JPS6043432A - アルミキルド冷延鋼板の製造法 - Google Patents
アルミキルド冷延鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPS6043432A JPS6043432A JP15024883A JP15024883A JPS6043432A JP S6043432 A JPS6043432 A JP S6043432A JP 15024883 A JP15024883 A JP 15024883A JP 15024883 A JP15024883 A JP 15024883A JP S6043432 A JPS6043432 A JP S6043432A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- temperature
- steel sheet
- cold
- cold rolled
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
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Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (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、アルミキルド冷延鋼板の製造法、特に連続鋳
造鋳片を熱間圧延することから成る、深絞り用アルミキ
ルド冷延鋼板の製造法に関する。
造鋳片を熱間圧延することから成る、深絞り用アルミキ
ルド冷延鋼板の製造法に関する。
近年、省エネルギーの利点がみられるということから、
連続鋳造鋳片(以下CCスラブと略す)を鋳造後、高温
のまま直接に、あるいはエツジ部の温度を補償する程度
の短時間加熱を行ってから連続して熱間圧延する方法(
いわゆる直接圧延法)が開発されつつある。このような
圧延法によれば圧延に先立って行うことが従来不可欠と
考えられていた、例えば1200〜1300℃で数時間
という高温長時間加熱を省略して加熱に必要な熱エネル
ギーを節約することができると同時に連続鋳造後の冷却
過程におりる析出物の析出をきわめて遅滞させ、その結
果としてアルミキルド冷延鋼板にずくれた深絞り性をイ
リ与ざ−lることが原理的に可能であるといわれている
。
連続鋳造鋳片(以下CCスラブと略す)を鋳造後、高温
のまま直接に、あるいはエツジ部の温度を補償する程度
の短時間加熱を行ってから連続して熱間圧延する方法(
いわゆる直接圧延法)が開発されつつある。このような
圧延法によれば圧延に先立って行うことが従来不可欠と
考えられていた、例えば1200〜1300℃で数時間
という高温長時間加熱を省略して加熱に必要な熱エネル
ギーを節約することができると同時に連続鋳造後の冷却
過程におりる析出物の析出をきわめて遅滞させ、その結
果としてアルミキルド冷延鋼板にずくれた深絞り性をイ
リ与ざ−lることが原理的に可能であるといわれている
。
しかし、従来にあっ゛てはこのような直接圧延法を経て
得られたアルミギルド冷延鋼板であってもその深絞り性
は必ずしも満足のゆくものではなく、更に−Wの改善が
望まれている。
得られたアルミギルド冷延鋼板であってもその深絞り性
は必ずしも満足のゆくものではなく、更に−Wの改善が
望まれている。
ここに、本発明の目的は、消費エネルギーが少ない経済
的な製造法である直接圧延法の利点を備えるとともに、
(qられた冷延鋼板に優れた深絞り性を何与することの
できる方法を提供することにある。
的な製造法である直接圧延法の利点を備えるとともに、
(qられた冷延鋼板に優れた深絞り性を何与することの
できる方法を提供することにある。
ところで、上述のような従来の直接圧延法にあっては、
原理的には、熱間圧延前および圧延後においてAnとN
を完全に固溶させておき、そして冷間圧延後の焼鈍時に
A7!Nを析出させるごとによりずくれた深絞り性を付
与さゼることができるのである。
原理的には、熱間圧延前および圧延後においてAnとN
を完全に固溶させておき、そして冷間圧延後の焼鈍時に
A7!Nを析出させるごとによりずくれた深絞り性を付
与さゼることができるのである。
したがって、アルミキルド冷延鋼板の深絞り性にはその
製造時のAl1Nの固溶および析出挙動が極めて大きく
影響し、この析出挙動の良否が材質を支配するものと考
えられる。
製造時のAl1Nの固溶および析出挙動が極めて大きく
影響し、この析出挙動の良否が材質を支配するものと考
えられる。
そこで、本発明者らは前記の直接圧延における連続鋳造
とそれに続く熱間圧延との連結条件ならびに熱間圧延条
件が材質に及ぼす影響について鋭意研究したところ;(
1)連続鋳造後の冷却過程においてはAlNのめならず
硫化物の析出も遅滞すること;(2)特別に保温するこ
となく直接に圧延したりあるいは短時間の加熱後熱間圧
延した場合には、圧延前に析出しなかったMnSが圧延
中に歪誘起された微細なMnSとして析出すること;そ
して(3)このようにして析出した微細なMnSが焼鈍
中の結晶粒成長を著しく阻害し冷延鋼板を硬化させるこ
とを見い出して、本発明に至ったものである。
とそれに続く熱間圧延との連結条件ならびに熱間圧延条
件が材質に及ぼす影響について鋭意研究したところ;(
1)連続鋳造後の冷却過程においてはAlNのめならず
硫化物の析出も遅滞すること;(2)特別に保温するこ
となく直接に圧延したりあるいは短時間の加熱後熱間圧
延した場合には、圧延前に析出しなかったMnSが圧延
中に歪誘起された微細なMnSとして析出すること;そ
して(3)このようにして析出した微細なMnSが焼鈍
中の結晶粒成長を著しく阻害し冷延鋼板を硬化させるこ
とを見い出して、本発明に至ったものである。
よって、本発明の要旨とするところは、連続鋳造に続く
熱間圧延に先立ってMnSを速やかに析出さセることの
できる処理条件および鋼組成を組合せたことにあり、よ
り具体的には、重量%で c:o、1o%以下、Mn : 0.10〜0.50%
、^1 : 0.01〜0,08%、N : 0.00
20〜0.0100%、S : 0.015%以下、 残部が鉄および不可避的不純物 からなる連続鋳造鋳片を、連続鋳造後Ar3点以下の温
度に降温することなく、1050〜1150℃で60〜
100分間保持し、次いで/1r3点+40℃以上の温
度で熱間圧延を終了し、かつ450〜200℃で巻取り
、さらに冷間圧延を行うことを特徴とする、アルミキル
ト冷延鋼板の製造法である。
熱間圧延に先立ってMnSを速やかに析出さセることの
できる処理条件および鋼組成を組合せたことにあり、よ
り具体的には、重量%で c:o、1o%以下、Mn : 0.10〜0.50%
、^1 : 0.01〜0,08%、N : 0.00
20〜0.0100%、S : 0.015%以下、 残部が鉄および不可避的不純物 からなる連続鋳造鋳片を、連続鋳造後Ar3点以下の温
度に降温することなく、1050〜1150℃で60〜
100分間保持し、次いで/1r3点+40℃以上の温
度で熱間圧延を終了し、かつ450〜200℃で巻取り
、さらに冷間圧延を行うことを特徴とする、アルミキル
ト冷延鋼板の製造法である。
本発明にしたがって、上述のように連続鋳造鋳片を10
50〜1150′cで60〜100分間保持するには、
連続鋳造後、適宜加熱炉に装入することの他にスラブを
カバー等で覆い徐冷することによって行えばよい。
50〜1150′cで60〜100分間保持するには、
連続鋳造後、適宜加熱炉に装入することの他にスラブを
カバー等で覆い徐冷することによって行えばよい。
次に、本発明において、鋼組成および熱間圧延の熱処理
条件さらにはそれに先立つ熱処理条件を」−記のように
限定した理由を説明する。なお、本発明において「%」
は特にことわりがない限り「重量%」である。
条件さらにはそれに先立つ熱処理条件を」−記のように
限定した理由を説明する。なお、本発明において「%」
は特にことわりがない限り「重量%」である。
CニアルミキルI゛冷延鋼板の深絞り性を向上させるに
はC含有量はできるだけ低い方が好ましく、0.10%
より多くなると冷延鋼板は硬くなり加工性が劣化するの
で、本発明にあってはC含有量は0.10%以下とする
。
はC含有量はできるだけ低い方が好ましく、0.10%
より多くなると冷延鋼板は硬くなり加工性が劣化するの
で、本発明にあってはC含有量は0.10%以下とする
。
Mn : Mn含有量が0.5%より多くなると加工性
が劣化するため、本発明においてMn含有量は0.5%
以下とする。また下限はSによる熱間脆性を防止するた
め0.1%とした。
が劣化するため、本発明においてMn含有量は0.5%
以下とする。また下限はSによる熱間脆性を防止するた
め0.1%とした。
SO3は不可避的不純物として鋼に通−59含まれる元
素であるが、0.015%を越えると加工性が劣化する
ので0.015%以下とする。
素であるが、0.015%を越えると加工性が劣化する
ので0.015%以下とする。
Al:旧は脱酸作用によって鋼の組織の健全性を確保す
ること以外に、冷間圧延後の焼鈍中にAnNを析出させ
て鋼板の深絞り性を高めるために必要な元素である。本
発明においてAn含有量は0.01〜0.08%とする
。
ること以外に、冷間圧延後の焼鈍中にAnNを析出させ
て鋼板の深絞り性を高めるために必要な元素である。本
発明においてAn含有量は0.01〜0.08%とする
。
N;AlNを析出さセるのに必要な元素で、N含有量は
0.0020〜0.0100%とする。
0.0020〜0.0100%とする。
連続鋳造後の加熱保持条件:
これば本発明の重要な構成因子であって、本発明によれ
ば、連続鋳造鋳片は、連続鋳造f&Ar3点以下の温度
に降温することなく、1050〜115o℃で60〜l
。
ば、連続鋳造鋳片は、連続鋳造f&Ar3点以下の温度
に降温することなく、1050〜115o℃で60〜l
。
0分間保持するのである。すなわち、冷延鋼板の所要の
深絞り性を確保するためには、熱間圧延以前に/l/2
とNとを完全に固溶させておく必要がある。CCスラブ
が冷却過程で413点以下に一旦降温すると、Al2と
Nは急激にAJNとして析出し、これを再固溶させるた
めには1200〜1300℃の高温域まで加熱すること
が必要で莫大な熱エネルギーを要するため、本発明にあ
ってはCCスラブをAr3点以下に降温−已しめず加熱
炉に装入する必要がある。
深絞り性を確保するためには、熱間圧延以前に/l/2
とNとを完全に固溶させておく必要がある。CCスラブ
が冷却過程で413点以下に一旦降温すると、Al2と
Nは急激にAJNとして析出し、これを再固溶させるた
めには1200〜1300℃の高温域まで加熱すること
が必要で莫大な熱エネルギーを要するため、本発明にあ
ってはCCスラブをAr3点以下に降温−已しめず加熱
炉に装入する必要がある。
このように、AINの固溶−析出の面だけから見れば、
CCスラブをそのままあるいは圧延上さしつかえない程
度の温度域に軽加熱して圧延する方が好ましいことにな
る。すでに述べたように連続鋳造後の冷却過程において
はAl8Nのみならず硫化物の析出も遅滞する。しかし
、連続鋳造後、特別に保温することなく直接に圧延する
かあるいは短時間の加熱後熱間圧延した場合には、圧延
中に歪誘起された微細なMnSが析出し、この微細なM
n Sが冷間圧延に続く焼鈍中に結晶粒成長を著しく
阻害し冷延鋼板を硬化させる。したがって、直接圧延法
を採用する場合には、圧延前の加熱条件を制御して、A
lとNは固溶状態にしておき、一方、MnSは圧延前に
十分析出させることが重要である。すなわち圧延前に比
較的粗大なMnSとして析出さゼておくことによって焼
鈍中の粒成長に影響を与えず十分粒成長して深絞り性の
良好な鋼板が得られるごとになる。
CCスラブをそのままあるいは圧延上さしつかえない程
度の温度域に軽加熱して圧延する方が好ましいことにな
る。すでに述べたように連続鋳造後の冷却過程において
はAl8Nのみならず硫化物の析出も遅滞する。しかし
、連続鋳造後、特別に保温することなく直接に圧延する
かあるいは短時間の加熱後熱間圧延した場合には、圧延
中に歪誘起された微細なMnSが析出し、この微細なM
n Sが冷間圧延に続く焼鈍中に結晶粒成長を著しく
阻害し冷延鋼板を硬化させる。したがって、直接圧延法
を採用する場合には、圧延前の加熱条件を制御して、A
lとNは固溶状態にしておき、一方、MnSは圧延前に
十分析出させることが重要である。すなわち圧延前に比
較的粗大なMnSとして析出さゼておくことによって焼
鈍中の粒成長に影響を与えず十分粒成長して深絞り性の
良好な鋼板が得られるごとになる。
ここに、添付図面は、0.03〜0.06%C10,1
5〜0゜28%Mn、0.006〜0.015%P、0
.006〜0.013%310.035〜0.058%
Aβおよび0.0028〜0.0G7%Nのアルミキル
ド鋼のCCスラブを1000°Cで加熱炉に装入して所
定時間、所定温度に保持したときその加熱温度と保持時
間とに対してANNとMnSの析出挙動を示ずグラフで
ある。実線で示すのは全N量の10%がAINとして析
出するときの温度・保持時間の関係であって、これより
低温度、長時間側ではAINの析出が顕著となる。一方
、点線で示すのは全S量の50%がMnSとして析出す
るときの温度・保持時間の関係であって、この点線で囲
まれた領域内ではSの実質的部分がMnSとして析出す
る。図示グラフより明らかなように、Δ7!Nの固溶と
MnSの析出を両立させるためには第1図中に斜線部で
示すように1050〜1150°Cで60〜100分間
保持することが必要である。なお、1050℃未満でも
AINの固溶とM n Sの析出する領域は存在するが
、後述する仕上温度を確保するためには1050°C以
上で加熱することが必要である。1050℃未満ではこ
とにAINの析出が早くなりM n Sだり析出させる
ための制御が難しくなる。
5〜0゜28%Mn、0.006〜0.015%P、0
.006〜0.013%310.035〜0.058%
Aβおよび0.0028〜0.0G7%Nのアルミキル
ド鋼のCCスラブを1000°Cで加熱炉に装入して所
定時間、所定温度に保持したときその加熱温度と保持時
間とに対してANNとMnSの析出挙動を示ずグラフで
ある。実線で示すのは全N量の10%がAINとして析
出するときの温度・保持時間の関係であって、これより
低温度、長時間側ではAINの析出が顕著となる。一方
、点線で示すのは全S量の50%がMnSとして析出す
るときの温度・保持時間の関係であって、この点線で囲
まれた領域内ではSの実質的部分がMnSとして析出す
る。図示グラフより明らかなように、Δ7!Nの固溶と
MnSの析出を両立させるためには第1図中に斜線部で
示すように1050〜1150°Cで60〜100分間
保持することが必要である。なお、1050℃未満でも
AINの固溶とM n Sの析出する領域は存在するが
、後述する仕上温度を確保するためには1050°C以
上で加熱することが必要である。1050℃未満ではこ
とにAINの析出が早くなりM n Sだり析出させる
ための制御が難しくなる。
熱間圧延条件:
熱間圧延条件も本発明の構成上の重要な要因であり、直
接圧延法では圧延開始温度は従来法よりかなり低く、ま
た凝固から冷却過程でAINの析出を遅滞させAINが
過飽和の状態から圧延するため通常の熱間圧延条件を用
いたのでは圧延中あるいは巻取中に一部AINが析出し
てしまう。つまり、冷延利の深絞り性を確保するために
は熱間圧延条件を厳しく制御することが必要である。し
たがって、通電の圧延条件でも(α+γ)域の圧延を避
&Jるため仕上温度はAr3点以上とするが、しかし、
本発明に係る直接圧延法ではA11Nが圧延中に析出し
やすいため、それらの歪誘起析出をさけるには従来法よ
り更に1!]iくしてAr3+40℃にする必要がある
。他方、巻取温度は、通常では巻取中のAINの析出を
防止するため550℃以下にするが、本発明にあっては
さらに低い450 ’c以下にする必要がある。しかし
、巻取温度が200℃より低いと熱延鋼板中の固溶Cが
増加し、冷延焼鈍後の絞り性を劣化させる。なお、巻取
温度を450℃以下に下げることは酸洗性の改善に有効
であることから、巻取温度は好ましくは400℃以下で
ある。
接圧延法では圧延開始温度は従来法よりかなり低く、ま
た凝固から冷却過程でAINの析出を遅滞させAINが
過飽和の状態から圧延するため通常の熱間圧延条件を用
いたのでは圧延中あるいは巻取中に一部AINが析出し
てしまう。つまり、冷延利の深絞り性を確保するために
は熱間圧延条件を厳しく制御することが必要である。し
たがって、通電の圧延条件でも(α+γ)域の圧延を避
&Jるため仕上温度はAr3点以上とするが、しかし、
本発明に係る直接圧延法ではA11Nが圧延中に析出し
やすいため、それらの歪誘起析出をさけるには従来法よ
り更に1!]iくしてAr3+40℃にする必要がある
。他方、巻取温度は、通常では巻取中のAINの析出を
防止するため550℃以下にするが、本発明にあっては
さらに低い450 ’c以下にする必要がある。しかし
、巻取温度が200℃より低いと熱延鋼板中の固溶Cが
増加し、冷延焼鈍後の絞り性を劣化させる。なお、巻取
温度を450℃以下に下げることは酸洗性の改善に有効
であることから、巻取温度は好ましくは400℃以下で
ある。
次に、本発明を実施例に関連させてさらに説明する。
L施孤
第1表に示す化学組成の/lキルド鋼を/8製後、連続
鋳造法により、200龍厚の寸法のCCスラブを得、次
いで、これに同じく第1表に示す加熱条件、圧延条件で
熱間圧延を行った。得られた熱延鋼板を冷延率76%で
冷間圧延し、さらに690℃で4時間焼鈍後、1.2%
調質圧延を施した。このようにして製造されたアルミキ
ルド冷延綱板の各供試材の機械的特性を第1表に併せて
示す。
鋳造法により、200龍厚の寸法のCCスラブを得、次
いで、これに同じく第1表に示す加熱条件、圧延条件で
熱間圧延を行った。得られた熱延鋼板を冷延率76%で
冷間圧延し、さらに690℃で4時間焼鈍後、1.2%
調質圧延を施した。このようにして製造されたアルミキ
ルド冷延綱板の各供試材の機械的特性を第1表に併せて
示す。
第1表に示す結果からも明らかなように、本発明に係る
鋼板は伸び率48%以上、==L82〜2.01とすぐ
れた深絞り性を示すことが分かる。
鋼板は伸び率48%以上、==L82〜2.01とすぐ
れた深絞り性を示すことが分かる。
しかし、比較例にあっては〒は高々1.6B、伸び率も
47%程度と本発明例の場合と比較してかなり深絞り性
は劣っている。なお、試験No、7はCCスラブ加熱保
持に先立ってAr3点以下にその温度が降温しでしまっ
た場合を、試験隘8は低温短時間加熱(および低温仕上
げ)の場合をそれぞれ示しており、また、試験1110
〜12は加熱温度および保持時間の影響を、さらに試験
隘13〜15は、仕上げ温度および巻取り温度の影響を
それぞれ示す。
47%程度と本発明例の場合と比較してかなり深絞り性
は劣っている。なお、試験No、7はCCスラブ加熱保
持に先立ってAr3点以下にその温度が降温しでしまっ
た場合を、試験隘8は低温短時間加熱(および低温仕上
げ)の場合をそれぞれ示しており、また、試験1110
〜12は加熱温度および保持時間の影響を、さらに試験
隘13〜15は、仕上げ温度および巻取り温度の影響を
それぞれ示す。
rFd・J図面は、Aj!N、l!:MnSとの析出挙
動を加熱温度および保持時間に対して示すグラフである
。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − イ勇(車重 時 間 (男つ
動を加熱温度および保持時間に対して示すグラフである
。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − イ勇(車重 時 間 (男つ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量%で、 c:o、to%以下、Mn : 0.10〜0.50%
、八I : 0.01〜0.08%、 N : 0.0
020〜0.0100%、S : 0.015%以下、 残部が鉄および不可避的不純物 からなる連続鋳造鋳片を、連続鋳造後413点以下の温
度に降温することなく 、1050〜1150°Cで6
0〜100分間保持し、次いでAr3点+40℃以上の
温度で熱間圧延を終了し、かつ450〜200℃で巻取
り、さらに冷間圧延を行うことを特徴とする、アルミキ
ルド鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15024883A JPS6043432A (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | アルミキルド冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15024883A JPS6043432A (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | アルミキルド冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6043432A true JPS6043432A (ja) | 1985-03-08 |
JPH0125379B2 JPH0125379B2 (ja) | 1989-05-17 |
Family
ID=15492792
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15024883A Granted JPS6043432A (ja) | 1983-08-19 | 1983-08-19 | アルミキルド冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6043432A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62287017A (ja) * | 1986-06-04 | 1987-12-12 | Nippon Steel Corp | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造法 |
JPS63277724A (ja) * | 1987-05-08 | 1988-11-15 | Nippon Steel Corp | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
US7569947B2 (en) | 2004-07-02 | 2009-08-04 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Interior material structure for vehicle |
US8991917B2 (en) | 2008-10-24 | 2015-03-31 | Toyota Boshoku Kabushiki Kaisha | Conductive fiber connecting method and structure |
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JPS57192224A (en) * | 1981-05-20 | 1982-11-26 | Kawasaki Steel Corp | Production of al-killed cold-rolled steel sheet excellent in press-formability |
-
1983
- 1983-08-19 JP JP15024883A patent/JPS6043432A/ja active Granted
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JPH045733B2 (ja) * | 1987-05-08 | 1992-02-03 | Nippon Steel Corp | |
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JPH0125379B2 (ja) | 1989-05-17 |
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