JPH0563525B2 - - Google Patents
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- JPH0563525B2 JPH0563525B2 JP58086309A JP8630983A JPH0563525B2 JP H0563525 B2 JPH0563525 B2 JP H0563525B2 JP 58086309 A JP58086309 A JP 58086309A JP 8630983 A JP8630983 A JP 8630983A JP H0563525 B2 JPH0563525 B2 JP H0563525B2
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Classifications
-
- 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
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- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は低降伏比非調質鋼の製造方法に関する
ものである。 近年、造船、タンク、産業機械等の各分野にわ
たつて、競争力向上のため溶接施工の減少、曲げ
加工性を代表として鋼材特性の極限追求、溶接性
の向上および鋼材コストの低減など各種の要求が
強まつている。このうち厚鋼板の曲げ加工性改善
のためには70％未満の低降伏比を有する厚鋼板の
開発が必要である。また、橋梁分野では構造物の
安全性向上のため溶接性向上で共に降伏比の低下
が望まれている。 このような動向から廉価で溶接性、加工性がよ
い低降伏比を有する鋼材の開発が要請されている
のが現状である。 最近、造船用、ラインパイプ用等を中心として
母材低温靭性、溶接性改善を狙いとした鋼板圧延
後の加速冷却技術を用いた強度50キロ以上の鋼材
の開発が盛んであるが、曲げ加工の良好な低降伏
比鋼板の製造については検討されていない。 本発明はこのような要望を満たすべく、70％未
満の低降伏比を有する強度50キロ以上の鋼販の製
造を可能としたものでありその要旨とするところ
は下記のとおりである。 (1) 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分と
し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、
900〜1200℃で加熱し、熱間圧延において900℃
からAr3の間で仕上板厚に対して30％以上の累
積圧下を施し、その後空冷し、鋼板表面温度が
Ar3−20℃〜Ar3−80℃の間から水量密度0.3
m3／m2・分以上で冷却を開始し、鋼板温度が
350〜600℃の間で冷却を停止することを特徴と
する低降伏比非調質鋼の製造方法。 (2) 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分と
し、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：
0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.15以下、
Nb：0.1％以下の強度改善元素群をこの範囲内
で１種または２種以上含有し、残部Feおよび
不可避不純物からなる鋼を、900〜1200℃で加
熱し、熱間圧延において900℃からAr3の間で
仕上板厚に対して30％以上の累積圧下を施し、
その後空冷し、鋼板表面温度がAr3−20℃〜
Ar3−80℃の間から水量密度0.3m3／m2・分以上
で冷却を開始し、鋼板温度が350〜600℃の間で
冷却を停止することを特徴とする低降伏比非調
質鋼の製造方法。 (3) 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分と
し、Ni：1.0％以下、Ca：0.01％以下の靭性改
善元素群をこの範囲内で１種または２種含有
し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、
900〜1200℃で加熱し、熱間圧延において900℃
からAr3の間で仕上板厚に対して30％以上の累
積圧下を施し、その後空冷し、鋼板表面温度が
Ar3−20℃〜Ar3−80℃の間から水量密度0.3
m3／m2・分以上で冷却を開始し、鋼板温度が
350〜600℃の間で冷却を停止することを特徴と
する低降伏比非調質鋼の製造方法。 (4) 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分と
し、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：
0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.15％以下、
Nb：0.1％以下の強度改善元素群をこの範囲内
で１種または２種以上を含有し、さらにNi：
1.0％以下、Ca：0.01％以下の靭性改善元素群
をこの範囲内で１種または２種含有し、残部
Feおよび不可避不純物からなる鋼を、900〜
1200℃で加熱し、熱間圧延において900℃から
Ar3の間で仕上板厚に対して30％以上の累積圧
下を施し、その後空冷し、鋼板表面温度がAr3
−20℃〜Ar3−80℃の間から水量密度0.3m3／
m2・分以上で冷却を開始し、鋼板温度が350〜
600℃の間で冷却を停止することを特徴とする
低降伏比非調質鋼の製造方法。 従来の制御圧延−制御冷却プロセスにおいて
は、低温靭性向上のため熱間圧延でできる限り細
粒にすると共に、オーステナイト一相域から加速
冷却することが採用されている。しかしながらこ
の方法によつてもフエライトの細粒化と硬化及び
一部パーライトのベーナイト化によつて降伏点が
上昇し降伏化の上昇となつて曲げ加工が低下する
問題がある。 本発明者等は制御圧延−制御冷却プロセスを用
いて降伏点を低下させる方法について種々検討し
た結果、同じく細粒フエライトで良好な低温靭性
を得ながら且つ低降伏点で70％未満の低降伏比を
有する強度50キロ以上の鋼板の製造方法を開発し
たものである。 すなわち、900〜1200℃で加熱した後Ar3以上
で30％以上の累積圧下を行ない細粒化を図つた
後、Ar3以下まで空冷して軟い初析フエライトを
適切に析出せしめ、その後強制冷却を行なうと、
軟い初析フエライトと残部オーステナイトから得
られるフエライト−パーライト−ベーナイトの適
切な混合によつて得られる組織により、引張強さ
および低温靭性の低下がなく降伏点のみが低下す
ることを知見し本発明を完成したものである。 次に本発明における成分限定理由を述べる。 Ｃは強度確保のため0.03％以上は必要であるが
多くなると鋼の靭性および溶接性を害するので含
有量は0.20％を上限とする。 Siは脱酸のため0.05％以上は必要で添加される
が多くなると溶接性を損うので含有量は0.6％以
下とする。 Mnは安価に強度をあげる元素として有用であ
り強度確保のため0.5％以上は必要であるが多く
なると溶接性を損うので、含有量は2.5％以下と
する。 Alは脱酸のため0.005％以上添加することが必
要であるが、多くなると鋼中介在物が多くなりす
ぎ鋼の性質を悪化させるため含有量は0.1％を上
限とする。 本発明は上記の必須基本成分の他に要求される
鋼の特性に応じて以下の元素を一種又は二種以上
選択的に含有させることができる。 Cr、Mo、Cu、Ｖ、TiおよびNbは強度を改善
するという均等的作用を持つものがあるが、それ
ぞれ0.50％、0.50％、0.50％、0.1％、0.15％およ
び0.1％を超えると低温靭性や溶接性を損なう等
の幣害をもたらすので、これを上限とする。 また、NiおよびCaは低温靭性を改善するとい
う均等的作用を持つものであるが、それぞれ1.0
％および0.01％を超えると高価となり過ぎたり、
介在物を増す塀害を持つので、これを上限とす
る。 次に本発明の重要な要件である加熱、圧延、冷
却条件について述べる。 加熱温度はオーステナイト域で十分加熱できる
温度として下限を900℃とした。温度が高すぎる
とオーステナイト粒が大きくなりすぎ、鋼の性質
を劣化させるので1200℃を加熱温度の上限とす
る。 圧延温度はオーステナイト粒の細粒化のため
900℃を上限とし、オーステナイト一相域のみの
圧延とするため圧延温度の下限をAr3点とする。 また900℃〜Ar3間での累積圧下率円仕上板厚
に対して30％以上としたのは細粒化を十分達成す
るためである。 次に圧延後加速冷却に先立つて空冷を施こすが
該空冷は圧延直後からAr3−20℃〜Ar3−80℃の
間のいづれかの温度まで空冷することが好まし
く、これによつて細粒の軟い初析フエライトの適
量の析出を行なわしめるものである。 加速冷却開始温度の上限をAr3−20℃としたの
は降伏点を低くするためであり、下限をAr3−80
℃としたのはこれ以下の低い温度から冷却すると
加速冷却の効果がうすく引張強さが下がり、強度
確保が困難なためである。水量密度を0.3m3／
m2・分以上としたのはこれ以下では強度上昇が少
ないためである。 また加速冷却の冷却停止温度を350〜600℃とし
たのは、350℃未満の低温域まで冷却すると低温
靭性が劣化するからであり、また600℃を超える
高温域で冷却停止すると強度上昇が不十分となる
からである。 以上詳細に説明した通り、本発明は特別に高価
な合金元素を使用することなく、かつ圧延後再加
熱を施こすことなく、曲げ加工性の良い低降伏比
型厚鋼板を制御圧延−制御冷却法で安価に製造可
能としたもので、50キロ以上の高強度と優れた低
温靭性及び溶接性を備えており産業上その効果の
大きい発明である。 次に本発明の実施例を比較例とともに挙げる。 第１表に供試材の化学成分を示し、第２表に加
熱、圧延、冷却条件と得られた鋼板の機械的性質
を示す。
ものである。 近年、造船、タンク、産業機械等の各分野にわ
たつて、競争力向上のため溶接施工の減少、曲げ
加工性を代表として鋼材特性の極限追求、溶接性
の向上および鋼材コストの低減など各種の要求が
強まつている。このうち厚鋼板の曲げ加工性改善
のためには70％未満の低降伏比を有する厚鋼板の
開発が必要である。また、橋梁分野では構造物の
安全性向上のため溶接性向上で共に降伏比の低下
が望まれている。 このような動向から廉価で溶接性、加工性がよ
い低降伏比を有する鋼材の開発が要請されている
のが現状である。 最近、造船用、ラインパイプ用等を中心として
母材低温靭性、溶接性改善を狙いとした鋼板圧延
後の加速冷却技術を用いた強度50キロ以上の鋼材
の開発が盛んであるが、曲げ加工の良好な低降伏
比鋼板の製造については検討されていない。 本発明はこのような要望を満たすべく、70％未
満の低降伏比を有する強度50キロ以上の鋼販の製
造を可能としたものでありその要旨とするところ
は下記のとおりである。 (1) 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分と
し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、
900〜1200℃で加熱し、熱間圧延において900℃
からAr3の間で仕上板厚に対して30％以上の累
積圧下を施し、その後空冷し、鋼板表面温度が
Ar3−20℃〜Ar3−80℃の間から水量密度0.3
m3／m2・分以上で冷却を開始し、鋼板温度が
350〜600℃の間で冷却を停止することを特徴と
する低降伏比非調質鋼の製造方法。 (2) 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分と
し、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：
0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.15以下、
Nb：0.1％以下の強度改善元素群をこの範囲内
で１種または２種以上含有し、残部Feおよび
不可避不純物からなる鋼を、900〜1200℃で加
熱し、熱間圧延において900℃からAr3の間で
仕上板厚に対して30％以上の累積圧下を施し、
その後空冷し、鋼板表面温度がAr3−20℃〜
Ar3−80℃の間から水量密度0.3m3／m2・分以上
で冷却を開始し、鋼板温度が350〜600℃の間で
冷却を停止することを特徴とする低降伏比非調
質鋼の製造方法。 (3) 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分と
し、Ni：1.0％以下、Ca：0.01％以下の靭性改
善元素群をこの範囲内で１種または２種含有
し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、
900〜1200℃で加熱し、熱間圧延において900℃
からAr3の間で仕上板厚に対して30％以上の累
積圧下を施し、その後空冷し、鋼板表面温度が
Ar3−20℃〜Ar3−80℃の間から水量密度0.3
m3／m2・分以上で冷却を開始し、鋼板温度が
350〜600℃の間で冷却を停止することを特徴と
する低降伏比非調質鋼の製造方法。 (4) 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分と
し、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：
0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.15％以下、
Nb：0.1％以下の強度改善元素群をこの範囲内
で１種または２種以上を含有し、さらにNi：
1.0％以下、Ca：0.01％以下の靭性改善元素群
をこの範囲内で１種または２種含有し、残部
Feおよび不可避不純物からなる鋼を、900〜
1200℃で加熱し、熱間圧延において900℃から
Ar3の間で仕上板厚に対して30％以上の累積圧
下を施し、その後空冷し、鋼板表面温度がAr3
−20℃〜Ar3−80℃の間から水量密度0.3m3／
m2・分以上で冷却を開始し、鋼板温度が350〜
600℃の間で冷却を停止することを特徴とする
低降伏比非調質鋼の製造方法。 従来の制御圧延−制御冷却プロセスにおいて
は、低温靭性向上のため熱間圧延でできる限り細
粒にすると共に、オーステナイト一相域から加速
冷却することが採用されている。しかしながらこ
の方法によつてもフエライトの細粒化と硬化及び
一部パーライトのベーナイト化によつて降伏点が
上昇し降伏化の上昇となつて曲げ加工が低下する
問題がある。 本発明者等は制御圧延−制御冷却プロセスを用
いて降伏点を低下させる方法について種々検討し
た結果、同じく細粒フエライトで良好な低温靭性
を得ながら且つ低降伏点で70％未満の低降伏比を
有する強度50キロ以上の鋼板の製造方法を開発し
たものである。 すなわち、900〜1200℃で加熱した後Ar3以上
で30％以上の累積圧下を行ない細粒化を図つた
後、Ar3以下まで空冷して軟い初析フエライトを
適切に析出せしめ、その後強制冷却を行なうと、
軟い初析フエライトと残部オーステナイトから得
られるフエライト−パーライト−ベーナイトの適
切な混合によつて得られる組織により、引張強さ
および低温靭性の低下がなく降伏点のみが低下す
ることを知見し本発明を完成したものである。 次に本発明における成分限定理由を述べる。 Ｃは強度確保のため0.03％以上は必要であるが
多くなると鋼の靭性および溶接性を害するので含
有量は0.20％を上限とする。 Siは脱酸のため0.05％以上は必要で添加される
が多くなると溶接性を損うので含有量は0.6％以
下とする。 Mnは安価に強度をあげる元素として有用であ
り強度確保のため0.5％以上は必要であるが多く
なると溶接性を損うので、含有量は2.5％以下と
する。 Alは脱酸のため0.005％以上添加することが必
要であるが、多くなると鋼中介在物が多くなりす
ぎ鋼の性質を悪化させるため含有量は0.1％を上
限とする。 本発明は上記の必須基本成分の他に要求される
鋼の特性に応じて以下の元素を一種又は二種以上
選択的に含有させることができる。 Cr、Mo、Cu、Ｖ、TiおよびNbは強度を改善
するという均等的作用を持つものがあるが、それ
ぞれ0.50％、0.50％、0.50％、0.1％、0.15％およ
び0.1％を超えると低温靭性や溶接性を損なう等
の幣害をもたらすので、これを上限とする。 また、NiおよびCaは低温靭性を改善するとい
う均等的作用を持つものであるが、それぞれ1.0
％および0.01％を超えると高価となり過ぎたり、
介在物を増す塀害を持つので、これを上限とす
る。 次に本発明の重要な要件である加熱、圧延、冷
却条件について述べる。 加熱温度はオーステナイト域で十分加熱できる
温度として下限を900℃とした。温度が高すぎる
とオーステナイト粒が大きくなりすぎ、鋼の性質
を劣化させるので1200℃を加熱温度の上限とす
る。 圧延温度はオーステナイト粒の細粒化のため
900℃を上限とし、オーステナイト一相域のみの
圧延とするため圧延温度の下限をAr3点とする。 また900℃〜Ar3間での累積圧下率円仕上板厚
に対して30％以上としたのは細粒化を十分達成す
るためである。 次に圧延後加速冷却に先立つて空冷を施こすが
該空冷は圧延直後からAr3−20℃〜Ar3−80℃の
間のいづれかの温度まで空冷することが好まし
く、これによつて細粒の軟い初析フエライトの適
量の析出を行なわしめるものである。 加速冷却開始温度の上限をAr3−20℃としたの
は降伏点を低くするためであり、下限をAr3−80
℃としたのはこれ以下の低い温度から冷却すると
加速冷却の効果がうすく引張強さが下がり、強度
確保が困難なためである。水量密度を0.3m3／
m2・分以上としたのはこれ以下では強度上昇が少
ないためである。 また加速冷却の冷却停止温度を350〜600℃とし
たのは、350℃未満の低温域まで冷却すると低温
靭性が劣化するからであり、また600℃を超える
高温域で冷却停止すると強度上昇が不十分となる
からである。 以上詳細に説明した通り、本発明は特別に高価
な合金元素を使用することなく、かつ圧延後再加
熱を施こすことなく、曲げ加工性の良い低降伏比
型厚鋼板を制御圧延−制御冷却法で安価に製造可
能としたもので、50キロ以上の高強度と優れた低
温靭性及び溶接性を備えており産業上その効果の
大きい発明である。 次に本発明の実施例を比較例とともに挙げる。 第１表に供試材の化学成分を示し、第２表に加
熱、圧延、冷却条件と得られた鋼板の機械的性質
を示す。
【表】
【表】
【表】
しかして鋼Ａ、Ｈ、Ｊ、K50キロ級、鋼Ｂ、
Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｉは60キロ級の強度を狙つ
た成分系で、第２表に示す如く鋼板No.A1、B1、
C1、D1、E1、F1、G1、H1、I1、J1、K1は本発
明実施例であり、それぞれ50キロ、60キロ級鋼と
して十分な強度と良好な低温靭性を備え、本発明
の狙いとする70％未満の低降伏比を達成してい
る。これに対し鋼板No.A2は加熱温度が高すぎる
ため低温靭性が低下している。A3は900℃〜Ar3
間の累積圧下率が低いものでそのため低温靭性が
低下している。A4は圧延温度が上限外れでやは
り低温靭性が低下している。B2は強制冷却開始
温度が高すぎた例であり降伏比が高い材質となつ
ている。B3は強制冷却終了温度が低くなりすぎ
た例であり強度が出すぎ低温靭性が低い材質とな
つた。C2は強制冷却開始温度が低くすぎた例で
強度が低く降伏比の高い材質になつている。C3
は水量密度が低い例であり、このため強度が低く
降伏比の高い材質になつている。
Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｉは60キロ級の強度を狙つ
た成分系で、第２表に示す如く鋼板No.A1、B1、
C1、D1、E1、F1、G1、H1、I1、J1、K1は本発
明実施例であり、それぞれ50キロ、60キロ級鋼と
して十分な強度と良好な低温靭性を備え、本発明
の狙いとする70％未満の低降伏比を達成してい
る。これに対し鋼板No.A2は加熱温度が高すぎる
ため低温靭性が低下している。A3は900℃〜Ar3
間の累積圧下率が低いものでそのため低温靭性が
低下している。A4は圧延温度が上限外れでやは
り低温靭性が低下している。B2は強制冷却開始
温度が高すぎた例であり降伏比が高い材質となつ
ている。B3は強制冷却終了温度が低くなりすぎ
た例であり強度が出すぎ低温靭性が低い材質とな
つた。C2は強制冷却開始温度が低くすぎた例で
強度が低く降伏比の高い材質になつている。C3
は水量密度が低い例であり、このため強度が低く
降伏比の高い材質になつている。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分とし、
残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、900〜
1200℃で加熱し、熱間圧延において900℃から
Ar3の間で仕上板厚に対して30％以上の累積圧下
を施し、その後空冷し、鋼板表面温度がAr3−20
℃〜Ar3−80℃の間から水量密度0.3m3／m2・分以
上で冷却を開始し、鋼板温度が350〜600℃の間で
冷却を停止することを特徴とする低降伏比非調質
鋼の製造方法。 ２ 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分とし、
Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.5％以
下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.15以下、Nb：0.1％以
下の強度改善元素群をこの範囲内で１種または２
種以上含有し、残部Feおよび不可避不純物から
なる鋼を、900〜1200℃で加熱し、熱間圧延にお
いて900℃からAr3の間で仕上板厚に対して30％
以上の累積圧下を施し、その後空冷し、鋼板表面
温度がAr3−20℃〜Ar3−80℃の間から水量密度
0.3m3／m2・分以上で冷却を開始し、鋼板温度が
350〜600℃の間で冷却を停止することを特徴とす
る低降伏比非調質鋼の製造方法。 ３ 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分とし、
Ni：1.0％以下、Ca：0.01％以下の靭性改善元素
群をこの範囲内で１種または２種含有し、残部
Feおよび不可避不純物からなる鋼を、900〜1200
℃で加熱し、熱間圧延において900℃からAr3の
間で仕上板厚に対して30％以上の累積圧下を施
し、その後空冷し、鋼板表面温度がAr3−20℃〜
Ar3−80℃の間から水量密度0.3m3／m2・分以上で
冷却を開始し、鋼板温度が350〜600℃の間で冷却
を停止することを特徴とする低降伏比非調質鋼の
製造方法。 ４ 重量パーセントで、 Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.50〜2.5％、Al：0.005〜0.1％を基本成分とし、
Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.5％以
下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.15％以下、Nb：0.1％
以下の強度改善元素群をこの範囲内で１種または
２種以上を含有し、さらにNi：1.0％以下、Ca：
0.01％以下の靭性改善元素群をこの範囲内で１種
または２種含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼を、900〜1200℃で加熱し、熱間圧延
において900℃からAr3の間で仕上板厚に対して
30％以上の累積圧下を施し、その後空冷し、鋼板
表面温度がAr3−20℃〜Ar3−80℃の間から水量
密度0.3m3／m2・分以上で冷却を開始し、鋼板温
度が350〜600℃の間で冷却を停止することを特徴
とする低降伏比非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8630983A JPS59211528A (ja) | 1983-05-17 | 1983-05-17 | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8630983A JPS59211528A (ja) | 1983-05-17 | 1983-05-17 | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59211528A JPS59211528A (ja) | 1984-11-30 |
| JPH0563525B2 true JPH0563525B2 (ja) | 1993-09-10 |
Family
ID=13883229
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8630983A Granted JPS59211528A (ja) | 1983-05-17 | 1983-05-17 | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59211528A (ja) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPH0663027B2 (ja) * | 1986-07-11 | 1994-08-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 |
| JPS63189294A (ja) * | 1987-02-02 | 1988-08-04 | Sanyo Kokusaku Pulp Co Ltd | 複写方法 |
| JPH0610303B2 (ja) * | 1987-03-10 | 1994-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
| JPH0610304B2 (ja) * | 1987-03-12 | 1994-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
| JPH0615689B2 (ja) * | 1987-05-19 | 1994-03-02 | 新日本製鐵株式会社 | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
| JPH01156422A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Nippon Steel Corp | 降伏比の低い鋼材の製造法 |
| JPH01156421A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Nippon Steel Corp | 降伏比の低い鋼材の製造方法 |
| JPH066743B2 (ja) * | 1987-12-16 | 1994-01-26 | 住友金属工業株式会社 | 高強度極厚鋼の製造方法 |
| US5454883A (en) * | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
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| JP4821181B2 (ja) * | 2005-06-24 | 2011-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
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| CN104561771A (zh) * | 2014-12-26 | 2015-04-29 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种低压缩比低合金高强度加硼厚板及其生产方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5739127A (en) * | 1980-08-21 | 1982-03-04 | Nippon Steel Corp | Strengthening treatment of steel |
-
1983
- 1983-05-17 JP JP8630983A patent/JPS59211528A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5739127A (en) * | 1980-08-21 | 1982-03-04 | Nippon Steel Corp | Strengthening treatment of steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59211528A (ja) | 1984-11-30 |
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