JPS5943824A - プレス成形用冷延鋼板の製造法 - Google Patents
プレス成形用冷延鋼板の製造法Info
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- JPS5943824A JPS5943824A JP15571882A JP15571882A JPS5943824A JP S5943824 A JPS5943824 A JP S5943824A JP 15571882 A JP15571882 A JP 15571882A JP 15571882 A JP15571882 A JP 15571882A JP S5943824 A JPS5943824 A JP S5943824A
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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
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (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】
この発明は、良好なプレス成形性を備えた冷延鋼板をコ
スト安く製造する方法に関するものである。
スト安く製造する方法に関するものである。
従来、プレス成形用冷延鋼板を製造するＩｃは。
完全凝固した連続鋳造鋳片を切断し冷却してから、表面
検査、疵除去の処理を施した後、１１００〜１３００’
Ｃに保持された加熱炉に装入し、３０分〜１時間の後熱
間圧延して、得ら社た熱延コイルをさらに冷間圧延し、
焼鈍を施すという工程をとるのが普通であった。
検査、疵除去の処理を施した後、１１００〜１３００’
Ｃに保持された加熱炉に装入し、３０分〜１時間の後熱
間圧延して、得ら社た熱延コイルをさらに冷間圧延し、
焼鈍を施すという工程をとるのが普通であった。
ところが、近年に至って、鋳片表面性状の極めて良好な
連続鋳造方法が開発されるようになって米たのに相前後
して、省エネルギー思想が増々浸透し電層してきている
中で、連続鋳造スラブｋ 一旦常温まで冷却することな
く熱いうちに加熱炉に装入し、加熱エネルギーを低減し
つつ均熱して圧延を施すという方法が採用されるように
なってきた。
連続鋳造方法が開発されるようになって米たのに相前後
して、省エネルギー思想が増々浸透し電層してきている
中で、連続鋳造スラブｋ 一旦常温まで冷却することな
く熱いうちに加熱炉に装入し、加熱エネルギーを低減し
つつ均熱して圧延を施すという方法が採用されるように
なってきた。
ところで、この場合、省エネルギーや作業能率の観点か
らは、再加熱のために鋳片を加熱炉へ装入することを完
全に省略し、ｍ込み時の熱を利用するのみでそのまま連
続的に鋳片を熱量比々）（する方法が最も好ましいもの
ではあるが、このような方法では、鋳片の端部と中心部
とで冷却法ａｔが相違するゆえにその温度分布が不均一
になってしまい、相変態の仕方や析出物の分布状態など
にかたよりを生じることから５部分によって特性の異な
る最終製品となってしまう危険性があった。そのため、
現状では、熱間圧延の前に鋳片を加熱炉に装入して十分
に均熱するという工程を省略することができなかった。
らは、再加熱のために鋳片を加熱炉へ装入することを完
全に省略し、ｍ込み時の熱を利用するのみでそのまま連
続的に鋳片を熱量比々）（する方法が最も好ましいもの
ではあるが、このような方法では、鋳片の端部と中心部
とで冷却法ａｔが相違するゆえにその温度分布が不均一
になってしまい、相変態の仕方や析出物の分布状態など
にかたよりを生じることから５部分によって特性の異な
る最終製品となってしまう危険性があった。そのため、
現状では、熱間圧延の前に鋳片を加熱炉に装入して十分
に均熱するという工程を省略することができなかった。
例えば１通常のＡｉ キルド鋼の連続鋳造鋳片をその
まま面接に熱間圧延しようとすると、鋳片を切断したス
ラブの中心６［（では高い温度が保持されるのでＡ６Ｎ
の析出に認められないが、表面部や板幅の端部では温度
が低下してＡ／Ｎが析出するとともに、フェライト相も
発生するようになる。そして、これを熱間圧延し、冷延
してから箱焼鈍すると、製品＠仇の中心部では展伸粒組
織となって深絞り性が良好になるのに対して、 ＡｌＮ
が析出してしまっていた部分では展伸粒組織とならずに
深絞り性も劣ることになるのである。
まま面接に熱間圧延しようとすると、鋳片を切断したス
ラブの中心６［（では高い温度が保持されるのでＡ６Ｎ
の析出に認められないが、表面部や板幅の端部では温度
が低下してＡ／Ｎが析出するとともに、フェライト相も
発生するようになる。そして、これを熱間圧延し、冷延
してから箱焼鈍すると、製品＠仇の中心部では展伸粒組
織となって深絞り性が良好になるのに対して、 ＡｌＮ
が析出してしまっていた部分では展伸粒組織とならずに
深絞り性も劣ることになるのである。
また、このような通常のＡ／ キルド州鋳片をそのま
ま熱間圧延するにあたって、圧延前に短時間の再加熱を
加えて冷却の大きい部分の温度を上げるように試みても
、ＡｌＮの再溶解が簡単には起こらず、一旦生成された
ＡｌＮを再＃解するにはかなり長時間の再加熱を必妥と
するものであった。
ま熱間圧延するにあたって、圧延前に短時間の再加熱を
加えて冷却の大きい部分の温度を上げるように試みても
、ＡｌＮの再溶解が簡単には起こらず、一旦生成された
ＡｌＮを再＃解するにはかなり長時間の再加熱を必妥と
するものであった。
その上、連続釣造によって得た鋳片を低温まで冷却する
ことなく熱間圧延しようとすると、加工性が極めて恕い
ので圧延中に端部割れを起こしやすいという問題を生ず
ることも知らｎていた、すなわち、従来のように鋳片を
Ａｒ１変態点以下に温度降下させた後、ｒ単相域に再加
熱して熱間圧延する場合には、γ−α変態父はα−γ変
態時に結晶粒が細かくなって熱間加工性が良好になるが
、鋳片温度をＡｒ＋変態点以下に低下させない場合には
、７粒が粗大となって熱間加工性を低下せしめるととも
に、冷却速度の相違による鋳片部分別温度差も加わって
、熱間圧延時に端部割れを起すのである。
ことなく熱間圧延しようとすると、加工性が極めて恕い
ので圧延中に端部割れを起こしやすいという問題を生ず
ることも知らｎていた、すなわち、従来のように鋳片を
Ａｒ１変態点以下に温度降下させた後、ｒ単相域に再加
熱して熱間圧延する場合には、γ−α変態父はα−γ変
態時に結晶粒が細かくなって熱間加工性が良好になるが
、鋳片温度をＡｒ＋変態点以下に低下させない場合には
、７粒が粗大となって熱間加工性を低下せしめるととも
に、冷却速度の相違による鋳片部分別温度差も加わって
、熱間圧延時に端部割れを起すのである。
本発明者等は、上述のような観点から、材料特性に部分
的なバラツキのないプレス成形性の良好な冷延鋼板を、
熱間圧延前の鋳片に長時間の均熱処理を施すことなく連
続鋳造鋳片をそのまま連続的に圧延するという手段で製
造し得る方法を見吊すべく、特に、良好な熱間加工性を
確保するためのγ粒の細粒化と、深絞り性に好結果を与
えるところの冷延・焼鈍後のＣＩＩＩＪ面集合組織形成
とに及ばず鋼材成分組成の影響に注目して研究を行った
結果。
的なバラツキのないプレス成形性の良好な冷延鋼板を、
熱間圧延前の鋳片に長時間の均熱処理を施すことなく連
続鋳造鋳片をそのまま連続的に圧延するという手段で製
造し得る方法を見吊すべく、特に、良好な熱間加工性を
確保するためのγ粒の細粒化と、深絞り性に好結果を与
えるところの冷延・焼鈍後のＣＩＩＩＪ面集合組織形成
とに及ばず鋼材成分組成の影響に注目して研究を行った
結果。
ｔａｌ 鋼のＣ＠有量を０．０１５％（以下、組成成
分量を示す９６はｉｎ％とする〕以下とすることによっ
て、的鋼から一旦δ相全形成させ、次いでδ→γ変態を
できるだけ低い温度で起こさせて細いγ粒を生成せしめ
、さらにδ−ｒ変態時及びγ相に完全に変態してからの
粒成長を抑制するために。
分量を示す９６はｉｎ％とする〕以下とすることによっ
て、的鋼から一旦δ相全形成させ、次いでδ→γ変態を
できるだけ低い温度で起こさせて細いγ粒を生成せしめ
、さらにδ−ｒ変態時及びγ相に完全に変態してからの
粒成長を抑制するために。
適量のＴｉ、Ｚｒ及びＮｂ と共に０．０００５％以
上のＮｔ添加してＴｉＮ、ＺｒＮ 、及びＮｂＮ 等
が析出するようにすれば、凝固鋳片のγ粒が著しく細か
くなり。
上のＮｔ添加してＴｉＮ、ＺｒＮ 、及びＮｂＮ 等
が析出するようにすれば、凝固鋳片のγ粒が著しく細か
くなり。
熱間加工性が極めて同上すること、
ｔｂｌ 冷延丙結晶焼鈍後の調伏（（良好な深絞り性
（ｒ値）を得るためには５熱延終了温度會Ａｒ３点以上
として結晶面の方位性をなくすることが必要であるが、
Ｔ：＞１１連のように１ｆＩ接圧娠（連杭貌３１造藺
片に均熱処理を施すことなくそのま１実施する圧延）に
おいては圧延開始時のスラブ温度が低くなＶ。
（ｒ値）を得るためには５熱延終了温度會Ａｒ３点以上
として結晶面の方位性をなくすることが必要であるが、
Ｔ：＞１１連のように１ｆＩ接圧娠（連杭貌３１造藺
片に均熱処理を施すことなくそのま１実施する圧延）に
おいては圧延開始時のスラブ温度が低くなＶ。
特にスラブ端面ではその傾回が著しくて、仕北温度も端
面又は全面Ａｒ３点り、上に仕上げるのが困雉となる。
面又は全面Ａｒ３点り、上に仕上げるのが困雉となる。
しかしながら、この」動台でも、Ｔｉ 当１よとＣ当
量との間に。
量との間に。
（Ｃ当量６）−Ｌ（Ｔｉ当＆ ） Ｓ ０．００１０（
％）の関係を満足し、てい几ば、冷延・再結晶焼鈍後に
ＣＩＩＩＪ面集合組織が十分に発達し、良好な深絞り性
が得ら才りること。
％）の関係を満足し、てい几ば、冷延・再結晶焼鈍後に
ＣＩＩＩＪ面集合組織が十分に発達し、良好な深絞り性
が得ら才りること。
但し、同面と中央ｆｌｌ！との温度差が極端に大へかっ
たり、極端に温度が低下したりすると、辿常の熱延ミル
では寸法精度が悪化し、冷延後の寸法精度にも影響する
が、この場合でも冒周彼加熱などで局部的な補助加熱を
行うのみで上記不都合を解消することができること。
たり、極端に温度が低下したりすると、辿常の熱延ミル
では寸法精度が悪化し、冷延後の寸法精度にも影響する
が、この場合でも冒周彼加熱などで局部的な補助加熱を
行うのみで上記不都合を解消することができること。
ｔｃ＋ すなわち、鋼中のＣ及びＮ君イ■漬と、Ｔｉ
。
。
Ｎｂ 、 Ｚｒ 等の炭窒化物形成元素旬：との関係を
特定のものに管理することによつで、連続鋳造した鋳片
をそのまま連続的に熱間圧延Ｌ７ζ楊合における５熱間
圧延時の熱間加工性の低下、及びこれを冷間圧延し、焼
鈍して得られる最終製品の部分的な材料特性バラツキを
解決できること、以上（ａｌ〜ｌｃｌに示す如き知見を
得るに至ったのである。
特定のものに管理することによつで、連続鋳造した鋳片
をそのまま連続的に熱間圧延Ｌ７ζ楊合における５熱間
圧延時の熱間加工性の低下、及びこれを冷間圧延し、焼
鈍して得られる最終製品の部分的な材料特性バラツキを
解決できること、以上（ａｌ〜ｌｃｌに示す如き知見を
得るに至ったのである。
この発明は上記知見に基づいてなされたものであって、
Ｃ： ０．００１〜０．０１５９ｈ 。
Ｍｎ： ０．０１〜１．２０％１
ｓｏｉｌ−Ａｌｌ ： ０−１０９ｂ以下。
Ｎ ： ０．０００５〜０．００６０％。
を含むとともに、
Ｔｉ： ０．２０９６以下。
Ｎｂ： ０．２０％以下。
Ｚｒ： ０−２０ ｑｂ以下。
のうちの１糊以上を含有するが、或いはさらに。
■： ０．０１〜ｌ）、２０９ら。
Ｐ ： ０．０３〜（１，１０％。
Ｃｒ： ０−０５〜１．（１０９６。
Ｎｉ： ０．０５〜１．．００ ％ 。
Ｓｉ：０．１０〜２．００％。
Ｂ ： ０．０００３〜０．００４０ ％。
のうちのｌｙ＊以上をも含有し、かつ、（（Ｊ敏）−’
（’Ｔｉ当ｉ’ ） ≦Ｏ−００１０（％）４、
°“°°“（３１上記（１）式で
剛算されるＴｉ 当量と、上記（２１式で削算さ扛る
Ｃ当量との関係が上記！３１式を満足し。
（’Ｔｉ当ｉ’ ） ≦Ｏ−００１０（％）４、
°“°°“（３１上記（１）式で
剛算されるＴｉ 当量と、上記（２１式で削算さ扛る
Ｃ当量との関係が上記！３１式を満足し。
Ｆｃ＋不ＥＪ避不純物：残り。
から成る組成の鋼を、連続釧造によって薄Ｎ片とした後
、そのまま或いは補助加熱をｎ日えながら引続いて連続
０゛ｊに熱間圧延し、ついで、脱スケール後５０％以上
の圧下率での冷間圧延と、６６０℃以上の温度での再結
晶焼鈍とを施すことにより、熱間圧延前の長時間均熱処
理を要することなく、しかも材料特性が各部均一でプレ
ス成形性に優れた冷延鋼板を、能率良く低コストで製造
することに特徴を有するものである。
、そのまま或いは補助加熱をｎ日えながら引続いて連続
０゛ｊに熱間圧延し、ついで、脱スケール後５０％以上
の圧下率での冷間圧延と、６６０℃以上の温度での再結
晶焼鈍とを施すことにより、熱間圧延前の長時間均熱処
理を要することなく、しかも材料特性が各部均一でプレ
ス成形性に優れた冷延鋼板を、能率良く低コストで製造
することに特徴を有するものである。
ついで、この発明の方法において、鋼の化学成分組成及
び冷延鋼板の製造条件を上記のとおりに限定した理由を
説明する。
び冷延鋼板の製造条件を上記のとおりに限定した理由を
説明する。
Ａ、化学成分組成
■ Ｃ
Ｃ成分は、少なければ少ないｔｌと鋳片の熱間加工性や
冷延鋼板製品の加工性が同上するので好ましいけれども
、その含有量が０．００１％未満では溶製が極めて困難
となり、一方０．０１５％を越えて含有させると多くの
炭窒化物形成元素を必要とするばかりでなく、炭窒化物
の析出量が多くなって最終成品のプレス成形性が劣化す
るようになることから、その含有量を０．００１〜０．
０１５％と定めた。
冷延鋼板製品の加工性が同上するので好ましいけれども
、その含有量が０．００１％未満では溶製が極めて困難
となり、一方０．０１５％を越えて含有させると多くの
炭窒化物形成元素を必要とするばかりでなく、炭窒化物
の析出量が多くなって最終成品のプレス成形性が劣化す
るようになることから、その含有量を０．００１〜０．
０１５％と定めた。
■ Ｍｎ
Ｍｎ 成分には、鋼板の靭性全改善する作用があるが、
その含有域が０．０１５未満では熱（…脱性が発生する
ようになり、−万１．２０９ｉ＝を越えて＠有させると
浴製が困難となり、かつコストアップの原因ともなるこ
とから、その官有！ｋｗ ０．０１−１．２０％と定め
た。
その含有域が０．０１５未満では熱（…脱性が発生する
ようになり、−万１．２０９ｉ＝を越えて＠有させると
浴製が困難となり、かつコストアップの原因ともなるこ
とから、その官有！ｋｗ ０．０１−１．２０％と定め
た。
（ト） ５ｏ１１．Ｍ
ｓ ｏ ｌ−Ａｌｌ は、脱酸を十分に行って、炭窒
化物形成元素の歩留同上のために含有されるのが普通で
あるが、 ５ｏ１１．ｌＪ を０．１０ ％に越えて
含有させてもより、−騎の脱酸効果は得ら扛ず、コスト
高ともなることから、その上限値を０．１０％と定めた
。
化物形成元素の歩留同上のために含有されるのが普通で
あるが、 ５ｏ１１．ｌＪ を０．１０ ％に越えて
含有させてもより、−騎の脱酸効果は得ら扛ず、コスト
高ともなることから、その上限値を０．１０％と定めた
。
■ Ｎ
Ｎ分は、少なければ少いほど炭窒化物形成元素全添加含
有せしめる量を少なくすることができるが、その含有量
を０．０００５％未満とすると、ｒ粒の成長を抑制する
のに必要な窒化物の肴が不足し。
有せしめる量を少なくすることができるが、その含有量
を０．０００５％未満とすると、ｒ粒の成長を抑制する
のに必要な窒化物の肴が不足し。
熱間加工性が低下する。一方、その含有ｋが０．００６
０％を越えると、最終冷延製品のプレス成形性の低下を
避けることができないことから、その含有量を０．００
０５〜０ＬＯＯ６０％と定めた、■ Ｔｉ、Ｎｂ、及び
Ｚｒ これらの成分には、凝固後の高温の１ｌｌｊ、４片にお
いて窒化物を形成してｒ粒の成長を抑制し、その結果ス
ラブの熱間刀ロエ性を改善する作用があるとともに、熱
間圧延後の鋼板においては微キ１１１な炭窒化物を形成
して最終製品のプレス成形性を回」ニさせる作用もある
が、それぞｎが０．２０％ケ越えて含有さｎてもより一
層の同上効果が見られず、コスト高ともなることから、
その上限値をそれぞれ。
０％を越えると、最終冷延製品のプレス成形性の低下を
避けることができないことから、その含有量を０．００
０５〜０ＬＯＯ６０％と定めた、■ Ｔｉ、Ｎｂ、及び
Ｚｒ これらの成分には、凝固後の高温の１ｌｌｊ、４片にお
いて窒化物を形成してｒ粒の成長を抑制し、その結果ス
ラブの熱間刀ロエ性を改善する作用があるとともに、熱
間圧延後の鋼板においては微キ１１１な炭窒化物を形成
して最終製品のプレス成形性を回」ニさせる作用もある
が、それぞｎが０．２０％ケ越えて含有さｎてもより一
層の同上効果が見られず、コスト高ともなることから、
その上限値をそれぞれ。
Ｔｉ： ０．２０ ％ 、 Ｎｂ ： ０．２０％、
及びＺｒ： （１，２０％と定めた。
及びＺｒ： （１，２０％と定めた。
また５上記（１）〜（３１式は、同浴［Ｃ＋Ｎ）の駄を
０．００１０（％）以下とし、残りのＣ＋Ｎを炭窒化物
として析出させるための関係式を示すものである。
０．００１０（％）以下とし、残りのＣ＋Ｎを炭窒化物
として析出させるための関係式を示すものである。
なお、（Ｃ当旨） １／４（Ｔｉ当危）の上限値を０
．００１０ Ｃ％）としたのは、この上限値を越えると
。
．００１０ Ｃ％）としたのは、この上限値を越えると
。
同浴（Ｃ十ＮＪが多くなりすぎて鋼板のプレス成形性が
劣化するようになるからである。さらに。
劣化するようになるからである。さらに。
上記成分は均一に分布させる必要があるが、これは偏析
の少ない連続鋳造全適用することによって可能となる。
の少ない連続鋳造全適用することによって可能となる。
■ Ｖ、Ｐ、Ｃｒ＋Ｎｉ 、ｓｉ ＠及びＢこれらの成
分には、鋼板の強度を同上させる均等的作用があるので
、より強度が要求される場合に必要にむして官有される
が、各成分がそれぞれＶ ： ０．０１％未満、 Ｐ
： ０．０３％未満−Ｃｒ： ０，０５ｇ６未満、 Ｎ
ｌ： ０．０５％未満、Ｓｉ：０．１０ ％未満及びＢ
：０．０００３％未満の？Ｊ’有では所望の強度同上効
果が得られず、一方、（〕１ぞれＶ：０゜２０％、Ｐ：
００１０％、Ｃｒ：１−００ｑｈｓＮｉ： １．００％
、 Ｓｉ：２−００ ％、及びＢ ： ０．００４０
％を越えて含有させると、鋼板の溶接性及び表面性状
が劣化するようになることから。
分には、鋼板の強度を同上させる均等的作用があるので
、より強度が要求される場合に必要にむして官有される
が、各成分がそれぞれＶ ： ０．０１％未満、 Ｐ
： ０．０３％未満−Ｃｒ： ０，０５ｇ６未満、 Ｎ
ｌ： ０．０５％未満、Ｓｉ：０．１０ ％未満及びＢ
：０．０００３％未満の？Ｊ’有では所望の強度同上効
果が得られず、一方、（〕１ぞれＶ：０゜２０％、Ｐ：
００１０％、Ｃｒ：１−００ｑｈｓＮｉ： １．００％
、 Ｓｉ：２−００ ％、及びＢ ： ０．００４０
％を越えて含有させると、鋼板の溶接性及び表面性状
が劣化するようになることから。
それぞれの含有ｌｉｔ、 Ｖ ： ０．０１〜０．２０
９６． Ｐ： ０．０３〜０．１０９ｋ 、Ｃｒ：０．
０５〜１．００％、Ｎｌ ：０．０５〜１．００ζＳｉ
： ０．１０〜２．００ ％ 、及びＢ： ０．０００
３〜０．００４０％と定めた。
９６． Ｐ： ０．０３〜０．１０９ｋ 、Ｃｒ：０．
０５〜１．００％、Ｎｌ ：０．０５〜１．００ζＳｉ
： ０．１０〜２．００ ％ 、及びＢ： ０．０００
３〜０．００４０％と定めた。
Ｂ、製造条件
■ 連続鋳造鋳片の熱間圧延
上記のような化学成分組成の鋼を連続＠遺した後、その
まま、或いは補助加熱（通常５分以内の部分的再加熱）
後に連続的に熱間圧延するのであるが、連続鋳造された
薄鋳片に、切断後、再加熱工程を経ることなく連続的に
熱間圧延されるのが省エネルギーの立場から望ましい。
まま、或いは補助加熱（通常５分以内の部分的再加熱）
後に連続的に熱間圧延するのであるが、連続鋳造された
薄鋳片に、切断後、再加熱工程を経ることなく連続的に
熱間圧延されるのが省エネルギーの立場から望ましい。
しかし、表面或いは端部の温度が余りにも低下し、柄片
の熱間加工性が損われる場合には、そのような低温部の
みを補助的に加熱するのが良い。この補助り０熱は鋼の
組織を調整するためのものではなく、圧延時における高
温部と低温部の変形能の相違を軒減させるためになされ
たものであって、極端に＠部と中央の温度が違ったり、
スラブ温度が低くては寸法精度を保てない時にインライ
ン中等で高周波等によって５分以内の連較的な加熱を加
えることにより行われる。
の熱間加工性が損われる場合には、そのような低温部の
みを補助的に加熱するのが良い。この補助り０熱は鋼の
組織を調整するためのものではなく、圧延時における高
温部と低温部の変形能の相違を軒減させるためになされ
たものであって、極端に＠部と中央の温度が違ったり、
スラブ温度が低くては寸法精度を保てない時にインライ
ン中等で高周波等によって５分以内の連較的な加熱を加
えることにより行われる。
つまり、プレス成形用の通常成分の鋼においては、５分
を越える均熱を非連続的に施さないと。
を越える均熱を非連続的に施さないと。
熱延時に端部割れを起す恐れがあるが、この発明の方法
のように成分を管理すれば、多少の温度差程度でも熱間
加工性が劣化されず、したがって５分以内の連続的な再
加熱５例えば、エッヂヒータ又は゛す゛−７エスヒータ
でη１熱するのみで十分な効果を得ることができるので
ある。
のように成分を管理すれば、多少の温度差程度でも熱間
加工性が劣化されず、したがって５分以内の連続的な再
加熱５例えば、エッヂヒータ又は゛す゛−７エスヒータ
でη１熱するのみで十分な効果を得ることができるので
ある。
■ 冷間圧延の圧下率
５０％未満の圧下率では良好なプレス成形性をもった鋼
板が得られないばかジでなく、ｒ１結晶焼鈍後の結晶粒
が大きくなってプレス成形後に肌荒れを発生しやすくな
ることから、冷間圧延の圧下率を５０％以上と定めた。
板が得られないばかジでなく、ｒ１結晶焼鈍後の結晶粒
が大きくなってプレス成形後に肌荒れを発生しやすくな
ることから、冷間圧延の圧下率を５０％以上と定めた。
なお、望ましくは７３９ｂ以上の圧下率とするのが良い
。
。
■ 再結晶焼鈍の温度
焼鈍は急速加熱、短時間均熱、及び急速冷却が行われる
連続焼鈍を採用するのが好ましいが、徐加熱、長時間均
熱、及び徐冷が行われる箱焼鈍でも良い。そして、これ
らの場合の焼鈍温間が６６０Ｃ未満では冷延鋼板の１・
値〔深絞り性〕が低くなって良好なプレス成形性を得る
ことができないことから、再結晶焼鈍の温１１ｊｆ６６
０Ｃ以上と定めた、つぎに、この発明の方法を実施例に
より比較例と対比しながら説明する。
連続焼鈍を採用するのが好ましいが、徐加熱、長時間均
熱、及び徐冷が行われる箱焼鈍でも良い。そして、これ
らの場合の焼鈍温間が６６０Ｃ未満では冷延鋼板の１・
値〔深絞り性〕が低くなって良好なプレス成形性を得る
ことができないことから、再結晶焼鈍の温１１ｊｆ６６
０Ｃ以上と定めた、つぎに、この発明の方法を実施例に
より比較例と対比しながら説明する。
実施例Ｉ
Ｃ： ０．００４０％＠ Ｓｔ ： ０．０１０ ％
、 Ｍｎ ： ０．１６ｑ６ ｅ Ｐ ： ０００１
２ ％ 、 ８ ： ０．００４％、 ａｏβ、Ａ７
： ０．０２８％、 Ｎ ： ０．００１５％Ｉ Ｔｉ
： ０．０４２ ％ 、 ｌｌ’ｅ ：残Ｖ。
、 Ｍｎ ： ０．１６ｑ６ ｅ Ｐ ： ０００１
２ ％ 、 ８ ： ０．００４％、 ａｏβ、Ａ７
： ０．０２８％、 Ｎ ： ０．００１５％Ｉ Ｔｉ
： ０．０４２ ％ 、 ｌｌ’ｅ ：残Ｖ。
から成る組成の＠４全通常の方法で溶製した。この鋼の
Ｔｉ 当量ｔよ０゜０４２％であり、Ｃ当−は帆００
５３ｇ６であつで、前記（３１式を満足するものである
。
Ｔｉ 当量ｔよ０゜０４２％であり、Ｃ当−は帆００
５３ｇ６であつで、前記（３１式を満足するものである
。
ついで、この鏑全連続鋳造し、厚さ：２００訴、幅：１
２４０１１１１１・、長さ：６ｏｏｏｐａの鋳片とした
後。
２４０１１１１１・、長さ：６ｏｏｏｐａの鋳片とした
後。
直ちに熱延工場に持込んで再加熱することなく熱間圧延
した。
した。
熱間圧延直前の鋳片の温度は、ｆＡ片輻幅中央部１１５
０℃、幅端部で９８００であり、熱延後の鋼板は約６６
００にてコイル状に巻取られた。なお。
０℃、幅端部で９８００であり、熱延後の鋼板は約６６
００にてコイル状に巻取られた。なお。
熱延板には割れが生じていなかった。
引続いて、前記熱延板を酸洗後、圧下率＝８４％にて０
．８Ｍ厚に冷間圧延し、さらにこの冷延板を、温度：８
３０Ｃに１分間保持の条件の連続焼鈍に付した。
．８Ｍ厚に冷間圧延し、さらにこの冷延板を、温度：８
３０Ｃに１分間保持の条件の連続焼鈍に付した。
この結果得られた冷延鋼板について、板幅端部と板幅中
央部よ！１）ＪＩ８５号引張試験片を採取して引張試験
全行い、その様棹的性夕４を測定した。
央部よ！１）ＪＩ８５号引張試験片を採取して引張試験
全行い、その様棹的性夕４を測定した。
測定結果を第１表に示す。
第１＆
第１表に示される結果からも、得らｊした＾ｙψ１−鋼
機は、中央部に比（，７て轡τμ幅部で引張強さが高く
て］値が低いというややプレス成形性に不才１」な値を
示してはいるが、実用上問題になるＢどのバラツキでな
いことは明らかである。
機は、中央部に比（，７て轡τμ幅部で引張強さが高く
て］値が低いというややプレス成形性に不才１」な値を
示してはいるが、実用上問題になるＢどのバラツキでな
いことは明らかである。
実施例２
実施例１と同じｉｉｌ’ｊ片全熱延工場に持ち込んだ後
熱姑するまでの間、板幅端部を連快的に高周波、リロ熱
装置にて約３０秒開力１１熱し、ついで実施例１と同様
の熱延を行った。
熱姑するまでの間、板幅端部を連快的に高周波、リロ熱
装置にて約３０秒開力１１熱し、ついで実施例１と同様
の熱延を行った。
熱間圧延直前の鋳片の温度は、鋳片幅中央部で１１４０
Ｃ５幅端部で１０９０℃であった。そして。
Ｃ５幅端部で１０９０℃であった。そして。
このようにして得られた熱延板にも、もちろん割れは生
じていなかった、 その後、実施例１と同様な方法で得らＰ３た耐延鋼板の
機械的性質は、第２表に示すとおりであった。
じていなかった、 その後、実施例１と同様な方法で得らＰ３た耐延鋼板の
機械的性質は、第２表に示すとおりであった。
第２表
第２表に示さ扛るように、この場合には場所によるＴ♀
性値差が実施例１におけるものより減少して奢り、良好
なプレス用冷延鋼板が得られたことが明らかである。
性値差が実施例１におけるものより減少して奢り、良好
なプレス用冷延鋼板が得られたことが明らかである。
実施例３
Ｃ： ０．００２０ ％ ＋ Ｓｔ ： ０．０１０
ｑ６ 、 Ｍｎ： ０．２８％。
ｑ６ 、 Ｍｎ： ０．２８％。
Ｐ ： ０．０６０％、 Ｓ ： ０．００６％、 ｓ
ｏｌ！、Ａｌ： ０．０９％、 Ｎ ： ０．００５Ｂ
９６．１’Ｊｂ：０．０３５％、Ｆｅ： 残りから成
る組成の銅を通常の方法で済裂した。この骨ｉのＴｉ
当量ｆｄＯ，０１８％ 、 Ｃ当量はＯ−００７０ｑ
ｂであり、前記（３；式ｆ漣足するものである、ついで
、この鋼を連続Ｖ３造シフ、厚さ：４０鵬！。
ｏｌ！、Ａｌ： ０．０９％、 Ｎ ： ０．００５Ｂ
９６．１’Ｊｂ：０．０３５％、Ｆｅ： 残りから成
る組成の銅を通常の方法で済裂した。この骨ｉのＴｉ
当量ｆｄＯ，０１８％ 、 Ｃ当量はＯ−００７０ｑ
ｂであり、前記（３；式ｆ漣足するものである、ついで
、この鋼を連続Ｖ３造シフ、厚さ：４０鵬！。
幅：１２４０ｍ４の薄ｆｉ１．５片コイルとした彼、
ｉｒｆちに熱間圧延仕上ロール前に持ち込んで５ ｍ＋
）星まで熱間圧延した。
ｉｒｆちに熱間圧延仕上ロール前に持ち込んで５ ｍ＋
）星まで熱間圧延した。
熱延ロール入Ｏ！１１での薄鋳片コイルの温度に１幅中
央で１１００℃、幅・端部で１０４０℃であり、熱延さ
ｎた鋼板は約６６０℃にてコイルに巻敗ら牡た。
央で１１００℃、幅・端部で１０４０℃であり、熱延さ
ｎた鋼板は約６６０℃にてコイルに巻敗ら牡た。
この熱延板にも割７″Ｌは生じていなかった。
引続いて、前記熱延板を実施例１と同じ方法によす冷間
圧延及び連続焼鈍し、機械的性質を測定した、測定結果
は第３表に示すとおってあった。
圧延及び連続焼鈍し、機械的性質を測定した、測定結果
は第３表に示すとおってあった。
第３衣に示されるように、得られた冷延鋼ｌｆｉは幅中
央１幅端とも高い１゛値を示しており、良好なプレス成
形性を有していた。
央１幅端とも高い１゛値を示しており、良好なプレス成
形性を有していた。
実施例４
Ｃ： ０．００６％、Ｓｔ：０−０１９６．Ｍｎ ：
０．０８％。
０．０８％。
Ｐ ： ０．０１０％＊ Ｓ ： ０．００１ ｑｂ
、 ｇｏｌｌ、Ｍ ： ０．０５％、Ｎ：０．００４％
全含有し、Ｔｉ を０〜０．２０％の範囲で変化させ
、Ｆｅ：残り、から成る種々の鋼を真空俗解し、厚さ２
４０語、 ＩＭｉ ： ２２０鱗。
、 ｇｏｌｌ、Ｍ ： ０．０５％、Ｎ：０．００４％
全含有し、Ｔｉ を０〜０．２０％の範囲で変化させ
、Ｆｅ：残り、から成る種々の鋼を真空俗解し、厚さ２
４０語、 ＩＭｉ ： ２２０鱗。
長さ：４４０ｔＫの薄鋳片とした後、直ちに４部属まで
熱間圧延を行った。このときの圧延開始温度は約１０８
０℃、仕上温度は約８５０℃１巻取部度は約４０００で
あった。
熱間圧延を行った。このときの圧延開始温度は約１０８
０℃、仕上温度は約８５０℃１巻取部度は約４０００で
あった。
ついで、この熱延板に酸洗を施した後、川下率：８０％
にて冷間圧延を施して０．８ＭＬ）’ｌの冷延也とし、
引続いて温度：ｇｏｏｃに９０秒保持の条件で連続焼鈍
を施した。
にて冷間圧延を施して０．８ＭＬ）’ｌの冷延也とし、
引続いて温度：ｇｏｏｃに９０秒保持の条件で連続焼鈍
を施した。
得られた冷延＠板のｒ値を求め、この結果全前記冷延鋼
板の同浴Ｃ址、すなわち上記（３）式として示した（Ｃ
当量） −１／４ （Ｔｉ当箪）との関係において第１
図に示した。
板の同浴Ｃ址、すなわち上記（３）式として示した（Ｃ
当量） −１／４ （Ｔｉ当箪）との関係において第１
図に示した。
第１図からも明白なように、前記（３）式の値が０．０
０１０％以下の場合に篩いｒ値を示すとともに。
０１０％以下の場合に篩いｒ値を示すとともに。
高い伸ひ値をも示した。
実施例５
Ｃ： ０−００２９６１８１： ０−２０′？６１Ｍｎ
： ０．４５”６゜Ｐ ： ０．０１８ ”６ 、 Ｓ
： ０゜００４％。ｓｏ６゜Ａｄ：０゜０１ｑｂ、Ｚ
ｒ：０．０３０ｑｈ′７″、ＮｔＪｒｅ帆０００３〜０
．００３５％に変化させ ｐ６ ：残り、から成る鋼を
実施例４と同様に浴解し、熱延した。
： ０．４５”６゜Ｐ ： ０．０１８ ”６ 、 Ｓ
： ０゜００４％。ｓｏ６゜Ａｄ：０゜０１ｑｂ、Ｚ
ｒ：０．０３０ｑｈ′７″、ＮｔＪｒｅ帆０００３〜０
．００３５％に変化させ ｐ６ ：残り、から成る鋼を
実施例４と同様に浴解し、熱延した。
得られた熱延板の備を詳細に観察し、割ｎ、の有無を調
査したところ、１，２１閃に示されるような結果が得ら
れた。
査したところ、１，２１閃に示されるような結果が得ら
れた。
第２図からは、Ｎｊｄ：が帆０００５％す、上言有され
ていれば１割ｎの発生は少なく実用上問題のないことが
わかる。
ていれば１割ｎの発生は少なく実用上問題のないことが
わかる。
実施例６
第４表に示さｎる成分組成の鋼を、実施例４と同様の方
法で溶解・鋳造・熱延・巻取りして熱延板を製造した、
ただし、圧延開始温度はＨＪ８０Ｃと９８０Ｃの２種類
とし、熱間圧延時の温度条件の変動による製品の特性変
動を調べた。なお、熱延仕上温度は前者で約８５００．
後者で約７７００であった、巻取温度はいずれも約４０
００とした。
法で溶解・鋳造・熱延・巻取りして熱延板を製造した、
ただし、圧延開始温度はＨＪ８０Ｃと９８０Ｃの２種類
とし、熱間圧延時の温度条件の変動による製品の特性変
動を調べた。なお、熱延仕上温度は前者で約８５００．
後者で約７７００であった、巻取温度はいずれも約４０
００とした。
そして、このときの熱延板の端部割れ状況を判定した。
さらに、これらの熱延板のスケールケ切削除去後、圧下
率＝８０％の冷間圧延と、温度： ５ｏｏｃに９０秒保
持の条件での連続焼鈍全行うことによって、いずれも０
．８ｍ厚の本発明冷延σｐｉ板１〜８と比較冷延鋼板９
〜１２をそｎぞれ製造した１、なお、比較冷延鋼板９〜
１２は、いずｆｔも）？１分組成がこの発明の範囲から
外ｎたものであり、第４表には該当するものに※印ケ付
しである、つぎに、この結果得られた本発明冷延鋼Ｍ＆
１〜８及び比較冷延鋼板９〜１２について、引張特性
及び１゛値を測定し、この測定結果を第４表に併せて示
した。
率＝８０％の冷間圧延と、温度： ５ｏｏｃに９０秒保
持の条件での連続焼鈍全行うことによって、いずれも０
．８ｍ厚の本発明冷延σｐｉ板１〜８と比較冷延鋼板９
〜１２をそｎぞれ製造した１、なお、比較冷延鋼板９〜
１２は、いずｆｔも）？１分組成がこの発明の範囲から
外ｎたものであり、第４表には該当するものに※印ケ付
しである、つぎに、この結果得られた本発明冷延鋼Ｍ＆
１〜８及び比較冷延鋼板９〜１２について、引張特性
及び１゛値を測定し、この測定結果を第４表に併せて示
した。
第４表に示されるように１本発明冷帆鋼板１〜８は、い
ず註も熱延開始温度が変動しても安定して良好な伸び及
び高３・値、すなわち良好なプレス成形性を有するのに
対して、比較冷延鋼板９及び１０は（Ｃ当Ｐａ： ）
−１／４ （Ｔｉ当晴）カそれぞルこの発明の範囲を越
えて高いために、熱延板において割れが発生していると
ともに、製品の特性値は熱延開始温度の変ｍυにより大
きく変化して卦Ｖ。
ず註も熱延開始温度が変動しても安定して良好な伸び及
び高３・値、すなわち良好なプレス成形性を有するのに
対して、比較冷延鋼板９及び１０は（Ｃ当Ｐａ： ）
−１／４ （Ｔｉ当晴）カそれぞルこの発明の範囲を越
えて高いために、熱延板において割れが発生していると
ともに、製品の特性値は熱延開始温度の変ｍυにより大
きく変化して卦Ｖ。
かつ熱延開始温度が低い場合には行に１°値と伸びが低
く、プレス成形性に劣ることを示している。
く、プレス成形性に劣ることを示している。
比較冷延鋼板１１は、（Ｃ当漬） −１／４ （Ｔｉ当
散）が低いために熱延板における割れもなく、製品の特
性値も熱間圧延開始温度に影響されずに安定しているが
、Ｃ量が高いために伸び及び１・値が劣っている。
散）が低いために熱延板における割れもなく、製品の特
性値も熱間圧延開始温度に影響されずに安定しているが
、Ｃ量が高いために伸び及び１・値が劣っている。
また比較冷延鋼板Ｊ２は、炭望化物形成元素を含有しな
い通常のＰ添７＋＋１ Ａ／キルド鋼板であるために、
製品の伸び及びｒ値とも低くなっている。
い通常のＰ添７＋＋１ Ａ／キルド鋼板であるために、
製品の伸び及びｒ値とも低くなっている。
上述のように、この発明の方法によｎば、良好なプレス
成形性をもった冷延鋼板を、エネルギー消費量を最少限
に抑えるとともにコスト安く製造することができるなど
、工業上有用な効果かもたらさｎるのである。
成形性をもった冷延鋼板を、エネルギー消費量を最少限
に抑えるとともにコスト安く製造することができるなど
、工業上有用な効果かもたらさｎるのである。
【図面の簡単な説明】
第１図は冷延鋼板中の（Ｃ当附） −１／４ （Ｔｉ当
陰）の値が製品の伸び及び１′値に及Ｉゴす影響を示し
た図、第２図は鋼板のＮ址と熱延板によ？ける割れの発
生との関係を示した図である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 Ｎ ぽ（和 夫（ほか１名）
陰）の値が製品の伸び及び１′値に及Ｉゴす影響を示し
た図、第２図は鋼板のＮ址と熱延板によ？ける割れの発
生との関係を示した図である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 Ｎ ぽ（和 夫（ほか１名）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １１１ Ｃ： ０．００１〜０．０１５％。 Ｍｎ： ０．０１〜１．２０％。 ｓｏｌ、Ａｌ ： ０．１０％以下。 Ｎ ： ０．０００５〜０．００６０ ％ 。 を含むとともに。 Ｔｉ： ０．２０％以下。 Ｎｂ： ０．２０％以下。 Ｚｒ： ０．２０％以下。 のうちの１種以上を含有し、かつ。 Ｃ当量−Ｃ（％）十聾Ｎ（％〕 □４ ・・・・・・（２）（Ｃ当
型）−”−（Ｔｔ当ｉｔ’）≦０．００１０（％）４
°“−（３１上記（１）
式で計算されるＴｉ 当社と、上記＋２１式で計算さ
れるＣ当量との関係が上記（３１式を満足し。 Ｆｅ十不可避不純物：残り から成る組成（以上重量％）の鋼を、連続鋳造によって
薄鋳片とした後、そのまま或いは補助加熱を加えながら
引続いて連続的に熱間圧延し、ついで、脱スケール後５
０％以上の圧下率での冷間圧延と、６６００以上の温度
での再結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成形性
の良好な冷延鋼板の製造法。 （２１Ｃ： ０．００１〜０．０１５％。 Ｍｎ： ０．０１〜１．２０ ％。 ＢＯｌ、ＡＩ、 ： ０．１０％以下。 Ｎ ： ０．０００５〜０．００６０％。 を含むとともに、 Ｔｉ： ０．２０％以下。 Ｎｂ： ０．２０％以下。 Ｚｒ： ０．２０％以下。 のうちの１種以上を官有し、さらに。 Ｖ ： Ｏ−０１〜 ０．２０ ％ 。 Ｐ ： ０．０ ３〜０．１０％、Ｃｒ： ０．
０ ５〜１．００％。 Ｎｔ： ｏ、ｏ ５〜１．０ ０ ％ 。 Ｓｉ： Ｏ−１０〜２．００ ％ 。 Ｂ ： ０．０００３〜０．００４０ ％ 。 のうちの１８以上をも宮有し、かつ。 ４８ ４８ Ｔｉ当ｔ＝ Ｔｉ（ｑ６）＋−Ｎｂ（％） ＋ Ｚ
ｒ（Ｌ３ｂ） −−−−＝ （υ′９３
９１ Ｃ当鍛−Ｃ（％）＋１２Ｎ（％） １４ °−°−゛（２１１。 （Ｃ当散）−−（Ｔｌ当饋〕≦０．００１０Ｃ％）
・・・・・・（３）上記（１）式で計算されるＴｉ
当むｔと、上記（２）式で計算されるＣ当級との関係が
上記（３）弐′（ｌｌ−満足し。 Ｆｅ十不可避不純物：残ジ から成る組成（以上重敞ｑ１の鋼を、連続鋳造によって
薄鋳片とした後、そのまま或いは補助加熱を加えながら
引続いて連続的に熱間圧延し、ついで、脱スケール後５
０％以上の臣下率での冷間圧延と、６６０ Ｃｌ、上の
温度での再結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成
形性の良好な冷延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15571882A JPS5943824A (ja) | 1982-09-07 | 1982-09-07 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15571882A JPS5943824A (ja) | 1982-09-07 | 1982-09-07 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5943824A true JPS5943824A (ja) | 1984-03-12 |
| JPS6234804B2 JPS6234804B2 (ja) | 1987-07-29 |
Family
ID=15611965
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15571882A Granted JPS5943824A (ja) | 1982-09-07 | 1982-09-07 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5943824A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6126757A (ja) * | 1984-07-17 | 1986-02-06 | Kawasaki Steel Corp | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板 |
| US4586966A (en) * | 1983-03-25 | 1986-05-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of producing cold-rolled steel sheet exhibiting improved press-formability |
| JPS61113725A (ja) * | 1984-11-08 | 1986-05-31 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS61113724A (ja) * | 1984-11-08 | 1986-05-31 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS61133324A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS6338530A (ja) * | 1986-07-31 | 1988-02-19 | Kobe Steel Ltd | 連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH028205U (ja) * | 1988-06-29 | 1990-01-19 |
-
1982
- 1982-09-07 JP JP15571882A patent/JPS5943824A/ja active Granted
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4586966A (en) * | 1983-03-25 | 1986-05-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of producing cold-rolled steel sheet exhibiting improved press-formability |
| JPS6126757A (ja) * | 1984-07-17 | 1986-02-06 | Kawasaki Steel Corp | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板 |
| JPS634899B2 (ja) * | 1984-07-17 | 1988-02-01 | Kawasaki Steel Co | |
| JPS61113725A (ja) * | 1984-11-08 | 1986-05-31 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS61113724A (ja) * | 1984-11-08 | 1986-05-31 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPH055887B2 (ja) * | 1984-11-08 | 1993-01-25 | Nippon Steel Corp | |
| JPH055888B2 (ja) * | 1984-11-08 | 1993-01-25 | Nippon Steel Corp | |
| JPS61133324A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS6338530A (ja) * | 1986-07-31 | 1988-02-19 | Kobe Steel Ltd | 連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6234804B2 (ja) | 1987-07-29 |
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