JPH0450377B2 - - Google Patents
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- JPH0450377B2 JPH0450377B2 JP60084522A JP8452285A JPH0450377B2 JP H0450377 B2 JPH0450377 B2 JP H0450377B2 JP 60084522 A JP60084522 A JP 60084522A JP 8452285 A JP8452285 A JP 8452285A JP H0450377 B2 JPH0450377 B2 JP H0450377B2
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- Japan
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は、耐２次加工脆性に優れた超深絞り用
鋼板に関するものである。自動車や電気部品など
苛酷なプレス成形を施した後、さらにフランジ曲
げ加工等の２次加工に耐え得る超深絞り用鋼板に
関するものである。 （従来の技術） 従来、連続焼鈍用の超深絞り用鋼板として炭窒
化物形成元素を添加した鋼板が開発されている
が、深絞り性が向上するにつれ、その成形加工も
苛酷さを増し引き続く２次加工で脆性的な割れが
発生し易い欠点が顕著になりつつある。 上記の２次加工脆性を改善するものとして特開
昭57−35662号公報では、Ti添加鋼にＢを添加す
る方法が提案されている。これは鋼板中の固溶Ｂ
を粒界強化元素として利用する方法であるが、深
絞り性を劣化させる欠点がある。また、特開昭59
−74232号公報、特開昭59−190332号公報及び特
開昭59−193221号公報では、いづれもＢ，Ti，
Nbを複合添加し、材質劣化を生じるＢ添加量を
最小限に抑え固溶Ｂを有効に利用できるようTi，
Nbの量を規制し、かつＰ偏析が起りやすい焼鈍
温度範囲を急速冷却する方法があるが、添加元素
の微妙な制御は実操業を複雑にするため好ましく
ない。更に、特開昭58−42752号公報は、Ｐ含有
量とＣ，Ｎを制御する方法であるが、実質的には
Ｐ含有量の低減であり、現状では多大なコスト上
昇を招くばかりか、Ｐ添加による高張力鋼に適用
できない不利な点がある。またＳ，Ｏを制御する
方法として特公昭57−45455号公報、特開昭56−
35726号公報がある。前者では0.018〜0.044％Ｃ，
0.0006〜0.0011％Ｓ，0.002〜0.004％Ｏの低炭素
鋼において、AlとＢ量を制御することにより、
引張り強さ29.7〜30.7Kg／mm2、伸び47〜51％、
＝1.6〜2.5の特性例が示されている。後者では
0.026〜0.047％Ｃ，0.0006〜0.0010％Ｓ，0.002〜
0.004％０の低炭素アルミキルド鋼で、引張り強
さ30.9〜32.7Kg／mm2、伸び42.7〜44.4％、ｒ＝1.38
〜1.51の特性を有する鋼板が示されている。これ
らはいずれもTi，Nb等の炭化形成元素を添加し
たものではなく、材質上十分な特性が得られな
い。また、特開昭56−3656号公報、特開昭59−
185752号公報では、Ti、Crの複合添加を特徴と
し、Ｓ，Ｏは、Ti量削減を目的としているにす
ぎない。 （発明が解決しようとする問題点） 深絞り性を劣化させずに、添加形元素の微妙な
制御を必要とせず、材質上十分な特性が得られる
ような耐２次加工脆性に優れた超深絞り用鋼板を
提供することにある。 （問題点を解決するための手段） ２次加工割れと成分の関係を調査した結果、鋼
中のＳ，Ｏ量及びTi／Ｃと２次加工割れの間に
緻密な関係があることを知見した。本発明は、か
かる耐２次加工脆性を改善すべく鋼中のＳ，Ｏ量
とTi／ＣをＳ≦0.003重量％（以下、単に％と表
現する）、Ｏ≦0.006％でその合計値がＳ＋Ｏ≦
0.008％になるようにし、かつTi／Ｃの比が２〜
20と制限することにより深絞り性を損わず耐２次
加工性を著しく改善することである。 かくしてｒ値が2.0以上でかつ、２次加工脆化
温度が−40℃以下の優れた耐２次加工脆性を有す
る深絞り用鋼板を得ることができる。 ここに２次加工脆化温度とは、絞り比3.0の円
筒絞りカツプ試料について低温度域で圧壊試験を
行つたときにおける割れ発生温度のことである。 Ｓ，Ｏ量を制限することによつて脆化温度を大
幅に改善できる理由は明らかではないが、Ｓ≦30
ppmではAI（Aging Index）が高めとなる、すなわ
ち固溶Ｃが幾分残存するようになることから、こ
の固溶Ｃにより、粒界が強化されたり、Ｐの粒界
偏析が抑制されることによるものと考えられる。
ここに適正な固溶Ｃ量は、後述する実施例にも示
したとおり、AIで1.0〜3.0Kgｆ／mm2を満足する範
囲である。またＯに関しても鋼の清浄化が進み破
壊起点が減少するだけでなく、酸化物がTiCの析
出サイトを与えるため、Ｏ減少によりTiC析出が
遅れ、固溶Ｃが残存しやすくなるためと考えられ
る。 更にＳ，Ｏの低減は当然硫化系析出物、酸素系
介在物の減少につながり、DI缶のように強加工
を受ける用途にも適合する。 （作 用） 以下この発明に於ける成分限定の理由について
説明する。 Ｃ：Ｃは低いほど材質に有利であり、0.015％
を越えると良好な絞り性が得られなくなるため
0.015％以下とする。 Si，Mn：Si，Mnは深絞り性を劣化させずに鋼
板の強度を上げるのに有効である。ただし、Si＞
1.0％、Mn＞1.0％の添加は鋼板の伸び及び絞り
性を著しく劣化させるので、添加量はSi，Mnと
もに1.0％以下とする。 Ｐ：ＰもSi，Mnと同様に深絞り性を劣化させ
ずに鋼板の強度を上げるが、0.15％を越えると伸
び、絞り性を著しく劣化させるので0.15％までの
添加とする。 Al：Alは脱酸などのために、0.005％以上添加
するが、0.10％を越える添加は表面性状に悪影響
を及ぼすので上限を0.10％とする。 Ｓ，Ｏ：鋼中のＳ，Ｏ量は、本発明で最も重要
な成分であり、後述の実験結果からも明らかなよ
うに、Ｓ≦0.0030％、Ｏ≦0.0060％でかつＳ＋Ｏ
≦0.0080％の場合、耐２次加工脆性の改善効果が
著しいことが限定理由である。 Ti：TiはＳ，Ｎ更にＣを固定するために添加
する0.002％より少ないと深い絞り性が劣化し、
0.10％よりも過剰な添加はいたずらにコストを上
昇させるので好ましくない。また、本発明で耐２
次加工脆性の改善に必要とする適正量の固溶Ｃ、
すなわちAIで1.0〜3.0Kgｆ／mm2を満足する量の固
溶Ｃを確保するには、Ｓ≦0.003％の領域でTi／
Ｃ≦20とする必要がある。とはいえTi／Ｃ＜２
では固溶Ｃが過剰に残りすぎ遅時効性を劣化させ
るので２≦Ti／Ｃ≦20とする必要がある。 ここにAIは、7.5％の歪付与後、100℃、30分の
時効処理を施したとき、時効処理後における強度
上昇分のことである。 なおAIが1.0〜3.0Kgｆ／mm2であれば、遅時効性
に及ぼす悪影響はほとんどない。 さらに、Nb，Ｂの１種または２種をTiと複合
添加しても本発明の特徴である脆化温度の改善は
失われることはなく、ｒ値、伸びが向上する。
鋼板に関するものである。自動車や電気部品など
苛酷なプレス成形を施した後、さらにフランジ曲
げ加工等の２次加工に耐え得る超深絞り用鋼板に
関するものである。 （従来の技術） 従来、連続焼鈍用の超深絞り用鋼板として炭窒
化物形成元素を添加した鋼板が開発されている
が、深絞り性が向上するにつれ、その成形加工も
苛酷さを増し引き続く２次加工で脆性的な割れが
発生し易い欠点が顕著になりつつある。 上記の２次加工脆性を改善するものとして特開
昭57−35662号公報では、Ti添加鋼にＢを添加す
る方法が提案されている。これは鋼板中の固溶Ｂ
を粒界強化元素として利用する方法であるが、深
絞り性を劣化させる欠点がある。また、特開昭59
−74232号公報、特開昭59−190332号公報及び特
開昭59−193221号公報では、いづれもＢ，Ti，
Nbを複合添加し、材質劣化を生じるＢ添加量を
最小限に抑え固溶Ｂを有効に利用できるようTi，
Nbの量を規制し、かつＰ偏析が起りやすい焼鈍
温度範囲を急速冷却する方法があるが、添加元素
の微妙な制御は実操業を複雑にするため好ましく
ない。更に、特開昭58−42752号公報は、Ｐ含有
量とＣ，Ｎを制御する方法であるが、実質的には
Ｐ含有量の低減であり、現状では多大なコスト上
昇を招くばかりか、Ｐ添加による高張力鋼に適用
できない不利な点がある。またＳ，Ｏを制御する
方法として特公昭57−45455号公報、特開昭56−
35726号公報がある。前者では0.018〜0.044％Ｃ，
0.0006〜0.0011％Ｓ，0.002〜0.004％Ｏの低炭素
鋼において、AlとＢ量を制御することにより、
引張り強さ29.7〜30.7Kg／mm2、伸び47〜51％、
＝1.6〜2.5の特性例が示されている。後者では
0.026〜0.047％Ｃ，0.0006〜0.0010％Ｓ，0.002〜
0.004％０の低炭素アルミキルド鋼で、引張り強
さ30.9〜32.7Kg／mm2、伸び42.7〜44.4％、ｒ＝1.38
〜1.51の特性を有する鋼板が示されている。これ
らはいずれもTi，Nb等の炭化形成元素を添加し
たものではなく、材質上十分な特性が得られな
い。また、特開昭56−3656号公報、特開昭59−
185752号公報では、Ti、Crの複合添加を特徴と
し、Ｓ，Ｏは、Ti量削減を目的としているにす
ぎない。 （発明が解決しようとする問題点） 深絞り性を劣化させずに、添加形元素の微妙な
制御を必要とせず、材質上十分な特性が得られる
ような耐２次加工脆性に優れた超深絞り用鋼板を
提供することにある。 （問題点を解決するための手段） ２次加工割れと成分の関係を調査した結果、鋼
中のＳ，Ｏ量及びTi／Ｃと２次加工割れの間に
緻密な関係があることを知見した。本発明は、か
かる耐２次加工脆性を改善すべく鋼中のＳ，Ｏ量
とTi／ＣをＳ≦0.003重量％（以下、単に％と表
現する）、Ｏ≦0.006％でその合計値がＳ＋Ｏ≦
0.008％になるようにし、かつTi／Ｃの比が２〜
20と制限することにより深絞り性を損わず耐２次
加工性を著しく改善することである。 かくしてｒ値が2.0以上でかつ、２次加工脆化
温度が−40℃以下の優れた耐２次加工脆性を有す
る深絞り用鋼板を得ることができる。 ここに２次加工脆化温度とは、絞り比3.0の円
筒絞りカツプ試料について低温度域で圧壊試験を
行つたときにおける割れ発生温度のことである。 Ｓ，Ｏ量を制限することによつて脆化温度を大
幅に改善できる理由は明らかではないが、Ｓ≦30
ppmではAI（Aging Index）が高めとなる、すなわ
ち固溶Ｃが幾分残存するようになることから、こ
の固溶Ｃにより、粒界が強化されたり、Ｐの粒界
偏析が抑制されることによるものと考えられる。
ここに適正な固溶Ｃ量は、後述する実施例にも示
したとおり、AIで1.0〜3.0Kgｆ／mm2を満足する範
囲である。またＯに関しても鋼の清浄化が進み破
壊起点が減少するだけでなく、酸化物がTiCの析
出サイトを与えるため、Ｏ減少によりTiC析出が
遅れ、固溶Ｃが残存しやすくなるためと考えられ
る。 更にＳ，Ｏの低減は当然硫化系析出物、酸素系
介在物の減少につながり、DI缶のように強加工
を受ける用途にも適合する。 （作 用） 以下この発明に於ける成分限定の理由について
説明する。 Ｃ：Ｃは低いほど材質に有利であり、0.015％
を越えると良好な絞り性が得られなくなるため
0.015％以下とする。 Si，Mn：Si，Mnは深絞り性を劣化させずに鋼
板の強度を上げるのに有効である。ただし、Si＞
1.0％、Mn＞1.0％の添加は鋼板の伸び及び絞り
性を著しく劣化させるので、添加量はSi，Mnと
もに1.0％以下とする。 Ｐ：ＰもSi，Mnと同様に深絞り性を劣化させ
ずに鋼板の強度を上げるが、0.15％を越えると伸
び、絞り性を著しく劣化させるので0.15％までの
添加とする。 Al：Alは脱酸などのために、0.005％以上添加
するが、0.10％を越える添加は表面性状に悪影響
を及ぼすので上限を0.10％とする。 Ｓ，Ｏ：鋼中のＳ，Ｏ量は、本発明で最も重要
な成分であり、後述の実験結果からも明らかなよ
うに、Ｓ≦0.0030％、Ｏ≦0.0060％でかつＳ＋Ｏ
≦0.0080％の場合、耐２次加工脆性の改善効果が
著しいことが限定理由である。 Ti：TiはＳ，Ｎ更にＣを固定するために添加
する0.002％より少ないと深い絞り性が劣化し、
0.10％よりも過剰な添加はいたずらにコストを上
昇させるので好ましくない。また、本発明で耐２
次加工脆性の改善に必要とする適正量の固溶Ｃ、
すなわちAIで1.0〜3.0Kgｆ／mm2を満足する量の固
溶Ｃを確保するには、Ｓ≦0.003％の領域でTi／
Ｃ≦20とする必要がある。とはいえTi／Ｃ＜２
では固溶Ｃが過剰に残りすぎ遅時効性を劣化させ
るので２≦Ti／Ｃ≦20とする必要がある。 ここにAIは、7.5％の歪付与後、100℃、30分の
時効処理を施したとき、時効処理後における強度
上昇分のことである。 なおAIが1.0〜3.0Kgｆ／mm2であれば、遅時効性
に及ぼす悪影響はほとんどない。 さらに、Nb，Ｂの１種または２種をTiと複合
添加しても本発明の特徴である脆化温度の改善は
失われることはなく、ｒ値、伸びが向上する。
【表】
【表】
【表】
ただし、Nbについては0.05％、Ｂについては
0.0050％を越える添加をしてもその効果は飽和
し、コスト的にも不利となるためNb≦0.05％、
Ｂ≦0.0050％とする。 また、不可避的不純物であるＮはTiにより
TiNとして固定されるが、Ｎが多すぎると粗大
なTiNが多量に生成し鋼板の伸びを劣化させる
ので出来るだけ少ない方が好ましく、0.004％未
満が望ましい。 以上のような組成をもつ冷延鋼板の製造方法
は、特に規制されない。転炉あるいは電気炉で溶
製された鋼を造塊―分塊法あるいは連続鋳造法に
てスラブとなし、通常の熱間圧延、冷間圧延を経
て冷延板とする。再結晶焼鈍は箱焼鈍あるいは連
続焼鈍いづれも可能である。 また、次に示す実施例で製造した鋼板は化成処
理、溶融亜鉛めつき性についても問題はなかつ
た。 （実施例） 第１表に示す組成の鋼を転炉にて溶製し、真空
脱ガス処理後、連続鋳造によりスラブとした。こ
のスラブに通常の熱間圧延、冷間圧延を行つた板
厚0.8mmの冷延板とした後、連続焼鈍（均熱条
件：800℃×30秒）を施した。第２表に製品の機
械的性質及び絞り比3.0の円筒カツプ圧壊試験に
よる脆化温度を示す。なお、表中のNo.５，６，
７，16は高張力鋼である。 本発明では、軟鋼でEl≧52％、ｒ値≧1.9、脆
化温度−50℃以下の特性が得られた。また7.5％
与歪後100℃で30分の時効処理を施して測定した
AIはすべて、1.0〜3.0Kgｆ／mm2の範囲を満足して
いた。また、強度―伸びバランスに優れているの
も特徴の一つであつてすべてTS（Kg／mm2）×El
（％）≧1550であつた。 一方、Ｓ量が範囲外の比較例No.12，（Ｓ＋Ｏ）
量が範囲外の比較例No.14、Ti／Ｃ＞20の比較例
No.11では脆化温度が高く、Ｃ量が過剰な比較例No.
15ではEl，ｒ値の劣化が顕著であつた。 耐２次加工脆性の評価は絞り比3.0の円筒深絞
りカツプ試料について低温域での圧壊試験による
脆性割れ発生温度で分類をした。試験は−70℃ま
で50℃きざみで繰り返し３回行ない、１回以上脆
性割れの生じた下限温度を割れ発生温度とした。 第１図にＳ量とTi／Ｃの変化に対する２次加
工割れ発生温度の関係図を示す。第１図から明ら
かなようにＳ≦30ppm、Ti／Ｃ≦20で脆性温度が
低下する傾向にある。元来Ｓは粒界脆化元素とし
て知られているが、Ｓ≦30ppmでもTi／Ｃ＞20で
は効果が失われること、同様にＯ≧60ppmでも改善
効果が十分でないことより、単にＳのみの効果で
はないことが考えられる。Ｓ，Ｏ，Ti／Ｃの特
定範囲で固有な効果であることが判る。 さらに、Ｃ：0.0018％、Mn：0.1％、Al：0.04
％、Ti／Ｃ：10〜15としＳ，Ｏ量を変化させた
鋼を3.5mm厚さまで熱間圧延後、更に0.8mmまで冷
間圧延を施した。この冷延板を800℃で40秒均熱
する熱サイクルで焼鈍し、圧下率0.8％の調質圧
延を行なつた後、材質と脆化温度を調べた。 第２図に（Ｓ＋Ｏ）量とEl，ｒ値，AI、脆化
温度の関係を示す。（Ｓ＋Ｏ）量が80ppm以下とな
ると脆化温度が−50℃以下になることが判る。 （発明の効果） かくして本発明によれば、深絞り性を損なうこ
となしに、耐２次加工脆性に優れた冷延鋼板を得
ることができる。
0.0050％を越える添加をしてもその効果は飽和
し、コスト的にも不利となるためNb≦0.05％、
Ｂ≦0.0050％とする。 また、不可避的不純物であるＮはTiにより
TiNとして固定されるが、Ｎが多すぎると粗大
なTiNが多量に生成し鋼板の伸びを劣化させる
ので出来るだけ少ない方が好ましく、0.004％未
満が望ましい。 以上のような組成をもつ冷延鋼板の製造方法
は、特に規制されない。転炉あるいは電気炉で溶
製された鋼を造塊―分塊法あるいは連続鋳造法に
てスラブとなし、通常の熱間圧延、冷間圧延を経
て冷延板とする。再結晶焼鈍は箱焼鈍あるいは連
続焼鈍いづれも可能である。 また、次に示す実施例で製造した鋼板は化成処
理、溶融亜鉛めつき性についても問題はなかつ
た。 （実施例） 第１表に示す組成の鋼を転炉にて溶製し、真空
脱ガス処理後、連続鋳造によりスラブとした。こ
のスラブに通常の熱間圧延、冷間圧延を行つた板
厚0.8mmの冷延板とした後、連続焼鈍（均熱条
件：800℃×30秒）を施した。第２表に製品の機
械的性質及び絞り比3.0の円筒カツプ圧壊試験に
よる脆化温度を示す。なお、表中のNo.５，６，
７，16は高張力鋼である。 本発明では、軟鋼でEl≧52％、ｒ値≧1.9、脆
化温度−50℃以下の特性が得られた。また7.5％
与歪後100℃で30分の時効処理を施して測定した
AIはすべて、1.0〜3.0Kgｆ／mm2の範囲を満足して
いた。また、強度―伸びバランスに優れているの
も特徴の一つであつてすべてTS（Kg／mm2）×El
（％）≧1550であつた。 一方、Ｓ量が範囲外の比較例No.12，（Ｓ＋Ｏ）
量が範囲外の比較例No.14、Ti／Ｃ＞20の比較例
No.11では脆化温度が高く、Ｃ量が過剰な比較例No.
15ではEl，ｒ値の劣化が顕著であつた。 耐２次加工脆性の評価は絞り比3.0の円筒深絞
りカツプ試料について低温域での圧壊試験による
脆性割れ発生温度で分類をした。試験は−70℃ま
で50℃きざみで繰り返し３回行ない、１回以上脆
性割れの生じた下限温度を割れ発生温度とした。 第１図にＳ量とTi／Ｃの変化に対する２次加
工割れ発生温度の関係図を示す。第１図から明ら
かなようにＳ≦30ppm、Ti／Ｃ≦20で脆性温度が
低下する傾向にある。元来Ｓは粒界脆化元素とし
て知られているが、Ｓ≦30ppmでもTi／Ｃ＞20で
は効果が失われること、同様にＯ≧60ppmでも改善
効果が十分でないことより、単にＳのみの効果で
はないことが考えられる。Ｓ，Ｏ，Ti／Ｃの特
定範囲で固有な効果であることが判る。 さらに、Ｃ：0.0018％、Mn：0.1％、Al：0.04
％、Ti／Ｃ：10〜15としＳ，Ｏ量を変化させた
鋼を3.5mm厚さまで熱間圧延後、更に0.8mmまで冷
間圧延を施した。この冷延板を800℃で40秒均熱
する熱サイクルで焼鈍し、圧下率0.8％の調質圧
延を行なつた後、材質と脆化温度を調べた。 第２図に（Ｓ＋Ｏ）量とEl，ｒ値，AI、脆化
温度の関係を示す。（Ｓ＋Ｏ）量が80ppm以下とな
ると脆化温度が−50℃以下になることが判る。 （発明の効果） かくして本発明によれば、深絞り性を損なうこ
となしに、耐２次加工脆性に優れた冷延鋼板を得
ることができる。
第１図は、Ｓ，Ti／Ｃの脆化温度への影響を
示す。第２図は、鋼中（Ｓ＋Ｏ）量と材質の関係
を示す。
示す。第２図は、鋼中（Ｓ＋Ｏ）量と材質の関係
を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ≦0.015重量％ Si≦1.0重量％ Mn≦1.0重量％ Ti：0.002〜0.100重量％ Al：0.005〜0.10重量％ Ｐ≦0.15重量％ Ｓ≦0.003重量％ Ｏ≦0.006重量％ を、いおうと酸素の合計量が0.008重量％以下で、
かつTi／Ｃの比が２〜20を満足する範囲におい
て含有し、残部鉄及び不可避的不純物の組成にな
り、ｒ値が2.0以上で、かつ２次加工脆化温度が
−40℃以下になる耐２次加工脆性に優れる超深絞
り用鋼板。 ２ Ｃ≦0.015重量％ Si≦1.0重量％ Mn≦1.0重量％ Ti：0.002〜0.100重量％ Al：0.005〜0.10重量％ Ｐ≦0.15重量％ Ｓ≦0.003重量％ Ｏ≦0.006重量％ を、いおうと酸素の合計量が0.008重量％以下で、
かつTi／Ｃの比が２〜20を満足する範囲におい
て含有し、さらに Nb≦0.05重量％ Ｂ≦0.005重量％ の１種又は２種を含み、残部鉄及び不可避的不純
物の組成になり、ｒ値が2.0以上で、かつ２次加
工脆化温度が−40℃以下になる耐２次加工脆性に
優れる超深絞り用鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60084522A JPS61246344A (ja) | 1985-04-22 | 1985-04-22 | 耐２次加工脆性に優れる超深絞り用冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60084522A JPS61246344A (ja) | 1985-04-22 | 1985-04-22 | 耐２次加工脆性に優れる超深絞り用冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61246344A JPS61246344A (ja) | 1986-11-01 |
| JPH0450377B2 true JPH0450377B2 (ja) | 1992-08-14 |
Family
ID=13832968
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60084522A Granted JPS61246344A (ja) | 1985-04-22 | 1985-04-22 | 耐２次加工脆性に優れる超深絞り用冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61246344A (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63121623A (ja) * | 1986-11-11 | 1988-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性と化成処理性に優れる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0653913B2 (ja) * | 1987-04-01 | 1994-07-20 | 川崎製鉄株式会社 | ２次加工性及び焼付硬化性に優れる深絞り用高張力鋼板 |
| JPH0668129B2 (ja) * | 1988-07-13 | 1994-08-31 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0670254B2 (ja) * | 1988-07-22 | 1994-09-07 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH0670255B2 (ja) * | 1988-11-21 | 1994-09-07 | 川崎製鉄株式会社 | 表面性状に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法 |
| US5053194A (en) * | 1988-12-19 | 1991-10-01 | Kawasaki Steel Corporation | Formable thin steel sheets |
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|---|---|---|---|---|
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| JPS58110659A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 |
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| JPS59136454A (ja) * | 1983-01-24 | 1984-08-06 | Kawasaki Steel Corp | ２次加工ぜい性を防止した超深絞り用鋼板 |
| JPS59193221A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-04-22 JP JP60084522A patent/JPS61246344A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61246344A (ja) | 1986-11-01 |
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