JPS5842249B2 - 連続焼鈍によるプレス用軟質冷延鋼板の製造法 - Google Patents
連続焼鈍によるプレス用軟質冷延鋼板の製造法Info
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- JPS5842249B2 JPS5842249B2 JP11067279A JP11067279A JPS5842249B2 JP S5842249 B2 JPS5842249 B2 JP S5842249B2 JP 11067279 A JP11067279 A JP 11067279A JP 11067279 A JP11067279 A JP 11067279A JP S5842249 B2 JPS5842249 B2 JP S5842249B2
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-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は成分調整をしたアルミキルド鋼を用い特殊な熱
間圧延条件と急速加熱短時間焼鈍の連続焼鈍とを組合わ
せた軟質で材質の均一性の高いフレス成形用冷延鋼板の
製造法に関するものである。
間圧延条件と急速加熱短時間焼鈍の連続焼鈍とを組合わ
せた軟質で材質の均一性の高いフレス成形用冷延鋼板の
製造法に関するものである。
プレス成形用の冷延鋼板は使用時に張り出し、絞り等の
厳しい変形を受けるので伸び値やランクフォード値等高
度な材質水準が要求される。
厳しい変形を受けるので伸び値やランクフォード値等高
度な材質水準が要求される。
このため従来プレス成形用冷延鋼板は大部分箱焼鈍法に
よって製造されている。
よって製造されている。
所で箱焼鈍は高度の材質水準の鋼板の製造には適してい
る反面焼鈍所要時間が長いこと、操業効率が低いことお
よび材質的にもコイル全体の均一加熱ができないために
コイル全長にわたり必ずしも均質な材質とはならないこ
となどの難点がある。
る反面焼鈍所要時間が長いこと、操業効率が低いことお
よび材質的にもコイル全体の均一加熱ができないために
コイル全長にわたり必ずしも均質な材質とはならないこ
となどの難点がある。
近年、連続焼鈍法による冷延鋼板の製造が盛んに行なわ
れるようになり、コンパクトな製造設備によって極めて
短時間で焼鈍効率の高い処理がなされコイル全長にわた
り非常に均一な材質が実現されている。
れるようになり、コンパクトな製造設備によって極めて
短時間で焼鈍効率の高い処理がなされコイル全長にわた
り非常に均一な材質が実現されている。
しかしながら一般に連続焼鈍によって製造された鋼板の
材質は急速加熱、短時間均熱処理のため結晶粒が充分に
成長できず、又均熱後の急速な冷却のため鋼中のＣ，Ｎ
が充分析出あるいは固定できず、降伏点、引張り強さの
増加と伸びの減少、ランクフォード値の低下等材質の劣
化が著しい。
材質は急速加熱、短時間均熱処理のため結晶粒が充分に
成長できず、又均熱後の急速な冷却のため鋼中のＣ，Ｎ
が充分析出あるいは固定できず、降伏点、引張り強さの
増加と伸びの減少、ランクフォード値の低下等材質の劣
化が著しい。
このように連続焼鈍は冷延鋼板の材質劣化の原因になっ
ている結晶粒の微細化ならびに固溶原子の増大を避ける
ための技術として従来から高温巻取りによる窒素の固定
と熱延板結晶粒の粗大化による冷延焼鈍板の結晶粒度改
善および均熱、冷却後の過時効処理による固溶原子の析
出処理が行なわれている。
ている結晶粒の微細化ならびに固溶原子の増大を避ける
ための技術として従来から高温巻取りによる窒素の固定
と熱延板結晶粒の粗大化による冷延焼鈍板の結晶粒度改
善および均熱、冷却後の過時効処理による固溶原子の析
出処理が行なわれている。
しかしながら、これら材質向上を計るためのいずれの方
法も得られる材質水準の上から必ずしも充分でないばか
りでなく連続焼鈍工程の能率低下、コスト上昇をもたら
すので望ましくない。
法も得られる材質水準の上から必ずしも充分でないばか
りでなく連続焼鈍工程の能率低下、コスト上昇をもたら
すので望ましくない。
本発明者らはこれら連続焼鈍による冷延鋼板の製造上の
問題点の解決と材質改善を行なう目的で特別な溶融処理
技術による脱酸ならびに脱硫鋼を用いた冷延鋼板につい
て以下のような試験を行なった。
問題点の解決と材質改善を行なう目的で特別な溶融処理
技術による脱酸ならびに脱硫鋼を用いた冷延鋼板につい
て以下のような試験を行なった。
まず、第１表のようなＳ量がｏ、ｏｉｏ％、０．０００
６％の２水準のアルミギルド鋼においてＭｎ量が種々異
なり、その他の成分は有意に変動しない範囲に溶製し、
造塊した鋼塊を分塊し、熱１延仕上り温度およそ８８０
℃、巻取り温度６５０゜〜７２０℃で熱延を終了しく熱
延後板厚２．８ ｍｍ ）銅帯とし約７０％の圧延率で
冷延した後、第１図に示すような標準的連続焼鈍サイク
ルで焼鈍した。
６％の２水準のアルミギルド鋼においてＭｎ量が種々異
なり、その他の成分は有意に変動しない範囲に溶製し、
造塊した鋼塊を分塊し、熱１延仕上り温度およそ８８０
℃、巻取り温度６５０゜〜７２０℃で熱延を終了しく熱
延後板厚２．８ ｍｍ ）銅帯とし約７０％の圧延率で
冷延した後、第１図に示すような標準的連続焼鈍サイク
ルで焼鈍した。
焼鈍材に１．０〜１．４％の調質圧延を付加後、引張り
試験（ＪＩＳＳ号、ＪＩＳ１３号）を行なった。
試験（ＪＩＳＳ号、ＪＩＳ１３号）を行なった。
第２図は降伏点と引張り強さとＭｎ量の関係を第４表Ａ
、Ｂ両鋼種について試験結果を比較したものである。
、Ｂ両鋼種について試験結果を比較したものである。
第３図は全伸び値とＭｎ量の同様の関係例を示す。
Ｓ量が通常レベルのＡ鋼種による鋼板に比してＢ鋼種の
鋼板は軟質であって、特にＭｎ含有量が低い場合に効果
が著しい。
鋼板は軟質であって、特にＭｎ含有量が低い場合に効果
が著しい。
第３図にみられるように全伸びが同様の傾向をほぼ示す
がＭｎ量０．０２〜０．０５に極大がみられる。
がＭｎ量０．０２〜０．０５に極大がみられる。
第４図は先に述べたＭｎ、Ｓ、Ｏを低減したＡ、Ｂ鋼種
に加えてさらにＰの低減効果を調べたものであって第１
表に示す成分以外冷延鋼板製造条件は前記と同一である
。
に加えてさらにＰの低減効果を調べたものであって第１
表に示す成分以外冷延鋼板製造条件は前記と同一である
。
第４図から明らかなように超低硫、低マンガン鋼におい
てはさらに極低Ｐ化の効果は明瞭にうかがうことができ
、引張り強さでおよそ１ｋｇ／ｘｉ前後の低化、伸び値
で１％以上の改善が可能である。
てはさらに極低Ｐ化の効果は明瞭にうかがうことができ
、引張り強さでおよそ１ｋｇ／ｘｉ前後の低化、伸び値
で１％以上の改善が可能である。
さて、これまでに述べてきたようにＭｎ、Ｓ、Ｏ，Ｐを
著しく低減化したアルミキルド鋼を用い高温巻取り条件
による熱延を行ない、冷延後連続焼鈍処理を施した冷延
鋼板は高温巻取りと上記元素低減化の相乗効果により従
来の連続焼鈍材に比して著しく軟質で高延性である特質
を備えていることから通常のプレス成形におち・て張出
し性、伸びフランジ性等に優れ形状凍結性の良好で且つ
コイル内の特性の均一性の極めて高い総合的な成形性を
有する鋼板と言える。
著しく低減化したアルミキルド鋼を用い高温巻取り条件
による熱延を行ない、冷延後連続焼鈍処理を施した冷延
鋼板は高温巻取りと上記元素低減化の相乗効果により従
来の連続焼鈍材に比して著しく軟質で高延性である特質
を備えていることから通常のプレス成形におち・て張出
し性、伸びフランジ性等に優れ形状凍結性の良好で且つ
コイル内の特性の均一性の極めて高い総合的な成形性を
有する鋼板と言える。
本発明は以上に述べてきたような全く新しい知見に基い
てなされたものでその要旨とするところは、Ｍｎ ：
０．０１〜０．１０％、Ｓ；０．００３％以下、Ｏ；０
．００４％以下、Ｎ；０．００６％以下、Ａｌ；０．０
１〜０．０６％に成分を制限し、またはこれにさらにＰ
を０．００５％以下にせしめた軟鋼スラブを通常の熱間
圧延設備によって熱延仕上げ温度をＡ３以上、巻取り温
度を６５０℃超〜７５０℃の温度範囲で熱延し、酸洗、
冷延後連続焼鈍法により６３０℃以上Ａ３以下の温度範
囲で加熱、均熱を施すことを特徴とする連続焼鈍による
プレス用軟質冷延鋼板の製造法にある。
てなされたものでその要旨とするところは、Ｍｎ ：
０．０１〜０．１０％、Ｓ；０．００３％以下、Ｏ；０
．００４％以下、Ｎ；０．００６％以下、Ａｌ；０．０
１〜０．０６％に成分を制限し、またはこれにさらにＰ
を０．００５％以下にせしめた軟鋼スラブを通常の熱間
圧延設備によって熱延仕上げ温度をＡ３以上、巻取り温
度を６５０℃超〜７５０℃の温度範囲で熱延し、酸洗、
冷延後連続焼鈍法により６３０℃以上Ａ３以下の温度範
囲で加熱、均熱を施すことを特徴とする連続焼鈍による
プレス用軟質冷延鋼板の製造法にある。
以下に本発明の製造方法において、鋼の化学成分の含有
量を限定した理由ならびに特性を高位にするために必要
な製造条件について詳しく述べる。
量を限定した理由ならびに特性を高位にするために必要
な製造条件について詳しく述べる。
まず、溶銑、溶鋼を処理して硫黄を低減せしむる必要が
あるが、硫黄含有量の上限を０．００３％としたのは第
２図、第３図の強度の低減化ならびに低Ｍｎ化に伴なう
伸び値の著しい向上がＳ量が０．００３％を超えると得
られなくなることによる。
あるが、硫黄含有量の上限を０．００３％としたのは第
２図、第３図の強度の低減化ならびに低Ｍｎ化に伴なう
伸び値の著しい向上がＳ量が０．００３％を超えると得
られなくなることによる。
酸素含有量は低い硫黄含有量の効果を大きくするために
は可能な限り低くすることが望ましいが現行のアルミニ
ウムによる脱酸技術の安定操業範囲および第２図、第３
図の結果を求めた際の製造実績から上限を０．００４％
とする。
は可能な限り低くすることが望ましいが現行のアルミニ
ウムによる脱酸技術の安定操業範囲および第２図、第３
図の結果を求めた際の製造実績から上限を０．００４％
とする。
溶鋼中の必要Ｍｎ量は鋼中に存在する酸素量、硫黄量に
存在して変わるが超低硫化ならびに低酸素化の処理がな
されて酸素、硫黄が、前述の範囲に入っている場合、Ｍ
ｎ量の下限は第３図の超低硫材、低マンガン材にみられ
る全伸びのバラツキの急増により律せられる。
存在して変わるが超低硫化ならびに低酸素化の処理がな
されて酸素、硫黄が、前述の範囲に入っている場合、Ｍ
ｎ量の下限は第３図の超低硫材、低マンガン材にみられ
る全伸びのバラツキの急増により律せられる。
０．０１％未満のＭｎ量の鋼板では低水準の伸び値のも
のを含むようになる。
のを含むようになる。
一方、一般の溶銑中に含まれるＭｎ量は０．０１％をか
なり上まわるから０．０１％以下の含有量を実現するた
めには溶鋼において、かなり強度の脱マンガン処理が必
要となり、製鋼上好ましくない。
なり上まわるから０．０１％以下の含有量を実現するた
めには溶鋼において、かなり強度の脱マンガン処理が必
要となり、製鋼上好ましくない。
以上の理由をもってＭｎ量下限を０．０１％とする。
Ｍｎ量の上限は第２図、第３図から明らかなようにＭｎ
量０．１％超では超低硫材の降伏点、引張り強さの水準
が通常のＳ量含有材のそれらと大差が認められなくなる
理由から決められる。
量０．１％超では超低硫材の降伏点、引張り強さの水準
が通常のＳ量含有材のそれらと大差が認められなくなる
理由から決められる。
以上によりＭｎ含有量の限定範囲を０．０１〜０．１０
％とする。
％とする。
次にＡＩとＮは基本的に従来のアルミキルド鋼板の含有
量に従う。
量に従う。
しかし本発明の主旨である材質の軟質化のためにはＮは
低いほど良＜ＡＩもこのＮを固定する量が存在すれば良
い。
低いほど良＜ＡＩもこのＮを固定する量が存在すれば良
い。
一般のアルミキルド鋼のＮ量の実績を考慮してＮを０．
００６％以下、ＡＩｏ、０１〜０．０６％とする。
００６％以下、ＡＩｏ、０１〜０．０６％とする。
次に材質の軟質化のためにはＰは低ければ低いほど良い
が、第４図に示すごとく通常の冷延鋼板のＰレベルｏ、
ｏｏｓ〜０．０１５を０．００２〜０．００６％に下げ
ることにより低Ｓ、低Ｍｎ化による効果をさらに顕著化
する方向で軟質化および伸びの向上が実現される。
が、第４図に示すごとく通常の冷延鋼板のＰレベルｏ、
ｏｏｓ〜０．０１５を０．００２〜０．００６％に下げ
ることにより低Ｓ、低Ｍｎ化による効果をさらに顕著化
する方向で軟質化および伸びの向上が実現される。
以上及び極低Ｐ化技術の安定性を考慮し、Ｐを０．００
５％以下とする。
５％以下とする。
次に、超低硫黄、極低マンガン鋼による本発明製造方法
における鋼板製造条件の中で材質特性に大きな影響を与
える熱延条件について述べる。
における鋼板製造条件の中で材質特性に大きな影響を与
える熱延条件について述べる。
熱延条件の中で材質特性特に材料の強さの水準および伸
びに大きな影響を与えるのは仕上り温度と巻取り温度で
あるが、本発明の対象とする鋼種において材質の均一性
と伸びの確保のため仕上り温度がＡ３ より低（なら
ないことおよび材料の強さく降伏点、引張り強さ）水準
を低く保つためならびに伸びを高くするために巻取り温
度を６５０℃超〜７５０℃にする必要がある。
びに大きな影響を与えるのは仕上り温度と巻取り温度で
あるが、本発明の対象とする鋼種において材質の均一性
と伸びの確保のため仕上り温度がＡ３ より低（なら
ないことおよび材料の強さく降伏点、引張り強さ）水準
を低く保つためならびに伸びを高くするために巻取り温
度を６５０℃超〜７５０℃にする必要がある。
第５図は先に述べた成分の鋼による冷延鋼板の引張り強
さの熱延板巻取り温度依存性を示す一例である。
さの熱延板巻取り温度依存性を示す一例である。
巻取り温度６５０℃以下では従来の連続焼鈍材の引張り
強さのレベルになってしまうことがわかる。
強さのレベルになってしまうことがわかる。
又、７５０℃を超す、巻取り温度は冷延鋼板の延性（特
に全伸びから一様伸びを引いた伸び特性）が低下する傾
向が著しい。
に全伸びから一様伸びを引いた伸び特性）が低下する傾
向が著しい。
焼鈍条件については、材料の再結晶温度以上の加熱温度
であること、先に述べた延性劣化が生じないよつＡ３
を超えない温度範囲の加熱均熱温度の連続焼鈍で行なう
こととする。
であること、先に述べた延性劣化が生じないよつＡ３
を超えない温度範囲の加熱均熱温度の連続焼鈍で行なう
こととする。
ここで、本発明方法の工程について以下簡単に記述する
。
。
溶銑予備脱硫後転炉または平炉にて処理した溶鋼をさら
にＬＦ法、ＡＯＤ法およびＡＩ添加等により脱硫、脱酸
し、８０．００３％以下、００．００４％以下、Ｃは製
品の成形性を損わないように０．０５％以下、脱Ｍｎあ
るいはＭｎ添加によりＭｎをｏ、ｏｉ〜０．１０％の範
囲で含有せしめ普通造塊または連続鋳造によりスラブと
する。
にＬＦ法、ＡＯＤ法およびＡＩ添加等により脱硫、脱酸
し、８０．００３％以下、００．００４％以下、Ｃは製
品の成形性を損わないように０．０５％以下、脱Ｍｎあ
るいはＭｎ添加によりＭｎをｏ、ｏｉ〜０．１０％の範
囲で含有せしめ普通造塊または連続鋳造によりスラブと
する。
次にこれを出発材として通常の熱延設備によりＡ３以上
の温度で圧延を終了し６５０℃超〜７５０℃の温度で巻
きとり熱延鋼板コイルとし通常の酸洗、冷延の工程を経
て、連続焼鈍設備により再結晶焼鈍を行ない調質圧延を
施し冷延鋼板とする。
の温度で圧延を終了し６５０℃超〜７５０℃の温度で巻
きとり熱延鋼板コイルとし通常の酸洗、冷延の工程を経
て、連続焼鈍設備により再結晶焼鈍を行ない調質圧延を
施し冷延鋼板とする。
又、さらに軟質の連続焼鈍による冷延鋼板を要する場合
は途中溶鋼をさらに脱燐しＰｏ、００５％以下とし以下
前記と同様の工程を経て冷延鋼板を製造する。
は途中溶鋼をさらに脱燐しＰｏ、００５％以下とし以下
前記と同様の工程を経て冷延鋼板を製造する。
以下実施例によって本発明の効果をさらに具体的に示す
。
。
実施例
ＫＲ法により、溶銑脱硫処理後転炉で溶鋼としＡ１添加
、ＡＯＤ処理等により成分調整しｃ；ｏ、ｏｉ〜０．０
５％、０；０．００４％以下、Ｓ；０．００２％以下、
Ｎ；０．００１４〜０．００５５％、Ａｌ ； ０．
０１２〜０．０６０％、Ｍｎ；０．０１１〜０．０９５
％、ｐ；ｏ、ｏｏｓ〜０．０１６％とした後通常造塊下
注ぎ法により２０トン鋼塊を計８本、前記の成分範囲に
加えてＰをさらに０．００２〜０．００５％に減じた２
０トン鋼塊を２本製作した。
、ＡＯＤ処理等により成分調整しｃ；ｏ、ｏｉ〜０．０
５％、０；０．００４％以下、Ｓ；０．００２％以下、
Ｎ；０．００１４〜０．００５５％、Ａｌ ； ０．
０１２〜０．０６０％、Ｍｎ；０．０１１〜０．０９５
％、ｐ；ｏ、ｏｏｓ〜０．０１６％とした後通常造塊下
注ぎ法により２０トン鋼塊を計８本、前記の成分範囲に
加えてＰをさらに０．００２〜０．００５％に減じた２
０トン鋼塊を２本製作した。
これらの鋼塊をスラブとした後加熱温度１２８５℃、仕
上り温度約８９０℃、巻取り温度６７０℃〜７０５℃で
熱間圧延し鋼帯とし酸洗後６５〜７７％の圧延率で銅帯
を０．７５〜０．８ ｍｘに冷間圧延し均熱温度７１０
℃で６５秒焼鈍後急冷帯、徐冷帯を設けた炉を通過し冷
却する連続焼鈍工程を経て１．０〜１．２％の調質後第
２表のような冷延鋼板を得た。
上り温度約８９０℃、巻取り温度６７０℃〜７０５℃で
熱間圧延し鋼帯とし酸洗後６５〜７７％の圧延率で銅帯
を０．７５〜０．８ ｍｘに冷間圧延し均熱温度７１０
℃で６５秒焼鈍後急冷帯、徐冷帯を設けた炉を通過し冷
却する連続焼鈍工程を経て１．０〜１．２％の調質後第
２表のような冷延鋼板を得た。
Ａ−Ｈは超低硫極低マンガン材、■、Ｊはこれらをさら
に低燐化を行なった鋼板で以上は本発明による冷延鋼板
、Ｋ−０は従来成分のアルミキルド鋼板を連続焼鈍処理
したものでに−Ｍは熱延低温巻取り材（ＣＴ〜５８０℃
）、Ｎ、０は熱延高温巻取り材（ＣＴ〜６９５℃）であ
る。
に低燐化を行なった鋼板で以上は本発明による冷延鋼板
、Ｋ−０は従来成分のアルミキルド鋼板を連続焼鈍処理
したものでに−Ｍは熱延低温巻取り材（ＣＴ〜５８０℃
）、Ｎ、０は熱延高温巻取り材（ＣＴ〜６９５℃）であ
る。
第２表に併記した引張り特性値の比較から本発明方法に
より得られる鋼板の軟質な特性および良※※好な延性が
明瞭に認められる。
より得られる鋼板の軟質な特性および良※※好な延性が
明瞭に認められる。
第１図は本発明の基となる試験における標準的連続焼鈍
サイクルを示す図、第２図は２水準のＳ量を含む鋼につ
いてＭｎ含有量と連続焼鈍による冷延鋼板の降伏点およ
び引張り強さの関係を示す図、第３図は同製品の伸びと
Ｍｎ量の関係を示す図、第４図は極低マンガン超低硫鋼
による連続焼鈍冷延鋼板の引張り強さと伸びをさらに極
低りん化した鋼による連続焼鈍冷延鋼板の値と比較した
図、第５図は連続焼鈍による冷延鋼板の引張り強さに対
する熱延巻取り温度の影響を示した図である。
サイクルを示す図、第２図は２水準のＳ量を含む鋼につ
いてＭｎ含有量と連続焼鈍による冷延鋼板の降伏点およ
び引張り強さの関係を示す図、第３図は同製品の伸びと
Ｍｎ量の関係を示す図、第４図は極低マンガン超低硫鋼
による連続焼鈍冷延鋼板の引張り強さと伸びをさらに極
低りん化した鋼による連続焼鈍冷延鋼板の値と比較した
図、第５図は連続焼鈍による冷延鋼板の引張り強さに対
する熱延巻取り温度の影響を示した図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｍｎ０．０１〜０．１０％、８０．００３％以下
、ＯＯ，００４％以下、ＮＯ，００６％以下、Ａ１０．
０１〜０．０６％に成分制限した軟鋼スラブを通常の熱
間圧延設備によって熱延仕上り温度をＡ３以上、巻取り
温度を６５０℃超〜７５０℃の温度範囲で熱延し、酸洗
、冷延後連続焼鈍により６３０℃以上Ａ３以下の温度範
囲で加熱、均熱を施すことを特徴とする連続焼鈍による
プレス用軟質冷延鋼板の製造法。 ２ Ｍｎ ０．０１〜０．１０％、０．００３％以下
、ＯＯ，００４％以下、ＮＯ，００６％以下、Ａ１０．
０１〜０．０６％に成分制限し、さらにＰｏ、００５％
以下にした軟鋼スラブを通常の熱間圧延設備によって熱
延仕上り温度をＡ３以上、巻取り温度を６５０°Ｃ超〜
７５０℃の温度範囲で熱延し、酸洗、冷延後連続焼鈍に
より６３０℃以上Ａ３以下め温度範囲で加熱、均熱な施
すことを特徴とする連続焼鈍によるプレス用軟質冷延鋼
板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11067279A JPS5842249B2 (ja) | 1979-08-30 | 1979-08-30 | 連続焼鈍によるプレス用軟質冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11067279A JPS5842249B2 (ja) | 1979-08-30 | 1979-08-30 | 連続焼鈍によるプレス用軟質冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5635726A JPS5635726A (en) | 1981-04-08 |
| JPS5842249B2 true JPS5842249B2 (ja) | 1983-09-19 |
Family
ID=14541526
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11067279A Expired JPS5842249B2 (ja) | 1979-08-30 | 1979-08-30 | 連続焼鈍によるプレス用軟質冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5842249B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5852436A (ja) * | 1981-09-19 | 1983-03-28 | Nippon Steel Corp | プレス加工性および時効性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS58144417A (ja) * | 1982-02-19 | 1983-08-27 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 延性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| CN106191396A (zh) * | 2016-08-16 | 2016-12-07 | 武汉钢铁股份有限公司 | 冷成型用65Mn热轧钢板快速球化退火方法 |
-
1979
- 1979-08-30 JP JP11067279A patent/JPS5842249B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5635726A (en) | 1981-04-08 |
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