を有し、 Ｂ含有量が０
．０００２％以下の鋼板を製造し、０．８％の調質圧延
を行い鋼板表面粗さＲａを変えた鋼板を試作し実プレス
での複合プレス成形性を調査した結果を示したものであ
る。第２図より、鋼板表面粗さＲａを０．２〜１．０μ
ｍに調整した本発明の鋼板は極めて優れた複合プレス成
形性が得られ、本発明の鋼板が、例えばホイルハウスイ
ンナーの様に複雑な形状を有する深い絞り成形と張り出
し成形及び絞リピートを有するこれら部品の実プレスに
おいて、極めて優れたプレス成形性が得られ、その工業
的価値が優れているのがよくわかる。尚、本発明の冷延
鋼板を電気Ｚｎメツキ鋼板などの表面処理鋼板の原板と
して用いる場合にも、原板の表面粗さが本発明の範囲内
であれば極めて優れた複合プレス成形性が得られ、本発
明の効果を得ることができる。
ｓ２゜ｒ□が２．１４の特性値を有し、 Ｂ含有量が０
．０００２％以下の鋼板を製造し、０．８％の調質圧延
を行い鋼板表面粗さＲａを変えた鋼板を試作し実プレス
での複合プレス成形性を調査した結果を示したものであ
る。第２図より、鋼板表面粗さＲａを０．２〜１．０μ
ｍに調整した本発明の鋼板は極めて優れた複合プレス成
形性が得られ、本発明の鋼板が、例えばホイルハウスイ
ンナーの様に複雑な形状を有する深い絞り成形と張り出
し成形及び絞リピートを有するこれら部品の実プレスに
おいて、極めて優れたプレス成形性が得られ、その工業
的価値が優れているのがよくわかる。尚、本発明の冷延
鋼板を電気Ｚｎメツキ鋼板などの表面処理鋼板の原板と
して用いる場合にも、原板の表面粗さが本発明の範囲内
であれば極めて優れた複合プレス成形性が得られ、本発
明の効果を得ることができる。
上述のように、本発明の鋼板が極めて優れた複合プレス
成形性が得られる理由は明確に解明することは困難であ
るが、以下の如くと考えられる。
成形性が得られる理由は明確に解明することは困難であ
るが、以下の如くと考えられる。
（１）鋼板のＴ、Ｓ４ｓが２８．５〜３１ 、 Ｏｋｇ
ｆ ／ −２が不可欠となっている理由は、例えばホ
イルハウスインナーの様に複雑な形状を有する深い絞り
成形と張り出し成形及び絞リピートを有するこれら部品
の実プレスにおける成形限界は、絞リピート部及び深い
絞り成形部（はとんどの深絞り部品の最も厳しい深絞り
を受けるのは鋼板の４５度方向に一致する）のダイス肩
Ｒ部で鋼板が流入するときめ摩擦抵抗力と鋼板の破断耐
力（Ｔ、Ｓ、）の大小でほぼ決まるものと想定される。
ｆ ／ −２が不可欠となっている理由は、例えばホ
イルハウスインナーの様に複雑な形状を有する深い絞り
成形と張り出し成形及び絞リピートを有するこれら部品
の実プレスにおける成形限界は、絞リピート部及び深い
絞り成形部（はとんどの深絞り部品の最も厳しい深絞り
を受けるのは鋼板の４５度方向に一致する）のダイス肩
Ｒ部で鋼板が流入するときめ摩擦抵抗力と鋼板の破断耐
力（Ｔ、Ｓ、）の大小でほぼ決まるものと想定される。
従って、Ｔ．Ｓ４５が２８．５ｋｇｆ／ｍ２以上が自動
車のこ−れらの複合成形部品には不可欠となったものと
思われる。又、Ｔ、Ｓ４５が３１．０ｋｇｆ／■２超で
は鋼板の延性が劣化するためと思われる。
車のこ−れらの複合成形部品には不可欠となったものと
思われる。又、Ｔ、Ｓ４５が３１．０ｋｇｆ／■２超で
は鋼板の延性が劣化するためと思われる。
（２） ｒ４ｓが１．９０以上の特性値が必要な理由は
、上述のように４５″方向の深絞り性が必要であるため
であるが、例えば、特開昭６１−１１３７２４号公報で
開示されているレベルのｒ４ｓ≦１．８５では良好な複
合プレス成形性が得られない。
、上述のように４５″方向の深絞り性が必要であるため
であるが、例えば、特開昭６１−１１３７２４号公報で
開示されているレベルのｒ４ｓ≦１．８５では良好な複
合プレス成形性が得られない。
（３）Ｂ含有量が０．０００４％以下、好ましくはｏ、
ｏｏ。
ｏｏ。
２％以下であることが必要であるのは、その理由に付い
ては必ずしも明確になっていないが、本発明者等が種々
検討した結果では、 Ｂを０．０００５％以上含有する
冷延鋼板は、引っ張り試験の局部伸び値が同じＴ、Ｓ
もので比較しても低い値しか得られないものが多かっ
た。従って、この様な局部伸び値がＴ、Ｓの割には低い
鋼板は、絞リピート部や深い絞り成形部のダイス肩Ｒ部
を鋼板が流入する時、厳しい曲げ戻し加工を受け、局部
伸び値が低いので加工性の劣化が大きくなりプレス破断
が生じ易くなったのではないかと推定される。
ては必ずしも明確になっていないが、本発明者等が種々
検討した結果では、 Ｂを０．０００５％以上含有する
冷延鋼板は、引っ張り試験の局部伸び値が同じＴ、Ｓ
もので比較しても低い値しか得られないものが多かっ
た。従って、この様な局部伸び値がＴ、Ｓの割には低い
鋼板は、絞リピート部や深い絞り成形部のダイス肩Ｒ部
を鋼板が流入する時、厳しい曲げ戻し加工を受け、局部
伸び値が低いので加工性の劣化が大きくなりプレス破断
が生じ易くなったのではないかと推定される。
（４）鋼板表面粗さＲａを０．２〜１．０μｍに調整し
た鋼板が極めて優れた複合プレス成形性が得られるのは
、絞リピート部や深い絞り成形部のダイス肩Ｒ部を鋼板
が流入する時、厳しい曲げ戻し加工を受けながら工具に
よって鋼板表面は高い圧縮応力を受は鋼板表面の凹凸の
部分が塑性変形し平滑にされる。この塑性変形に要した
エネルギーが絞りビード部や深い絞り成形部のダイス肩
Ｒ部を鋼板が流入する時の抵抗となると考えられる。従
って、鋼板表面粗さＲａが１．０μｍを越えるとこの塑
性変形量が多くなり鋼板が流入し難くなり実プレス性が
劣化したものと考えられる。又、鋼板表面粗さＲａが０
．２μ未満では潤滑油が鋼板表面に溜まる部分がなくな
り油切れを生じ摩擦抵抗が増え、鋼板が流入し難くなり
実プレス性が劣化したものと考えられる。
た鋼板が極めて優れた複合プレス成形性が得られるのは
、絞リピート部や深い絞り成形部のダイス肩Ｒ部を鋼板
が流入する時、厳しい曲げ戻し加工を受けながら工具に
よって鋼板表面は高い圧縮応力を受は鋼板表面の凹凸の
部分が塑性変形し平滑にされる。この塑性変形に要した
エネルギーが絞りビード部や深い絞り成形部のダイス肩
Ｒ部を鋼板が流入する時の抵抗となると考えられる。従
って、鋼板表面粗さＲａが１．０μｍを越えるとこの塑
性変形量が多くなり鋼板が流入し難くなり実プレス性が
劣化したものと考えられる。又、鋼板表面粗さＲａが０
．２μ未満では潤滑油が鋼板表面に溜まる部分がなくな
り油切れを生じ摩擦抵抗が増え、鋼板が流入し難くなり
実プレス性が劣化したものと考えられる。
更に、上記（１）、（２）、（３）、（４）で説明した
効果は、各々の項目でも効果があるが、全てを満足して
初めて、本発明が目的とする複合プレス成形性の極めて
優れた冷延鋼板となるのである。尚、 Ｃ≦０．００４
０％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦０．３０％、Ｐ≦０．
０３０％。
効果は、各々の項目でも効果があるが、全てを満足して
初めて、本発明が目的とする複合プレス成形性の極めて
優れた冷延鋼板となるのである。尚、 Ｃ≦０．００４
０％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦０．３０％、Ｐ≦０．
０３０％。
Ｓ≦０．０２５％、 ５ｏＩＡｌ≦０．１００％、Ｎ≦
０．００５０％、 Ｔｉ： ０．０２５〜０．１２０％
、 Ｎｂ ： ０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ≦０
．０００４％、残部不可避的不純物及び鉄よりなる冷延
鋼板としたのは、上記の特性を満足する複合プレス成形
性の極めて優れた冷延鋼板を工業的に経済的に得る上で
のベース成分であるからである。
０．００５０％、 Ｔｉ： ０．０２５〜０．１２０％
、 Ｎｂ ： ０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ≦０
．０００４％、残部不可避的不純物及び鉄よりなる冷延
鋼板としたのは、上記の特性を満足する複合プレス成形
性の極めて優れた冷延鋼板を工業的に経済的に得る上で
のベース成分であるからである。
以下、第二発明に付いて説明する。
第二発明は、第一発明の冷延鋼板を連続焼鈍法で製造す
る方法である。第二発明の方法のポイントは、■得られ
る冷延鋼板の特性値を第一発明の特性値に合致するよう
に製造条件を総合調整し、第一発明条件を満足させた冷
延鋼板を製造し、従来にない複合プレス成形性の極めて
優れた冷延鋼板の製造方法を提供すること、■鋼の成分
、熱延条件、冷延、連続焼鈍、調質圧延条件を特定条件
に規制し、鋼板のＴ、Ｓ４５が２８．５〜３１．０ｋｇ
ｆ／ｎ＋ｍ２゜ｒ４ｓが１．９０以上で鋼板表面粗さＲ
ａが０．２〜１．０μｍの特性値を有する複合プレス成
形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法を提供すること
である。
る方法である。第二発明の方法のポイントは、■得られ
る冷延鋼板の特性値を第一発明の特性値に合致するよう
に製造条件を総合調整し、第一発明条件を満足させた冷
延鋼板を製造し、従来にない複合プレス成形性の極めて
優れた冷延鋼板の製造方法を提供すること、■鋼の成分
、熱延条件、冷延、連続焼鈍、調質圧延条件を特定条件
に規制し、鋼板のＴ、Ｓ４５が２８．５〜３１．０ｋｇ
ｆ／ｎ＋ｍ２゜ｒ４ｓが１．９０以上で鋼板表面粗さＲ
ａが０．２〜１．０μｍの特性値を有する複合プレス成
形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法を提供すること
である。
以下に製造条件について詳細に述べる。
Ｃは、ｒ４ｓが１．９０以上の特性値の冷延鋼板を連続
焼鈍で得る上で極めて重要な元素で、Ｃ含有量が０．０
０２５％超になるとこれらの特性値が得られなくなるの
でＣ含有量の上限を０．００２５％以下とした。
焼鈍で得る上で極めて重要な元素で、Ｃ含有量が０．０
０２５％超になるとこれらの特性値が得られなくなるの
でＣ含有量の上限を０．００２５％以下とした。
Ｓｊ、Ｍｎ、Ｓ及びＮは、何れも含有量が増えるとｒ４
ｓが低下し、１．９０以上の特性値が得られ難くなるの
で、それぞれの含有量をＳｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦０．
３０％、Ｓ≦ｏ、ｏｚｏ％、Ｎ≦０．００３０％とした
。
ｓが低下し、１．９０以上の特性値が得られ難くなるの
で、それぞれの含有量をＳｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦０．
３０％、Ｓ≦ｏ、ｏｚｏ％、Ｎ≦０．００３０％とした
。
Ｐは、０．００７％未満では２８ 、５ ｋｇ ｆ ／
ｍｕ ２のＴ、Ｓ４５が得難くなる。又、０゜０３０
％超になると二次加工性の劣化が大きくなり過ぎるので
０．０３０％以下とした。
ｍｕ ２のＴ、Ｓ４５が得難くなる。又、０゜０３０
％超になると二次加工性の劣化が大きくなり過ぎるので
０．０３０％以下とした。
ｓｏｌＡｌは、一般には脱酸剤として用いられるが、木
調の場合はＴｉ脱酸をおこなっても何等差し支えがない
ので下限値を規定する必要がない。ｓｏｌＡｌの含有量
が増えるとｒ４５が低下し、 １．９０以上の特性値が
得られ難くなるので、それぞれの含有量を０．０８０％
以下とした。
調の場合はＴｉ脱酸をおこなっても何等差し支えがない
ので下限値を規定する必要がない。ｓｏｌＡｌの含有量
が増えるとｒ４５が低下し、 １．９０以上の特性値が
得られ難くなるので、それぞれの含有量を０．０８０％
以下とした。
Ｔｉは、１．９０以上のｒ４５値を得る上で極めて重要
な元素で、 Ｔｉ含有量が０．０２５％未満になるとこ
の特性値が得られなくなる。又５Ｔｉ含有量が０．１２
０％超ではＴ、Ｓ４５が３１ 、 Ｏｋｇ ｆ ／ ｗ
ａ ”を越えるようになるので、 Ｔｉ含有量を０．０
２５％〜０．１２０％に規制した。
な元素で、 Ｔｉ含有量が０．０２５％未満になるとこ
の特性値が得られなくなる。又５Ｔｉ含有量が０．１２
０％超ではＴ、Ｓ４５が３１ 、 Ｏｋｇ ｆ ／ ｗ
ａ ”を越えるようになるので、 Ｔｉ含有量を０．０
２５％〜０．１２０％に規制した。
Ｎｂは、１．９０以上のｒＩｓ値を得る上でＴｉ以上に
極めて重要な元素で、 Ｎｂ含有量が０．００３％未満
になるとこの特性値が得られなくなる。又、Ｎｂ含有量
が０．０２０％超では再結晶温度が高くなり結晶粒が細
粒化しＴ、Ｓ４５が３１．０ｋｇｆ／■２を越えるよう
になるので、 Ｎｂ含有量を０．００３％〜０．０２
０％に規制した。
極めて重要な元素で、 Ｎｂ含有量が０．００３％未満
になるとこの特性値が得られなくなる。又、Ｎｂ含有量
が０．０２０％超では再結晶温度が高くなり結晶粒が細
粒化しＴ、Ｓ４５が３１．０ｋｇｆ／■２を越えるよう
になるので、 Ｎｂ含有量を０．００３％〜０．０２
０％に規制した。
Ｂは、二次加工性を顕著に向上させる元素であるが、同
時に、前述の如く、 Ｂを０．０００５％以上含有する
冷延鋼板は、引っ張り試験の局部伸び饋が同じＴ、Ｓも
ので比較しても低い値しか得られず、良好な複合プレス
成形性が得られなくなるので、Ｂ含有量は０．０００４
％以下、好ましくは０．０００２％以下であることが必
要である。
時に、前述の如く、 Ｂを０．０００５％以上含有する
冷延鋼板は、引っ張り試験の局部伸び饋が同じＴ、Ｓも
ので比較しても低い値しか得られず、良好な複合プレス
成形性が得られなくなるので、Ｂ含有量は０．０００４
％以下、好ましくは０．０００２％以下であることが必
要である。
熱延条件は、ＣをＴｉでＴｉＣとして無害化すると共に
熱延板の結晶粒を０．０２５％以上のＴｉ及び０．００
３％以上のＮｂの複合添加効果とによって細粒化する工
程である。
熱延板の結晶粒を０．０２５％以上のＴｉ及び０．００
３％以上のＮｂの複合添加効果とによって細粒化する工
程である。
熱延前の加熱条件は、特に規制する必要がなく通常行わ
れる加熱条件でよいが、より軟質な鋼板を得るには、１
１００℃以下の加熱温度（ＳＲＴと記す）が好ましい。
れる加熱条件でよいが、より軟質な鋼板を得るには、１
１００℃以下の加熱温度（ＳＲＴと記す）が好ましい。
熱間圧延の仕上げ温度は、８８０℃未満では粗大結晶粒
となり、ｒＡｓ値が顕著に低下する。又、９４０℃超に
なっても結晶粒が大きくなり過ぎ１．９０以上のｒ４５
値が得られなくなるので、８８０〜９４０℃とする必要
がある。
となり、ｒＡｓ値が顕著に低下する。又、９４０℃超に
なっても結晶粒が大きくなり過ぎ１．９０以上のｒ４５
値が得られなくなるので、８８０〜９４０℃とする必要
がある。
巻き取り温度（以下Ｃ，Ｔと記す）は、より多くのＴｉ
Ｃの析出と粗大化を行い極めて優れたｒＪｓ値を得る上
で重要な工程である。６８０℃未満の温度ではＴｉＣの
析出と粗大化が不足となり極めて優れたｒ４ｓ値が得ら
れなくなる。又、７７０℃超になると結晶粒の粗大化が
発生するようになり１．９０以上のｒａｓ値が得られな
くなるので、６８０〜７７０℃とする必要がある。
Ｃの析出と粗大化を行い極めて優れたｒＪｓ値を得る上
で重要な工程である。６８０℃未満の温度ではＴｉＣの
析出と粗大化が不足となり極めて優れたｒ４ｓ値が得ら
れなくなる。又、７７０℃超になると結晶粒の粗大化が
発生するようになり１．９０以上のｒａｓ値が得られな
くなるので、６８０〜７７０℃とする必要がある。
又、熱延板の結晶粒の細粒化には仕上げ圧延後少なくと
も１ 、５ｓｅｃ以内に且つ５０℃／Ｓ以上の冷却速度
で少なくとも８５０℃までを急冷する必要がある。
も１ 、５ｓｅｃ以内に且つ５０℃／Ｓ以上の冷却速度
で少なくとも８５０℃までを急冷する必要がある。
この条件より、急冷開始時間が遅かったり、急冷の温度
範囲や冷却速度が不足である場合には、結晶粒が大きく
なり１．９０以上のｒ４５値が得られなくなる。
範囲や冷却速度が不足である場合には、結晶粒が大きく
なり１．９０以上のｒ４５値が得られなくなる。
冷延率は、７０％未満ではｒＩｓ値が低下し、本願が目
的とする冷延鋼板が得られなくなるので、冷延率は７０
％以上とした。
的とする冷延鋼板が得られなくなるので、冷延率は７０
％以上とした。
連続焼鈍条件は、焼鈍温度が７５０℃〜９００℃で再結
晶焼鈍を行えば本願が目的とする冷延鋼板が製造でき、
特に他の条件を規制する必要がない。焼鈍温度が７５０
℃未満では１．９０以上のｒ４５値が得られず、又９０
０℃超の焼鈍温度では異常に結晶粒が大きくなり過ぎ２
８．５ｋｇｆ／ｍ２のＴ、Ｓ４ｓが得難くなるので、焼
鈍温度条件を７５０〜９００℃と規制した。
晶焼鈍を行えば本願が目的とする冷延鋼板が製造でき、
特に他の条件を規制する必要がない。焼鈍温度が７５０
℃未満では１．９０以上のｒ４５値が得られず、又９０
０℃超の焼鈍温度では異常に結晶粒が大きくなり過ぎ２
８．５ｋｇｆ／ｍ２のＴ、Ｓ４ｓが得難くなるので、焼
鈍温度条件を７５０〜９００℃と規制した。
調質圧延（以下Ｓ、Ｐと記す）は、鋼板表面粗さＲａが
０．２〜１．０μ園の鋼板を得る上で０．３％以上が必
要である。連続焼鈍で製造される鋼板は、連続焼鈍時に
鋼帯がハースロールに巻き付きながら通過していく際に
鋼板の表面粗さが細かいと銅帯とハースロールとの間の
摩擦が小さくなりスリップし、連続焼鈍の炉内を蛇行し
ながら通過し、炉壁をこすったり、破断したりするので
、冷間圧延時に鋼板の表面粗さを粗くしている。従って
、この様な表面粗さの粗い焼鈍後の鋼板を調質圧延で鋼
板表面粗さＲａを０．２〜１．０μ層にするためには、
たとえ調質圧延ロールの表面粗さを細かくしたとしても
少なくとも０．３％以上の調質圧延を施さなければ１．
０μ膳以下の鋼板表面粗さＲａが得られないからである
。又、１．５％超の調質圧延では材質が硬質化し過ぎる
ので、上限を１．錦とした。尚、鋼板表面粗さのコント
ロールは調質圧延ロールの表面粗さと調質圧延率とによ
って行えばよい。
０．２〜１．０μ園の鋼板を得る上で０．３％以上が必
要である。連続焼鈍で製造される鋼板は、連続焼鈍時に
鋼帯がハースロールに巻き付きながら通過していく際に
鋼板の表面粗さが細かいと銅帯とハースロールとの間の
摩擦が小さくなりスリップし、連続焼鈍の炉内を蛇行し
ながら通過し、炉壁をこすったり、破断したりするので
、冷間圧延時に鋼板の表面粗さを粗くしている。従って
、この様な表面粗さの粗い焼鈍後の鋼板を調質圧延で鋼
板表面粗さＲａを０．２〜１．０μ層にするためには、
たとえ調質圧延ロールの表面粗さを細かくしたとしても
少なくとも０．３％以上の調質圧延を施さなければ１．
０μ膳以下の鋼板表面粗さＲａが得られないからである
。又、１．５％超の調質圧延では材質が硬質化し過ぎる
ので、上限を１．錦とした。尚、鋼板表面粗さのコント
ロールは調質圧延ロールの表面粗さと調質圧延率とによ
って行えばよい。
尚、本発明は、冷延鋼板のみならず、電気亜鉛メツキ、
錫メツキ等の各種の電気メツキ鋼板の原板、有機皮膜を
被覆した鋼板等の各種の表面処理鋼板の原板の製造方法
としても適用できる。尚、これらの表面処理鋼板の材質
特性値は、鋼板の表面にメツキされる金属或いは合金の
硬さなどの材質特性値とメツキ厚さの影響を受け、通常
はＹ、ＰＴ、 Ｓ、が高くなりＥｌ、ｒ値が低下するが
、しかし、その表面処理鋼板のプレス成形性は、表皮を
含んだメツキ鋼板の特性値ではなく、その鋼板の母材の
材質で決まる。即ち、表面処理鋼板のプレス成形性は、
その表面処理鋼板の原板の特性値（材質及び表面粗さ）
が本発明の条件を満足しておれば、極めて優れた複合プ
レス成形性が得られる。従って、複合プレス成形性の極
めて優れた表面処理鋼板を製造するには本発明の冷延鋼
板を原板として用いればよい。
錫メツキ等の各種の電気メツキ鋼板の原板、有機皮膜を
被覆した鋼板等の各種の表面処理鋼板の原板の製造方法
としても適用できる。尚、これらの表面処理鋼板の材質
特性値は、鋼板の表面にメツキされる金属或いは合金の
硬さなどの材質特性値とメツキ厚さの影響を受け、通常
はＹ、ＰＴ、 Ｓ、が高くなりＥｌ、ｒ値が低下するが
、しかし、その表面処理鋼板のプレス成形性は、表皮を
含んだメツキ鋼板の特性値ではなく、その鋼板の母材の
材質で決まる。即ち、表面処理鋼板のプレス成形性は、
その表面処理鋼板の原板の特性値（材質及び表面粗さ）
が本発明の条件を満足しておれば、極めて優れた複合プ
レス成形性が得られる。従って、複合プレス成形性の極
めて優れた表面処理鋼板を製造するには本発明の冷延鋼
板を原板として用いればよい。
（実施例）
以下に本発明の効果を実施例により説明する。
第１表に示す成分、第２表に示す熱延条件（但し、仕上
げ温度は９１０〜９３０℃）で４．０園の熱延鋼帯を製
造し、冷間圧延した０、８１の冷延鋼板を連続焼鈍で８
２０℃Ｘ ６０ｓｅｃの再結晶焼鈍し室温まで冷却した
後、調質圧延を施し冷延鋼板を得た。
げ温度は９１０〜９３０℃）で４．０園の熱延鋼帯を製
造し、冷間圧延した０、８１の冷延鋼板を連続焼鈍で８
２０℃Ｘ ６０ｓｅｃの再結晶焼鈍し室温まで冷却した
後、調質圧延を施し冷延鋼板を得た。
得られた冷延鋼板の機械的性質の特性値（Ｔ −Ｓ ４
ｓｔ Ｅ Ｌｓ ｆ ｒ ４ｉ値）及び鋼板表面粗さＲ
ａを測定し、その結果を第２表に示す。
ｓｔ Ｅ Ｌｓ ｆ ｒ ４ｉ値）及び鋼板表面粗さＲ
ａを測定し、その結果を第２表に示す。
又、複合成形部品の実プレス成形性を調査するため、ホ
イルハウスインナーの実プレステストを行い、そのプレ
ス不良率を調査し、その結果を第２表に示した６ 鋼Ａ、Ｂ、Ｅは本願の発明の方法の範囲外の成分の鋼で
、鋼Ｃ，Ｄ、Ｆは本願の発明の方法の成分範囲内の製造
条件のものである。
イルハウスインナーの実プレステストを行い、そのプレ
ス不良率を調査し、その結果を第２表に示した６ 鋼Ａ、Ｂ、Ｅは本願の発明の方法の範囲外の成分の鋼で
、鋼Ｃ，Ｄ、Ｆは本願の発明の方法の成分範囲内の製造
条件のものである。
試料５，６．８は、本発明の方法の実施例で、何れも、
複合プレス成形性が極めて優れた冷延鋼板として必要な
Ｔ、Ｓ４ｓが２８．５〜３１．０ｋｇｆ／ｍ＋２ｒ ｒ
４５が１．９０以上で鋼板表面粗さＲａが０．２〜１
．０μ層の特性値が得られ、プレス不良率も０．２％以
下の極めて優れた成績が得られた。
複合プレス成形性が極めて優れた冷延鋼板として必要な
Ｔ、Ｓ４ｓが２８．５〜３１．０ｋｇｆ／ｍ＋２ｒ ｒ
４５が１．９０以上で鋼板表面粗さＲａが０．２〜１
．０μ層の特性値が得られ、プレス不良率も０．２％以
下の極めて優れた成績が得られた。
試料１，２，３，４，７，９，１０．１１は、従来例又
は比較例で、何れもプレス不良率も０．６％以上の成績
しか得られなかった。
は比較例で、何れもプレス不良率も０．６％以上の成績
しか得られなかった。
試料１はＮｂを含まない通常のＴｉ添加の極低炭素鋼の
成分系の従来例である。得られた特性値はＴ、Ｓ４ｓ及
びｒ４ｓが不足しており、 プレス不良率が１００％と
全く絞れなかった。
成分系の従来例である。得られた特性値はＴ、Ｓ４ｓ及
びｒ４ｓが不足しており、 プレス不良率が１００％と
全く絞れなかった。
試料２はＰが０．００３％と本発明の範囲を外れた成分
の比較例で、得られた特性値は機械的性質はＥ１４５も
ｒ４ｓも実施例の中で最も優れた特性値が得られた。し
かし、ホイルハウスインナーの実プレスのプレス不良率
は４．２％と悪いプレス成績となった。これはホイルハ
ウスインナーの様な複合成形部品の実プレス性は１本願
の発明の鋼板のようにＴ、Ｓ、が２８．５〜３１．Ｏｋ
ｇｆ／閣ｔｒ４ｓが１．９０以上の特性値とすることが
不可欠であることがよくわかる。
の比較例で、得られた特性値は機械的性質はＥ１４５も
ｒ４ｓも実施例の中で最も優れた特性値が得られた。し
かし、ホイルハウスインナーの実プレスのプレス不良率
は４．２％と悪いプレス成績となった。これはホイルハ
ウスインナーの様な複合成形部品の実プレス性は１本願
の発明の鋼板のようにＴ、Ｓ、が２８．５〜３１．Ｏｋ
ｇｆ／閣ｔｒ４ｓが１．９０以上の特性値とすることが
不可欠であることがよくわかる。
試料３，４は、鋼板の成分、熱延条件及び機械的性質は
本発明の範囲内にはいるが、鋼板表面粗さＲａが本発明
の範囲から外れた比較例である。鋼板表面粗さＲａが０
．２〜１．０μ麗から外れた試料３，４はプレス不良率
が０．７％、０．６％と本発明の実施例で機械的性質が
同じである試料５のプレス不良率の０．１％と比較する
と大幅に複合プレス成形性が落ちており、鋼板表面粗さ
Ｒａを０．２〜１．０μ−に規制することの重要さがよ
くわかる。
本発明の範囲内にはいるが、鋼板表面粗さＲａが本発明
の範囲から外れた比較例である。鋼板表面粗さＲａが０
．２〜１．０μ麗から外れた試料３，４はプレス不良率
が０．７％、０．６％と本発明の実施例で機械的性質が
同じである試料５のプレス不良率の０．１％と比較する
と大幅に複合プレス成形性が落ちており、鋼板表面粗さ
Ｒａを０．２〜１．０μ−に規制することの重要さがよ
くわかる。
試料５，６，８．は第１表及び第２表に示すように成分
、熱延条件を本発明の範囲内で変化させた実施例である
。本発明の範囲内の製造条件であれば、複合プレス成形
性が極めて優れた冷延鋼板として必要なＴ、Ｓ、、が２
８．５〜３１．０ｋｇｆ／＋ｍ” ＋ ｒ４５が１．
９０以上の特性値が得られ、鋼板表面粗さＲａを０．２
〜１．０μｍに規制すれば、鋼板のプレス不良率が０．
２％以下の極めて優れた成績が得られており、本発明の
有益性がよくわかる。
、熱延条件を本発明の範囲内で変化させた実施例である
。本発明の範囲内の製造条件であれば、複合プレス成形
性が極めて優れた冷延鋼板として必要なＴ、Ｓ、、が２
８．５〜３１．０ｋｇｆ／＋ｍ” ＋ ｒ４５が１．
９０以上の特性値が得られ、鋼板表面粗さＲａを０．２
〜１．０μｍに規制すれば、鋼板のプレス不良率が０．
２％以下の極めて優れた成績が得られており、本発明の
有益性がよくわかる。
試料７は、Ｂがｏ、ｏｏｏｇ％と高い比較例で、得られ
た鋼板のＴ、Ｓ、ｓとｒ４ｓは本発明の鋼板の機械的性
質の範囲内にはいるが、プレス不良率は３．８％と極め
て悪い結果となっている。これは、Ｂがｏ、ｏｏｏａ％
と高いので鋼板の引っ張り試験の局部伸び値が低下した
のが大きな原因であると思われる。
た鋼板のＴ、Ｓ、ｓとｒ４ｓは本発明の鋼板の機械的性
質の範囲内にはいるが、プレス不良率は３．８％と極め
て悪い結果となっている。これは、Ｂがｏ、ｏｏｏａ％
と高いので鋼板の引っ張り試験の局部伸び値が低下した
のが大きな原因であると思われる。
従って、 Ｂ含有量を０．０００４％以下とすることも
重要であることがわかる。
重要であることがわかる。
試料９，１０．１１は、第２表に示すように熱延条件が
本発明の範囲を外れた比較例で、試料９はｔＱが。
本発明の範囲を外れた比較例で、試料９はｔＱが。
試料１０はαが、試料１１はＣ，Ｔが外れており、何れ
もｒ４ｉ値が１．９０未満と不足している。プレス不良
率も２．２％以上と悪い。
もｒ４ｉ値が１．９０未満と不足している。プレス不良
率も２．２％以上と悪い。
試料＆１２は、本発明例の冷延鋼板を原板として用いた
Ｚｎ−Ｎｉの電気メツキ（３０ｇ／■２）を行った本発
明例で、原板の特性値が本発明の鋼板の条件を満たして
おれば、極めて優れた複合プレス成形性が得られること
がわかる。
Ｚｎ−Ｎｉの電気メツキ（３０ｇ／■２）を行った本発
明例で、原板の特性値が本発明の鋼板の条件を満たして
おれば、極めて優れた複合プレス成形性が得られること
がわかる。
（発明の効果）
以上に本発明について詳細に説明したが、本発明（１）
の冷延鋼板は極めて優れた複合プレス成形性が得られ、
本発明（２）によれば、鋼板のＴ、Ｓ４ｓが２８．５〜
３１．０ｋｇｆ／ｍｓ” 、 ｒ ＋ｓが１．９０以上
で鋼板表面粗さＲａが０．２〜１．０μ■の特性値を有
する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造が
可能となり、その工業的価値は大である。
の冷延鋼板は極めて優れた複合プレス成形性が得られ、
本発明（２）によれば、鋼板のＴ、Ｓ４ｓが２８．５〜
３１．０ｋｇｆ／ｍｓ” 、 ｒ ＋ｓが１．９０以上
で鋼板表面粗さＲａが０．２〜１．０μ■の特性値を有
する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造が
可能となり、その工業的価値は大である。
第１図は、複合プレス成形性と材料特性値との関係を示
す図。第２図は、複合プレス成形性（不良率） と鋼板
表面粗さＲａとの関係を示す図である。 代理人 弁理士 椎 名 彊
す図。第２図は、複合プレス成形性（不良率） と鋼板
表面粗さＲａとの関係を示す図である。 代理人 弁理士 椎 名 彊
Claims (2)
- （１）Ｃ≦０．００２５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦
０．３０％、Ｐ：０．００７〜０．０３０％、Ｓ≦０．
０２０％、ｓｏｌＡｌ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００３
０％、Ｔｉ：０．０２５〜０．１２０％、Ｎｂ：０．０
０３〜０．０２０％、Ｂ≦０．０００４％、残部不可避
的不純物及び鉄よりなり、鋼板の４５゜方向の引張り強
さ（以下Ｔ．Ｓ＿４＿５と記す）が２８．５〜３１．０
ｋｇｆ／ｍｍ＾２４５゜方向のｒ値（以下にｒ＿４＿５
が１．９０以上で鋼板表面の中心線平均粗さ（以下Ｒａ
と記す）が０．２〜１．０μｍの複合プレス成形性の極
めて優れた冷延鋼板。 - （２）Ｃ≦０．００２５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦
０．３０％、Ｐ：０．００７〜０．０３０％、Ｓ≦０．
０２０％、ｓｏｌＡｌ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００３
０％、Ｔｉ：０．０２５〜０．１２０％、Ｎｂ：０．０
０３〜０．０２０％、Ｂ≦０．０００４％残部不可避的
不純物及び鉄よりなる鋼片を、加熱し、８８０〜９４０
℃で熱間仕上げ圧延を終了し、１．５ｓｅｃ以内に急冷
を開始し少なくとも８５０℃までを５０〜２００℃／ｓ
ｅｃの冷却速度で急冷し、６８０〜７７０℃で巻き取り
、熱延鋼帯とし、７０％以上の冷延率で冷間圧延を行い
、その後、連続焼鈍にて７５０〜９００℃で再結晶焼鈍
を行こない、０．３〜１．５％の調質圧延を行うことを
特徴とし、鋼板のＴ．Ｓ＿４＿５が２８．５〜３１．０
ｋｇｆ／ｍｍ＾２、ｒ＿４＿５が１．９０以上で鋼板表
面粗さＲａが０．２〜１．０μｍの特性値を有する複合
プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2321054A JPH0747796B2 (ja) | 1990-11-27 | 1990-11-27 | 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
| AT91119058T ATE135414T1 (de) | 1990-11-09 | 1991-11-08 | Kaltgewalztes stahlband mit hervorragender pressverformbarkeit und verfahren zur herstellung |
| DE69117876T DE69117876T3 (de) | 1990-11-09 | 1991-11-08 | Kaltgewalztes Stahlband mit hervorragender Pressverformbarkeit und Verfahren zur Herstellung |
| EP91119058A EP0484960B9 (en) | 1990-11-09 | 1991-11-08 | Cold-rolled steel strip having excellent combined press formability and method of producing same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2321054A JPH0747796B2 (ja) | 1990-11-27 | 1990-11-27 | 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04191349A true JPH04191349A (ja) | 1992-07-09 |
| JPH0747796B2 JPH0747796B2 (ja) | 1995-05-24 |
Family
ID=18128287
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2321054A Expired - Lifetime JPH0747796B2 (ja) | 1990-11-09 | 1990-11-27 | 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0747796B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100473497B1 (ko) | 2000-06-20 | 2005-03-09 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 그 제조방법 |
| KR20260095990A (ko) * | 2024-12-17 | 2026-06-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 경질 냉연 강판 및 그 제조방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62278232A (ja) * | 1986-05-26 | 1987-12-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 直送圧延法による非時効深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6376848A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り用冷延鋼板及びその製造方法 |
-
1990
- 1990-11-27 JP JP2321054A patent/JPH0747796B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62278232A (ja) * | 1986-05-26 | 1987-12-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 直送圧延法による非時効深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6376848A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り用冷延鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0747796B2 (ja) | 1995-05-24 |
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