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 |
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 |
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 |
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 |
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JPS56116855A (en) * | 1980-02-15 | 1981-09-12 | Kawasaki Steel Corp | A -killed steel plate for can by continuous casting |
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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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