KR0173499B1 - 가공성이 우수한 냉연강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

가공성이 우수한 냉연강판 및 그의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR0173499B1
KR0173499B1 KR1019950702441A KR19950702441A KR0173499B1 KR 0173499 B1 KR0173499 B1 KR 0173499B1 KR 1019950702441 A KR1019950702441 A KR 1019950702441A KR 19950702441 A KR19950702441 A KR 19950702441A KR 0173499 B1 KR0173499 B1 KR 0173499B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
rolled steel
steel sheet
cold rolled
slab
Prior art date
Application number
KR1019950702441A
Other languages
English (en)
Other versions
KR950704531A (ko
Inventor
야또 히사요시
야마시따 야스히꼬
하라부찌 다까시
야노 세이노스께
Original Assignee
미노루 다나까
신니뽄 세이데스 가부시끼가이샤
다까히사 니와
니뽄쮸단고우 가부시끼가이샤
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 미노루 다나까, 신니뽄 세이데스 가부시끼가이샤, 다까히사 니와, 니뽄쮸단고우 가부시끼가이샤 filed Critical 미노루 다나까
Publication of KR950704531A publication Critical patent/KR950704531A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR0173499B1 publication Critical patent/KR0173499B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D8/041—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 involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/0421—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 characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 스크랩에서 재생된 스크랩 강을 재사용하기 위하여 높은 N 함량에 관계없이 우수한 냉간 가공성을 가진 냉연강판을 얻는 것을 목적으로 한다. C 0.1%, N 60-150 ppm, 관계식 Mn/S ≥ 7을 만족하는 Mn 0.4% 이하, S 0.030% 이하, Al 0.1% 이하 및 관계식 N(%) -Ti/3.42(%) ≤ 0.007을 만족하는 Ti 0.08% 이하로 이루어지고, 여기서 전체 TiN 중량의 적어도 1/2 중량으로 TiN의 크기가 0.05-10㎛인, 강판을 얻는다. 연속 아닐링에 의하여 제조할때, 관계식 N(%) - Ti/3.42(%) ≤ 0.004%를 만족하도록 Ti를 첨가하고 또한, 고온 권취를 열간압연에서 수행하거나 B를 첨가한다.
박스 아닐링에 의해 제조할 때, 관계식 0.002% ≤ N(%)-Ti/3.42(%) ≤ 0.007%를 만족하도록 Ti 함량을 조절하고, 슬라브 가열 온도를 보다 높은 온도로 설정하며 열연판의 권취 온도를 보다 낮은 온도로 설정한다.

Description

가공성이 우수한 냉연강판 및 그의 제조방법
제1(a), 1(b), 1(c) 및 1(d)도는 TiN의 분류된 크기의 중량%와 재료 특성 사이의 관계를 도시한 다이아그램.
제2도는 TiN의 크기의 측정 실시예를 보여주는 다이아그램.
본 발명은 최근에 자동차 스크랩(Scrap), 등으로부터 상당히 증가하고 있는 스크랩 강을 재사용하기 위한, 전기로, 등에 의한 스크랩 재료의 재용융에 관한 것이다. 보다 구체적으로 말하자면, 본 발명은 N 함량이 높지만, 우수한 냉간 가공성(cold formability)을 가진 냉연 강판, 및 이러한 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
최근에, 가공용 냉연강판의 품질 및 그의 제조 기술이 상당히 진전된 바 있으며, 특히, 냉간될 때 딥 가공성(deep drawability)을 나타내는 랑포드(Rangford) 치(이후 r 치로서 언급됨)는 1.7 또는 그이상 만큼 높다.
이와 같이 높은 성능을 얻기 위한 기술로서, 일본 심사 특허공보(공고) 제44-18066호에서는 C 0.001-0.02% 및 O 0.015% 이하를 함유한 강에 Ti 0.O2-0.5%를 첨가함으로서 고정하고 안정화하는 기술을 개시하고 있다.
일본 심사 특허공보(공고) 제3-54186호에서는 C와 N 함량 모두를 많아야 0.005%로 감소시키고 Ti와 Nb를 첨가하는 방법을 개시하고 있으며, 일본 심사 특허공보(공고) 제53-12899호에서는 C와 N함량을 최소화하고 그들을 고정시키기 위해 Ti, Nb 및 B를 첨가하는 기술을 개시하고 있다.
이들 선행 기술은 C와 N 함량을 가능한 한 많이 감소시킨다는 공통의 기술적 개념을 기초로 하며 비시효성(non-ageability)이 우수하고 냉간 가공성이 우수한 냉연강판을 얻는다.
모든 곳에서 대량으로 발생되는 강 스크랩의 재사용은 현재 매우 중요한 문제가 된 바 있다. 스크캡을 재사용하기 위하여, 전기로 등에 의해 스크랩을 아크 용융하는 것이 보통이다. 이 경우에 강의 N 함량은 공기중의 N2가 강에 들어가기 때문에 60 ppm 또는 그 이상의 높은 수준에 도달된다.
N 함량이 클 때, 가공성이 상당히 떨어진다. 특히 N 함량이 60 ppm 또는 그 이상인 고질소 영역에서, 딥 드로잉(deep drawing)과 같은 큰 변형을 수반한 가공은 전혀 가능하지 못하게 된다. 이러한 질소 함량을 감소시키기 위하여 진공 탈기와 같은 수단이 이용되어야 하며, 불가피하게 생산비는 증가된다. 일본 미심사 특허공보(공개) 제57-26124호는 N 함량이 높은 냉연 강판의 제조 기술을 개시하는 선행 기술 문헌으로서 인용될 수 있다. 이 기술은 일정 온도에서 C, Mn 및 Al 특정 함량을 가지고 N 30-2OO ppm을 함유한 냉연강판을 연속적으로 아닐링하고, 소부-경화성(bake-hardenability)이 우수한 냉연강판을 얻는다. 이러한 냉연강판이 대량의 N을 함유하므로, 유리 N의 함량(전체 N 함량에서 Ti, Nb, 등에 결합된 N을 제외함으로서 얻어진 잔량)이 확보될 수 있다. 이러한 유리 N은 소부-경화성을 나타낸다. 이 문헌은 또한 이러한 강판이 P, Si 및 Ti를 함유하게 될 때, 그의 강도도 개선될 수 있다는 사실을 개시하고 있다. 그럼에도 불구하고, 일본 미심사 특허공보(공개) 제57-26124호에서는 높은 N 강의 가공성을 확보하기 위한 기술을 전혀 기재하고 있지 않다.
이러한 문제점을 해결하기 위한 수단으로서, 본 발명의 발명자들은 일본 특허출원 제4-292352호에서 강도와 가공성이 큰 고 N 함량 냉연강판 및 그의 제조 기술에 대해 발명하여 특허출원하였다.
이 문헌은 높은 N(50-150 ppm) 강에 탄소 당량이 0.1-0.45%가 되도록 C를 함유하며, 적어도 5%의 퍼얼라이트의 면적 분율을 확보하여 냉간가공 후에 균일한 신장율을 확보하며, 1㎛ 또는 그 이상의 크기의 TiN을 중량 비율 0.0008-0.015%로 분산시켜 인장 강도가 34 kgf/㎟ 또는 그 이상인 열연강판을 얻는다.
그러나, 이 문헌은 고 N의 냉연강판의 가공성을 전혀 제안하고 있지 않다.
스크랩을 재사용하고 이 재사용을 위해 전기로를 사용할 때, 본 발명은 높은 N 함량을 가지고 있지만, 가공성이 우수한 냉연강판, 및 진공 탈기와 같은 처리를 필요로 하지 않는 제조방법을 제공한다.
본 발명의 발명자들은 강의 성분, 그의 결정 조직, 석출물의 형태(종류, 양, 분포 상태) 및 냉간 압연 및 아닐링 후에 강판의 기계적 성질을 시험한 바 있다.
우선, 본 발명의 완성에 이르는 실험적 결과를 설명할 것이다.
전기로를 사용하여 Al 킬드(killed) 강을 제조하였다. 미리 N 함량이 높게 된다고 예상될 수 있으므로, N을 고정하고 무해화하도록 Ti를 첨가하였다. 래들(ladle)에서 강 성분은 C 302 ppm, Si 0.009%, Mn 0.163%, P 0.005%, S 0.0118%, Al 0.0319%, N 122 ppm, Ti 0.029%(Ti를 첨가할 때 유리 N 37 ppm), Cr 0.015%, Cu 0.016% 및 Ni 0.026%이었다.
이 강을 주조하고 열간압연한다음, 냉간압연하고 여러가지 조건하에 아닐링한다음, 그의 여러가지 특성(항복점, 인장 강도, 신장율, r 치)을 시험 하였다.
보다 구체적으로 말하자면, 항복점 16-18 kgf/㎟, 인장 강도 30-32 kgf/㎟, 신장율 44-46% 및 r 치 1.7-1.8과 양호한 가공성을 가진 강판 또는 항복점 18-25 kgf/㎟, 인장 강도 37-39 kgf/,㎟ 신장율 36-38% 및 r 치 1.4-1.5와 열악한 가공성을 가진 강판으로서 광범위한 특성이 얻어질 수 있었다.
이들 특성의 변화가 우선적으로 주로 TiN으로 구성된 석출물의 양 및 그들의 형태(크기, 분산 상태)에 연관되었다는 가정에 대해, 본 발명의 발명자들은 주조 시에 냉각 속도(10℃ /min-82℃/min 사이의 여러가지 수치로)를 변화시켰고 아닐링 후 강판의 기계적 특성과 TiN의 양과 형태 사이의 관계를 시험하였다. 이에 더하여, 동일한 성분을 가지나 26 ppm의 낮은 N 함량을 가진 재료(이후 대응재료로 지칭함)를 동일한 공정에 의해 처리하고, 유사한 시험을 수행하였다.
부수적으로, 슬라브(slab)의 가열 온도는 1,200℃이었고, 열간압연온도는 880℃이었고, 열연판의 두께는 3.5 mm이었고, 냉연판의 두께는 0.8 mm이었으며(압하율: 88%) 연속 아닐링 조건은 820℃에서 일분간이었다.
전자현미경을 이용하여, 샘플당 12가지 분야의 검사를 TiN, 등과 같은 개재물에 대해 수행하였고, 전자를 기초로 TiN의 크기 분포와 중량 분포를 측정하였다. 제 1(a), 1(b), 1(c) 및 9(d)도는 주조시에 냉각 속도와 TiN의 형태(횡좌표) 및 얻어진 재료 특성(종 좌표) 사이의 관계를 보여준다.
TiN의 석출물의 형태가 실제로 정방형이므로, 그의 측면의 한가지의 길이 d가 TiN의 크기로서 사용되며, 이러한 TiN의 크기를 0.05㎛ 보다 적은 그룹(이후 A 랭크로 지칭함), 0.05-10㎛의 그룹(이후 B 랭크로 지칭함) 및 10㎛를 초과하는 그룹(이후 C 랭크로지칭함)으로 분류하였고, 각 랭크의 비율을 중량%로 나타냈다.
도면에서, 주조시의 냉각 속도가 클 때(82℃/min), 항복점 및 인장 강도 모두가 크며 반면에 r 치는 매우 작고, 냉간 가공은 극히 어려웠다. 주조시에 냉각 속도가 감소되었을 때(38℃/min), 항복점 및 인장 강도가 점차 떨어지며 반면에 신장율과 r 치는 증가 되었고, 그 결과 냉간 가공성이 개선되었다. 주조시에 냉각 속도가 더욱 저하되었을 때(7℃/min), 항복점이 약간 증가되었고, 인장 강도는 약간 떨어졌으며, 신장율 그외에 r 치는 떨어졌다. TiN의 크기분포와 관련하여, A 랭크의 크기가 너무 크거나 C 랭크의 크기가 너무 클 때 양호한 가공성이 얻어질 수 없었으며, B 랭크가 적어도 50%일 때 대응 재료의 것과 동일한 가공성이 얻어질 수 있었다.
그 이유를 다음과 같이 추정한다. 주조 공정에서 냉각 속도가 빠를 때, 0.05㎛ 이하의 TiN이 미세 석출되며, 아닐링 시에 입자 성장을 저해하고 석출 경화 작용을 제공한다. 그 결과, 신장율 또는 r 치가 상당히 열화된다. 주조 공정에서 냉각 슥도가 느릴 때, 다른 한편, 10㎛를 초과하는 많은 양의 TiN이 석출되며, 주조물에서 이러한 큰 개재물로부터 균열이 발생된다. 따라서, 신장율이 주로 열화된다. 제2도는 전자 현미경에 의해 측정된 TiN의 스케치를 보여준다. 제2도에 나타낸 (1)항은 크기 d가 약 1㎛일 때의 실예를 보여주며, 제2도에 나타낸 (2)항은 크기 d가 약 3㎛일 때 실예를 보여주고 제2도에 나타낸 (3)항은 d가 약 6-약 7㎛일 때의 실예를 보여준다.
바꾸어 말하자면, 높은 N 함량을 가진 출발 재료로부터 가공성이 높은 냉연판을 얻기 위하여, 본 발명은 Ti를 첨가함으로서 TiN을 형성하고, 유리 N 양을 한정함으로서 N을 무해화하며, TiN의 크기를 일정 범위로 규정함으로서, 항복점, 인장 강도, r 치, 등과같은 기계적 특성을 상당히 개선한다.
따라서, 본 발명에 따른 제품은 중량 퍼센트(Wt%)로 C 0.1% 이하, N 0.0060-0.0150%, 관계식 Mn/S ≥ 7을 또한 만족하는 Mn 0.4% 이하, S 0.030% 이하, Al 0.1% 이하, 관계식 Ti:N(%) - Ti/3.42(%) ≤ 0.0070을 또한 만족하는 Ti 0.08% 이하, 및 Fe와 불가피한 불순물로 구성된 잔량을 함유한 냉연강판이며, 여기서 냉연강판은 0.05-10㎛ 크기(전자 현미경을 통한 측정에 의해)를 가진 TiN이 TiN 전체 중량의 적어도 1/2 중량으로 석출되는 텍스춰로 이루어진다.
이러한 냉연강판을 얻기 위하여, 상기에 기재된 화학 성분을 가진 용강을 10-50℃/min의 속도에서 응고점 내지 600℃의 온도에서 냉각시켜 슬라브를 제조하고, 이 슬라브를 가열한 후, 그것을 열간압연한다. 그후, 얻어진 열연판을 700℃이상의 온도에서 권취하고(take up) 냉간압연한다. 그후, 연속 아닐링을 수행한다. 부수적으로, 냉연판의 박스(box) 아닐링을 수행할 때, 슬라브를 1,130℃ 이상의 온도에서 가열하고, 열간압연 후에, 판을 650℃ 이하의 온도에서 감는다.
연속 아닐링을 수행할 때, Ti를 슬라브내 유리 N이 0,0040% 이하인 양으로 첨가하고, 박스 아닐링을 수행할 때, 유리 N은 0.0020-0.0070% 이내로 떨어진다. N을 고정하기 위하여, B를 필요할 때는 언제나 첨가할 수 있다.
이후, 본 발명을 수행하기 위한 가장 좋은 모드를 상세히 기술할 것이다.
처음에, 본 발명에서 화학 성분의 한정 이유를 설명할 것이다.
C는 강의 강도를 개선하나 그의 냉간 가공성(신장율, 연신성)을 저하시키므로, 그의 상한선은 0.1%로 설정된다. 바람직하게도, 상한선은 0.05% 이하이다.
S를 무해화하기 위하여, 관계식 Mn/S ≥ 7을 적어도 만족하는 양으로 Mn을 첨가한다. 그러나, Mn을 과량으로 첨가할 때, 그것은 가공성(신장성, 딥 가공성)을 열화시킨다. 따라서, 상한선은 0.4%로 설정된다.
S는 열간압연중에 적열 취성(red heat brittleness)을 유발하며 균열의 발생을 야기시킨다. 따라서, 그의 상한선은 0.03%로 설정된다.
Al은 탈산화를 위해 그리고 고정되지 않고 Ti에 의해 무해화되게 하는 N을 고정하기 위해 첨가되는 원소이다. 그러나, 많은 양으로 Al의 첨가는 신장율을 저하시키며, 따라서 상한선은 0.1%로 설정되며, 하한선은 0.005%로 설정된다. 상기에 기재된 목적은 그 양이 한한선 수치 보다 적을 때 성취될 수 없다.
n은 가공성을 위해 유해한 원소이나, 그의 전체 양을 Ti에 의해 고정하고 무해화할 필요는 없다. 그러나, Ti에 의해 고정되지 않는 유리 N의 양은 규정되어야 한다.
바꾸어 말하자면, 식 N(%) - Ti/3.42(%)는 0.0070% 이하이어야 한다. 그 수치가 0.0070%를 초과할 때, 과량의 유리 N을 고정시키기 위한 AlN의 석출량이 크게 되며, 아닐링의 공정에서 입자 성장이 저해된다. 따라서, 신장율과 r 치가 떨어진다.
상기에 기재된 바와 같이, Ti를 첨가하여 N을 고정시키고 그것을 무해화하지만, 관계식 N(%) - Ti/3.42(%) ≤ 0.0070%을 적어도 만족하는 양이 필요하다. 그러나, 과량의 Ti는 C와 결합하며 첨가량이 너무 크다면 TiC가 석출된다. 이러한 경우에, 신장율과 r 치가 열화된다. 따라서, 상한선은 0.08%로 설정된다.
B는 N과 결합하여 BN을 형성하며, AlN의 석출을 방지하는 효과를 제공한다. 연속 아닐링에 의한 제조방법에서, AlN의 석출 상태가 열간압연에서 온도 이력(履歷)의 영향을 받기 쉬우며, 특성 변화를 초래한다. 이러한 문제점을 피하기 위하여, 고온 권취(winding)를 열간압연에서 수행하는 것이 바람직하다. B의 첨가는 이러한 문제점을 해결할 수 있으며, 딥 가공성이 우수한 냉연강판은 고온 권취를 수행함이 없이 연속 아닐링에 의해 제조될 수 있다.
이 경우에 B의 첨가는 1.0 ≤ 1.3 x B(%)/(N(%) - Ti(%)/3.42) ≤ 1.5이다. 바꾸어 말하자면, 관계식 1.3 x B(%)/(N(%) - Ti(%)/3.42)은 B와 유리 N의 원자비를 나타내며, 이 수치가 1.0 보다 클 때, 고온 권치가 생략될 수 있다. B를 유리 N의 양에 1.5 배를 초과하는 양으로 첨가할 때, 신장율과 r 치가 떨어진다. 따라서, 그 양은 1.5배 이하로 한정되어야 한다.
본 발명에서, 강은 실제로 상기에 기재된 성분을 제외하고 Fe로 이루어지며, 강은 스크랩과 같은 용융 원료로부터 혼합되는 불가피한 원소를 함유할 수 있다.
다음에, 제조 조건이 기술될 것이다.
상기에 기재된 성분을 가진 용강을 연속 주조기와 같은 주조기에 붓고 냉각하여 슬라브를 제조한다. 이 경우에, 냉각을 응고점 내지 600℃의 온도 이내에서 10-50℃/min의 냉각 속도에서 수행한다. 전체 중량의 적어도 1/2의 양으로 TiN의 크기는 이러한 냉각에 의해 0.05-10 ㎛로 된다.
다음에, 통상의 온도 범위 이내에서 가열한 후, 슬라브를 열간압연한다. 열간압연 조건은 특히 한정되지 않으나, 연속 아닐링 공정에 의해 딥 가공성이 높은 냉연강판을 얻기 위하여, 권취 온도가 700℃ 이상의 범위내이다. 이 경우에, 유리 N(N(%) - Ti/3.42(%))은 0.0040% 이하이다. 유리 N이 0.0040% 이하일 때, N은 AlN으로서 고정되며 무해화된다.
특히 연속 아닐링 공정에 의해 제조된 강판에 대해 딥 가공성을 확보하기 위하여, 유리 N 양을 낮은 수준으로 한정하고(AlN 형성 시간이 짧기 때문에) 미리 고온 권취에 의해 N을 AIN으로서 석출시키는 것이 바람직하다. 또한, 탄화물의 괴상 및 입자화를 고온 권취에 의해 동시에 수행한다.
부수적으로, B가 상기에 기재된 바와 같이 첨가될 때, AlN의 석출이 필요하지 않으며, 열연판의 고온 권취가 생략될 수 있다.
박스 아닐링 공정에 의해 딥 가공성이 큰 냉연강판을 얻기 위하여, 슬라브의 가열 온도가 적어도 1,130℃로 설정되며, 권취 온도는 650℃ 이상으로 설정된다. 이 경우에, N(%) - Ti/3.42(%)는 0.002-0.0070% 이어야 한다. 바꾸어 말하자면, 박스 아닐링 공정에 의해 압연판에 대해 딥 가공성을 확보하기 위하여, 최소 0.0020%의 유리 N이 잔류되게 하며 AlN이 아닐링 공정 중에 석출되도록 하여, 연속 아닐링에 의해 압연판의 제조 경우와 다르게, 이 AlN을 사용하여 텍스춰 조직을 개선할 수 있다. 따라서, 슬라브를 적어도 1,130℃의 고온에서 가열하여 AlN의 완전 고용체를 발생시키며, 열연판의 저온 권취를 수행하여 아닐링 단계 전에 AlN이 석출되게 하지 않는다.
냉간압연 조건은 특히 한정되지 않으며, 통상의 압연을 수행하여 원하는 판두께를 얻는다.
본 발명이 냉연강판을 기초로 완성된 바 있지만, 이 기술은 또한 다음 실시예에 의해 예시되는 바와 같이 용기용, 건재용 및 자동차용 표면처리 강판에 적용될 수 있다.
[실시예 1]
표 1에서 도표화된 성분을 가진 강을 표 2에 도표화된 조건하에 열간압연하고, 냉간압연한다음 아닐링하였다. 이 일예에서 얻어진 특성을 또한 표 2에 도표화하였다.
실험 6번은 유리 N이 특허청구범위 제1항의 상한선을 초과하고 신장율이 열악한 경우를 예시한다. 실험 9 및 10번은 TiN의 크기가 너무 크며 신장율이 또한 열악한 경우를 예시한다. 실험 11 및 12번은 TiN의 크기가 너무 작아서, 항복 강도가 너무 크며 신장율이 낮은 경우를 예시한다.
본 발명의 강으로서 강 1, 2, 3, 4, 5, 7 및 8번은 우수한 특성(항복 강도, 인장 강도, 신장율, r 치)을 제공하였다.
[실시예 2]
표 3에 제시된 Ti 함량이 큰 강을 표 4에 도표화한 조건하에 열간압연하고, 냉간압연한다음 아닐링하였다. 얻어진 강판의 특성을 또한 표 4에 도표화하였다.
실험 14번에서, Ti 양은 청구범위에서 규정된 상한선을 초과하였고, 나머지 성분과 제조 조건은 실험 13번의 것과 동일하였다. Ti 양이 본 발명의 범위 이내인 실험 13번과 비교하여, 신장율과 r 치 모두 낮았다.
[실시예 3]
표 5에 제시된 성분을 가진 B-함유 강을 표 6에 도표화된 조건하에 열간압연하고, 냉간압연한 다음 아닐링하였다. 이 때 얻어진 특성을 또한 표 6에 도표화한다.
모든 강은 본 발명의 범위 내이었고 우수한 특성을 나타냈다. 그러나. 실험 17번에서 열연판의 권취 온도는 연속 아닐링에 의해 우수한 딥 연신성을 가진 강판을 얻기 위한 조건을 규정한 청구범위 제5항의 하한선 아래이었고, 그의 항복점은 약간 높았으며 반면에 r 치는 제5항의 조건을 만족하는 실험 16번의 것 보다 약간 낮았다.
B를 첨가한 실험 15번에서, 열연판을 청구범위 제5항의 하한선 이하의 권취 온도에서 권취하였을 때조차 열연판의 권취 온도가 제5항의 범위 이내인, 실험 16번의 것과 실제로 동일한 특성이 얻어질 수 있었다. 달리 말하자면, 그것은 제6항에 대응하였고, 우수한 딥 가공성을 가진 강판이 B의 첨가에 의해, 열연판의 권취 온도를 한정함이 없이 연속 아닐링에 의해 얻어질 수 있었다.
[실시예 4]
표 7에 제시된 성분을 가진 강을 표 8에 도표화된 조건하에 열간압연하고, 냉간압연한다음 아닐링하였고, 표면 처리를 수행하였다. 이들 경우에 얻어진 특성을 또한 표 8에 도표화하였다.
본 발명에 따른 강판은 표면 처리후에 조차 양호한 가공성을 나타냈다.
그런데, 전기아연 도금의 경우에 일면에 대해 20g/㎡, 납 도금의 경우에 50g/㎡, 및 유기 코팅, 이 경우에 두께 08㎛인 유기 코팅과 함께 전기아연 도금의 경우에 일면에 대해 20g/㎡으로서 도금량을 그 도금위에 도포하였다.
[실시예 5]
표 9에 제시된 성분을 가진 강을 표 10에 도표화된 조건하에 열간압연하고, 냉간압연한다음 아닐링하였고, 용융 아연 도금을 수행하였다. 이들 경우에 얻어진 특성을 또한 표 10에 도표화하였다.
본 발명에 따른 강판은 용융 아연 도금 처리후에조차 우수한 특성을 나타냈다. 그런데, 용융 아연 도금의 도금량은 표면당 100g/㎡이었다.
[실시예 6]
표 11에 제시된 성분을 가진 강을 표 12에 도표화된 조건하에 열간압연하고, 냉간압연한다음 아닐링하였고, 전기주석 도금을 수행하였다. 이들 경우에 얻어진 특성을 또한 표 12에 도표화하였다.
본 발명에 따른 강판은 또한 주석 도금을 위한 강판으로서 우수한 특성을 나타냈다.
[실시예 7]
표 13에 제시된 성분을 가진 강을 표 14에 도표화된 조건하에 열간압연하고, 냉간압연한다음 아닐링하였다. 이들 경우에 얻어진 특성을 또한 표 14에 도표화하였다.
불가피하게 스크랩에 함유된 이들 성분, 이를테면 Sn, Cr, Ni, 등을 함유할 때조차, 본 발명의 효과가 전혀 열화되지 않았다. 바꾸어 말하자면, 기본 성분, TiN의 양 및 그의 형태가 본 발명의 범위내이었을 때 우수한 가공성이 얻어질 수 있었다.
본 발명은 스크랩을 재사용할 때 불가피하게 높은 수준으로 얻어지는 N을 무해화할 수 있으며, 높은 N 함량에 관계없이 높은 가공성을 가진 냉연강판을 얻을 수 있다.
본 발명에 따른 냉연강판은 냉연강판으로서 뿐만아니라 용융 아연 도금강판, 전기아연 도금강판, 전기주석 도금 강판, 등과 같은 표면 처리 강판용 원판으로서 이용될 수 있다. 따라서, 본 발명은 공업적 가치가 매우 크다.

Claims (7)

  1. C 0.1중량% 이하, N 0.006-0.0150중량%, Mn 0.4중량% 이하(관계식 Mn/S ≥ 7을 만족하는 범위 이내), S 0.030중량% 이하, Al 0.005-0.1중량%, Ti 0.08중량% 이하(관계식 (N(%) - Ti/3.42(%) ≤ 0.0070%)을 만족하는 범위 이내), 및 Fe와 불가피한 불순물로 구성된 잔량으로 이루어지고 가공성이 우수한 냉연강판으로서, 크기 0.05-10㎛인 TiN이 전체 TiN 중량의 적어도 1/2 중량으로 석출되어 있는 냉연강판.
  2. 제1항에 있어서, Ti 함량이 관계식 N(%) - Ti/3.42(%f) ≤ 0.0040%를 만족하는 범위 이내인 냉연강판.
  3. 제1항에 있어서, Ti 함량이 관계식 0.0020% ≤ N(%) Ti/3.42(%) ≤ 0.0070%를 만족하는 범위 이내인 냉연강판.
  4. 제2항에 있어서, 추가로 B를 관계식 1.0 ≤ 1.3 x B(%)/(N(%)-Ti(%)/3.42 ≤ 1.5를 만족하는 양으로 함유하는 냉연강판.
  5. C 0.1중량% 이하, N 0.0060-0.0150중량%, Mn 0.4중량% 이하(관계식 Mn/S ≥ 7을 만족하는 범위 이내), S 0.03중량% 이하, Al 0.005-0.1중량%, Ti 0.08중량% 이하(관계식 (N(%) - Ti/3.42(%) ≤ 0.0040%)을 만족하는 범위 이내), 및 Fe와 불가피한 불순물로 구성된 잔량으로 이루어진 용강을 주조함으로서 우수한 가공성을 가진 냉연강판을 제조하는 방법으로서, 그 방법이 얻어진 슬라브를 응고점 내지 600℃의 온도내에서 10-50℃/min의 냉각 속도로 냉각하여 크기 0.05-10㎛인 TiN을 얻어진 슬라브내 전체 TiN 중량의 적어도 1/2의 중량으로 석출시키고; 슬라브를 가열하고; 슬라브를 열간압연하고; 얻어진 열간압연 강스트림을 적어도 700℃의 온도에서 권취하고; 열간압연 강스트립을 냉간압연한다음; 연속 아닐링을 수행하는 것으로 이루어진 냉연강판의 제조방법.
  6. C 0.1중량% 이하, N 0.0060-0.0150중량%, Mn 0.4중량% 이하(관계식 Mn/S ≥ 7을 만족하는 범위 이내), S 0.03중량% 이하, Al 0.005-0.1중량%, Ti 0.08중량% 이하(관계식 (N(%) - Ti/3.42(%) ≤ 0.0040%)을 만족하는 범위 이내), 관계식 1.0 ≤ 1.3 x B(%)/(N(%) - Ti(%)/3.42 ≤ 1.5를 만족하는 양으로 B 및 Fe와 불가피한 불순물로 구성된 잔량으로 이루어진 용강을 주조함으로서 우수한 가공성을 가진 냉연강판을 제조하는 방법으로서, 그 방법이 얻어진 슬라브를 응고점 내지 600℃의 온도내에서 10-50℃/min의 냉각 속도로 냉각하여 크기 0.05-10㎛인 TiN을 얻어진 슬라브내 전체 TiN 중량의 적어도 1/2의 중량으로 석출시키고; 슬라브를 가열하고; 슬라브를 열간압연하고; 얻어진 열간압연 강스트립을 권취하고; 열간압연 강스트립을 냉간압연한다음; 연속 아닐링을 수행하는 것으로 이루어진 냉연강판의 제조방법.
  7. C 0.1중량% 이하, N 0.0060-0.0150중량%, Mn 0.4중량% 이하(관계식 Mn/s ≥ 7을 만족하는 범위 이내), S 0.030중량% 이하, Al 0.005-0.1중량%, Ti 0.08중량% 이하(관계식 0.0020중량% ≤ N(%) - Ti/3.42(%) ≤ 0.0070%를 만족하는 범위 이내), 및 Fe와 불가피한 불순물로 구성된 잔량으로 이루어진 용강을 주조함으로서 우수한 가공성을 가진 냉연강판을 제조하는 방법으로서, 그 방법이 얻어진 슬라브를 응고점 내지 600℃의 온도내에서 10-50℃/min의 냉각 속도로 냉각하여 크기 0.05-10㎛인 TiN을 얻어진 슬라브내 전체 TiN 중량의 적어도 1/2의 중량으로 석출시키고; 슬라브를 1,130℃ 이하의 온도로 가열하고; 슬라브를 열간압연하고; 얻어진 열간압연 강스트립을 적어도 650℃의 온도이내에서 권취하고; 열간압연 강스트립을 냉간압연한다음; 박스 아닐링을 수행하는 것으로 이루어진 냉연강판의 제조방법.
KR1019950702441A 1993-10-18 1994-10-18 가공성이 우수한 냉연강판 및 그의 제조방법 KR0173499B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP260247/1993 1993-10-18
JP26024793A JP3314833B2 (ja) 1993-10-18 1993-10-18 加工性の優れた冷延鋼板及びその製造方法
PCT/JP1994/001752 WO1995011320A1 (fr) 1993-10-18 1994-10-18 Tole d'acier laminee a froid d'une excellente aptitude au façonnage, et son procede de production

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR950704531A KR950704531A (ko) 1995-11-20
KR0173499B1 true KR0173499B1 (ko) 1999-02-18

Family

ID=17345402

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1019950702441A KR0173499B1 (ko) 1993-10-18 1994-10-18 가공성이 우수한 냉연강판 및 그의 제조방법

Country Status (10)

Country Link
US (1) US5558726A (ko)
JP (1) JP3314833B2 (ko)
KR (1) KR0173499B1 (ko)
CN (1) CN1040776C (ko)
CA (1) CA2151951C (ko)
DE (2) DE4497994T1 (ko)
GB (1) GB2289057B (ko)
MY (1) MY112255A (ko)
TW (1) TW310345B (ko)
WO (1) WO1995011320A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100665164B1 (ko) * 1999-01-12 2007-01-04 카스트립 엘엘씨. 강 스트립 및 강 스트립 생산방법

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6090226A (en) * 1994-03-29 2000-07-18 Nippon Steel Corporation Steel plate excellent in brittle crack propagation arrest characteristics and low temperature toughness and process for producing same
US5928442A (en) * 1997-08-22 1999-07-27 Snap-On Technologies, Inc. Medium/high carbon low alloy steel for warm/cold forming
US6200395B1 (en) 1997-11-17 2001-03-13 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Free-machining steels containing tin antimony and/or arsenic
US5961747A (en) * 1997-11-17 1999-10-05 University Of Pittsburgh Tin-bearing free-machining steel
JP3793351B2 (ja) * 1998-06-30 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 焼付硬化性に優れた冷延鋼板
DE19834361A1 (de) * 1998-07-30 2000-02-03 Schaeffler Waelzlager Ohg Bauteil, insbesondere Wälzlager- und Motorenbauteil
US6206983B1 (en) 1999-05-26 2001-03-27 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Medium carbon steels and low alloy steels with enhanced machinability
WO2002063058A1 (fr) * 2001-02-07 2002-08-15 Nkk Corporation Feuille d"acier mince et procede de fabrication de ladite feuille
US6840434B2 (en) 2002-04-09 2005-01-11 Ford Motor Company Tin-and zinc-based solder fillers for aluminum body parts and methods of applying the same
JP6119928B1 (ja) * 2015-07-10 2017-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
CN111118387B (zh) * 2019-12-13 2021-07-23 河钢乐亭钢铁有限公司 一种提高含硼钢连铸板坯表面质量的方法
CN111647821B (zh) * 2020-07-08 2021-10-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度550MPa级热镀锌钢板及其生产方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3625780A (en) * 1968-04-29 1971-12-07 Youngstown Sheet And Tube Co Process for preparation of high-strength alloy of titanium and ferritic structure
JPS5312899B2 (ko) * 1971-10-26 1978-05-06
JPS5726124A (en) * 1980-07-19 1982-02-12 Nippon Steel Corp Production of cold rolled steel plate of excellent sand burning hardenability
JPS5967322A (ja) * 1982-10-08 1984-04-17 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPS6345322A (ja) * 1986-08-09 1988-02-26 Sumitomo Metal Ind Ltd ホ−ロ−用鋼板の製造方法
JPH03267321A (ja) * 1990-03-16 1991-11-28 Nippon Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法
US5123969A (en) * 1991-02-01 1992-06-23 China Steel Corp. Ltd. Bake-hardening cold-rolled steel sheet having dual-phase structure and process for manufacturing it
JPH04292352A (ja) * 1991-03-18 1992-10-16 Olympus Optical Co Ltd カード搬送装置
JPH0791618B2 (ja) * 1992-09-14 1995-10-04 日本鋳鍛鋼株式会社 冷間加工後の一様伸びの優れている引張強度３４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の熱延鋼板およびその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100665164B1 (ko) * 1999-01-12 2007-01-04 카스트립 엘엘씨. 강 스트립 및 강 스트립 생산방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR950704531A (ko) 1995-11-20
CA2151951A1 (en) 1995-04-27
GB9512305D0 (en) 1995-09-06
JPH07118795A (ja) 1995-05-09
CA2151951C (en) 1999-09-07
TW310345B (ko) 1997-07-11
MY112255A (en) 2001-05-31
WO1995011320A1 (fr) 1995-04-27
DE4497994T1 (de) 1995-12-21
CN1040776C (zh) 1998-11-18
US5558726A (en) 1996-09-24
JP3314833B2 (ja) 2002-08-19
GB2289057A (en) 1995-11-08
CN1115991A (zh) 1996-01-31
GB2289057B (en) 1997-04-09
DE4497994C2 (de) 2001-03-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101930185B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2693274B2 (ja) 優れたプレス成形性、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法
KR100742939B1 (ko) 고항복비의 비시효 냉연강판과 그 제조방법
KR0173499B1 (ko) 가공성이 우수한 냉연강판 및 그의 제조방법
KR20020037339A (ko) 고저항성 강 밴드 또는 시트 및 그의 제조방법
WO2010011790A2 (en) Cold rolled dual phase steel sheet having high formability and method of making the same
JP5225968B2 (ja) 加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法
KR100259739B1 (ko) 성형가공후의 내표면거침성 및 고온 피로특성이 우수한 페라이트계 스테인레스 열연강판
US5415711A (en) High-strength spring steels and method of producing the same
CN113832386A (zh) 一种高强度热轧基板、热镀锌钢及其制造方法
KR101767762B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN110066966A (zh) 一种低内应力含钛高强钢及生产方法
KR20050095537A (ko) 고강도 소부경화형 냉간압연강판, 용용도금강판 및 그제조방법
CN108474084B (zh) 加工性优异的热轧镀覆钢板及其制造方法
SK286725B6 (sk) Nástrojová oceľ, spôsob výroby dielcov z tejto ocele a dielec z ocele alebo získaný uvedeným spôsobom
KR101035767B1 (ko) 연질 열연강판 및 그 제조방법
KR102468037B1 (ko) 소부 경화성 및 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
KR0135001B1 (ko) 소부경화형 연질 표면처리 열연코일의 제조방법
JPS5839766A (ja) 焼付硬化性及び深絞り性のすぐれた高強度冷延鋼板
KR19980052509A (ko) 도금후 재질변화가 억제된 진공증착 도금용 저탄소 냉연강판의 제조방법
KR100352607B1 (ko) 고응력 스프링용강 선재의 제조방법
KR960007432B1 (ko) 산세특성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20150075312A (ko) 내충격특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 복합조직 열연강판 및 그 제조방법
CN117535583A (zh) 一种850MPa级高延伸率调质钢板及其生产方法
JPH0578751A (ja) フエライト系ステンレス鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20121002

Year of fee payment: 15

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20131001

Year of fee payment: 16

EXPY Expiration of term