JPH0621290B2 - 高強度熱延鋼板の製造法 - Google Patents
高強度熱延鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPH0621290B2 JPH0621290B2 JP60233894A JP23389485A JPH0621290B2 JP H0621290 B2 JPH0621290 B2 JP H0621290B2 JP 60233894 A JP60233894 A JP 60233894A JP 23389485 A JP23389485 A JP 23389485A JP H0621290 B2 JPH0621290 B2 JP H0621290B2
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- slab
- rolled steel
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Description
【発明の詳細な説明】 ［発明の利用分野］ 本発明は高強度熱延鋼板の製造法に関する。
［発明の背景］ 近年自動車業界においては、車体の軽量化のため、設計
強度を変更しないで板厚を薄くし得ることが要望されて
いるが、従来の析出硬化型の高張力鋼板では、プレス成
形性が良くないこと、溶接性にも問題があること等から
かかる要望に答えることができない。
強度を変更しないで板厚を薄くし得ることが要望されて
いるが、従来の析出硬化型の高張力鋼板では、プレス成
形性が良くないこと、溶接性にも問題があること等から
かかる要望に答えることができない。
そこで、従来の析出硬化型高張力鋼板に代わる鋼板とし
て、フェライトとマルテンサイトの２相からなる複合組
織型高張力鋼板の採用が増加しつつある。
て、フェライトとマルテンサイトの２相からなる複合組
織型高張力鋼板の採用が増加しつつある。
しかし、かかる複合組織型鋼板も加工性などの点におい
て必ずしの好ましいものではない。
て必ずしの好ましいものではない。
そこで、さらに、Ｍｎを基本成分とし、Si，Ｃｒを多量
に添加することにより、熱間圧延工程−巻取工程を経た
後においても低降伏比、良延性という特性をもつ複合組
織型鋼板が開発されている。
に添加することにより、熱間圧延工程−巻取工程を経た
後においても低降伏比、良延性という特性をもつ複合組
織型鋼板が開発されている。
しかし、かかる複合組織型鋼板はＳｉ，Ｃｒを大量に使
用するためコストが高いという問題点がある。
用するためコストが高いという問題点がある。
一方、フェライト＋マルテンサイト組織タイプの複合組
織型熱延鋼板のマルテンサイトの一部もしくは大部分を
ベイナイトに置換することによりプレス加工性が大幅に
向上することはすでに特開昭５８−１６７７５０、特開
昭５６−１８０４５６号公報において開示されている。
Ｎｂはこのベイナイトの生成に有効であるばかりかオイ
ールリム等の適用された場合のフラッシュバット溶接の
熱影響部（ＨＡＺ部）強度低下の防止に有効である。Ｎ
ｂ添加複合組織型高強度熱延鋼板におけるベイナイト生
成の促進は熱間圧延後のオーステナイト相中の固溶Ｎｂ
によるフェライト変態の抑制の効果であり、フラッシュ
バット溶接部軟化防止は溶接前に固溶していたＮｂの溶
接後のフェライト域冷却時に析出したＮｂＣの効果であ
る。
織型熱延鋼板のマルテンサイトの一部もしくは大部分を
ベイナイトに置換することによりプレス加工性が大幅に
向上することはすでに特開昭５８−１６７７５０、特開
昭５６−１８０４５６号公報において開示されている。
Ｎｂはこのベイナイトの生成に有効であるばかりかオイ
ールリム等の適用された場合のフラッシュバット溶接の
熱影響部（ＨＡＺ部）強度低下の防止に有効である。Ｎ
ｂ添加複合組織型高強度熱延鋼板におけるベイナイト生
成の促進は熱間圧延後のオーステナイト相中の固溶Ｎｂ
によるフェライト変態の抑制の効果であり、フラッシュ
バット溶接部軟化防止は溶接前に固溶していたＮｂの溶
接後のフェライト域冷却時に析出したＮｂＣの効果であ
る。
以上のようにＮｂ添加複合組織型熱延鋼板では熱間圧延
前のスラブの段階においてＮｂを固溶状態にしておく必
要があるばかりか、熱間圧延一巻取後の最終製品の段階
においてもＮｂを固溶状態にしておかねばならない、巻
取工程においてＮｂＣを析出させないことは複合組織型
鋼板の特徴である低降伏比を達成するうえでも重要であ
る。
前のスラブの段階においてＮｂを固溶状態にしておく必
要があるばかりか、熱間圧延一巻取後の最終製品の段階
においてもＮｂを固溶状態にしておかねばならない、巻
取工程においてＮｂＣを析出させないことは複合組織型
鋼板の特徴である低降伏比を達成するうえでも重要であ
る。
ところで、従来方法においては、熱延鋼板は、普通造塊
法による鋼塊を分塊して造られたスラブ又は連続鋳造法
により造られたスラブを、一旦常温にまで冷却して、そ
の後加熱炉にて１２００〜１３００℃の高温で長時間の
加熱を行なつてから連続熱間圧延機に噛込ませて製造し
ている。
法による鋼塊を分塊して造られたスラブ又は連続鋳造法
により造られたスラブを、一旦常温にまで冷却して、そ
の後加熱炉にて１２００〜１３００℃の高温で長時間の
加熱を行なつてから連続熱間圧延機に噛込ませて製造し
ている。
このように、従来は、冷塊になつたスラブを再加熱して
から粗圧延に入れるのであるが、一度温度が常温にまで
下ったスラブでは、Ｎｂは析出してしまい、これを再び
固溶させるためには、例えば１２００℃以上の高温で１
時間以上の加熱を施さねばならないのである。
から粗圧延に入れるのであるが、一度温度が常温にまで
下ったスラブでは、Ｎｂは析出してしまい、これを再び
固溶させるためには、例えば１２００℃以上の高温で１
時間以上の加熱を施さねばならないのである。
すなわち、一度常温まで下ったスラブを1100℃に再加熱
しても、析出物の完全な再固溶は起り得ず、従って組織
の制御には何ら効果をもたらさないということになるの
である。
しても、析出物の完全な再固溶は起り得ず、従って組織
の制御には何ら効果をもたらさないということになるの
である。
しかし、このように１２００℃以上の高温長時間加熱を
スラブに施こすことは加熱量の莫大な損失となる。
スラブに施こすことは加熱量の莫大な損失となる。
［発明の目的］ 本発明は、加工性の良い熱延鋼板を低加熱費で製造する
ことができる高強度熱延鋼製造法を提供することを目的
とする。
ことができる高強度熱延鋼製造法を提供することを目的
とする。
［発明の概要］ 上記目的は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜１．５％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、
Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６
％及びＮｂとＴｉのうち少なくとも一種をＮｂ：０．０
１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、残
部鉄及び不可避的不純物からなるベイナイトを含む変態
強化型の高強度熱延鋼板を製造する方法において、凝固
時冷却速度を７０℃／分以上で連続鋳造を行ない高温ス
ラブを得た後、該スラブが５５０℃の温度になる前に、
該スラブを１０５０℃以上の温度に加熱した後に、熱間
圧延を開始し、該熱間圧延をＡｒ3点以上の温度で終了
し、次いで所定の制御冷却を行なうことを特徴とする高
強度熱延鋼板の製造法によって達成される。
ｉ：０．０２〜１．５％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、
Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６
％及びＮｂとＴｉのうち少なくとも一種をＮｂ：０．０
１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、残
部鉄及び不可避的不純物からなるベイナイトを含む変態
強化型の高強度熱延鋼板を製造する方法において、凝固
時冷却速度を７０℃／分以上で連続鋳造を行ない高温ス
ラブを得た後、該スラブが５５０℃の温度になる前に、
該スラブを１０５０℃以上の温度に加熱した後に、熱間
圧延を開始し、該熱間圧延をＡｒ3点以上の温度で終了
し、次いで所定の制御冷却を行なうことを特徴とする高
強度熱延鋼板の製造法によって達成される。
以下に本発明の構成を説明する。
Ｃ：0.03〜0.2 ％、 Ｃは、必要な強度維持及びベイナイト、マルテンサイト
などの低温変態生成物を形成させるうえで必須な元素で
あるが、0.2 ％を越えると加工性と溶接性を劣化するこ
とに加え、本発明の鋼板の特徴の一つである低降伏比特
性を損なうこととなる。その下限は強化及び焼入性向上
効果を発揮させるために0.03％とする。
などの低温変態生成物を形成させるうえで必須な元素で
あるが、0.2 ％を越えると加工性と溶接性を劣化するこ
とに加え、本発明の鋼板の特徴の一つである低降伏比特
性を損なうこととなる。その下限は強化及び焼入性向上
効果を発揮させるために0.03％とする。
Ｓｉ：0.02〜1.5 ％ Ｓｉは溶鋼の脱酸に必要な元素であり、また高強度かつ
高延性をうるうえでもっとも有効な置換型固溶元素であ
る。さらに正常なポリゴナルフェライト形成を有利にす
る働きをもっている。このような特性を発揮させるため
には0.02％を下限とした。また、溶接部の脆化（遷移温
度の上昇）を防止し、表面酸化スケール状態の悪化を防
ぐために1.5 ％を上限とした。
高延性をうるうえでもっとも有効な置換型固溶元素であ
る。さらに正常なポリゴナルフェライト形成を有利にす
る働きをもっている。このような特性を発揮させるため
には0.02％を下限とした。また、溶接部の脆化（遷移温
度の上昇）を防止し、表面酸化スケール状態の悪化を防
ぐために1.5 ％を上限とした。
Ｍｎ：0.6 〜2.5 ％ Ｍｎは焼入性を増し、所望の組織をうるうえで必須の元
素である。その効果を発揮させるためには0.6 ％以上を
必要とし、2.5 ％を越えると、溶接上困難になると同時
に延性を劣化し、鋼板の価格が高価格となるため上限を
2.5 ％とする。
素である。その効果を発揮させるためには0.6 ％以上を
必要とし、2.5 ％を越えると、溶接上困難になると同時
に延性を劣化し、鋼板の価格が高価格となるため上限を
2.5 ％とする。
Ｓ：0.01％以下 Ｓは硫化物を生成し、加工性を劣化させるので可及的に
少ない方が望ましいが、その含有量が0.01％以下であれ
が所望の加工性が確保できることからＳ含有量の上限を
0.01％と定めた。
少ない方が望ましいが、その含有量が0.01％以下であれ
が所望の加工性が確保できることからＳ含有量の上限を
0.01％と定めた。
sol Ａｌ：0.01〜0.06％ sol Ａｌは鋼の脱酸剤として有効なものであるが、その
含有量が0.01未満では脱酸の効果が期待できなくなり、
他方0.06％を越えて含有させても脱酸の効果が飽和して
それ以上の効果が期待できないことからsol Ａｌ含有量
を0.01〜0.06％と限定した。
含有量が0.01未満では脱酸の効果が期待できなくなり、
他方0.06％を越えて含有させても脱酸の効果が飽和して
それ以上の効果が期待できないことからsol Ａｌ含有量
を0.01〜0.06％と限定した。
Ｎｂ：0.01〜0.1 ％、Ｔｉ：0.01〜0.1 ％ Ｎｂ，Ｔｉは一般には析出強化元素であるが、本発明で
は固溶元素としての役割を主な目的としており、Ｍｎ等
と共存して熱延後の変態組織に影響を与え、ベイナイト
組織等を得やすくする働きがある。さらに組織を微細化
し、延びフランジ性を向上させるとともに溶接後の熱影
響部の硬化低下を防止し、母板のみならずホイールデス
クに用いた場合の疲労強度改善に役立つ。上記のような
観点からこれらの成分範囲をＮｂ：0.01〜0.1 ％、Ｔ
ｉ：0.01〜0.1 ％とした。Ｎｂ，Ｔｉはいずれか一方を
添加すればよいが、両者を添加してもよい。
は固溶元素としての役割を主な目的としており、Ｍｎ等
と共存して熱延後の変態組織に影響を与え、ベイナイト
組織等を得やすくする働きがある。さらに組織を微細化
し、延びフランジ性を向上させるとともに溶接後の熱影
響部の硬化低下を防止し、母板のみならずホイールデス
クに用いた場合の疲労強度改善に役立つ。上記のような
観点からこれらの成分範囲をＮｂ：0.01〜0.1 ％、Ｔ
ｉ：0.01〜0.1 ％とした。Ｎｂ，Ｔｉはいずれか一方を
添加すればよいが、両者を添加してもよい。
なお、Ｃｒは0.1 〜1.0 ％添加してもよい。Ｃｒは他の
元素と異なり、これ自体には固溶強化能はないが、焼入
性を向上させ、ベイナイト組織を得るうえで好ましい元
素である。その下限はその効果を発揮させうる量から0.
1 ％とし、上限はその効果が飽和に達し経済的でなくな
る量から1.0 ％とする。
元素と異なり、これ自体には固溶強化能はないが、焼入
性を向上させ、ベイナイト組織を得るうえで好ましい元
素である。その下限はその効果を発揮させうる量から0.
1 ％とし、上限はその効果が飽和に達し経済的でなくな
る量から1.0 ％とする。
凝固時冷却速度を７０℃／分以上とした連続鋳造 現行の連続鋳造スラブでは、凝固時冷却速度が中心付近
で３〜３０℃／分であるため凝固時にＭｎ，Ｓ，Ｐ等の
溶質成分の、溶鋼と固体鉄分間の分配が完全に生じるた
め（分配係数小）、凝固後一次デンドライトとデンドラ
イト樹枝間の最終凝固部では溶質元素の濃淡が大きい。
この傾向は複合組織型鋼板のようにＭｎ量の高い鋼種で
は著しい。このように濃淡は熱間圧延後も維持され、極
端な場合には banded sutructureとよばれる積層構造
を呈する。このため制御冷却を行なった後には、Ｍｎ量
の高い領域ではマルテンサイト粒が密集し、ひどい場合
には層状のマルテンサイト層が生成する。一方、Ｍｎ量
の少ない領域では全くマルテンサイト相が存在しない。
このような不均一組織は複合組織型鋼板の特徴である延
性を劣化する。
で３〜３０℃／分であるため凝固時にＭｎ，Ｓ，Ｐ等の
溶質成分の、溶鋼と固体鉄分間の分配が完全に生じるた
め（分配係数小）、凝固後一次デンドライトとデンドラ
イト樹枝間の最終凝固部では溶質元素の濃淡が大きい。
この傾向は複合組織型鋼板のようにＭｎ量の高い鋼種で
は著しい。このように濃淡は熱間圧延後も維持され、極
端な場合には banded sutructureとよばれる積層構造
を呈する。このため制御冷却を行なった後には、Ｍｎ量
の高い領域ではマルテンサイト粒が密集し、ひどい場合
には層状のマルテンサイト層が生成する。一方、Ｍｎ量
の少ない領域では全くマルテンサイト相が存在しない。
このような不均一組織は複合組織型鋼板の特徴である延
性を劣化する。
凝固時冷却速度を７０℃／分以上とすることにより、分
配係数が大きくなり、2.5 ％Ｍｎ以下の鋼において複合
組織を得るうえで問題にならない程度までＭｎ等の濃度
差が少ない事が判明した。逆にいうならば、凝固時冷却
速度が７０℃／分で連続鋳造すると複合組織型鋼強度熱
延鋼板の延性が大幅に向上する。さらに凝固時冷却速度
の増大はスラブ中心部のマクロ偏析も軽減し、材質を向
上させる。
配係数が大きくなり、2.5 ％Ｍｎ以下の鋼において複合
組織を得るうえで問題にならない程度までＭｎ等の濃度
差が少ない事が判明した。逆にいうならば、凝固時冷却
速度が７０℃／分で連続鋳造すると複合組織型鋼強度熱
延鋼板の延性が大幅に向上する。さらに凝固時冷却速度
の増大はスラブ中心部のマクロ偏析も軽減し、材質を向
上させる。
凝固時冷却速度増大の実現手段については従来厚さの連
続鋳造において強冷却してもよいし、冷却速度に見合う
厚さの薄スラブに連続鋳造しても良い。この場合、スラ
ブ厚の減少に伴なう圧延比の低下は、元来溶質元素の濃
度差が小さいため、材質に全く影響を及ぼさない。
続鋳造において強冷却してもよいし、冷却速度に見合う
厚さの薄スラブに連続鋳造しても良い。この場合、スラ
ブ厚の減少に伴なう圧延比の低下は、元来溶質元素の濃
度差が小さいため、材質に全く影響を及ぼさない。
スラブの溶製後該スラブを５５０℃以上に保持するのは
以下のような理由による。５５０℃という低温であった
としても、当該鋼種では、フェライト相への変態がほと
んど進行していないため、炭窒化物の析出が完了しない
段階で再加熱することになる。このため容易に分解でき
るため、たとえば１０５０℃〜１１５０℃といった低温
・短時間加熱によっても析出物の再固溶が可能である。
このような固溶状態は熱延後の低温変態生成物の生成に
有効に働らく。
以下のような理由による。５５０℃という低温であった
としても、当該鋼種では、フェライト相への変態がほと
んど進行していないため、炭窒化物の析出が完了しない
段階で再加熱することになる。このため容易に分解でき
るため、たとえば１０５０℃〜１１５０℃といった低温
・短時間加熱によっても析出物の再固溶が可能である。
このような固溶状態は熱延後の低温変態生成物の生成に
有効に働らく。
なお、５５０℃以上の温度への保温は例えば断熱材によ
り行なえばよい。
り行なえばよい。
なお、熱間圧延はたとえば１０５０〜1150℃の温度で開
始すればよい。
始すればよい。
熱間圧延終了後は所定の制御冷却を行なう。
［実施例］ 第１表に示す鋼を溶製した。Ａ１，Ａ２，Ａ６，Ｂ１，
Ｂ２は実施例であり、他は比較例である。
Ｂ２は実施例であり、他は比較例である。
Ａ１，Ａ２，Ａ３，Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３，Ｃ１，Ｃ２につ
いてはスラブ厚５０ｍｍｔで連続鋳造機で凝固させた。
さらにＡ１，Ａ２，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１については連続鋳
造機から出てきた高温スラブに断熱材等で保熱、さらに
は軽加熱によって第２表に示すような条件のもとで熱間
圧延し、板厚2.8 ｍｍの熱延コイルとした。Ａ３，Ｂ
３，Ｃ３については常温まで冷却後、従来工程で再加熱
し、熱間圧延した。
いてはスラブ厚５０ｍｍｔで連続鋳造機で凝固させた。
さらにＡ１，Ａ２，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１については連続鋳
造機から出てきた高温スラブに断熱材等で保熱、さらに
は軽加熱によって第２表に示すような条件のもとで熱間
圧延し、板厚2.8 ｍｍの熱延コイルとした。Ａ３，Ｂ
３，Ｃ３については常温まで冷却後、従来工程で再加熱
し、熱間圧延した。
また、Ａ４，Ａ５，Ｂ４，Ｂ５は従来タイプの連続鋳造
によって得たスラブで、Ａ４，Ｂ４については直接圧
延、また、Ａ５，Ｂ５については再加熱し、熱間圧延を
行なった。
によって得たスラブで、Ａ４，Ｂ４については直接圧
延、また、Ａ５，Ｂ５については再加熱し、熱間圧延を
行なった。
なお、本実施例においては制御冷却の一例として次の冷
却を行なった。すなわち、強度・延性のバランスからフ
ェライト体積率を５０％以上確保するため、フェライト
ノーズ付近は１０℃／ｓ以下で徐冷し、その後６００℃
以下の巻取温度まで２０℃／ｓ以上で急冷した。
却を行なった。すなわち、強度・延性のバランスからフ
ェライト体積率を５０％以上確保するため、フェライト
ノーズ付近は１０℃／ｓ以下で徐冷し、その後６００℃
以下の巻取温度まで２０℃／ｓ以上で急冷した。
第３表に示すように、本実施例に係る熱延鋼板はいずれ
も加工性、特に強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が飛
躍的に向上している上、加熱炉原単位の低減がはかられ
ているのが明らかである。従って、本実施例によれば、
加工性の良好な複合組織鋼強度熱延鋼板を安価に製造す
ることができる。
も加工性、特に強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が飛
躍的に向上している上、加熱炉原単位の低減がはかられ
ているのが明らかである。従って、本実施例によれば、
加工性の良好な複合組織鋼強度熱延鋼板を安価に製造す
ることができる。
［発明の効果］ 本発明によれば次のもろもろの効果が得られる。
加熱費の節約が可能である。
加工性が良好で、特に、自動車の車体用の鋼板として
適用するのに好適な高強度熱延鋼板を製造することがで
きる。
適用するのに好適な高強度熱延鋼板を製造することがで
きる。
溶接による熱影響部の強度低下の生じない熱延鋼板が
得られる。
得られる。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜１．５ ％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、
Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６
％及びＮｂとＴｉのうち少なくとも一種をＮｂ：０．０
１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、残
部鉄及び不可避的不純物からなるベイナイトを含む変態
強化型の高強度熱延鋼板を製造する方法において、凝固
時冷却速度を７０℃／分以上で連続鋳造を行ない高温ス
ラブを得た後、該スラブが５５０℃の温度になる前に、
該スラブを１０５０℃以上の温度に加熱した後に、熱間
圧延を開始し、該熱間圧延をＡｒ3点以上の温度で終了
し、次いで所定の制御冷却を行なうことを特徴とする高
強度熱延鋼板の製造法。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜１．５ ％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、
Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６
％及びＮｂとＴｉのうち少なくとも一種をＮｂ：０．０
１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％を添加し、残部鉄及び不可避的不
純物からなるベイナイトを含む変態強化型の高強度熱延
鋼板を製造する方法において、凝固時冷却速度を７０℃
／分以上で連続鋳造を行ない高温スラブを得た後、該ス
ラブが５５０℃の温度になる前に、該スラブを１０５０
℃以上の温度に加熱した後に、熱間圧延を開始し、該熱
間圧延をＡｒ3点以上の温度で終了し、次いで所定の制
御冷却を行なうことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60233894A JPH0621290B2 (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60233894A JPH0621290B2 (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6293001A JPS6293001A (ja) | 1987-04-28 |
| JPH0621290B2 true JPH0621290B2 (ja) | 1994-03-23 |
Family
ID=16962233
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60233894A Expired - Lifetime JPH0621290B2 (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0621290B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| MX2008009551A (es) * | 2006-01-26 | 2008-10-21 | Giovanni Arvedi | Fleje de acero micro-aleado enrollado en caliente para obtener piezas terminadas por presion o cizallamiento en frio. |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59208018A (ja) * | 1983-05-12 | 1984-11-26 | Kawasaki Steel Corp | 鋼板の靭性改善方法 |
| JPS6075518A (ja) * | 1983-09-29 | 1985-04-27 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の改善に有効な熱間圧延法 |
| JPS60149719A (ja) * | 1984-01-12 | 1985-08-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延高張力鋼板の製造法 |
| JPS60233897A (ja) * | 1984-05-04 | 1985-11-20 | 松下電器産業株式会社 | 電気部品插入チヤツクユニツト |
-
1985
- 1985-10-18 JP JP60233894A patent/JPH0621290B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6293001A (ja) | 1987-04-28 |
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