JPS586937A - 加工用熱延高張力鋼板の製造法 - Google Patents
加工用熱延高張力鋼板の製造法Info
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- JPS586937A JPS586937A JP10534881A JP10534881A JPS586937A JP S586937 A JPS586937 A JP S586937A JP 10534881 A JP10534881 A JP 10534881A JP 10534881 A JP10534881 A JP 10534881A JP S586937 A JPS586937 A JP S586937A
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- hot
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- cooling
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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
- 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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- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、プレス成形上有利な低降伏比を有する複合
組織（Ｄｕａ７ Ｐｈａｓｅ ）の加工用熱延高張力鋼
板を製造する方法に関するものである。
組織（Ｄｕａ７ Ｐｈａｓｅ ）の加工用熱延高張力鋼
板を製造する方法に関するものである。
近年、省エネルギー・省資源という観点から、自動車産
業界などにおいては、設計強度を変更することなく板厚
を薄くして軽量化をはかることが検討されておシ、かか
る要望から、これまで使用されてきた軟鋼板に代って、
プレス成形が比較的容易な低降伏比型複合組織高張力鋼
板に注目が集：まってきていた。
業界などにおいては、設計強度を変更することなく板厚
を薄くして軽量化をはかることが検討されておシ、かか
る要望から、これまで使用されてきた軟鋼板に代って、
プレス成形が比較的容易な低降伏比型複合組織高張力鋼
板に注目が集：まってきていた。
従来、このような熱延したままの複合組織高張力鋼板の
製造方法としては、１，１５％（以下チは重量％とする
）以上のＭｎを含有する高Ｍｎ鋼を熱間圧延した後、約
４０℃／（６）よシも遅い冷却速度で冷却して複合組織
の鋼板とする方法が知られているが、この方法は高割合
でＭｎを含有する高Ｍｎ鋼を使用するため板材コストが
高くなるので、これを使用した製品は、板厚を減少でき
たことによって低減したコストの分板上に高いものとな
９、未だ大量使用するまでには至っていないのが現状で
ある。
製造方法としては、１，１５％（以下チは重量％とする
）以上のＭｎを含有する高Ｍｎ鋼を熱間圧延した後、約
４０℃／（６）よシも遅い冷却速度で冷却して複合組織
の鋼板とする方法が知られているが、この方法は高割合
でＭｎを含有する高Ｍｎ鋼を使用するため板材コストが
高くなるので、これを使用した製品は、板厚を減少でき
たことによって低減したコストの分板上に高いものとな
９、未だ大量使用するまでには至っていないのが現状で
ある。
本発明者等は、上述のような観点から、低コストで、プ
レス加工性の良好な熱延複合組織高張力鋼板を製造する
方法を見出すべく、精力的に研究を重ねた結果、安価な
焼入れ性向上元素として知られるＰおよびＢを添加した
低Ｓ１−低Ｍｎ鋼に、熱間圧延後、著しい急冷を施すこ
とによしても、低降伏比を有する複合組織高張力鋼板が
得られることや、さらには、その出発素材たるＰおよび
Ｂを含有した低Ｓ１−低Ｍｎ鋼に所定量のＴ１およびＣ
ａの１種以上を添加したものを熱間圧延し、急冷すれば
、さらに冷間加工性のすぐれた複合組織高張力鋼板が得
られるとの知見を得るに至ったのである。
レス加工性の良好な熱延複合組織高張力鋼板を製造する
方法を見出すべく、精力的に研究を重ねた結果、安価な
焼入れ性向上元素として知られるＰおよびＢを添加した
低Ｓ１−低Ｍｎ鋼に、熱間圧延後、著しい急冷を施すこ
とによしても、低降伏比を有する複合組織高張力鋼板が
得られることや、さらには、その出発素材たるＰおよび
Ｂを含有した低Ｓ１−低Ｍｎ鋼に所定量のＴ１およびＣ
ａの１種以上を添加したものを熱間圧延し、急冷すれば
、さらに冷間加工性のすぐれた複合組織高張力鋼板が得
られるとの知見を得るに至ったのである。
したがって、この発明は上記知見にもとづいて
、、１なされたもので、 Ｃ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ ： ０．２５％以下、 Ｍｆｉ：０．３５ 〜 ユ、ユ ０％ 、Ｓ：０．０
１５％以下、 ｓｏｌ、 ＡＱ ： ０．０ １．０．１ ０ ％
、を含有するとともに、 Ｂ：ｏ、００１５〜０．００５０％、 Ｐ：０．０４０〜０．１５０チ、 ０１種以上を含有するか、あるいはさらに、Ｔ１：０゜
０１〜０．０４チ、 Ｃａ ：０．００２〜０．０１ ％、 の１種以上を含有し、 Ｆｅおよび不可避不純物：残シ、 からなる組成を有する鋼を熱間圧延し、該熱間圧延をＡ
ｒ３点以上の温度範囲で終了した後、８０℃／ｓｅｅ以
上の冷却速度でα＋γ域からＭｓ点以下まで急冷するこ
とによって、複合組織を有する加工性にすぐれるととも
に、引張強さが５０ ｋｇ／１ｒｎＡ以上の熱延高張力
鋼板を得るようにしたことに特徴を有するものである。
、、１なされたもので、 Ｃ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ ： ０．２５％以下、 Ｍｆｉ：０．３５ 〜 ユ、ユ ０％ 、Ｓ：０．０
１５％以下、 ｓｏｌ、 ＡＱ ： ０．０ １．０．１ ０ ％
、を含有するとともに、 Ｂ：ｏ、００１５〜０．００５０％、 Ｐ：０．０４０〜０．１５０チ、 ０１種以上を含有するか、あるいはさらに、Ｔ１：０゜
０１〜０．０４チ、 Ｃａ ：０．００２〜０．０１ ％、 の１種以上を含有し、 Ｆｅおよび不可避不純物：残シ、 からなる組成を有する鋼を熱間圧延し、該熱間圧延をＡ
ｒ３点以上の温度範囲で終了した後、８０℃／ｓｅｅ以
上の冷却速度でα＋γ域からＭｓ点以下まで急冷するこ
とによって、複合組織を有する加工性にすぐれるととも
に、引張強さが５０ ｋｇ／１ｒｎＡ以上の熱延高張力
鋼板を得るようにしたことに特徴を有するものである。
ついで、この発明の加工用熱延高張力鋼板の製造法にお
いて、素材鋼の成分たるＣ，Ｓｉ、Ｍｎ、 Ｓ。
いて、素材鋼の成分たるＣ，Ｓｉ、Ｍｎ、 Ｓ。
Ｎ、、 Ｂ、 Ｐ、Ｔｉ、およびＣａの成分組成範囲、
さらには圧延条件、並びに冷却条件を上述のように限定
した理由を説明する。
さらには圧延条件、並びに冷却条件を上述のように限定
した理由を説明する。
（ａ） Ｃ
Ｃ成２分には、複合組織中の低温変態生成物の体積率を
増大させ、鋼板の強度を高めて５０ ｋｇ ／、Ｂｉ以
上の引張強さをもつようにする作用があるが、その含有
量が０．０１％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方０．１５％を越えて含有させるとスポット溶接
性が劣化するようになることから、その含有量を０．０
１〜０．１５％と限定した。
増大させ、鋼板の強度を高めて５０ ｋｇ ／、Ｂｉ以
上の引張強さをもつようにする作用があるが、その含有
量が０．０１％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方０．１５％を越えて含有させるとスポット溶接
性が劣化するようになることから、その含有量を０．０
１〜０．１５％と限定した。
（ｂ） ５ｉ
Ｓｉ成分には、固溶硬化作用によシ鋼板の強度および延
性を改善する作用があるとともに、鋼中の酸素を固定す
る作用もあるが、低コスト化のためにはかかる元素も節
減することが必要であシ、１″だその含有量が０．２５
％よシ多いと鋼板の表面性状が劣化気味となって、表面
性状に起因する疲労特性の劣化も懸念されるようになる
ことから、その含有量を０．２５％以下と限定した。
性を改善する作用があるとともに、鋼中の酸素を固定す
る作用もあるが、低コスト化のためにはかかる元素も節
減することが必要であシ、１″だその含有量が０．２５
％よシ多いと鋼板の表面性状が劣化気味となって、表面
性状に起因する疲労特性の劣化も懸念されるようになる
ことから、その含有量を０．２５％以下と限定した。
（Ｃ） Ｍｎ
Ｍｎ成分には、熱間圧延後、γ部分の焼入れ性を向上さ
せてマルテンサイトおよび下部ベイナイト組織を得やす
くする作用があるが、その含有量が０．３５％未満では
、ＰやＢの元素を添加したシ、実用上可能な最大の冷却
速度を熱間圧延終了後に適用しても、所望の複合組織を
得ることができないので、その下限値を０．３５％とし
た。一方、Ｍｎは高価な添加元素であるので、低コスト
化のためには、出来る限シの節減が必要であり、このた
め、実用上不利とならない８０℃／就という冷却速度の
下で複合組織を得ることのできる１、１０％をＭｎ含有
量の上限値とした。
せてマルテンサイトおよび下部ベイナイト組織を得やす
くする作用があるが、その含有量が０．３５％未満では
、ＰやＢの元素を添加したシ、実用上可能な最大の冷却
速度を熱間圧延終了後に適用しても、所望の複合組織を
得ることができないので、その下限値を０．３５％とし
た。一方、Ｍｎは高価な添加元素であるので、低コスト
化のためには、出来る限シの節減が必要であり、このた
め、実用上不利とならない８０℃／就という冷却速度の
下で複合組織を得ることのできる１、１０％をＭｎ含有
量の上限値とした。
（ａ） Ｓ
ＳはＭｎと結合して非金属介在物を生成し、冷間加工性
の劣化を招くので可及的に少なくすることが望ましいが
、経済性の点から、冷間加工性の許容度も考慮して、そ
の含有量の上限を０．０１５％とした。
の劣化を招くので可及的に少なくすることが望ましいが
、経済性の点から、冷間加工性の許容度も考慮して、そ
の含有量の上限を０．０１５％とした。
（ｅ） Ｓ、ｏｔ、Ｍ
ｓｏｔ、Ａｉ酸成分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
なくなシ、一方０．１０％を越えて含有せしめても脱酸
の効果が飽和してしまうことから、その含有量を０．０
１〜０．１０％と限定した。
その含有量が０．０１％未満では脱酸の効果が期待でき
なくなシ、一方０．１０％を越えて含有せしめても脱酸
の効果が飽和してしまうことから、その含有量を０．０
１〜０．１０％と限定した。
（ｆ） ｐ
Ｐ成分は固溶硬化作用を有すると共に、焼入れ性を向上
させる作用がある。特に、この発明の方法においては、
Ｐの焼入れ性向上作用を有効に利用して、高価なＭｎの
含有量を低減させた低Ｍｎ鋼を２層域よシ急冷すること
によっても従来の高Ｍｎ鋼とほぼ同じ特性をもった複合
組織を得ることができるのである。しかし、Ｐの含有量
が０．０４０％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方Ｑ、１５Ｑ％を越えて含有させるとスポット溶
接性が劣化するようになることから、その含有量を０．
０４０７０、１５０％と定めた。また、Ｐ成分にはフエ
ライ □ト中でのＣ固溶量を少なくする作用があ
るので、α＋γ域でフェライト中のＣ含有量を少なくし
てＣをオーステナイト中に集め、さらにＰ成分自体に焼
入れ効果を上げる作用があることと合まって少量のＰ含
有量で複合組織を得ることができるのである。
させる作用がある。特に、この発明の方法においては、
Ｐの焼入れ性向上作用を有効に利用して、高価なＭｎの
含有量を低減させた低Ｍｎ鋼を２層域よシ急冷すること
によっても従来の高Ｍｎ鋼とほぼ同じ特性をもった複合
組織を得ることができるのである。しかし、Ｐの含有量
が０．０４０％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方Ｑ、１５Ｑ％を越えて含有させるとスポット溶
接性が劣化するようになることから、その含有量を０．
０４０７０、１５０％と定めた。また、Ｐ成分にはフエ
ライ □ト中でのＣ固溶量を少なくする作用があ
るので、α＋γ域でフェライト中のＣ含有量を少なくし
てＣをオーステナイト中に集め、さらにＰ成分自体に焼
入れ効果を上げる作用があることと合まって少量のＰ含
有量で複合組織を得ることができるのである。
（ｇ） Ｂ
Ｂ成分には、Ｐと同様、例えば、熱間圧延終了後の冷却
速度が８０℃／ｓｅｃ以上の急冷下において焼入れ性を
向上させ、低Ｍｎ鋼に複合組織を与えやすくする作用が
あるが、その含有量が０．０Ｏ１５％未満では前記作用
に所望の効果を期待することができず、一方、０．００
５０％以上含有させてもその効果が飽和してしまうこと
から、その含有量を０．００１５〜０．００５０％と限
定した。
速度が８０℃／ｓｅｃ以上の急冷下において焼入れ性を
向上させ、低Ｍｎ鋼に複合組織を与えやすくする作用が
あるが、その含有量が０．０Ｏ１５％未満では前記作用
に所望の効果を期待することができず、一方、０．００
５０％以上含有させてもその効果が飽和してしまうこと
から、その含有量を０．００１５〜０．００５０％と限
定した。
（ｈ） Ｔｉ
Ｔ１成分には、鋼中のＮを固型し、低温巻取のために残
存した多量の固溶Ｎに起因する時効現象を抑制するとい
う好ましい作用があるが、その含有量が０，０１％未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．０４％
を越えて含有させるとＴｉｃによる析出硬化が生じて、
加工性の良好なＯ，’７０以下という低降伏比の鋼板を
得ることができないようになることから、その含有量を
０．０１〜００４チと限定した。
存した多量の固溶Ｎに起因する時効現象を抑制するとい
う好ましい作用があるが、その含有量が０，０１％未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．０４％
を越えて含有させるとＴｉｃによる析出硬化が生じて、
加工性の良好なＯ，’７０以下という低降伏比の鋼板を
得ることができないようになることから、その含有量を
０．０１〜００４チと限定した。
（ｉ） ｃａ
Ｃａ成分には、介在物の形状を調整して、Ｔ１成分と同
様、冷間加工性を改善する作用があるが、その含有量が
０．００２％未満では前記作用に所望の効果を得ること
ができず、一方０．０１％を越えて含有せしめると、逆
に鋼中の介在物量が増加して冷間加工性が劣化すること
から、その含有量を０００２〜０．０１チと限定した。
様、冷間加工性を改善する作用があるが、その含有量が
０．００２％未満では前記作用に所望の効果を得ること
ができず、一方０．０１％を越えて含有せしめると、逆
に鋼中の介在物量が増加して冷間加工性が劣化すること
から、その含有量を０００２〜０．０１チと限定した。
（ｊ） 熱間圧延条件
熱間圧延は、通常のスラブ加熱炉による加熱後圧延して
もよく、また分塊圧延材をそのまま直接圧延してもよい
ものであり、さらにその圧延開始温度に特に制限はない
が、最終仕上温度をＡｒ３点以上の範囲とする必要があ
る。なぜなら、最終仕上温度がＡｒ３点よシ低くなると
、フェライト域での圧延を含むこととなり、初析フェラ
イトが加工された組織が存在するようになって降伏点が
著しく高くなシ、さらに、これに回復処理を施しても降
伏点は低くならず、著しい加工性の劣化をもたらすこと
から、熱間圧延における最終仕上温度をＡｒ３変態点以
上と定めた。なお、圧延に際しては、低温加熱圧延や低
温粗圧延、さらにはＡｒ３変態点直上近傍での強圧下な
どの制御圧延を施して、フェライト変態の促進および複
合組織の微細化をはかシ、延性の向上をもくろむことが
望ましい。
もよく、また分塊圧延材をそのまま直接圧延してもよい
ものであり、さらにその圧延開始温度に特に制限はない
が、最終仕上温度をＡｒ３点以上の範囲とする必要があ
る。なぜなら、最終仕上温度がＡｒ３点よシ低くなると
、フェライト域での圧延を含むこととなり、初析フェラ
イトが加工された組織が存在するようになって降伏点が
著しく高くなシ、さらに、これに回復処理を施しても降
伏点は低くならず、著しい加工性の劣化をもたらすこと
から、熱間圧延における最終仕上温度をＡｒ３変態点以
上と定めた。なお、圧延に際しては、低温加熱圧延や低
温粗圧延、さらにはＡｒ３変態点直上近傍での強圧下な
どの制御圧延を施して、フェライト変態の促進および複
合組織の微細化をはかシ、延性の向上をもくろむことが
望ましい。
（ｋ） 冷却条件
熱間圧延終了後、通常の空冷を行ない、α十ｒ城から８
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＭｓ点以下まで急冷する
理由は、冷却速度が８０℃／ｓｅｃ未満であると、フェ
ライト・パーライト変態を起し、所望のマルテンサイト
相およびベイナイト相のいずれかまたは両方よシなる低
温変態生成物と、フェライト相との複合組織を得ること
ができないからであシ、また、ＭＳ点を越えた高い温度
で冷却を終了し２てコイルに巻取っても、パーライトが
現われて、前記のような複合組織が得られないからであ
る。
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＭｓ点以下まで急冷する
理由は、冷却速度が８０℃／ｓｅｃ未満であると、フェ
ライト・パーライト変態を起し、所望のマルテンサイト
相およびベイナイト相のいずれかまたは両方よシなる低
温変態生成物と、フェライト相との複合組織を得ること
ができないからであシ、また、ＭＳ点を越えた高い温度
で冷却を終了し２てコイルに巻取っても、パーライトが
現われて、前記のような複合組織が得られないからであ
る。
ついで、この発明を実施例によシ比較例と対比し麿から
説明する。
説明する。
実施例
まず、第１表に示される成分組成を有する鋼をそれぞれ
、実験室におけるユ００ｋｇの大気溶解炉を用いて溶製
し、その鋼を用いて、同じく第１表に示した条件で鋼板
を製造した。なお、シュミレート実験法を用いたため巻
取は行なわず、２０Ｃ／ ｈｒの徐冷を行なった。
、実験室におけるユ００ｋｇの大気溶解炉を用いて溶製
し、その鋼を用いて、同じく第１表に示した条件で鋼板
を製造した。なお、シュミレート実験法を用いたため巻
取は行なわず、２０Ｃ／ ｈｒの徐冷を行なった。
比較鋼板ユのものは、従来の高コストの高Ｍｎ複合組織
鋼板であシ、同２は従来のＮｂ人析出硬化鋼板、同３は
ＰまたはＢを含まない低Ｍｎ鋼からなる鋼板であるのに
対して、本発明鋼板４〜７は、本発明の製造方法による
複合組織鋼板である。
鋼板であシ、同２は従来のＮｂ人析出硬化鋼板、同３は
ＰまたはＢを含まない低Ｍｎ鋼からなる鋼板であるのに
対して、本発明鋼板４〜７は、本発明の製造方法による
複合組織鋼板である。
なお、第１表に示した鋼のＡｒ３点は８１０〜１６０℃
の間にあシ、冷却の開始はすべて１７５０℃からとした
。そして、第１表に示した冷却速度は、７５０℃から巻
取温度までの間の平均冷却速）１ 度である。
・１・このようにして得られたそれぞれの鋼板に対して
、その機械的性質を測定した結果も、併せて第１表に示
した。
の間にあシ、冷却の開始はすべて１７５０℃からとした
。そして、第１表に示した冷却速度は、７５０℃から巻
取温度までの間の平均冷却速）１ 度である。
・１・このようにして得られたそれぞれの鋼板に対して
、その機械的性質を測定した結果も、併せて第１表に示
した。
第１表に示した結果からも、本発明方法によって得られ
た本発明鋼板４〜′７は、比較鋼板１の高コスト高Ｍｎ
鋼よシはやや降伏比が高く、延性も劣ってはいるが、比
較鋼板２ＯＮｂ人析出硬化鋼に比して−著しく低降伏比
となっており、プレス成形上、非常に有利であることが
明らかである。その上、前記比較鋼板と比べて、非常に
低コストのものであることも明白である。なお、比較鋼
板３は、ＰまたはＢを含まない低Ｍｎ鋼であるため、本
発明方法と同じ圧延条件・冷却条件の下でも複合組織鋼
板とはならなかったものであシ、諸性質が劣っているこ
とがわかる。
た本発明鋼板４〜′７は、比較鋼板１の高コスト高Ｍｎ
鋼よシはやや降伏比が高く、延性も劣ってはいるが、比
較鋼板２ＯＮｂ人析出硬化鋼に比して−著しく低降伏比
となっており、プレス成形上、非常に有利であることが
明らかである。その上、前記比較鋼板と比べて、非常に
低コストのものであることも明白である。なお、比較鋼
板３は、ＰまたはＢを含まない低Ｍｎ鋼であるため、本
発明方法と同じ圧延条件・冷却条件の下でも複合組織鋼
板とはならなかったものであシ、諸性質が劣っているこ
とがわかる。
上述のように、この発明によれば、高価な素材を使用す
ることなく、簡単な操作で、加工性にすぐれた熱延複合
組織高張力鋼板をコスト安く製造することができるなど
、工業上有用な効果かもた゛らされるのである。
ることなく、簡単な操作で、加工性にすぐれた熱延複合
組織高張力鋼板をコスト安く製造することができるなど
、工業上有用な効果かもた゛らされるのである。
出願人 住友金属工業株式会社
代理人 富 １） 和 夫
Claims (2)
- （１） Ｃ二 ０．０１ 〜０．１５％ 、ｓｉ
： ０．２５％以下、 Ｍｎ： ０．３５〜１．１０ ％、 Ｓ：０．０１５−以下、 Ｂｏｌ、ｐｌ ： ０．０１〜０．１０ ％、を含有す
るとともに、 Ｂ ： ０．００４５〜０．００５０％、ｐ ； ０．
０４０〜０．１５０％、 の１種以上を含有し、 Ｆｅおよび不可避不純物：残シ、 （以上重量％）からなる組成を有する鋼を熱間圧延し、
該熱間圧延をＡｒ３点以上の温度範囲で終了した後、８
０℃／Ｉｆｅｃ以上の冷却速度でα＋γ域からＭｓ点以
下まで急冷することによって、複合組織とすることを特
徴とする加工用熱延高張力鋼板の製造方法。 - （２） Ｃ： ０．０１〜０．１５％、ｓｉ： ０．
２５％以下、 Ｍｎ： ０．３５〜１．１０ ％、 Ｓ ： ０．０１５％以下、 ＳＯムＡ１：ｏ、ｏｌ〜０．１０％、 を含有するとともに、 Ｂ：０，００１５〜０．００５０％、 Ｐ：０．０４０〜０．１５０％、 の１種以上を含有し、さらに、 Ｔｉ ： Ｏ，ＯＩ Ｐ−０，０４％、Ｃａ： ０．０
０２〜０．０１％、 の１種以上を含み、 Ｆｅおよび不可避不純物：残シ、 （以上重量％）からなる組成を有する鋼を熱間圧延し、
該熱間圧延をＡｒ３点以上の温度範囲で終了した後、８
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でα＋γ域からＭｓ点以下
まで急冷することによって、複合組織とすることを特徴
とする加工用熱延高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10534881A JPS586937A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10534881A JPS586937A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS586937A true JPS586937A (ja) | 1983-01-14 |
| JPS6150125B2 JPS6150125B2 (ja) | 1986-11-01 |
Family
ID=14405223
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10534881A Granted JPS586937A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS586937A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58167750A (ja) * | 1982-03-29 | 1983-10-04 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性等にすぐれた高強度鋼板 |
| JPS59140332A (ja) * | 1983-01-27 | 1984-08-11 | Nippon Steel Corp | 加工用高強度複合組織熱延鋼板の製造方法 |
| 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 |
| CN110129652A (zh) * | 2019-04-30 | 2019-08-16 | 河北文丰钢铁有限公司 | 一种低锰微合金q355结构钢及其制备工艺 |
| WO2021098208A1 (zh) * | 2019-11-20 | 2021-05-27 | 南京钢铁股份有限公司 | 690MPa级高强度低屈强比中锰钢中厚钢及制造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1981
- 1981-07-06 JP JP10534881A patent/JPS586937A/ja active Granted
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Also Published As
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|---|---|
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