JPS6353219A - 耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS6353219A JPS6353219A JP7508886A JP7508886A JPS6353219A JP S6353219 A JPS6353219 A JP S6353219A JP 7508886 A JP7508886 A JP 7508886A JP 7508886 A JP7508886 A JP 7508886A JP S6353219 A JPS6353219 A JP S6353219A
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Landscapes
- 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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は#4錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法に係り
、特に自動車用鋼板等の冷延鋼板の製造に利用される。
、特に自動車用鋼板等の冷延鋼板の製造に利用される。
近年冷延肩板の焼鈍方法として連続焼鈍法が広く用いら
れるようになって来たが、連続焼鈍法により製造される
場合、鋼中C量を0.01%以下とし、これに適量のT
1を添加した鋼板はプレス成形性がすぐれていることか
ら自動車用鋼板としてその需要が急速に高まっている。
れるようになって来たが、連続焼鈍法により製造される
場合、鋼中C量を0.01%以下とし、これに適量のT
1を添加した鋼板はプレス成形性がすぐれていることか
ら自動車用鋼板としてその需要が急速に高まっている。
しかし、これらの連続焼鈍法による鋼板は、従来自動車
用鋼板として広く用いられて来た箱焼鈍法により製造さ
れろ低炭素アルミキルド鋼板や極低炭素T1添加鋼板に
比し、耐錆性が劣るという問題点があった。
用鋼板として広く用いられて来た箱焼鈍法により製造さ
れろ低炭素アルミキルド鋼板や極低炭素T1添加鋼板に
比し、耐錆性が劣るという問題点があった。
冷延鋼板が製造されてから使用されるまでに発錆すると
、たとえ塗装を施して使用される場合でも色むらの発生
等により外観を損うばかりが、プレス加工時に表面疵発
生の原因となり、また塗装後の耐食性劣化の原因となち
。
、たとえ塗装を施して使用される場合でも色むらの発生
等により外観を損うばかりが、プレス加工時に表面疵発
生の原因となり、また塗装後の耐食性劣化の原因となち
。
かかる問題を避けるために(よ、防錆力の強い防錆油を
塗布するか、もしくは焼鈍前後に耐錆性改善のためのフ
ラッシュめっきを施すなどの方法がある。しかし−最に
防錆力の強い防錆油は説、吻性が悪く、塗装下地処理と
して施されるりん酸塩処理性を阻害したり、めっき鋼板
として使用される場合めっきの密着性を阻害し、めっき
外観を悪化するなどのめつき性の劣化を招来する。更に
フラッシュめっきによりWr4錆性の改善を図る方法は
、めっきによるコストアップが避けられないことは勿論
、りん酸塩処理性の低下やめっき性の劣化の原因となる
等の問題点があった。
塗布するか、もしくは焼鈍前後に耐錆性改善のためのフ
ラッシュめっきを施すなどの方法がある。しかし−最に
防錆力の強い防錆油は説、吻性が悪く、塗装下地処理と
して施されるりん酸塩処理性を阻害したり、めっき鋼板
として使用される場合めっきの密着性を阻害し、めっき
外観を悪化するなどのめつき性の劣化を招来する。更に
フラッシュめっきによりWr4錆性の改善を図る方法は
、めっきによるコストアップが避けられないことは勿論
、りん酸塩処理性の低下やめっき性の劣化の原因となる
等の問題点があった。
本発明の目的は、連続焼鈍法による上記従来技術により
製造された冷延鋼板の欠点である耐錆性を改善し、耐錆
性にすぐれた冷延鋼板の効果的な製造方法を提供するに
ある。
製造された冷延鋼板の欠点である耐錆性を改善し、耐錆
性にすぐれた冷延鋼板の効果的な製造方法を提供するに
ある。
本発明者らは、連続焼鈍法により製造されたT1添加鋼
の耐錆性劣化の原因を種々検討した結果法の知見を見い
だした。
の耐錆性劣化の原因を種々検討した結果法の知見を見い
だした。
(イ)連続焼鈍法では焼鈍時間が短いために、箱焼鈍材
に比し表面に形成されるAI 、Si 、Ti等の酸化
物層が薄く、これらの酸化物層による防錆効果が小さい
。
に比し表面に形成されるAI 、Si 、Ti等の酸化
物層が薄く、これらの酸化物層による防錆効果が小さい
。
(ロ)Ti1Alが複合添加された場合、連続焼鈍によ
って形成される表面酸化層はTi−Alの複合酸化物層
となっているが、この酸化物層はTiを含有しない鋼板
に形成されるAI単独の酸化物層より防錆力が劣る。
って形成される表面酸化層はTi−Alの複合酸化物層
となっているが、この酸化物層はTiを含有しない鋼板
に形成されるAI単独の酸化物層より防錆力が劣る。
(ハ)上記知見よりTi−Aj添加鋼を連続焼鈍法で製
造する場合、焼鈍中の酸化皮膜形成により#4tiI性
を改善することはきわめて困難である。
造する場合、焼鈍中の酸化皮膜形成により#4tiI性
を改善することはきわめて困難である。
上記知見よ、り本発明者らは錆発生のメカニズムから錆
の核を低減することに着目した。すなわち、冷延鋼板の
発錆は、錆の核生成とその成長により起ることに着目し
、上記の如き酸化皮膜による錆成長の抑制効果の期待で
きない連続鋳造によるTi添加鋼板の場合、錆の核生成
を抑制し、これを低減することにより防錆力の向上が可
能であることを見いだした。
の核を低減することに着目した。すなわち、冷延鋼板の
発錆は、錆の核生成とその成長により起ることに着目し
、上記の如き酸化皮膜による錆成長の抑制効果の期待で
きない連続鋳造によるTi添加鋼板の場合、錆の核生成
を抑制し、これを低減することにより防錆力の向上が可
能であることを見いだした。
すなわち、酸洗脱スケール時、不可避的に残存する直径
数μm以下の微細な残存点状スケールの一部は、脱スケ
ール処理を終了してコイルに巻取られな後、長時間放置
されると、この間に酸化物が水酸化物に変化し、冷間圧
延時に破砕、散乱し、連続焼鈍工程において還元され還
元鉄となる。この微細還元鉄が錆発生核となることが判
明した。
数μm以下の微細な残存点状スケールの一部は、脱スケ
ール処理を終了してコイルに巻取られな後、長時間放置
されると、この間に酸化物が水酸化物に変化し、冷間圧
延時に破砕、散乱し、連続焼鈍工程において還元され還
元鉄となる。この微細還元鉄が錆発生核となることが判
明した。
しかし上記残存点状スケールを酸洗により完全に除去す
ることは実質的に不可能であるので、本発明者らはこれ
らの残存点状スケールが水酸化物に変質するのを防止す
れば、冷延、焼鈍後の実質的な錆の発生に何ら影響しな
いことを見出し、更に研究の結果本発明を完成すること
ができた。
ることは実質的に不可能であるので、本発明者らはこれ
らの残存点状スケールが水酸化物に変質するのを防止す
れば、冷延、焼鈍後の実質的な錆の発生に何ら影響しな
いことを見出し、更に研究の結果本発明を完成すること
ができた。
冷延、焼鈍後の錆の発生に及ぼす酸化鉄と水酸化鉄の影
響の差は何に起因するかは明らかではないが、次の如く
推定されろ。すなわち、熱間圧延によって鋼板の表面に
発生した酸化鉄スケールの場合は、冷間圧延により完全
に破砕され、冷延中および焼鈍前の電解脱脂処理等によ
り鋼板表面より離脱され易いのに対し、コイルに巻取ら
れた後長時間放置されて水酸化物に変質した残存スケー
ルは、冷延によっても破砕が十分に行なわれず電解脱脂
によっても鋼板表面より離脱し難いことによるものと考
えられる。
響の差は何に起因するかは明らかではないが、次の如く
推定されろ。すなわち、熱間圧延によって鋼板の表面に
発生した酸化鉄スケールの場合は、冷間圧延により完全
に破砕され、冷延中および焼鈍前の電解脱脂処理等によ
り鋼板表面より離脱され易いのに対し、コイルに巻取ら
れた後長時間放置されて水酸化物に変質した残存スケー
ルは、冷延によっても破砕が十分に行なわれず電解脱脂
によっても鋼板表面より離脱し難いことによるものと考
えられる。
従って微細なる残存点状スケールが水酸化物に変質する
以前に冷間圧延することにより、冷延焼純後の鋼板の耐
錆性は飛躍的に向上することを見出したものである。
以前に冷間圧延することにより、冷延焼純後の鋼板の耐
錆性は飛躍的に向上することを見出したものである。
本発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、重量比にてC:0.01%以下、N;001
%以下、S:0.02%以下、AI二 001〜0.1
%、Ti:0.1%以下を含有し、かっo、B48/1
2c%+48 / 14 N%+48/32S圀月≦T
iなる関係式を満足し残部はFeおよび不可避的不純物
より成る熱延鋼板を酸洗脱スケール後冷間圧延し連続焼
鈍する工程を有して成る冷延鋼板の製造方法において、
前記冷間圧延を酸洗脱スケール後1時間以内に行なうこ
とを特徴とする耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法、
である。
%以下、S:0.02%以下、AI二 001〜0.1
%、Ti:0.1%以下を含有し、かっo、B48/1
2c%+48 / 14 N%+48/32S圀月≦T
iなる関係式を満足し残部はFeおよび不可避的不純物
より成る熱延鋼板を酸洗脱スケール後冷間圧延し連続焼
鈍する工程を有して成る冷延鋼板の製造方法において、
前記冷間圧延を酸洗脱スケール後1時間以内に行なうこ
とを特徴とする耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法、
である。
本発明における構成要件の限定理由について説明する。
先ず鋼板成分の限定理由は次の如くである。
C:
鋼中のCiは冷延鋼板のプレス成形性に大きな影響を与
え、Ciの増加と共に延性の低下、降伏点の上昇により
プレス成形性が劣化する。しかし鋼中にTiを添加しC
をT i Cとして析出せしめれば材質に及ぼす影響は
無害化できる。しかしCiが001%を越して過多とな
るとTiCとして固定するに必要なTi量が多くなり原
価高となるため、上限を001%とした。
え、Ciの増加と共に延性の低下、降伏点の上昇により
プレス成形性が劣化する。しかし鋼中にTiを添加しC
をT i Cとして析出せしめれば材質に及ぼす影響は
無害化できる。しかしCiが001%を越して過多とな
るとTiCとして固定するに必要なTi量が多くなり原
価高となるため、上限を001%とした。
N、 S:
鋼な中のN、SはT1添加鋼においてはTiN。
TiSとして析出する。これらのTiN、TiSはTi
Cとくらべて比較的粗大であり、かつ表面層に存在する
ものは熱延中に酸化し、スケール中にTiが固溶するが
、その部分が残存点状スケールになり易い傾向があるの
で、N、Sとも極力少い方がよい。従ってNは001%
以下、Sは0,02%以下に限定した。
Cとくらべて比較的粗大であり、かつ表面層に存在する
ものは熱延中に酸化し、スケール中にTiが固溶するが
、その部分が残存点状スケールになり易い傾向があるの
で、N、Sとも極力少い方がよい。従ってNは001%
以下、Sは0,02%以下に限定した。
Al:
AIは溶鋼の脱酸剤として使用される。Tiを添加する
際にはT1の歩留を十分よくする程度に脱酸するには、
鋼中にAIが001%残存する程度に過剰添加する必要
がある。しかし0.10%を越して、11を鋼中に過剰
に残存させても上記効果が飽和し、却って表面疵の発生
原因となるので下限を001%、上限を01%とし、0
01〜01%の範囲に限定した。
際にはT1の歩留を十分よくする程度に脱酸するには、
鋼中にAIが001%残存する程度に過剰添加する必要
がある。しかし0.10%を越して、11を鋼中に過剰
に残存させても上記効果が飽和し、却って表面疵の発生
原因となるので下限を001%、上限を01%とし、0
01〜01%の範囲に限定した。
Tl:
Tiは自動車用鋼板等として必要なプレス成形性を改善
する効果があるので、その目的のために添加されろ。更
に本発明の目的とする耐錆性を改善する効果はTi−A
lが複合的に添加される際に一段と向上する。
する効果があるので、その目的のために添加されろ。更
に本発明の目的とする耐錆性を改善する効果はTi−A
lが複合的に添加される際に一段と向上する。
プレス成形性を得るために添加されるTl量は鋼中に存
在するCを有効にTiCとして析出せしめるに十分な量
が必要であるが、更にT1は高温でTiNやTiSを形
成するのでTie、TiNとなるTi量を考慮して下記
(1)式を満足する範囲とすべきである。すなわち、 0.6〔48712C%+48/14N(転)+487
323%〕≦T1・・・・・・・・・・・(1) しかし本発明の対象とする連続焼鈍による鋼板の製造に
際しては、2次加工脆性等の問題がないので01%を越
えてTiを添加する必要がなく、またTi添加量の増加
とともに当然コストアップを招来するので上限を01%
とした。
在するCを有効にTiCとして析出せしめるに十分な量
が必要であるが、更にT1は高温でTiNやTiSを形
成するのでTie、TiNとなるTi量を考慮して下記
(1)式を満足する範囲とすべきである。すなわち、 0.6〔48712C%+48/14N(転)+487
323%〕≦T1・・・・・・・・・・・(1) しかし本発明の対象とする連続焼鈍による鋼板の製造に
際しては、2次加工脆性等の問題がないので01%を越
えてTiを添加する必要がなく、またTi添加量の増加
とともに当然コストアップを招来するので上限を01%
とした。
上記限定内に調整された成分組成を有する錆より製造さ
れた熱延鋼板は酸洗により脱スケールされるが、脱スケ
ールに際し、ショツトブラストやテンションレベラー等
による補助的脱スケール処理を酸洗処理と組合せても本
発明の効果を妨げるものではない。
れた熱延鋼板は酸洗により脱スケールされるが、脱スケ
ールに際し、ショツトブラストやテンションレベラー等
による補助的脱スケール処理を酸洗処理と組合せても本
発明の効果を妨げるものではない。
かくして酸洗されrコ熱延鋼板は、通常水洗屹燥後コイ
ルに巻取られ、次いで冷間圧延されるが、本発明におい
ては、酸洗脱スケール後冷間圧延されるまでの時間を1
時間以内に限定する。この限定要件は本発明を構成する
要件中量も重要な要件である。その限定理由は次の如く
である。すなわち、酸洗脱スケール後冷間圧延までの時
間が1時間を越すと、表面に不可避的に残存する酸化物
のスケールは、水酸化物へ変質し、冷延、焼鈍後の#4
錆性を著しく劣化されるからである。かくの如く、冷間
圧延を酸洗脱スケール後1時間以内に行なうことにより
、冷延焼純後の鋼板の#4錆性が飛躍的に向上すること
を確認した。酸洗から冷延までの時間を1時間以下にす
るためには、酸洗後コイルに巻き取らず連続的に冷間圧
延する方法をとることが最も効果的である。
ルに巻取られ、次いで冷間圧延されるが、本発明におい
ては、酸洗脱スケール後冷間圧延されるまでの時間を1
時間以内に限定する。この限定要件は本発明を構成する
要件中量も重要な要件である。その限定理由は次の如く
である。すなわち、酸洗脱スケール後冷間圧延までの時
間が1時間を越すと、表面に不可避的に残存する酸化物
のスケールは、水酸化物へ変質し、冷延、焼鈍後の#4
錆性を著しく劣化されるからである。かくの如く、冷間
圧延を酸洗脱スケール後1時間以内に行なうことにより
、冷延焼純後の鋼板の#4錆性が飛躍的に向上すること
を確認した。酸洗から冷延までの時間を1時間以下にす
るためには、酸洗後コイルに巻き取らず連続的に冷間圧
延する方法をとることが最も効果的である。
冷間圧延は通常プレス成形性が良好な冷延鋼板を得るに
必要な60%以上の冷間圧下率を確保しておけば、微細
な残存点状スケールは十分に破砕され、その大部分が鋼
板表面よす離脱する。冷延後、鋼板は脱脂処理されtコ
後、連続焼鈍されるが、焼鈍前にブラシ等で表面の清浄
化を図れば、残存微小スケールが更に鋼板表面より離脱
して、より防錆力の向上に有効である。
必要な60%以上の冷間圧下率を確保しておけば、微細
な残存点状スケールは十分に破砕され、その大部分が鋼
板表面よす離脱する。冷延後、鋼板は脱脂処理されtコ
後、連続焼鈍されるが、焼鈍前にブラシ等で表面の清浄
化を図れば、残存微小スケールが更に鋼板表面より離脱
して、より防錆力の向上に有効である。
連続焼鈍条件は本発明においては特に限定を要しない。
すなわち、焼鈍条件は鉄に対し還元性雰囲気が保たれ、
良好な材質が得られる条件であれば、本発明の効果を特
に阻害するものてはない。
良好な材質が得られる条件であれば、本発明の効果を特
に阻害するものてはない。
連続焼鈍後、鋼板は調質圧延され、更に塗油して製品と
される。この際、本発明により製造された鋼板も一般の
低炭素アルミキルド鋼板等に用いられるものと同一の防
錆油を用いて差支又ない。
される。この際、本発明により製造された鋼板も一般の
低炭素アルミキルド鋼板等に用いられるものと同一の防
錆油を用いて差支又ない。
第1表に示す鋼成分の熱延板を酸洗脱スケール後、冷間
圧延までの時間を種々変えて冷間圧下率75%で冷間圧
延し、次いで脱脂処理後5%H2−N2混合ガス中で連
続焼鈍し、その後0.8%の調質圧延を施し製品とした
。これらの各供試材と箱焼鈍法により製造された低炭素
アルミキルド鋼板供試材とについて耐錆性を比較試験し
た。
圧延までの時間を種々変えて冷間圧下率75%で冷間圧
延し、次いで脱脂処理後5%H2−N2混合ガス中で連
続焼鈍し、その後0.8%の調質圧延を施し製品とした
。これらの各供試材と箱焼鈍法により製造された低炭素
アルミキルド鋼板供試材とについて耐錆性を比較試験し
た。
第1表
上記各供試材について、防錆油として防錆力の高いA1
および防錆力の低い脱脂注油Bをそれぞれ塗油した各供
試材について、温度80℃、相対湿度90%の雰囲気中
に30分放置した後、温度30℃、相対湿度60%の雰
囲気中に30分放置するのを1サイクルとする乾湿繰返
し試験を行ない、錆発生までのサイクル数でYr4錆性
を比較した。
および防錆力の低い脱脂注油Bをそれぞれ塗油した各供
試材について、温度80℃、相対湿度90%の雰囲気中
に30分放置した後、温度30℃、相対湿度60%の雰
囲気中に30分放置するのを1サイクルとする乾湿繰返
し試験を行ない、錆発生までのサイクル数でYr4錆性
を比較した。
結果は第2表に示すとおりである。
第2表
第1表、第2表より明らかな如<、Tiを含有しない供
試材No、1は、酸洗後、冷間圧延までの時間が12時
間以内であれば、防錆油AXBに関係なく箱焼鈍の供試
材No、4とほぼ同等のすぐれた耐錆性を示す。一方、
鋼中にTiを含有する供試材No、2、No、3は酸洗
脱スケール後冷間圧延までの時間が1時間以内では箱焼
鈍の供試材No、4と同等の耐錆性を示すが、4時間経
過後論間圧延した場合には著しく耐錆性の劣化を示して
いる。
試材No、1は、酸洗後、冷間圧延までの時間が12時
間以内であれば、防錆油AXBに関係なく箱焼鈍の供試
材No、4とほぼ同等のすぐれた耐錆性を示す。一方、
鋼中にTiを含有する供試材No、2、No、3は酸洗
脱スケール後冷間圧延までの時間が1時間以内では箱焼
鈍の供試材No、4と同等の耐錆性を示すが、4時間経
過後論間圧延した場合には著しく耐錆性の劣化を示して
いる。
供試材No、2においても高い防錆力を有する防錆油A
Q/i用した場合には、箱焼鈍の供試材No、4と同等
の防錆力を維持し得るが、りん酸塩処理等の後処理を施
す用途には、かかる高防錆性油は脱脂性を劣化せしめる
ので用いることができない。
Q/i用した場合には、箱焼鈍の供試材No、4と同等
の防錆力を維持し得るが、りん酸塩処理等の後処理を施
す用途には、かかる高防錆性油は脱脂性を劣化せしめる
ので用いることができない。
鋼中N量の高い供試材No、3は、No、2に比して酸
洗脱スケール後冷間圧延するまでの時間が1時間以内の
場合は、発錆までのサイクル数には大差がなかったが、
発錆時の錆発生量が多く、耐錆性改善の観点からは好ま
しくなく、鋼中のN量を001%以下に限定することが
必要であることが判明した。
洗脱スケール後冷間圧延するまでの時間が1時間以内の
場合は、発錆までのサイクル数には大差がなかったが、
発錆時の錆発生量が多く、耐錆性改善の観点からは好ま
しくなく、鋼中のN量を001%以下に限定することが
必要であることが判明した。
連続焼鈍法により製造した冷延鋼板は、従来箱焼鈍によ
るものに比し耐錆性が劣る欠点があることに鑑み、本発
明はAj、Tiを含むプレス成形性のすぐれた冷延鋼板
製造に当り、C,N、S含有量を制限し、かつAl:0
.01〜01%、Ti: 01%以下に限定すると共に
前記(1)式を満足する範囲とし、更に錆発生の原因と
なる機構を解明することができた結果として、冷間圧延
を酸洗脱スケール後1時間以内に行なうことにより、耐
錆性に劣る従来の欠点を一掃して箱焼鈍法による冷延鋼
板に遜色のない耐錆性のすぐれた冷延鋼板を連続焼鈍法
により製造可能となったという大きな効果を挙げること
ができた。しかも本発明法は単に酸洗脱スケール後好ま
しくは巻取せずに直ちに冷延するか、もしくは巻取って
も1時間以内に冷延するという極めて容易に、しかも費
用をかけずに実施することができる方法であり、今後自
動車鋼板等の用途に有効に利用されるものと考えられろ
。
るものに比し耐錆性が劣る欠点があることに鑑み、本発
明はAj、Tiを含むプレス成形性のすぐれた冷延鋼板
製造に当り、C,N、S含有量を制限し、かつAl:0
.01〜01%、Ti: 01%以下に限定すると共に
前記(1)式を満足する範囲とし、更に錆発生の原因と
なる機構を解明することができた結果として、冷間圧延
を酸洗脱スケール後1時間以内に行なうことにより、耐
錆性に劣る従来の欠点を一掃して箱焼鈍法による冷延鋼
板に遜色のない耐錆性のすぐれた冷延鋼板を連続焼鈍法
により製造可能となったという大きな効果を挙げること
ができた。しかも本発明法は単に酸洗脱スケール後好ま
しくは巻取せずに直ちに冷延するか、もしくは巻取って
も1時間以内に冷延するという極めて容易に、しかも費
用をかけずに実施することができる方法であり、今後自
動車鋼板等の用途に有効に利用されるものと考えられろ
。
Claims (1)
- (1)重量比にてC:0.01%以下、N:0.01%
以下、S:0.02%以下、Al:0.01〜0.1%
、Ti:0.1%以下を含有し、かつ 0.6〔48/12C(%)+48/14N(%)+4
8/32S(%)〕≦Tiなる関係式を満足し残部はF
eおよび不可避的不純物より成る熱延鋼板を酸洗脱スケ
ール後冷間圧延し連続焼鈍する工程を有して成る冷延鋼
板の製造方法において、前記冷間圧延を酸洗脱スケール
後1時間以内に行なうことを特徴とする耐錆性にすぐれ
た冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7508886A JPS6353219A (ja) | 1986-04-01 | 1986-04-01 | 耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7508886A JPS6353219A (ja) | 1986-04-01 | 1986-04-01 | 耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6353219A true JPS6353219A (ja) | 1988-03-07 |
Family
ID=13566062
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7508886A Pending JPS6353219A (ja) | 1986-04-01 | 1986-04-01 | 耐錆性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6353219A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN112662856A (zh) * | 2020-12-04 | 2021-04-16 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种冷轧耐酸钢09CrCuSb的生产方法 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS593525A (ja) * | 1982-06-30 | 1984-01-10 | Fujitsu Ltd | 装置管理方式 |
JPS5967322A (ja) * | 1982-10-08 | 1984-04-17 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
JPS60131922A (ja) * | 1983-12-21 | 1985-07-13 | Kawasaki Steel Corp | 衝撃エネルギ−吸収特性に優れたプレス成形用高張力冷延鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-04-01 JP JP7508886A patent/JPS6353219A/ja active Pending
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS593525A (ja) * | 1982-06-30 | 1984-01-10 | Fujitsu Ltd | 装置管理方式 |
JPS5967322A (ja) * | 1982-10-08 | 1984-04-17 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
JPS60131922A (ja) * | 1983-12-21 | 1985-07-13 | Kawasaki Steel Corp | 衝撃エネルギ−吸収特性に優れたプレス成形用高張力冷延鋼板の製造方法 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN112662856A (zh) * | 2020-12-04 | 2021-04-16 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种冷轧耐酸钢09CrCuSb的生产方法 |
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