JP3293450B2 - 深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JP3293450B2 JP3293450B2 JP03970396A JP3970396A JP3293450B2 JP 3293450 B2 JP3293450 B2 JP 3293450B2 JP 03970396 A JP03970396 A JP 03970396A JP 3970396 A JP3970396 A JP 3970396A JP 3293450 B2 JP3293450 B2 JP 3293450B2
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車や電気機
器等の用途に適する、加工性に優れた深絞り用冷延鋼板
の製造方法に関する。
器等の用途に適する、加工性に優れた深絞り用冷延鋼板
の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車や電気機器などに使用される鋼板
は良好な成形性が要求される。特に、複雑な形状に成形
される場合、ｒ値の平均｛＝（ｒ0 ＋２ｒ45＋ｒ90）／
４、以下、本明細書でｒ−値と称する｝を指標とする深
絞り性が重要視され、Ｃ濃度を極めて低減し、さらにＴ
ｉやＮｂを添加した極低炭素鋼が用いられる。このよう
な鋼板では、Ｃ、Ｎは熱間圧延時にＴｉやＮｂなどによ
りＴｉＮやＴｉＣ、ＮｂＣのような析出物として一度固
定される。このことを利用して、従来から鋼中にＴｉな
どの炭・窒化物形成元素を添加し、良好なｒ−値を得よ
うとする提案があった。例えば、特公昭42-12348号公報
には、ＴｉをＣの７〜２０倍添加することにより、Ｔｉ
でＣ、Ｎを固定した上にさらにＴｉを固溶させ、この固
溶Ｔｉにより冷延・焼鈍時に｛１１１｝面を発達させる
方法が示されている。しかし、このようにＴｉを大量添
加しても鋼板のｒ−値は高々１．９程度までしか上昇し
ない。また、特公昭50-31531号公報には、この改良法と
してＴｉのＣ、Ｎ固定効果を妨げるＯをＡｌにより除去
し、Ｔｉ添加効果向上を狙った方法が開示されている。
しかしこの方法においても、Ｔｉを２０〜２５倍も添加
しているにも拘わらず、鋼板のｒ−値は高々１．９程度
である。
は良好な成形性が要求される。特に、複雑な形状に成形
される場合、ｒ値の平均｛＝（ｒ0 ＋２ｒ45＋ｒ90）／
４、以下、本明細書でｒ−値と称する｝を指標とする深
絞り性が重要視され、Ｃ濃度を極めて低減し、さらにＴ
ｉやＮｂを添加した極低炭素鋼が用いられる。このよう
な鋼板では、Ｃ、Ｎは熱間圧延時にＴｉやＮｂなどによ
りＴｉＮやＴｉＣ、ＮｂＣのような析出物として一度固
定される。このことを利用して、従来から鋼中にＴｉな
どの炭・窒化物形成元素を添加し、良好なｒ−値を得よ
うとする提案があった。例えば、特公昭42-12348号公報
には、ＴｉをＣの７〜２０倍添加することにより、Ｔｉ
でＣ、Ｎを固定した上にさらにＴｉを固溶させ、この固
溶Ｔｉにより冷延・焼鈍時に｛１１１｝面を発達させる
方法が示されている。しかし、このようにＴｉを大量添
加しても鋼板のｒ−値は高々１．９程度までしか上昇し
ない。また、特公昭50-31531号公報には、この改良法と
してＴｉのＣ、Ｎ固定効果を妨げるＯをＡｌにより除去
し、Ｔｉ添加効果向上を狙った方法が開示されている。
しかしこの方法においても、Ｔｉを２０〜２５倍も添加
しているにも拘わらず、鋼板のｒ−値は高々１．９程度
である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、この
ような状況を鑑み、加工性に優れた深絞り用鋼板の製造
方法を提供することにある。
ような状況を鑑み、加工性に優れた深絞り用鋼板の製造
方法を提供することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、発明者らは、深
絞り性の指標であるｒ−値が冷間圧延時に存在する析出
物の存在形態により左右されること、析出物は熱間圧延
工程でその量、性状とも決まることに注目した。そし
て、鋭意研究を重ねることにより、ＣｕとＳを含む極低
炭素鋼板を熱間圧延する際に粗圧延後仕上げ圧延前に１
１００℃〜９５０℃の間で一定時間保持することによ
り、析出物の性状が変化することを見出だした。
絞り性の指標であるｒ−値が冷間圧延時に存在する析出
物の存在形態により左右されること、析出物は熱間圧延
工程でその量、性状とも決まることに注目した。そし
て、鋭意研究を重ねることにより、ＣｕとＳを含む極低
炭素鋼板を熱間圧延する際に粗圧延後仕上げ圧延前に１
１００℃〜９５０℃の間で一定時間保持することによ
り、析出物の性状が変化することを見出だした。
【０００５】以下に本発明に係るＣｕ、Ｓを含む極低炭
素鋼板における鋳造から熱延までの析出物の変化を示
す。まず、連続鋳造にて製造したスラブを１１００℃以
下に冷却後、加熱炉で再加熱する場合について述べる。
素鋼板における鋳造から熱延までの析出物の変化を示
す。まず、連続鋳造にて製造したスラブを１１００℃以
下に冷却後、加熱炉で再加熱する場合について述べる。
【０００６】連続鋳造後、スラブが徐冷される際、まず
ＮがＴｉと結合し、粗大なＴｉＮが析出する。このＴｉ
Ｎは溶解温度が高いため、通常のスラブ加熱温度（１２
５０℃）では再固溶しない。次に、１１００℃〜９５０
℃の温度範囲において、ＣｕＳが析出する。冷却速度が
極めて遅いためこの析出物は粗大に成長する。９５０℃
以下に温度が下がると、ＣｕＳの周りにＴｉやＮｂの炭
化物が析出開始するが、これらの炭化物はＣｕＳと化合
し、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓ化合物、Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃ−Ｓ化
合物、あるいはＣｕ−Ｔｉ−Ｎｂ−Ｃ−Ｓ化合物とな
る。その結果、ＣｕＳを核としてその周りにこれらの複
合炭化物が取り囲んだ析出物となる。このとき、当然、
ＴｉＳも存在するが、ＣｕＳの方が炭化物析出の核とし
ての能力が優れているため、炭化物はＣｕＳの方に優先
的に析出する。熱延前スラブを再加熱する際、オーステ
ナイト域まで加熱された状態では、ＣｕＳを取り囲んで
いるＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓなどの化合物はオーステナイト
への固溶度が高いため、オーステナイト中に固溶する
が、粗大な中心部のＣｕＳは残留する。さらに加熱され
１１００℃以上に加熱されるとＣｕＳも固溶する。
ＮがＴｉと結合し、粗大なＴｉＮが析出する。このＴｉ
Ｎは溶解温度が高いため、通常のスラブ加熱温度（１２
５０℃）では再固溶しない。次に、１１００℃〜９５０
℃の温度範囲において、ＣｕＳが析出する。冷却速度が
極めて遅いためこの析出物は粗大に成長する。９５０℃
以下に温度が下がると、ＣｕＳの周りにＴｉやＮｂの炭
化物が析出開始するが、これらの炭化物はＣｕＳと化合
し、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓ化合物、Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃ−Ｓ化
合物、あるいはＣｕ−Ｔｉ−Ｎｂ−Ｃ−Ｓ化合物とな
る。その結果、ＣｕＳを核としてその周りにこれらの複
合炭化物が取り囲んだ析出物となる。このとき、当然、
ＴｉＳも存在するが、ＣｕＳの方が炭化物析出の核とし
ての能力が優れているため、炭化物はＣｕＳの方に優先
的に析出する。熱延前スラブを再加熱する際、オーステ
ナイト域まで加熱された状態では、ＣｕＳを取り囲んで
いるＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓなどの化合物はオーステナイト
への固溶度が高いため、オーステナイト中に固溶する
が、粗大な中心部のＣｕＳは残留する。さらに加熱され
１１００℃以上に加熱されるとＣｕＳも固溶する。
【０００７】１１００℃以上に加熱しＣｕＳを完全に固
溶した状態から、通常の１１００℃〜９５０℃の温度範
囲を７０秒未満の短時間で通過する熱間圧延を行った場
合、ＣｕＳの析出はなく、本発明のような効果は得られ
ない。一方、熱間圧延中に１１００℃〜９５０℃の温度
範囲に７０秒以上保持することにより、微細なＣｕＳが
析出する。この微細に多数析出したＣｕＳはスラブの徐
冷時と同様に炭化物の析出核となり、炭化物はＣｕＳと
化合し、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓ化合物、Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃ−
Ｓ化合物、あるいはＣｕ−Ｔｉ−Ｎｂ−Ｃ−Ｓ化合物と
なる。このような微細なＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓ化合物など
を含む熱延板を冷間圧延した場合、理由は定かではない
が、これらの析出物の周りには、再結晶時に板面に平行
な｛１１１｝を形成する結晶粒の核が、通常の析出物よ
りも増加する。その結果、これら析出物の存在する冷延
焼鈍板は、通常の製造方法による冷延鋼板よりも板面に
平行な｛１１１｝面が多くなることにより、良好なｒ−
値を示す。ここで、熱間圧延前にＣｕＳを一旦固溶させ
ることが本発明においては重要となる。スラブ再加熱温
度が１１００℃未満では前記したようにＣｕＳを取り囲
んでいるＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓなどの複合析出物などは固
溶するものの、中心部の粗大なＣｕＳは未固溶のまま残
存する。この場合、炭化物の核生成サイトの数が過小と
なり、続く熱間圧延時にＣｕＳを中心としたＣｕ−Ｔｉ
−Ｃ−Ｓ等の微細析出が不十分となるため、ｒ−値の向
上は期待できない。
溶した状態から、通常の１１００℃〜９５０℃の温度範
囲を７０秒未満の短時間で通過する熱間圧延を行った場
合、ＣｕＳの析出はなく、本発明のような効果は得られ
ない。一方、熱間圧延中に１１００℃〜９５０℃の温度
範囲に７０秒以上保持することにより、微細なＣｕＳが
析出する。この微細に多数析出したＣｕＳはスラブの徐
冷時と同様に炭化物の析出核となり、炭化物はＣｕＳと
化合し、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓ化合物、Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃ−
Ｓ化合物、あるいはＣｕ−Ｔｉ−Ｎｂ−Ｃ−Ｓ化合物と
なる。このような微細なＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓ化合物など
を含む熱延板を冷間圧延した場合、理由は定かではない
が、これらの析出物の周りには、再結晶時に板面に平行
な｛１１１｝を形成する結晶粒の核が、通常の析出物よ
りも増加する。その結果、これら析出物の存在する冷延
焼鈍板は、通常の製造方法による冷延鋼板よりも板面に
平行な｛１１１｝面が多くなることにより、良好なｒ−
値を示す。ここで、熱間圧延前にＣｕＳを一旦固溶させ
ることが本発明においては重要となる。スラブ再加熱温
度が１１００℃未満では前記したようにＣｕＳを取り囲
んでいるＣｕ−Ｔｉ−Ｃ−Ｓなどの複合析出物などは固
溶するものの、中心部の粗大なＣｕＳは未固溶のまま残
存する。この場合、炭化物の核生成サイトの数が過小と
なり、続く熱間圧延時にＣｕＳを中心としたＣｕ−Ｔｉ
−Ｃ−Ｓ等の微細析出が不十分となるため、ｒ−値の向
上は期待できない。
【０００８】なお、連続鋳造スラブをそのまま熱間圧延
する直送圧延においては、熱間圧延前にＣｕＳの析出が
ないことから、１１００℃〜９５０℃の温度範囲に７０
秒以上保持する条件で熱間圧延時することにより、微細
なＣｕＳを析出する。
する直送圧延においては、熱間圧延前にＣｕＳの析出が
ないことから、１１００℃〜９５０℃の温度範囲に７０
秒以上保持する条件で熱間圧延時することにより、微細
なＣｕＳを析出する。
【０００９】本発明者は、以上のような現象を利用して
深絞り用軟質鋼板の製造方法を発明するに至った。すな
わち第一の発明は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ｃｕ：０．００５〜
０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎ：０．００５
％以下を含み、若しくは更にＮｂ：０．００５〜０．１
％含む鋼板の製造方法において、連続鋳造にて製造した
ＣｕＳが固溶しているスラブを、１１００℃〜９５０℃
の温度範囲に存在する合計時間が７０秒以上となる条件
で熱間圧延した後、巻取り、しかる後冷間圧延すること
を特徴とする深絞り用冷延鋼板の製造方法であり、その
巻取温度は、５５０℃〜７５０℃とする。
深絞り用軟質鋼板の製造方法を発明するに至った。すな
わち第一の発明は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ｃｕ：０．００５〜
０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎ：０．００５
％以下を含み、若しくは更にＮｂ：０．００５〜０．１
％含む鋼板の製造方法において、連続鋳造にて製造した
ＣｕＳが固溶しているスラブを、１１００℃〜９５０℃
の温度範囲に存在する合計時間が７０秒以上となる条件
で熱間圧延した後、巻取り、しかる後冷間圧延すること
を特徴とする深絞り用冷延鋼板の製造方法であり、その
巻取温度は、５５０℃〜７５０℃とする。
【００１０】第二の発明は、重量％で、Ｃ：０．００５
％以下、Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ｃｕ：０．０
０５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：
０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．００５％以下を含む鋼
板の製造方法において、連続鋳造にて製造したＣｕＳが
固溶しているスラブを、１１００℃〜９５０℃の温度範
囲に存在する合計時間が７０秒以上となる条件で熱間圧
延した後、巻取り、しかる後冷間圧延することを特徴と
する深絞り用冷延鋼板の製造方法であり、巻取温度は、
６００℃〜７５０℃とする。
％以下、Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ｃｕ：０．０
０５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：
０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．００５％以下を含む鋼
板の製造方法において、連続鋳造にて製造したＣｕＳが
固溶しているスラブを、１１００℃〜９５０℃の温度範
囲に存在する合計時間が７０秒以上となる条件で熱間圧
延した後、巻取り、しかる後冷間圧延することを特徴と
する深絞り用冷延鋼板の製造方法であり、巻取温度は、
６００℃〜７５０℃とする。
【００１１】ＣｕＳが固溶しているスラブを得るために
は、連続鋳造にて製造したスラブをそのままもしくは保
温処理をする、或いは一旦１１００℃以下に冷却後、１
１００℃以上に再加熱するなど、熱間圧延前に１１００
℃以上に加熱、保持することによりなされる。
は、連続鋳造にて製造したスラブをそのままもしくは保
温処理をする、或いは一旦１１００℃以下に冷却後、１
１００℃以上に再加熱するなど、熱間圧延前に１１００
℃以上に加熱、保持することによりなされる。
【００１２】また、１１００℃〜９５０℃の温度範囲に
存在する合計時間が７０秒以上とは、連続して７０秒以
上の場合に限らず、一旦９５０℃未満となった後再度上
記温度範囲になる場合は、その合計時間が７０秒以上あ
ればよい。一旦１１００℃を越えた場合は、それ以降に
おいて、１１００℃〜９５０℃の温度範囲に存在する合
計時間が７０秒以上をいう。また、合計時間は粗圧延と
仕上圧延の両方が考慮される。
存在する合計時間が７０秒以上とは、連続して７０秒以
上の場合に限らず、一旦９５０℃未満となった後再度上
記温度範囲になる場合は、その合計時間が７０秒以上あ
ればよい。一旦１１００℃を越えた場合は、それ以降に
おいて、１１００℃〜９５０℃の温度範囲に存在する合
計時間が７０秒以上をいう。また、合計時間は粗圧延と
仕上圧延の両方が考慮される。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下に、本発明組成の添加理由及
びその限定理由を説明する。 Ｃ：ｒ−値向上のため粒成長性を上げるにはＣは極力少
ない方が望ましい。あまり多すぎるとフェライト中に析
出する炭化物の量が多く、延性をも阻害することから、
０．００５％以下とした。
びその限定理由を説明する。 Ｃ：ｒ−値向上のため粒成長性を上げるにはＣは極力少
ない方が望ましい。あまり多すぎるとフェライト中に析
出する炭化物の量が多く、延性をも阻害することから、
０．００５％以下とした。
【００１４】Ｃｕ：添加量については、あまり低いとＣ
ｕＳの微細析出量が少なくなり、効果が得られないこと
から、下限を０．００５％以上としたが、十分な効果を
得るためには０．０１％以上が望ましい。但し、あまり
多く添加するとＣｕ傷という表面欠陥になることから、
より良質の表面性状を得るためには０．０５％以下が好
ましい。
ｕＳの微細析出量が少なくなり、効果が得られないこと
から、下限を０．００５％以上としたが、十分な効果を
得るためには０．０１％以上が望ましい。但し、あまり
多く添加するとＣｕ傷という表面欠陥になることから、
より良質の表面性状を得るためには０．０５％以下が好
ましい。
【００１５】Ｓ：ＳはＣｕＳの析出促進に無くてはなら
ない元素であることから、下限は０．００１％である。
しかし、多量の添加は加工性を劣化させることから、上
限は０．０２０％とした。
ない元素であることから、下限は０．００１％である。
しかし、多量の添加は加工性を劣化させることから、上
限は０．０２０％とした。
【００１６】Ｎ：Ｎは極力低減することが望ましいが、
コストの面から必ずしも０とはできない。しかし、Ｎは
過剰に存在すると、結晶粒が微細になり加工性が低下す
るので、その上限を０．００５％とした。
コストの面から必ずしも０とはできない。しかし、Ｎは
過剰に存在すると、結晶粒が微細になり加工性が低下す
るので、その上限を０．００５％とした。
【００１７】本発明では、上記した成分に対して、Ｃ、
Ｎの固定を促進するため、さらに下記成分範囲のＴｉま
たはＮｂから選ばれた１種または２種を含む。 Ｔｉ：Ｔｉは固溶Ｃ、Ｎを炭化物・窒化物の形でとら
れ、鋼板の加工性を向上させる働きがある。添加量は
０．０１〜０．２％である。０．０１％未満ではその効
果がなく、また、０．２％を越えると効果が飽和し、コ
スト増につながる。
Ｎの固定を促進するため、さらに下記成分範囲のＴｉま
たはＮｂから選ばれた１種または２種を含む。 Ｔｉ：Ｔｉは固溶Ｃ、Ｎを炭化物・窒化物の形でとら
れ、鋼板の加工性を向上させる働きがある。添加量は
０．０１〜０．２％である。０．０１％未満ではその効
果がなく、また、０．２％を越えると効果が飽和し、コ
スト増につながる。
【００１８】Ｎｂ：Ｎｂは固溶Ｃを炭化物の形でとら
え、鋼板の加工性を向上させる働きがある。添加量は
０．００５％〜０．１％である。０．００５未満では効
果がなく、０．１０％を越えると効果が飽和し、コスト
増につながる。なお、Ｎｂを添加し、Ｔｉが添加されな
い場合には、Ｓｏｌ．Ａｌが必須の添加成分となる。こ
の理由は、ＴｉはＮを固定するため、Ｔｉを添加した場
合には、Ａｌを添加してＮをＡｌＮとする必要はない
が、Ｎｂのみ添加したものは、Ａｌを添加してＮを固定
する必要があるためである。
え、鋼板の加工性を向上させる働きがある。添加量は
０．００５％〜０．１％である。０．００５未満では効
果がなく、０．１０％を越えると効果が飽和し、コスト
増につながる。なお、Ｎｂを添加し、Ｔｉが添加されな
い場合には、Ｓｏｌ．Ａｌが必須の添加成分となる。こ
の理由は、ＴｉはＮを固定するため、Ｔｉを添加した場
合には、Ａｌを添加してＮをＡｌＮとする必要はない
が、Ｎｂのみ添加したものは、Ａｌを添加してＮを固定
する必要があるためである。
【００１９】また、第二の発明の鋼板にはＮ固定のため
にＡｌを添加する必要がある。 Ｓｏｌ．Ａｌ：Ｔｉが添加されない場合、Ａｌは脱酸剤
ならびにＮをＡｌＮの形で固定するため、必要不可欠な
元素である。しかし、過剰なＡｌの添加は鋼中の析出物
を多量に発生させ、加工性を劣化させることから、その
上限を０．０７％とした。脱酸およびＡｌＮを固定する
効果が十分に発揮されるには、０．０１％以上添加する
必要がある。なお、Ｔｉが添加された場合、理論上Ａｌ
の添加は不要である。しかし、実際は製鋼の脱酸過程で
Ａｌを用いるため、不可避的にＡｌが含有され、通常は
０．０３０〜０．０６０％程度は入れられる。
にＡｌを添加する必要がある。 Ｓｏｌ．Ａｌ：Ｔｉが添加されない場合、Ａｌは脱酸剤
ならびにＮをＡｌＮの形で固定するため、必要不可欠な
元素である。しかし、過剰なＡｌの添加は鋼中の析出物
を多量に発生させ、加工性を劣化させることから、その
上限を０．０７％とした。脱酸およびＡｌＮを固定する
効果が十分に発揮されるには、０．０１％以上添加する
必要がある。なお、Ｔｉが添加された場合、理論上Ａｌ
の添加は不要である。しかし、実際は製鋼の脱酸過程で
Ａｌを用いるため、不可避的にＡｌが含有され、通常は
０．０３０〜０．０６０％程度は入れられる。
【００２０】本発明では、上記した成分に対して、さら
に下記の成分範囲のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、を含むことが
できる。 Ｓｉ：脱酸剤として有効な元素であるが、過剰な添加は
ＹＰを上げ成形性を阻害するとともにスケール発生によ
り表面性状を劣化させるので、上限は０．５％とする。
に下記の成分範囲のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、を含むことが
できる。 Ｓｉ：脱酸剤として有効な元素であるが、過剰な添加は
ＹＰを上げ成形性を阻害するとともにスケール発生によ
り表面性状を劣化させるので、上限は０．５％とする。
【００２１】Ｍｎ：一般には炭化物の析出核となるが、
本発明ではＣｕＳが微細に析出し、炭化物のほとんどが
ＣｕＳを核として析出するため、炭化物の析出核として
の重要度は低いが、ＣｕＳとして固定されなかったＳを
ＭｎＳの形で固定し、ＦｅＳによる熱間延性低下を防止
することから、０．０１％以上添加することが好まし
い。ただし、過剰な添加はＥＬを下げ、深絞り性を低下
させるため、上限を１％とした。
本発明ではＣｕＳが微細に析出し、炭化物のほとんどが
ＣｕＳを核として析出するため、炭化物の析出核として
の重要度は低いが、ＣｕＳとして固定されなかったＳを
ＭｎＳの形で固定し、ＦｅＳによる熱間延性低下を防止
することから、０．０１％以上添加することが好まし
い。ただし、過剰な添加はＥＬを下げ、深絞り性を低下
させるため、上限を１％とした。
【００２２】Ｐ：過剰な添加は降伏強度を上げ、成形性
や、成型品の形状凍結性の観点から好ましくないことか
ら上限を０．１５％とした。 Ｂ：Ｂは、耐二次加工脆性向上の効果があることから、
添加してもよい。少なすぎると効果がないことから、
０．０００２％以上が望ましい。また、あまり添加しす
ぎるとｒ−値を低下させる傾向があることから、０．０
０２０％以下が好ましい。
や、成型品の形状凍結性の観点から好ましくないことか
ら上限を０．１５％とした。 Ｂ：Ｂは、耐二次加工脆性向上の効果があることから、
添加してもよい。少なすぎると効果がないことから、
０．０００２％以上が望ましい。また、あまり添加しす
ぎるとｒ−値を低下させる傾向があることから、０．０
０２０％以下が好ましい。
【００２３】さらに目的に応じて、種々の元素を添加す
ることも可能である。たとえば、耐食性の向上を目的と
してＣｒ、Ｃｏを添加することがあるが、本発明の効果
にはなんら影響を及ぼさない。ただし、過剰な添加は延
性を阻害することから、上限は１％とする。また、Ｃｕ
傷を発生しにくくするために、Ｎｉを添加しても良い
が、過剰な添加はコスト増を招くことから、添加量は１
％以下が望ましい。
ることも可能である。たとえば、耐食性の向上を目的と
してＣｒ、Ｃｏを添加することがあるが、本発明の効果
にはなんら影響を及ぼさない。ただし、過剰な添加は延
性を阻害することから、上限は１％とする。また、Ｃｕ
傷を発生しにくくするために、Ｎｉを添加しても良い
が、過剰な添加はコスト増を招くことから、添加量は１
％以下が望ましい。
【００２４】Ｃａ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｖ、などを添加した場
合、鋼中に析出物を生じさせるが、本発明のＣｕＳのよ
うな効果は認められない。よって、添加しても問題はな
いが、多量の添加は析出物を悪戯に増やし延性を阻害す
ることから、これらの元素の添加量は２％以下が望まし
い。
合、鋼中に析出物を生じさせるが、本発明のＣｕＳのよ
うな効果は認められない。よって、添加しても問題はな
いが、多量の添加は析出物を悪戯に増やし延性を阻害す
ることから、これらの元素の添加量は２％以下が望まし
い。
【００２５】次に本発明の製造条件について説明する。 ＣｕＳを固溶したスラブ：スラブを冷却し、再加熱する
場合、粗大なＣｕＳが残留したまま熱間圧延を行うと、
ＣｕＳの分散が粗であるために、再結晶時の｛１１１｝
面生成核が少なくなる。その結果、ｒ−値は向上しな
い。よって、本発明においては、スラブを１１００℃以
下（室温も含む）に冷却した場合、スラブ冷却時に析出
した粗大なＣｕＳを再固溶させる。そのスラブ再加熱温
度は１１００℃以上とする。また、連続鋳造スラブをそ
のまま、もしくは温度低下を抑えるため保温処理して圧
延する直送圧延においては、粗大なＣｕＳの析出がない
ため再加熱は必要ない。
場合、粗大なＣｕＳが残留したまま熱間圧延を行うと、
ＣｕＳの分散が粗であるために、再結晶時の｛１１１｝
面生成核が少なくなる。その結果、ｒ−値は向上しな
い。よって、本発明においては、スラブを１１００℃以
下（室温も含む）に冷却した場合、スラブ冷却時に析出
した粗大なＣｕＳを再固溶させる。そのスラブ再加熱温
度は１１００℃以上とする。また、連続鋳造スラブをそ
のまま、もしくは温度低下を抑えるため保温処理して圧
延する直送圧延においては、粗大なＣｕＳの析出がない
ため再加熱は必要ない。
【００２６】熱間圧延の温度保持条件：熱間圧延時に１
１００℃〜９５０℃の加熱または保持は、ＣｕをＣｕＳ
として析出させるために重要である。ＣｕＳの微細析出
は、１１００℃〜９５０℃において顕著となるが、析出
開始には１１００℃〜９５０℃の温度範囲におけるある
程度の保持が必要である。この保持とは、１１００℃〜
９５０℃の温度範囲内にあればよいことを意味し、必ず
しも一定温度での保持でなくても良い。すなわち、この
温度範囲内にあれば、その間昇温・降温を繰り返し温度
が変化しても良い。そのため、この温度範囲での被圧延
材の加熱・保持時間の合計をある程度以上にしなければ
ならない。これについては、ＣｕＳの析出は１１００℃
超え、９５０℃未満ではほとんど生じないため、加熱・
保持時間については、１１００℃〜９５０℃に存在した
合計時間が重要である。途中９５０℃未満になっても、
その前後において１１００℃〜９５０℃の温度範囲に存
在した合計時間にのみにＣｕＳの析出量は依存する。た
だし、１１００℃以上に加熱された場合については、一
度析出したＣｕＳが再固溶を起こすため、それ以降に１
１００〜９５０℃に存在した合計時間が有効となる。時
間については、あまり短いとＣｕＳの析出が十分ではな
いことから下限を７０秒とした。また、上限は特に制限
するものではないが、あまり長いと生産効率の低減を招
くことから、３６０秒以下が望ましい。
１００℃〜９５０℃の加熱または保持は、ＣｕをＣｕＳ
として析出させるために重要である。ＣｕＳの微細析出
は、１１００℃〜９５０℃において顕著となるが、析出
開始には１１００℃〜９５０℃の温度範囲におけるある
程度の保持が必要である。この保持とは、１１００℃〜
９５０℃の温度範囲内にあればよいことを意味し、必ず
しも一定温度での保持でなくても良い。すなわち、この
温度範囲内にあれば、その間昇温・降温を繰り返し温度
が変化しても良い。そのため、この温度範囲での被圧延
材の加熱・保持時間の合計をある程度以上にしなければ
ならない。これについては、ＣｕＳの析出は１１００℃
超え、９５０℃未満ではほとんど生じないため、加熱・
保持時間については、１１００℃〜９５０℃に存在した
合計時間が重要である。途中９５０℃未満になっても、
その前後において１１００℃〜９５０℃の温度範囲に存
在した合計時間にのみにＣｕＳの析出量は依存する。た
だし、１１００℃以上に加熱された場合については、一
度析出したＣｕＳが再固溶を起こすため、それ以降に１
１００〜９５０℃に存在した合計時間が有効となる。時
間については、あまり短いとＣｕＳの析出が十分ではな
いことから下限を７０秒とした。また、上限は特に制限
するものではないが、あまり長いと生産効率の低減を招
くことから、３６０秒以下が望ましい。
【００２７】以下に、Ｃｕ添加と粗圧延後の保持の組み
合わせにより得られる効果の一例を示す。重量％で、
Ｃ：約０．００２５％、Ｓｉ：約０．０２％、Ｍｎ：約
０．０５％、Ｐ：約０．０１２、Ｓ：約０．０１４％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：約０．０４５％、Ｎ：約０．００２８
％、Ｃｕ：０．００７〜０．８％を含み、さらにＴｉ：
約０．０１２％、Ｎｂ：約０．０１２％を含むスラブを
一旦室温まで冷却した後、１１５０℃に再加熱し、熱間
圧延を行った。粗圧延後、板温が９２０℃となった時
に、５秒で１０３０℃まで昇温し、所定の時間保持後仕
上げ圧延を行った。仕上げ温度は９００℃、巻取温度は
６２０℃とした。その後、酸洗を行った後冷圧率８０％
で板厚０．７５ｍｍとし、８２０℃で焼鈍を行った。こ
のようにして製造した冷延鋼板のｒ−値を測定した。ま
た、同時にＣｕ傷の発生も調査した。縦軸に１１００℃
〜９５０℃に存在した時間を、横軸にＣｕ添加量をと
り、時間とＣｕ添加量でｒ−値を整理した結果を図１に
示す。図１に示すように、Ｃｕ添加量が０．００５〜
０．１％でかつ１１００℃〜９５０℃の温度範囲に存在
した時間が７０秒以上とした場合にのみ、Ｃｕ傷も発生
せず良好なｒ−値が得られる。また、Ｃｕ添加量が０．
０１〜０．１％でかつ１１００℃〜９５０℃の温度範囲
に存在した時間が７０秒以上とした場合は、Ｃｕ傷も発
生せずさらに良好なｒ−値が得られることが判る。
合わせにより得られる効果の一例を示す。重量％で、
Ｃ：約０．００２５％、Ｓｉ：約０．０２％、Ｍｎ：約
０．０５％、Ｐ：約０．０１２、Ｓ：約０．０１４％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：約０．０４５％、Ｎ：約０．００２８
％、Ｃｕ：０．００７〜０．８％を含み、さらにＴｉ：
約０．０１２％、Ｎｂ：約０．０１２％を含むスラブを
一旦室温まで冷却した後、１１５０℃に再加熱し、熱間
圧延を行った。粗圧延後、板温が９２０℃となった時
に、５秒で１０３０℃まで昇温し、所定の時間保持後仕
上げ圧延を行った。仕上げ温度は９００℃、巻取温度は
６２０℃とした。その後、酸洗を行った後冷圧率８０％
で板厚０．７５ｍｍとし、８２０℃で焼鈍を行った。こ
のようにして製造した冷延鋼板のｒ−値を測定した。ま
た、同時にＣｕ傷の発生も調査した。縦軸に１１００℃
〜９５０℃に存在した時間を、横軸にＣｕ添加量をと
り、時間とＣｕ添加量でｒ−値を整理した結果を図１に
示す。図１に示すように、Ｃｕ添加量が０．００５〜
０．１％でかつ１１００℃〜９５０℃の温度範囲に存在
した時間が７０秒以上とした場合にのみ、Ｃｕ傷も発生
せず良好なｒ−値が得られる。また、Ｃｕ添加量が０．
０１〜０．１％でかつ１１００℃〜９５０℃の温度範囲
に存在した時間が７０秒以上とした場合は、Ｃｕ傷も発
生せずさらに良好なｒ−値が得られることが判る。
【００２８】巻取温度：第一の発明の鋼板においては、
ＴｉがＮを固定するため、巻取時のＮ固定の必要はない
が、炭化物の析出や結晶粒成長のため、下限を５５０℃
とした。また、あまり高すぎると、スケールが厚く生成
し酸洗能率が低下することから、上限を７００℃とし
た。一方、第二の発明の鋼板においては、Ｔｉが必ずし
も添加されないことから、上記の理由に加えＡｌにより
Ｎを固定する必要がある。よって、あまり低い巻取温度
ではＡｌがＮを完全に固定できないため下限を６００℃
とした。上限は第一の発明での理由と同様に７００℃と
した。
ＴｉがＮを固定するため、巻取時のＮ固定の必要はない
が、炭化物の析出や結晶粒成長のため、下限を５５０℃
とした。また、あまり高すぎると、スケールが厚く生成
し酸洗能率が低下することから、上限を７００℃とし
た。一方、第二の発明の鋼板においては、Ｔｉが必ずし
も添加されないことから、上記の理由に加えＡｌにより
Ｎを固定する必要がある。よって、あまり低い巻取温度
ではＡｌがＮを完全に固定できないため下限を６００℃
とした。上限は第一の発明での理由と同様に７００℃と
した。
【００２９】なお、本発明方法の対象は通常の冷延鋼板
以外に、冷延鋼板に亜鉛めっきや錫めっきなどを施した
表面処理鋼板を含む。また、鋼の溶製は転炉、電気炉の
いずれでも良い。鋳造は直送圧延以外については普通造
塊、連続鋳造のいずれでも良い。
以外に、冷延鋼板に亜鉛めっきや錫めっきなどを施した
表面処理鋼板を含む。また、鋼の溶製は転炉、電気炉の
いずれでも良い。鋳造は直送圧延以外については普通造
塊、連続鋳造のいずれでも良い。
【００３０】粗圧延後の加熱については、昇温速度は本
発明の効果に影響を及ぼさない。加熱方法についてはど
のような加熱方法でも問題はなく、誘導加熱、輻射加
熱、ガスバーナーによる直火加熱でもよい。また、仕上
圧延直前に設置された加熱装置も、本発明方法の「１１
００〜９５０℃」の加熱に適応できる。
発明の効果に影響を及ぼさない。加熱方法についてはど
のような加熱方法でも問題はなく、誘導加熱、輻射加
熱、ガスバーナーによる直火加熱でもよい。また、仕上
圧延直前に設置された加熱装置も、本発明方法の「１１
００〜９５０℃」の加熱に適応できる。
【００３１】冷間圧延以降の条件は、特に限定するもの
ではないが、加工性の点から冷間圧延の冷圧率は３０〜
９０％が望ましい。焼鈍温度は軟質化のため、７００℃
以上、粗大化防止のため９００℃以下が好ましい。焼鈍
方法は連続焼鈍であり、溶融亜鉛メッキラインでの連続
焼鈍であってもよい。調質圧延については、残存する降
伏点伸びを完全に消去するため、調圧率は０．１％以上
が望ましいが、高すぎると硬化してしまうため、２％以
下が望ましい。
ではないが、加工性の点から冷間圧延の冷圧率は３０〜
９０％が望ましい。焼鈍温度は軟質化のため、７００℃
以上、粗大化防止のため９００℃以下が好ましい。焼鈍
方法は連続焼鈍であり、溶融亜鉛メッキラインでの連続
焼鈍であってもよい。調質圧延については、残存する降
伏点伸びを完全に消去するため、調圧率は０．１％以上
が望ましいが、高すぎると硬化してしまうため、２％以
下が望ましい。
【００３２】また、焼鈍後調質圧延を経て、電気めっ
き、有機複合被覆あるいは化成処理等の表面処理を単独
あるいは複合して施した場合であっても、本発明の効果
は損なわれることはない。
き、有機複合被覆あるいは化成処理等の表面処理を単独
あるいは複合して施した場合であっても、本発明の効果
は損なわれることはない。
【００３３】
【実施例】以下に、本発明の実施例を示す。 （実施例１）表１（表1-1 ，表1-3 ，表1-5 ）に示す成
分に鋼を鋳造し、表１（表1-2 ，表1-4 ，表1-6 ）に示
す条件で熱間圧延を行った。熱間圧延前のスラブ加熱に
ついては、鋳造後室温まで一旦冷却した後に再加熱した
ものをＡ、鋳造後９００℃まで一旦冷却した後に再加熱
したものをＢ、鋳造後、そのまま直送圧延を行ったもの
をＣとした。Ａ、Ｂについてはスラブの加熱温度も示し
た。熱間圧延後、酸洗による脱スケールの後に冷圧率７
５％で冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍとし、８５０℃
で連続焼鈍を行った。このようにして製造した鋼板のｒ
−値と表面性状（Ｃｕ傷の発生）について調査した。
分に鋼を鋳造し、表１（表1-2 ，表1-4 ，表1-6 ）に示
す条件で熱間圧延を行った。熱間圧延前のスラブ加熱に
ついては、鋳造後室温まで一旦冷却した後に再加熱した
ものをＡ、鋳造後９００℃まで一旦冷却した後に再加熱
したものをＢ、鋳造後、そのまま直送圧延を行ったもの
をＣとした。Ａ、Ｂについてはスラブの加熱温度も示し
た。熱間圧延後、酸洗による脱スケールの後に冷圧率７
５％で冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍとし、８５０℃
で連続焼鈍を行った。このようにして製造した鋼板のｒ
−値と表面性状（Ｃｕ傷の発生）について調査した。
【００３４】表１に示すように、本発明を用いることに
より、鋼板のｒ−値を２．０以上とすることができる深
絞り性に優れた軟質鋼板を製造することができる。 （実施例２）表２（表2-1 ，表2-3 ，表2-5 ）に示す成
分の鋼を鋳造し、表２（表2-2 ，表2-4 ，表2-6 ）に示
す条件で熱間圧延を行った。熱間圧延前のスラブ加熱に
ついては、鋳造後室温まで一旦冷却した後に加熱したも
のをＡ、鋳造後１０００℃まで一旦冷却した後に加熱し
たものをＢ、鋳造後温度低下を防ぐため保温処理を行っ
て直送圧延を行ったものをＣとした。Ａ、Ｂについては
スラブの加熱温度も示した。熱間圧延後、酸洗による脱
スケールの後に冷圧率８５％で冷間圧延を行い、板厚
１．０ｍｍとし、８００℃で連続焼鈍を行った。
より、鋼板のｒ−値を２．０以上とすることができる深
絞り性に優れた軟質鋼板を製造することができる。 （実施例２）表２（表2-1 ，表2-3 ，表2-5 ）に示す成
分の鋼を鋳造し、表２（表2-2 ，表2-4 ，表2-6 ）に示
す条件で熱間圧延を行った。熱間圧延前のスラブ加熱に
ついては、鋳造後室温まで一旦冷却した後に加熱したも
のをＡ、鋳造後１０００℃まで一旦冷却した後に加熱し
たものをＢ、鋳造後温度低下を防ぐため保温処理を行っ
て直送圧延を行ったものをＣとした。Ａ、Ｂについては
スラブの加熱温度も示した。熱間圧延後、酸洗による脱
スケールの後に冷圧率８５％で冷間圧延を行い、板厚
１．０ｍｍとし、８００℃で連続焼鈍を行った。
【００３５】表２に示すように、本発明を用いることに
より、鋼板のｒ−値を２．０以上とすることができる深
絞り性に優れた軟質鋼板を製造することができる。 （実施例３）表３（表3-1 ，表3-3 ，表3-5 ）に示す成
分の鋼を鋳造し、表３（表3-2 ，表3-4 ，表3-6 ）に示
す条件で熱間圧延を行った。熱間圧延前のスラブ加熱に
ついては、鋳造後室温まで一旦冷却した後に加熱したも
のをＡ、鋳造後３００℃まで一旦冷却した後に加熱した
ものをＢ、鋳造後、そのまま直送圧延を行ったものをＣ
とした。Ａ、Ｂについてはスラブの加熱温度も示した。
熱間圧延後、酸洗による脱スケールの後に冷圧率７０％
で冷間圧延を行い、板厚０．８ｍｍとし、連続溶融亜鉛
めっきラインにおいて、亜鉛めっきを行った。めっき前
の焼鈍温度は８２０℃である。
より、鋼板のｒ−値を２．０以上とすることができる深
絞り性に優れた軟質鋼板を製造することができる。 （実施例３）表３（表3-1 ，表3-3 ，表3-5 ）に示す成
分の鋼を鋳造し、表３（表3-2 ，表3-4 ，表3-6 ）に示
す条件で熱間圧延を行った。熱間圧延前のスラブ加熱に
ついては、鋳造後室温まで一旦冷却した後に加熱したも
のをＡ、鋳造後３００℃まで一旦冷却した後に加熱した
ものをＢ、鋳造後、そのまま直送圧延を行ったものをＣ
とした。Ａ、Ｂについてはスラブの加熱温度も示した。
熱間圧延後、酸洗による脱スケールの後に冷圧率７０％
で冷間圧延を行い、板厚０．８ｍｍとし、連続溶融亜鉛
めっきラインにおいて、亜鉛めっきを行った。めっき前
の焼鈍温度は８２０℃である。
【００３６】表３に示すように、本発明を用いることに
より、Ｔｉ添加の効果を最大限引き出して、鋼板のｒ−
値を２．０以上とすることができる深絞り性に優れた軟
質鋼板を製造することができる。
より、Ｔｉ添加の効果を最大限引き出して、鋼板のｒ−
値を２．０以上とすることができる深絞り性に優れた軟
質鋼板を製造することができる。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】
【表６】
【００４３】
【表７】
【００４４】
【表８】
【００４５】
【表９】
【００４６】
【表１０】
【００４７】
【表１１】
【００４８】
【表１２】
【００４９】
【表１３】
【００５０】
【表１４】
【００５１】
【表１５】
【００５２】
【表１６】
【００５３】
【表１７】
【００５４】
【表１８】
【００５５】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、Ｃｕ添
加極低炭素鋼を熱間圧延する際に、粗圧延後１１００℃
〜９５０℃の温度範囲に被圧延材が存在する時間を７０
秒以上とすることにより、ｒ値の平均値を２．０以上と
して、従来よりも深絞り性に優れた冷延鋼板を容易に製
造できる。
加極低炭素鋼を熱間圧延する際に、粗圧延後１１００℃
〜９５０℃の温度範囲に被圧延材が存在する時間を７０
秒以上とすることにより、ｒ値の平均値を２．０以上と
して、従来よりも深絞り性に優れた冷延鋼板を容易に製
造できる。
【図１】時間とＣｕ添加量でｒ値の平均を整理した結果
を示す図。
を示す図。
フロントページの続き (72)発明者 稲積 透 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 山本 雅明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 江田 尚智 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 佐藤 馨 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 石黒 康英 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平５−195078（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−371528（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/00 - 8/04
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：
０．００１〜０．０２０％、Ｃｕ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎ：０．００５％以下
を含む鋼板の製造方法において、ＣｕＳが固溶している
スラブを、１１００℃〜９５０℃の温度範囲に存在する
合計時間が７０秒以上となる条件で熱間圧延した後、巻
取り、しかる後冷間圧延することを特徴とする深絞り用
冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 鋼板は、更にＮｂ：０．００５〜０．１
％含む請求項１に記載の深絞り用冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 巻取温度は、５５０℃〜７５０℃である
請求項１又は２に記載の深絞り用冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：
０．００１〜０．０２０％、Ｃｕ：０．００５〜０．１
％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．０１〜
０．０７％、Ｎ：０．００５％以下を含む鋼板の製造方
法において、ＣｕＳが固溶しているスラブを、１１００
℃〜９５０℃の温度範囲に存在する合計時間が７０秒以
上となる条件で熱間圧延した後、巻取り、しかる後冷間
圧延することを特徴とする深絞り用冷延鋼板の製造方
法。 - 【請求項５】 巻取温度は、６００℃〜７５０℃である
請求項４に記載の深絞り用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03970396A JP3293450B2 (ja) | 1996-02-27 | 1996-02-27 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03970396A JP3293450B2 (ja) | 1996-02-27 | 1996-02-27 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09227951A JPH09227951A (ja) | 1997-09-02 |
| JP3293450B2 true JP3293450B2 (ja) | 2002-06-17 |
Family
ID=12560379
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03970396A Expired - Fee Related JP3293450B2 (ja) | 1996-02-27 | 1996-02-27 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3293450B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100742819B1 (ko) * | 2005-05-03 | 2007-07-25 | 주식회사 포스코 | 면내이방성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법 |
| JP6969222B2 (ja) * | 2017-08-23 | 2021-11-24 | 日本製鉄株式会社 | Ｃｕ添加鋼板 |
-
1996
- 1996-02-27 JP JP03970396A patent/JP3293450B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09227951A (ja) | 1997-09-02 |
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