JPS6330969B2 - - Google Patents
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- JPS6330969B2 JPS6330969B2 JP58047998A JP4799883A JPS6330969B2 JP S6330969 B2 JPS6330969 B2 JP S6330969B2 JP 58047998 A JP58047998 A JP 58047998A JP 4799883 A JP4799883 A JP 4799883A JP S6330969 B2 JPS6330969 B2 JP S6330969B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- 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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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明はＮ量、Ｐ量を特定することにより、冷
間圧延性能に優れ、また連続焼鈍法により加工性
の富んだ軟質表面処理用原板、なかんずくテンパ
ー度Ｔ−１の軟質表面処理用原板の製造法に関す
るものである。 鋼板に錫メツキを施したブリキ鋼板あるいはク
ロム酸処理を施したテイン・フリー・ステイール
（以下T.F.Sと称す）の如き表面処理鋼板が食缶
やエアゾール缶、イージーオープン缶に多用され
ている。 これら表面処理鋼板はその用途に応じて強度、
延性、その他の諸性質が適宜選択できる目安とし
て調質度（テンパー度）が規定されており、この
テンパー度はロツクウエル表面硬度（HR30T）
で表示され、軟質なものからＴ−１（HR30T：46
〜52）、Ｔ−２（HR30T：50〜56）、Ｔ−３（HR
30T：54〜60）、Ｔ−４（HR30T：58〜64）、Ｔ−
５（HR30T：62〜68）、Ｔ−６（HR30T：67〜73）、
DR−８、DR−９およびDR−10に規定されてい
るが、急速加熱、短時間加熱の連続焼鈍では、連
続鋳造材を素材とした場合、軟質な原板が得られ
ず、従来Ｔ−１の軟質表面処理原板は箱焼鈍で製
造されていた。しかし、箱焼鈍では連続焼鈍に比
し、形状が劣り、コイル長手方向の機械的性質が
不均一、かつ生産性が劣るという欠点を有し、し
かも製造コストが高い。これらブリキ、T.F.Sは
板厚が0.2〜0.30mm程度の極薄材が主流であり、
この場合、必然的に冷間圧延では高圧下率冷延と
なる。そのため冷却時の圧延負荷が大きくなり、
しかも冷延時の板破断の発生も多くなり、冷延の
生産性を阻害する原因となつている。 さらに近年ブリキ、T.F.Sは多段絞り加工ある
いは深絞り加工後にしごき加工が施こされるな
ど、きびしい加工が行なわれるようになり、単に
耐食性のみならず、優れた加工性をも具備する必
要がある。 本発明者らは従来法の上記欠点を克服すべく、
種々研究した結果、冷延時の板破断の必配もな
く、かつ冷延時の消費電力低減が可能で、しかも
連続焼鈍による加工性の優れた軟質表面処理鋼
板、なかんずく、テンパー度Ｔ−１の製造法を完
成した。 本発明の要旨とするところは、重量％として
Ｃ：0.05％以下、Mn：0.40％以下、Al：0.025〜
0.08％、Ｎ：0.0020％以下、Ｐ：0.010％以下かつ
Ｐ＋５・Ｎ≦0.018％、Ｏ：0.0040％以下、残部
が鉄および不可避的不純物からなる低炭素アル
ミ・キルド鋼を熱間圧延し、次いで圧下率が80〜
95％の冷間圧延を行つた後、連続焼純法により再
結晶温度〜850℃の温度域で５秒〜３分間の短時
間再結晶焼鈍を施すことを特徴とするテンパー度
Ｔ−１の軟質表面処理用原板の製造法にある。 以下本発明を詳細に説明する。 先ず本発明を構成する鋼成分について説明す
る。 Ｃは鋼を硬質化するので、その上限を0.050％
とする。Ｃ量をより少なくすることにより本発明
の特徴を顕現するので、下限値は現在の製鉄技術
で可能な0.001％程度まで包含するが、Ｃを0.01
％以下にするためには真空脱ガス処理等の特殊処
理が必要となり、コスト上昇をまねくので、工業
的観点からは0.010％以上とすることが好ましい。 Mnは不可避的不純物であるＳによる熱間脆性
を防止するため0.05％以上含有させる必要がある
が、0.40％を超えるとＣと同様に鋼を硬質化し、
本発明の特徴を失う。好ましい範囲は0.1〜0.3％
である。 Alは、鋼板の加工性にとつて有害な酸化物素
介在物生成の原因となる鋼中酸素を可及的に低減
せしめるための脱酸剤として機能するほか、鋼板
を表面処理するときの歪時効による硬質化の原因
となる鋼中のＮを固定するべく機能する。 前述の機能を満足させるためには、0.025％の
Al含有量が必要である。他方、0.08％を越えて
Alを含有せしめると、鋼中を硬質化せしめるの
みならず表面疵も増加する。従つて、Al含有量
の上限を0.08％とする。 ＮとＰは本発明の最も重要な構成要件である。
ＰとＮを共に低くすることにより従来考えられて
いた以上の顕著な軟質化の効果と冷間圧延性能が
著しく向上する効果が得られた。すなわちブリキ
原板のように高圧延率の冷間圧延をしても加工性
が良好で、しかも板破断が少なく、冷延消費電力
も少なく、加えて連続焼鈍によりテンパー度Ｔ−
１の軟質表面処理原板の製造が可能である。 第１図〜第３図はＣ：0.02〜0.04％、Mn：0.10
〜0.30％、Al：0.015〜0.040％の鋼についてＰ量、
Ｎ量とブリキ板の硬度の関係（第１図）、Ｐ量、
Ｎ量と冷延時の板破断の関係（第２図）、および
D.I加工後のフランジ成形性の関係（第３図）を
示す。第１，２図は多数の実験の平均値の等高線
で示した。 第１図〜第２図の製造条件は次のとおりであ
る。 スラブ加熱温度：1050〜1255℃ 熱延仕上温度：870〜890℃ 捲取温度：550〜650℃ 冷間圧延率：87〜90％ 焼鈍条件：700℃×30秒＋400℃×60秒 スキンパス：1.5％ メツキ：電気スズメツキ後リフロー処理 第１図の図中数字はロツクウエル表面硬度
（HR30T）である。第１図よりわかるようにＰ
0.010％、Ｎ20ppmかつＰ＋5N0.018％とする
ことにより始めて軟質なＴ−１のブリキ原板が製
造可能であることがわかる。 第２図の板破断特性は実験室冷間圧延機を用い
て、板厚3.2mmの熱延板の端部に切欠ノツチを入
れ板厚0.32mm（冷延率90％）まで冷延し、板破断
した本数（試験数20本）で評価した。図中の数字
は板破断本数である。したがつて数字の多いほど
冷延性能が悪いことを意味する。Ｐ：0.010％以
下、Ｎ：0.0020％以下、かつＰ＋５・Ｎ0.018
％になれば冷間圧延時の板破断が小さくなり、本
発明範囲では冷延性能がすぐれていることがわか
る。 第３図はＰ量とD.I加工後のフランジ成形性を
示す。第３図のフランジ加工性はD.I加工後に円
すい状のポンチで上部より押広げ、クラツク発生
時の最大拡管率で示した。Ａ条件は第１図、第２
図と同じ素材を用いた場合であり、Ｐ量によつて
テンパー度が変つている。Ｂ条件は箱焼鈍も含め
焼鈍条件を変え、Ｔ−１を製造した時のものであ
る。どちらもP0.010％以下でフランジ成形性が優
れていることがわかる。 Ｐ、Ｎ量の下限は上記の硬度、冷間圧延性能、
加工性の点から規定した。さらにＰ0.008％、
Ｎ0.0017％、Ｐ＋5N≦0.016％とすることによ
り、本発明の効果は顕現される。 Ｓは鋼中の介在物となり、表面処理鋼板の表面
欠陥、加工時のワレ発生の起因となるので、
0.015％以下とすることが好ましい。 ＯはD.I加工性およびDI加工後のフランジ成形
性に著しい影響を与え、40ppmを超えると、これ
らの特性を著しく劣化させる。好ましい範囲は
30ppm以下である。本発明の鋼片（スラブ）は転
炉等の通常の溶解炉で溶製され、必要に応じて真
空脱ガス処理され、造塊し分塊され、または連続
鋳造し、製造される。 熱延のための加熱温度によつて本発明の特徴を
損うことはない。したがつて、連続鋳造された鋳
片または分塊圧延されたスラブを直接圧延して
も、また加熱炉に装入する鋼片（スラブ）の温度
によつても影響を受けない。 熱延仕上温度は830℃以上にする必要がある。
仕上温度が830℃以下になると鋼帯の形状が悪く
なり、安定な操業を行うのがむつかしくなり、し
かも成品の面内異方性が大きくなる。 捲取温度は連続焼鈍材の材質特性に影響するこ
とが知られている。深絞り用冷延鋼板を連続焼鈍
で製造する場合は高温捲取により炭化物が塊状化
し、成品の加工性（ｒ値、伸び）の向上を計つて
いるが、ブリキT.F.Sのように板厚が薄いものは
かえつて加工時のワレが発生しやすくなる。した
がつてDI成形のようなきびしい加工が施される
用途に使用される場合は、熱延板の炭化物の形
状、分布の関係から捲取温度は680℃以下にする
ことが好ましい。また捲取温度を余り低下させる
と鋼板を硬質化する。好ましい捲取温度範囲は
560〜680℃である。 ついで脱スケールを行い、冷間圧延に供され
る。この冷間圧延過程では80〜95％の冷延率が適
用される。 ブリキ原板は、JISG−3303に示されているよ
うに、板圧が0.15〜0.60mmであり、就中0.35mm以
下の板圧のものが殆んどである。而して、冷延率
が80％以下であると、必然的に熱延板を薄くせね
ばならず、熱間圧延工程における熱延仕上温度を
Ar3点以上とすることが困難となり、鋼板の材質
的均一性を損なつて好ましくない。 一方、本発明の軟質表面処理用原板は、極めて
冷延性にすぐれているけれども95％を超える冷延
率を適用すると、冷間圧延製品の形状（平坦さ）
を損ない易くなる。従つて、冷延率の範囲を80〜
95％とする。 焼鈍は従来法の箱焼鈍ではなく、連続焼鈍で行
なう。焼鈍サイクルは再結晶温度〜850℃の温度
域で５秒〜３分間の短時間再結晶焼鈍を施す。好
ましい焼鈍温度範囲は680〜750℃である。必要に
応じて250〜450℃×30秒〜５分の過時効処理を行
うが過時効処理を行なうことによつて安定してＴ
−１のテンパー度が得られる。ついでスキンパス
圧延され、表面処理に供される。 本発明の方法では連続焼鈍でＴ−１グレードが
容易に製造可能である。したがつて、焼鈍後にス
キンパス率を変えて表面処理原板のテンパー度を
調整する方法（特公昭51−4116号公報）が提案さ
れているが、本発明と組合せれば鋼成分、熱延、
焼鈍条件を一定としてスキンパス率を変えること
により、全グレードの表面処理原板（ブリキ、
T.F.S）の製造も可能である。 実施例 第１表に示す鋼を転炉で溶製し、造塊し、分塊
圧延し、または連続鋳造した鋼片を第１表記載の
条件で2.7mmまで熱間圧延し、酸洗し、続いて
0.32mmまで冷間圧延した。続いて第１表記載の焼
鈍条件で焼鈍し、1.0％のスキンパスを行ない、
電気スズメツキあるいはクロム酸処理を行なつ
た。同様に第１表に表面処理後の機械的性質を示
した。 本発明の範囲で製造されたものは、Ｔ−１の軟
質ブリキ、軟質T.F.Sが製造可能であることがわ
かる。一方本発明範囲外の方法で製造されたコイ
ルNo.７〜11はＴ−１の規格を満足していないこと
がわかる。 なお本発明の範囲内の鋼の冷延時の消費電力は
本発明外のそれの83〜87％であつた。
間圧延性能に優れ、また連続焼鈍法により加工性
の富んだ軟質表面処理用原板、なかんずくテンパ
ー度Ｔ−１の軟質表面処理用原板の製造法に関す
るものである。 鋼板に錫メツキを施したブリキ鋼板あるいはク
ロム酸処理を施したテイン・フリー・ステイール
（以下T.F.Sと称す）の如き表面処理鋼板が食缶
やエアゾール缶、イージーオープン缶に多用され
ている。 これら表面処理鋼板はその用途に応じて強度、
延性、その他の諸性質が適宜選択できる目安とし
て調質度（テンパー度）が規定されており、この
テンパー度はロツクウエル表面硬度（HR30T）
で表示され、軟質なものからＴ−１（HR30T：46
〜52）、Ｔ−２（HR30T：50〜56）、Ｔ−３（HR
30T：54〜60）、Ｔ−４（HR30T：58〜64）、Ｔ−
５（HR30T：62〜68）、Ｔ−６（HR30T：67〜73）、
DR−８、DR−９およびDR−10に規定されてい
るが、急速加熱、短時間加熱の連続焼鈍では、連
続鋳造材を素材とした場合、軟質な原板が得られ
ず、従来Ｔ−１の軟質表面処理原板は箱焼鈍で製
造されていた。しかし、箱焼鈍では連続焼鈍に比
し、形状が劣り、コイル長手方向の機械的性質が
不均一、かつ生産性が劣るという欠点を有し、し
かも製造コストが高い。これらブリキ、T.F.Sは
板厚が0.2〜0.30mm程度の極薄材が主流であり、
この場合、必然的に冷間圧延では高圧下率冷延と
なる。そのため冷却時の圧延負荷が大きくなり、
しかも冷延時の板破断の発生も多くなり、冷延の
生産性を阻害する原因となつている。 さらに近年ブリキ、T.F.Sは多段絞り加工ある
いは深絞り加工後にしごき加工が施こされるな
ど、きびしい加工が行なわれるようになり、単に
耐食性のみならず、優れた加工性をも具備する必
要がある。 本発明者らは従来法の上記欠点を克服すべく、
種々研究した結果、冷延時の板破断の必配もな
く、かつ冷延時の消費電力低減が可能で、しかも
連続焼鈍による加工性の優れた軟質表面処理鋼
板、なかんずく、テンパー度Ｔ−１の製造法を完
成した。 本発明の要旨とするところは、重量％として
Ｃ：0.05％以下、Mn：0.40％以下、Al：0.025〜
0.08％、Ｎ：0.0020％以下、Ｐ：0.010％以下かつ
Ｐ＋５・Ｎ≦0.018％、Ｏ：0.0040％以下、残部
が鉄および不可避的不純物からなる低炭素アル
ミ・キルド鋼を熱間圧延し、次いで圧下率が80〜
95％の冷間圧延を行つた後、連続焼純法により再
結晶温度〜850℃の温度域で５秒〜３分間の短時
間再結晶焼鈍を施すことを特徴とするテンパー度
Ｔ−１の軟質表面処理用原板の製造法にある。 以下本発明を詳細に説明する。 先ず本発明を構成する鋼成分について説明す
る。 Ｃは鋼を硬質化するので、その上限を0.050％
とする。Ｃ量をより少なくすることにより本発明
の特徴を顕現するので、下限値は現在の製鉄技術
で可能な0.001％程度まで包含するが、Ｃを0.01
％以下にするためには真空脱ガス処理等の特殊処
理が必要となり、コスト上昇をまねくので、工業
的観点からは0.010％以上とすることが好ましい。 Mnは不可避的不純物であるＳによる熱間脆性
を防止するため0.05％以上含有させる必要がある
が、0.40％を超えるとＣと同様に鋼を硬質化し、
本発明の特徴を失う。好ましい範囲は0.1〜0.3％
である。 Alは、鋼板の加工性にとつて有害な酸化物素
介在物生成の原因となる鋼中酸素を可及的に低減
せしめるための脱酸剤として機能するほか、鋼板
を表面処理するときの歪時効による硬質化の原因
となる鋼中のＮを固定するべく機能する。 前述の機能を満足させるためには、0.025％の
Al含有量が必要である。他方、0.08％を越えて
Alを含有せしめると、鋼中を硬質化せしめるの
みならず表面疵も増加する。従つて、Al含有量
の上限を0.08％とする。 ＮとＰは本発明の最も重要な構成要件である。
ＰとＮを共に低くすることにより従来考えられて
いた以上の顕著な軟質化の効果と冷間圧延性能が
著しく向上する効果が得られた。すなわちブリキ
原板のように高圧延率の冷間圧延をしても加工性
が良好で、しかも板破断が少なく、冷延消費電力
も少なく、加えて連続焼鈍によりテンパー度Ｔ−
１の軟質表面処理原板の製造が可能である。 第１図〜第３図はＣ：0.02〜0.04％、Mn：0.10
〜0.30％、Al：0.015〜0.040％の鋼についてＰ量、
Ｎ量とブリキ板の硬度の関係（第１図）、Ｐ量、
Ｎ量と冷延時の板破断の関係（第２図）、および
D.I加工後のフランジ成形性の関係（第３図）を
示す。第１，２図は多数の実験の平均値の等高線
で示した。 第１図〜第２図の製造条件は次のとおりであ
る。 スラブ加熱温度：1050〜1255℃ 熱延仕上温度：870〜890℃ 捲取温度：550〜650℃ 冷間圧延率：87〜90％ 焼鈍条件：700℃×30秒＋400℃×60秒 スキンパス：1.5％ メツキ：電気スズメツキ後リフロー処理 第１図の図中数字はロツクウエル表面硬度
（HR30T）である。第１図よりわかるようにＰ
0.010％、Ｎ20ppmかつＰ＋5N0.018％とする
ことにより始めて軟質なＴ−１のブリキ原板が製
造可能であることがわかる。 第２図の板破断特性は実験室冷間圧延機を用い
て、板厚3.2mmの熱延板の端部に切欠ノツチを入
れ板厚0.32mm（冷延率90％）まで冷延し、板破断
した本数（試験数20本）で評価した。図中の数字
は板破断本数である。したがつて数字の多いほど
冷延性能が悪いことを意味する。Ｐ：0.010％以
下、Ｎ：0.0020％以下、かつＰ＋５・Ｎ0.018
％になれば冷間圧延時の板破断が小さくなり、本
発明範囲では冷延性能がすぐれていることがわか
る。 第３図はＰ量とD.I加工後のフランジ成形性を
示す。第３図のフランジ加工性はD.I加工後に円
すい状のポンチで上部より押広げ、クラツク発生
時の最大拡管率で示した。Ａ条件は第１図、第２
図と同じ素材を用いた場合であり、Ｐ量によつて
テンパー度が変つている。Ｂ条件は箱焼鈍も含め
焼鈍条件を変え、Ｔ−１を製造した時のものであ
る。どちらもP0.010％以下でフランジ成形性が優
れていることがわかる。 Ｐ、Ｎ量の下限は上記の硬度、冷間圧延性能、
加工性の点から規定した。さらにＰ0.008％、
Ｎ0.0017％、Ｐ＋5N≦0.016％とすることによ
り、本発明の効果は顕現される。 Ｓは鋼中の介在物となり、表面処理鋼板の表面
欠陥、加工時のワレ発生の起因となるので、
0.015％以下とすることが好ましい。 ＯはD.I加工性およびDI加工後のフランジ成形
性に著しい影響を与え、40ppmを超えると、これ
らの特性を著しく劣化させる。好ましい範囲は
30ppm以下である。本発明の鋼片（スラブ）は転
炉等の通常の溶解炉で溶製され、必要に応じて真
空脱ガス処理され、造塊し分塊され、または連続
鋳造し、製造される。 熱延のための加熱温度によつて本発明の特徴を
損うことはない。したがつて、連続鋳造された鋳
片または分塊圧延されたスラブを直接圧延して
も、また加熱炉に装入する鋼片（スラブ）の温度
によつても影響を受けない。 熱延仕上温度は830℃以上にする必要がある。
仕上温度が830℃以下になると鋼帯の形状が悪く
なり、安定な操業を行うのがむつかしくなり、し
かも成品の面内異方性が大きくなる。 捲取温度は連続焼鈍材の材質特性に影響するこ
とが知られている。深絞り用冷延鋼板を連続焼鈍
で製造する場合は高温捲取により炭化物が塊状化
し、成品の加工性（ｒ値、伸び）の向上を計つて
いるが、ブリキT.F.Sのように板厚が薄いものは
かえつて加工時のワレが発生しやすくなる。した
がつてDI成形のようなきびしい加工が施される
用途に使用される場合は、熱延板の炭化物の形
状、分布の関係から捲取温度は680℃以下にする
ことが好ましい。また捲取温度を余り低下させる
と鋼板を硬質化する。好ましい捲取温度範囲は
560〜680℃である。 ついで脱スケールを行い、冷間圧延に供され
る。この冷間圧延過程では80〜95％の冷延率が適
用される。 ブリキ原板は、JISG−3303に示されているよ
うに、板圧が0.15〜0.60mmであり、就中0.35mm以
下の板圧のものが殆んどである。而して、冷延率
が80％以下であると、必然的に熱延板を薄くせね
ばならず、熱間圧延工程における熱延仕上温度を
Ar3点以上とすることが困難となり、鋼板の材質
的均一性を損なつて好ましくない。 一方、本発明の軟質表面処理用原板は、極めて
冷延性にすぐれているけれども95％を超える冷延
率を適用すると、冷間圧延製品の形状（平坦さ）
を損ない易くなる。従つて、冷延率の範囲を80〜
95％とする。 焼鈍は従来法の箱焼鈍ではなく、連続焼鈍で行
なう。焼鈍サイクルは再結晶温度〜850℃の温度
域で５秒〜３分間の短時間再結晶焼鈍を施す。好
ましい焼鈍温度範囲は680〜750℃である。必要に
応じて250〜450℃×30秒〜５分の過時効処理を行
うが過時効処理を行なうことによつて安定してＴ
−１のテンパー度が得られる。ついでスキンパス
圧延され、表面処理に供される。 本発明の方法では連続焼鈍でＴ−１グレードが
容易に製造可能である。したがつて、焼鈍後にス
キンパス率を変えて表面処理原板のテンパー度を
調整する方法（特公昭51−4116号公報）が提案さ
れているが、本発明と組合せれば鋼成分、熱延、
焼鈍条件を一定としてスキンパス率を変えること
により、全グレードの表面処理原板（ブリキ、
T.F.S）の製造も可能である。 実施例 第１表に示す鋼を転炉で溶製し、造塊し、分塊
圧延し、または連続鋳造した鋼片を第１表記載の
条件で2.7mmまで熱間圧延し、酸洗し、続いて
0.32mmまで冷間圧延した。続いて第１表記載の焼
鈍条件で焼鈍し、1.0％のスキンパスを行ない、
電気スズメツキあるいはクロム酸処理を行なつ
た。同様に第１表に表面処理後の機械的性質を示
した。 本発明の範囲で製造されたものは、Ｔ−１の軟
質ブリキ、軟質T.F.Sが製造可能であることがわ
かる。一方本発明範囲外の方法で製造されたコイ
ルNo.７〜11はＴ−１の規格を満足していないこと
がわかる。 なお本発明の範囲内の鋼の冷延時の消費電力は
本発明外のそれの83〜87％であつた。
【表】
第１図はＰ量、Ｎ量とブリキ板の硬度（HR
30T）の関係を示す図、第２図はＰ量、Ｎ量と冷
延時の板破断の関係を示す図、第３図はＰ量の
D.I加工後の拡管率の関係を示す図である。
30T）の関係を示す図、第２図はＰ量、Ｎ量と冷
延時の板破断の関係を示す図、第３図はＰ量の
D.I加工後の拡管率の関係を示す図である。
Claims (1)
- １ 重量％としてＣ：0.05％以下、Mn：0.40％
以下、Al：0.025〜0.08％、Ｎ：0.0020％以下、
Ｐ：0.010％以下かつＰ＋５・Ｎ≦0.018％、Ｏ：
0.0040％以下、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる低炭素アルミ・キルド鋼を熱間圧延し、次
いで圧下率が80〜95％の冷間圧延を行つた後、連
続焼鈍法により再結晶温度〜850℃の温度域で５
秒〜３分間の短時間再結晶焼鈍を施すことを特徴
とするテンパー度Ｔ−１の軟質表面処理用原板の
製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4799883A JPS59173222A (ja) | 1983-03-24 | 1983-03-24 | 軟質表面処理用原板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4799883A JPS59173222A (ja) | 1983-03-24 | 1983-03-24 | 軟質表面処理用原板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59173222A JPS59173222A (ja) | 1984-10-01 |
| JPS6330969B2 true JPS6330969B2 (ja) | 1988-06-21 |
Family
ID=12790983
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4799883A Granted JPS59173222A (ja) | 1983-03-24 | 1983-03-24 | 軟質表面処理用原板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59173222A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61291922A (ja) * | 1985-06-20 | 1986-12-22 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による軟質表面処理原板の製造法 |
| JPS6254058A (ja) * | 1985-09-02 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 高延性を有する冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPS6296649A (ja) * | 1985-10-23 | 1987-05-06 | Kawasaki Steel Corp | イ−ジ−オ−プン蓋およびその製造方法 |
| JPS6296648A (ja) * | 1985-10-23 | 1987-05-06 | Kawasaki Steel Corp | イ−ジ−オ−プン蓋およびその製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56116855A (en) * | 1980-02-15 | 1981-09-12 | Kawasaki Steel Corp | A -killed steel plate for can by continuous casting |
| JPS57114618A (en) * | 1981-01-08 | 1982-07-16 | Kawasaki Steel Corp | Production of mild tin plate by continuous annealing |
| JPS5842752A (ja) * | 1981-09-07 | 1983-03-12 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の優れた冷延鋼板 |
| JPS5848634A (ja) * | 1981-09-18 | 1983-03-22 | Nippon Steel Corp | 深絞り性のすぐれた冷延鋼板の製造法 |
-
1983
- 1983-03-24 JP JP4799883A patent/JPS59173222A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56116855A (en) * | 1980-02-15 | 1981-09-12 | Kawasaki Steel Corp | A -killed steel plate for can by continuous casting |
| JPS57114618A (en) * | 1981-01-08 | 1982-07-16 | Kawasaki Steel Corp | Production of mild tin plate by continuous annealing |
| JPS5842752A (ja) * | 1981-09-07 | 1983-03-12 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の優れた冷延鋼板 |
| JPS5848634A (ja) * | 1981-09-18 | 1983-03-22 | Nippon Steel Corp | 深絞り性のすぐれた冷延鋼板の製造法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59173222A (ja) | 1984-10-01 |
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