(57)【要約】  本発明は、超低炭素鋼ストリップ又はシートを製造する方法であって、‐取鍋処理を含んでなる製鋼工程で、重量で、・最大０．００３％の炭素、・最大０．００４％の窒素、・最大０．２０％のリン、・最大０．０２０％の硫黄、・及び残部鉄及び不可避不純物を含んでなる真空脱ガスされた鋼溶融物を製造すること、‐その際、該溶融物の該取鍋処理の最後における該溶融物の狙いの酸素含有量は、該溶融物の実際の酸素含有量を測定した後、好適な形態にある適量のアルミニウムを該溶融物に添加して酸素を結合することにより得られ、その際、該取鍋処理の最後における該溶融物の狙いの酸素活性又は溶解酸素含有量は、最大８０ｐｐｍである、‐こうして製造された該鋼を連続式鋳造法で鋳造し、スラブ又はストリップを形成することを含んでなり、‐該方法が、最大０．００２％の酸可溶性アルミニウム及び最大０．００４％のケイ素及び最大１２０ｐｐｍの総酸素含有量を含んでなる超低炭素鋼のスラブ、ストリップ又はシートを与える、方法に関する。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
超低炭素鋼ストリップ又はシートを製造する方法であって、
‐取鍋処理を含んでなる製鋼工程で、重量で、
・最大０．００３％の炭素、
・最大０．００４％の窒素、
・最大０．２０％のリン、
・最大０．０２０％の硫黄、
・及び残部鉄及び不可避不純物
を含んでなる真空脱ガスされた鋼溶融物を製造し、
‐その際、前記溶融物の前記取鍋処理の最後における前記溶融物の狙いの酸素含有量が、前記溶融物の実際の酸素含有量を測定した後、好適な形態にある適量のアルミニウムを前記溶融物に添加して酸素を結合させることにより得られ、その際、前記取鍋処理の最後における前記溶融物の狙いの酸素活性又は溶解酸素含有量が最大８０ｐｐｍであり、
‐こうして製造された前記鋼を連続式鋳造法で鋳造してスラブ又はストリップを形成し、
‐該方法が、最大０．００２％の酸可溶性アルミニウム及び最大０．００４％のケイ素及び最大１２０ｐｐｍの総酸素含有量を有してなる超低炭素鋼のスラブ、ストリップ又はシートを与えること、
を含んでなる方法。
【請求項２】
前記鋼溶融物が０．００２％の炭素及び／又は最大０．００３％のケイ素を含んでなる、及び／又は前記スラブ、ストリップ又はシートが最大１００ｐｐｍの総酸素含有量を有してなる、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記溶融物の前記取鍋処理の最後における前記溶融物の狙いの酸素含有量が少なくとも１０ｐｐｍである、請求項１又は２に記載の方法。
【請求項４】
前記溶融物の前記取鍋処理の最後における前記溶融物の狙いの酸素含有量が最大６０ｐｐｍ、好ましくは最大４０ｐｐｍである、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項５】
前記方法が、最大０．００１％の酸可溶性アルミニウム及び／又は最大０．００２％のケイ素を含んでなる超低炭素鋼のストリップ又はシートを与える、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項６】
前記スラブ、ストリップ又はシートが、
・最大０．００３％の炭素、
・０．０５〜０．３５％のマンガン、
・最大０．００４％の窒素、
・最大０．０２５％のリン、
・最大０．０２０％の硫黄、
・最大４０ｐｐｍのＢ、
・最大０．００５％のチタン、最大０．００５％のニオブ、最大０．００５％のジルコニウム、最大０．００５％のバナジウム、
・総量で最大０．１０％の、銅、ニッケル、クロム、スズ及びモリブデンの元素、
・並びに残部鉄及び不可避不純物
を含んでなる、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
【請求項７】
前記鋼スラブ又はストリップが、
‐最大５ｐｐｍのＢ、又は前記鋼が１０〜３０ｐｐｍのＢを含んでなる、及び／又は
‐最大０．００２％の炭素、及び／又は
‐０．００１２〜０．００３０％の窒素
を含んでなる、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
【請求項８】
前記鋼スラブ又はストリップが、
‐前記スラブをＡｒ３より高い温度で熱間圧延して、熱間圧延ストリップを得ること、
‐前記熱間圧延ストリップをコイル巻きすること、
‐前記熱間圧延ストリップを冷間圧下率４０〜９５％で冷間圧延し、中間冷間圧延ストリップを得ること、
‐前記中間冷間圧延ストリップを焼きなましすること、
‐所望により、前記中間冷間圧延ストリップを、最終的なシート厚さに第二冷間圧延すること、
‐所望により、前記ストリップをシート又はブランクに切断すること
を含んでなる、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
【請求項９】
前記中間冷間圧延鋼ストリップ又はシートを、６００℃〜７２０℃、好ましくは６３０℃〜７００℃で連続的焼きなましによるか、又は５５０℃〜６８０℃、好ましくは６００℃〜６８０℃でバッチ焼きなましによる再結晶処理に付する、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１０】
前記コイル巻き温度が５３０〜７００℃、好ましくは５５０〜６５０℃である、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１１】
前記熱間圧延ストリップの厚さが２．０〜３．５ｍｍであり、前記熱間圧延ストリップが８５〜９６％の圧下率で冷間圧延され、その際、前記第二冷間圧下率が０．５〜１０％である、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１２】
請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法により製造された超低炭素鋼スラブ、ストリップ又はシート。
【請求項１３】
８〜１２ＡＳＴＭ、好ましくは９〜１１ＡＳＴＭの平均結晶粒度、
及び／又は少なくとも１．４、好ましくは少なくとも１．６であるｒ値、
を有し、及び／又は
面内異方性係数値（Δｒ）が−０．２〜０．２である、請求項１２に記載の超低炭素鋼ストリップ又はシート。
【請求項１４】
請求項１２又は１３に記載の超低炭素鋼シートの、食品又は飲料を包装するための缶のような包装用途における、若しくはバッテリーのような包装用途における、又は電磁石若しくは変圧器のような用途に使用されるための電気鋼若しくは変圧器鋼としての、使用。
【請求項１５】
請求項１２又は１３に記載の超低炭素鋼シートのほうろう加工用途における使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超低炭素鋼スラブ、ストリップ又はシートの製造方法、及びその方法により製造されたスラブ、ストリップ又はシートに関する。
【背景技術】
【０００２】
ＤＷＩ（引抜き加工及びしごき加工）又はＤＲＤ（引抜き加工及び再引抜き加工）製法による製缶は高速度で行われ、激しい塑性ひずみを伴う。従って、鋼は、最高品質を有することが必要であり、これらの製法を効率的に行うには、非金属介在物のレベルが非常に低いことが不可欠である。しかし、ラッカー塗装に対してオレンジピール効果や低品質表面を与えることがある、過度に大きなフェライト粒子は避けるように注意しなければならない。ＤＷＩ缶は、例えばビールやソフトドリンク、ペットフード及び人の食品に使用されるが、バッテリー缶にも使用される。ＤＲＤ缶は、例えばペットフードや人の食品に使用される。非金属介在物も低レベルであることが電気鋼には非常に重要である。
【０００３】
現在製造されている鋼は、結晶粒が過大になるのを阻止するために、小さな析出物の使用に依存している。しかし、その欠点は、析出物の存在により成型性が悪影響を受けることがあることである。また、析出物の存在は、析出物が磁区壁の運動を妨げるので、変圧器鋼の磁気特性にも悪影響を及ぼす。
【発明の開示】
【０００４】
本発明の目的は、製缶に好適な超低炭素鋼ストリップ又はシートの製造方法を提供することである。
【０００５】
電気鋼又は変圧器鋼として好適な超低炭素鋼ストリップ又はシートの製造方法を提供することも本発明の目的である。
【０００６】
第一の態様によれば、超低炭素鋼スラブ又はストリップを製造する方法であって、
‐取鍋処理を含んでなる製鋼工程で、重量で、
・最大０．００８％の炭素、
・最大０．００８％の窒素、
・最大０．２０％のリン、
・最大０．０２０％の硫黄、
・及び残部鉄及び不可避不純物
を含んでなる真空脱ガスされた鋼溶融物を製造し、
‐その際、該溶融物の該取鍋処理の最後における該溶融物の狙いの酸素含有量が、該溶融物の実際の酸素含有量を測定した後、好適な形態にある適量のアルミニウムを該溶融物に添加して酸素を結合させることにより得られ、その際、該取鍋処理の最後における該溶融物の狙いの酸素活性又は溶解酸素含有量は最大８０ｐｐｍであり、
‐こうして製造された該鋼を連続式鋳造法で鋳造してスラブ又はストリップを形成し、
‐該方法が、最大０．００２％の酸可溶性アルミニウム及び最大０．００４％のケイ素及び最大１２０ｐｐｍの総酸素含有量を有してなる超低炭素鋼のスラブ、ストリップ又はシートを与えること、
を含んでなる方法が提供される。
【０００７】
本発明の方法により、非常に清浄な粒界を有する鋼スラブ又はストリップを製造することができる。その結果、この鋼の再結晶温度は従来の超低炭素鋼より遙かに低い。この現象は、最終的な鋼ストリップ又はシートにおける極めて低いレベルのケイ素及び酸可溶性アルミニウム、及び細かく分散したマンガン及び／又は酸化鉄粒子の存在に起因すると考えられる。鋼の再結晶温度が低い結果、焼きなまし温度も同様に低くすることができ、より経済的な製法が得られると共に、製品中の粒子成長傾向も下げることができる。焼きなまし温度が下がることにより、バッチ焼きなまし工程における粘着が防止され、連続式焼きなましにおける破裂の危険性も低下する。非常に清浄な粒界のさらなる利点は、粒界上の腐食に対する感受性が大きく低下することである。これは、バッテリーケースの製造における鋼の使用に特に関連している。耐食性が優れた基材を使用する場合、バッテリーの製造に使用するコーティング系は、薄くする（例えばコーティング層を薄くするか、又はコーティング層をより少なくする）ことができる。非常に清浄な鋼は、変圧器又は他の電気用途にも有益である。変圧器鋼には、リン含有量が０．２％であるので、打抜き加工性が重要である。リンに好適な最大値は０．１５％である。スラブ又はストリップから冷間圧延軟鋼を製造するには、リン含有量は０．０２５重量％を超えないように、好ましくは最大０．０２０％になるように選択すべきである。ケイ素に好適な最大は０．００３％である。
【０００８】
超低炭素鋼ストリップ又はシートを製造するための従来方法との実質的な違いは、例えばＲＨ製法において、真空脱ガス工程中における溶融物の取鍋処理が、過剰のアルミニウムを添加してアルミナ粒子を形成することにより、酸素を除去することを目的としているのではなく、酸可溶性アルミニウムとして（すなわち、アルミナではなく、金属アルミニウムの形態で）最終的な鋼の中に存在することになる過剰のアルミニウムの添加を回避するために、溶融物の酸素含有量を監視及び制御し、所定量のアルミニウムを添加することである。従って、これは、ＥＮ１０１３０の意味におけるアルミニウムを除去した鋼ではない。取鍋処理の際に形成されたアルミナはスラグに浮上し、過剰アルミニウムの濃度は、存在する場合、いわゆるアルミニウム減衰の結果として急速に低下する。精確な量のアルミニウムを添加することにより、取鍋処理で形成されたアルミナの全てが連続式鋳造中の凝固の前に溶融物から確実に除去されるので、得られる鋼は、酸化アルミニウムを実質的に含まない。溶融鋼の脱ガスは、いずれかの従来方法、例えばＲＨ法又はＲＨ−ＯＢ法、により行うことができる。液体鋼の酸素含有量は、消耗型酸素センサーを使用して測定し、溶融物の酸素活性を測定することができる。
【０００９】
金属アルミニウムが存在しないので、製法の後の段階における窒化アルミニウム析出物の形成が防止され、従って、清浄な粒界が得られる。その上、ＡｌＮが存在しないので、熱間ストリップ製法におけるＡｌＮの溶解及び析出特性に関連する多くの問題、例えばコイル巻きされた形態における熱間圧延ストリップの様々な位置の熱経路に差がある結果として生じる、ストリップの長さ及び幅全体にわたる微小構造及び特性の不均質性、も防止される。ＡｌＮをホットストリップミルの再加熱炉中で溶解させる必要はないので、より低い炉温度を使用することができ、ＡｌＮをコイル中に析出させるために高いコイル化温度を使用する必要もない。これによって、酸洗能力を改良することができる。スラブ又はストリップの化学成分により、主としてマンガン酸化物を含んでなる、細かく分散した酸化物が形成される。これらの介在物の中で、比較的大きいサイズの介在物は、冷間圧延鋼を焼きなましする際に再結晶化のための核として作用し、一方、比較的小さいサイズの含有成分は、再結晶化後に引き起こされる粗粒化に対する適切なバリヤーになり、それによって、鋼の結晶粒度を制御するように作用することができる。
【００１０】
鋼溶融物の炭素含有量は最大０．００８％に制限するが、これは、より高い炭素含有量を使用すると、鋼が溶融される製造段階で炭素が一酸化炭素を形成し、そのＣＯが、凝固した鋼中でブロー−ホール欠陥として残るためである。その上、沸騰効果が、鋳造中に操作上の問題を引き起こすことがある。凝固した鋼中のケイ素は、酸化ケイ素及び／又は金属ケイ素として存在し得ることに注意すべきである。
【００１１】
鋳造の際、鋼の中にはＡｌが非常に僅かしか、好ましくは全く残留せず、その結果、Ａｌ含有量が低いために、通常は下記の反応Ａｌ鋼＋ＳｉＯ２→Ａｌ２Ｏ３＋Ｓｉ鋼）に従って起こるＳｉの取り込みが起こらない。
【００１２】
アルミニウム除去された超低炭素鋼ストリップ又はシートを製造するための従来方法では、溶融物の取鍋処理の最後、すなわち鋳造の直前、に、酸素活性又は溶解酸素含有量が約３〜５ｐｐｍになる。本発明の方法では、溶融物の取鍋処理の最後における溶融物の狙いの酸素含有量は少なくとも２０ｐｐｍである。溶融物の酸素含有量は、取鍋処理の最後と鋳造工程との間の時間中に増加し得ることがあることに注意すべきである。従って、スラブ又はストリップの総酸素含有量は、最大１２０ｐｐｍ、好ましくは最大１００ｐｐｍでよい。総酸素含有量は、酸化物並びに溶液中の酸素を含んでなる。
【００１３】
一態様において、溶融物の取鍋処理の最後における溶融物の狙いの酸素含有量は少なくとも１０ｐｐｍである。この最小値により、十分なマンガン酸化物が確実に形成される。大きな酸化物が多くなりすぎないように、狙いの酸素含有量は最大６０ｐｐｍであるのが好ましい。本発明者らは、取鍋処理の最後における狙いの酸素含有量は１０〜４０ｐｐｍであるのが妥当なところであることを見出した。溶融物の取鍋処理の最後における溶融物の狙いの最小酸素含有量は、少なくとも２０ｐｐｍであるのが好適である。鋳造前の鋼溶融物の酸素含有量が比較的高い場合、溶融物の酸素ポテンシャルが高いために、粘度が低くなると考えられる。
【００１４】
製法を、アルミニウム含有量ではなく、酸素含有量に適合させることにより、酸可溶性アルミニウムの量及びケイ素の量をできるだけ低くすることができる。本発明により製造される超低炭素鋼のストリップ又はシートは、最大０．００１％の酸可溶性アルミニウム及び／又は最大０．００２％のケイ素を含んでなるのが好ましい。より好ましくは、ケイ素含有量は最大０．００１％である。凝固した鋼中には、酸可溶性アルミニウム及びケイ素が存在しないのが理想的である。
【００１５】
一態様において、スラブ又はストリップを製造する方法であって、
該スラブ、ストリップ又はシートが、
・最大０．００６％の炭素、
・０．０５〜０．３５％のマンガン、
・最大０．００６％の窒素、
・最大０．０２５％のリン、
・最大０．０２０％の硫黄、
・最大４０ｐｐｍのＢ、
・最大０．００５％のチタン、最大０．００５％のニオブ、最大０．００５％のジルコニウム、最大０．００５％のバナジウム、
・総量で最大０．１０％の、銅、ニッケル、クロム、スズ及びモリブデンの元素、
並びに残部鉄及び不可避不純物
を含んでなる。
【００１６】
本方法は、ＤＷＩ−又はＤＲＤ−製缶のような用途に使用する冷間圧延軟鋼の製造に好適なスラブ又はストリップを製造する。鋼がホウ素で合金化されるか、否かに応じて、この方法は、低い再結晶温度６００〜６３０℃を有する超低炭素鋼の実質的にホウ素を含まないストリップ又はシート、あるいは再結晶温度６６０〜６９０℃を有する超低炭素鋼のホウ素を含むストリップ又はシートを提供する。しかし、再結晶温度は、鋼が受ける焼きなまし処理及び変形の量によっても異なることに注意すべきである。
【００１７】
一態様において、鋼スラブ又はストリップは、
‐最大５ｐｐｍのＢ、又は鋼が１０〜３０ｐｐｍのＢを含んでなる、及び／又は
‐最大０．００４％の炭素、好ましくは最大０．００３％、０．００２８％、０．００２５％、もしくはさらに０．００２％の炭素及び／又は
‐最大０．００５％の窒素、好ましくは最大０．００４、及び／又は、より好ましくは０．００１２〜０．００３０％の窒素
を含んでなる。窒素に関する好適な上限０．００３０％である。
【００１８】
好ましくは、ホウ素を含まない鋼は、最大１ｐｐｍＢを含んでなる。好ましくは、ホウ素を含む鋼は、１０〜２５ｐｐｍのＢ、好ましくは１２〜２２ｐｐｍのＢを含んでなる。最大０．００４％、好ましくは最大０．００２％の炭素含有量は、ＣＯ形成、炭化物形成及び炭素エージング問題の危険性を最少に抑えることを意図している。
【００１９】
好ましくは、硫黄含有量は最大０．０１０％、より好ましくは最大０．００５％である。
【００２０】
一態様において、鋼スラブ又はストリップを、
‐スラブをＡｒ３より高い温度で熱間圧延して、熱間圧延ストリップを得ること、
‐熱間圧延ストリップをコイル巻きすること、
‐熱間圧延ストリップを冷間圧下率４０〜９５％で冷間圧延し、中間冷間圧延ストリップを得ること、
‐中間冷間圧延ストリップを焼きなましすること、
‐所望により、中間冷間圧延ストリップを、最終的なシート厚さに第二冷間圧延すること、
‐所望により、ストリップをシート又はブランクに切断すること
に付する。
【００２１】
所望により行う第二冷間圧延は、好ましくは圧下率０．５〜１０％における、従来の焼きもどし圧延工程でよい。しかし、第二冷間圧延は、好ましくは５〜５０％の実質的に高い冷間圧下率で行い、降伏強度がより高い鋼を製造することもできる。スラブは、通常の様式で加熱及び熱間圧延することができる。あるいは、温スラブを加熱するか、又は高温スラブを直接熱間圧延することができる。エネルギーを節約し、それによってより大きな経済性を達成するために、熱間圧延前に鋼の予備加熱を１１５０℃以下の比較的低い温度で行うが、本発明は、より高い予備加熱温度の使用も排除しない。
【００２２】
一態様において、中間冷間圧延鋼ストリップ又はシートを、６００℃又は６２０℃の最低温度、好ましくは６２０℃〜７２０℃、より好ましくは６３０℃〜７００℃で連続的焼きなましによるか、又は５５０℃〜６８０℃、好ましくは６００℃〜６８０℃でバッチ焼きなましによる再結晶処理に付する。
【００２３】
本発明の特徴の一つは、コイル巻き温度を高温にも低温にも制限しないことである。すなわち、本発明により、鋼を温度５００〜７００℃でコイル巻きすることができる。コイル巻き温度が上記の温度範囲より高い場合、スケール厚さが大きくなりすぎるために酸洗が遅くなる。一態様において、コイル巻き温度は５３０〜７００℃、好ましくは、５５０〜６５０℃である。好適な最低コイル巻き温度は５７０℃であり、好適な最高は６４０℃である。温度により調整すべきＡｌＮ析出が無いので、より低いコイル巻き温度を選択することもできる。その結果、ストリップ上の酸化物層はより薄くなり、酸洗により容易に除去することができる。
【００２４】
一態様において、熱間圧延シートは厚さが２．０〜３．５ｍｍであり、熱間圧延ストリップを８５〜９６％、好ましくは８５〜９５％の圧下率で冷間圧延し、その際、第二冷間圧下率は０．５〜１０％である。好ましくは、圧下率は８７〜９３％である。二重冷間圧延シートでは、第二冷間圧下率が好ましくは５〜５０％である。
【００２５】
一態様において、マンガン含有量が０．１０〜０．３５％である。凝固した鋼中のＰ及びＳに好適な最大値は、それぞれ０．０２０及び０．０１０である。
【００２６】
一態様において、本発明の超低炭素鋼ストリップ又はシートは、重量で最大０．００１％のチタン、最大０．００１％のニオブ、及び最大０．００１％のジルコニウムを含んでなる。脱酸を引き起こす元素の量は最少に抑えることが重要である。従って、溶融物のケイ素含有量は、好ましくは最少０．０３０，さらには０．０２０％に抑える。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶも脱酸を引き起こし、従ってそれらの値は好ましくは０．００５未満、より好ましくは０．００１％未満である。他の脱酸元素、例えばＲＥＭ、もできるだけ低い方が好ましい。
【００２７】
第二の態様により、上に記載した本発明の方法により製造した超低炭素鋼スラブ、ストリップ又はシートを提供する。
【００２８】
一態様において、本発明の超低炭素鋼ストリップ又はシートは、平均結晶粒度が８〜１２ＡＳＴＭ、好ましくは９〜１１ＡＳＴＭである、及び／又はｒ値が少なくとも１．４、好ましくは少なくとも１．６である。
【００２９】
一態様において、本発明の超低炭素鋼ストリップ又はシートは、面内異方性係数値（Δｒ）が−０．２〜０．２である。
【００３０】
鋼は、金属及び／又は重合体コーティング系で被覆することができる。
【００３１】
第三の態様により、本発明の超低炭素鋼シートは、食品又は飲料を包装するための缶のような包装用途において、若しくはバッテリーのような包装用途において、又は電磁石のような用途のための電気鋼として、使用される。
【００３２】
一態様において、本発明の超低炭素鋼シートは、ほうろう用鋼として使用される。細かく分散した酸化マンガン粒子及び清浄なマトリックスの存在により、ほうろう加工工程の際に水素を保存する能力が得られ、例えばほうろう加工した製品上の爪飛びのような表面欠陥が回避される。
【００３３】
ここで本発明を、本発明を制限しない例により説明する。表１に示す鋼等級の連続的に鋳造したスラブを製造した。
【００３４】
表１  組成を１／１０００重量％で、ただしＣ、Ｎ及びＢはｐｐｍで示す。
【表１】
2013500391.tif 000003
【００３５】
鋼２ＡＡはホウ素を含まない鋼であり、鋼２ＡＣは、本発明によるホウ素含有鋼である。酸可溶性アルミニウム含有量（Ａｌａｓ）は、両方の場合に０．００１重量％であり、ケイ素含有量の測定により、０に近い値が得られた。スラブ中の総酸素含有量は、両方の鋼で９８であった。熱間圧延ストリップを５９０℃でコイル巻きした後、９０％圧下率で冷間圧延した。鋼の再結晶温度は、５００ｍ／分の線速度における連続的焼きなましに対してそれぞれ６２５及び６７５℃であった。これらの値は、アルミニウム及びケイ素含有量がより従来の高い超低炭素鋼に対する値より大幅に低かった。冷間圧延後、２ＡＡ材料を６６０及び６８０℃で連続的に焼きなましし、６８０℃における焼きなましの後、結晶粒がやや大きい、十分に再結晶した構造が得られた。２ＡＣ材料は、６８０℃で連続的に焼きなましした。第二冷間圧延は、１及び６％で行った。６５０℃におけるバッチ焼きなましによっても、十分に再結晶した構造が得られた。
【００３６】
再結晶後の鋼２ＡＡの処理により、図１に示す加工硬化曲線が得られた。この曲線は、ＤＲ５５０が、第二冷間圧延の際に２８％厚下（すなわち３８％伸長）で得られることを明らかに示している。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】
【図１】
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【国際調査報告】
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2013500391.tif 000006
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