JPS604887B2 - 非調質高張力高靭性鋼板の製造方法 - Google Patents
非調質高張力高靭性鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS604887B2 JPS604887B2 JP2189781A JP2189781A JPS604887B2 JP S604887 B2 JPS604887 B2 JP S604887B2 JP 2189781 A JP2189781 A JP 2189781A JP 2189781 A JP2189781 A JP 2189781A JP S604887 B2 JPS604887 B2 JP S604887B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- pass
- transformation point
- steel
- tensile strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は非調質高張力高鞠性鋼板の製造方法に係り、特
に熱処理によらず圧延のみにて引張強さ５０ｋｇ／側２
以上、破面遷移温度−８０００以下を安定確保できる
高張力高靭性鋼板の製造方法に関する。
に熱処理によらず圧延のみにて引張強さ５０ｋｇ／側２
以上、破面遷移温度−８０００以下を安定確保できる
高張力高靭性鋼板の製造方法に関する。
従来引張強さ５０ｋ９／側２以上を有する造船用鋼板を
含む構造用鋼板で特に低温戦性を要求される材料は、焼
ならし処理により製造されている。
含む構造用鋼板で特に低温戦性を要求される材料は、焼
ならし処理により製造されている。
競ならし処理によりフェライト結晶粒が微細化し強度、
鞠性ともに向上するがフェライト結晶粒の微細化は８仏
程度にとどまるため十分な強度を確保するために、一定
量のＣを含有させるか、もしくはＣ以外の強化合金元素
を添加しているのが現状である。他方需要者の要請とし
て溶接能率の向上が第１にあげられ、低温の予熱で溶接
割れ等の欠陥が発生し‘こくい材料が要求されており、
このためにはＣおよびその他の強化合金元素はできるだ
け低いほうが望ましい。すなわち従来の調質高張力高靭
性鋼板は強度、靭性を得るためにはある程度の溶接性の
低下は避けることができなかった。また調質のための熱
処理は大量生産の上で限界があり、ひずみが生じやすい
問題点がある。本発明の目的は、上記従来技術の欠点を
克服し、熱処理によらず圧延のみによって強度、鋤性の
向上を図る高張力高轍性鋼板の製造方法を提供するにあ
る。本発明の要旨とするところは次のとおりである。
鞠性ともに向上するがフェライト結晶粒の微細化は８仏
程度にとどまるため十分な強度を確保するために、一定
量のＣを含有させるか、もしくはＣ以外の強化合金元素
を添加しているのが現状である。他方需要者の要請とし
て溶接能率の向上が第１にあげられ、低温の予熱で溶接
割れ等の欠陥が発生し‘こくい材料が要求されており、
このためにはＣおよびその他の強化合金元素はできるだ
け低いほうが望ましい。すなわち従来の調質高張力高靭
性鋼板は強度、靭性を得るためにはある程度の溶接性の
低下は避けることができなかった。また調質のための熱
処理は大量生産の上で限界があり、ひずみが生じやすい
問題点がある。本発明の目的は、上記従来技術の欠点を
克服し、熱処理によらず圧延のみによって強度、鋤性の
向上を図る高張力高轍性鋼板の製造方法を提供するにあ
る。本発明の要旨とするところは次のとおりである。
すなわち重量比にてＣ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０２〜．６０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａそ：
０．０１〜０．１０％を含有し残部がＦｅおよび不可避
的不純物より成る鋼スラブを制御圧延する工程を有して
成る高張力高軸性鋼板の製造万万法において、前記スラ
ブをオーステナィト温度に加熱し（Ａｒ３変態Ｖ点＋１
００００）からＡｒ３変態点までの温度範囲で全圧下率
３０％以上にて圧下する第１工程とＡｒ３変態点以下の
温度において１パス当りの圧下率が５％以上の圧延をす
る第２工程から成り、前記第２工程の第１パスを前記第
１工程の最終パス後１５秒以内に開始し、前記第１工程
の最終パス出側板厚と前記第２工程の最終板厚の比を２
以下とすることを特徴とする非調質高張力高鋤性鋼板の
製造方法である。本発明者らは特殊元素を含まないＳｉ
−Ｍｎ鋼をＡｒ３変態点以下で圧延する際（Ａｒ３変態
点＋３０℃）〜Ａｒ３変態点間でオーステナィトに加え
られた圧下ひずみが短時間の保持では相当量残っており
、このためフェライト核発生サィトが増加すること、お
よびＡｒ３変態点以下の圧延によりフェライトに蓄えら
れた転位が、この領域での圧下率を高くしなければ室温
まで残存し強度上昇に寄与することを見出し本発明を完
成したものである。
０．０２〜．６０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａそ：
０．０１〜０．１０％を含有し残部がＦｅおよび不可避
的不純物より成る鋼スラブを制御圧延する工程を有して
成る高張力高軸性鋼板の製造万万法において、前記スラ
ブをオーステナィト温度に加熱し（Ａｒ３変態Ｖ点＋１
００００）からＡｒ３変態点までの温度範囲で全圧下率
３０％以上にて圧下する第１工程とＡｒ３変態点以下の
温度において１パス当りの圧下率が５％以上の圧延をす
る第２工程から成り、前記第２工程の第１パスを前記第
１工程の最終パス後１５秒以内に開始し、前記第１工程
の最終パス出側板厚と前記第２工程の最終板厚の比を２
以下とすることを特徴とする非調質高張力高鋤性鋼板の
製造方法である。本発明者らは特殊元素を含まないＳｉ
−Ｍｎ鋼をＡｒ３変態点以下で圧延する際（Ａｒ３変態
点＋３０℃）〜Ａｒ３変態点間でオーステナィトに加え
られた圧下ひずみが短時間の保持では相当量残っており
、このためフェライト核発生サィトが増加すること、お
よびＡｒ３変態点以下の圧延によりフェライトに蓄えら
れた転位が、この領域での圧下率を高くしなければ室温
まで残存し強度上昇に寄与することを見出し本発明を完
成したものである。
先づ本発明の高張力高靭性鋼板の成分限定理由について
説明する。
説明する。
Ｃ：
Ｃは強度の増加に効果的に作用する元素であるが、０．
０５％未満の場合は引張強さが５０ｋ９／肋２以下とな
るので下限を０．０５％とする。
０５％未満の場合は引張強さが５０ｋ９／肋２以下とな
るので下限を０．０５％とする。
しかし０．２０％を越すと溶接性を著しく害するので０
．０５〜０．２０％の範囲に限定した。Ｓｉ ： Ｓｉは脱酸剤として作用し、そのため少くとも０．０２
％を必要とするが、０．６０％を越すと級性に悪影響を
及ぼすので０．０２〜０．６０％の範囲に限定した。
．０５〜０．２０％の範囲に限定した。Ｓｉ ： Ｓｉは脱酸剤として作用し、そのため少くとも０．０２
％を必要とするが、０．６０％を越すと級性に悪影響を
及ぼすので０．０２〜０．６０％の範囲に限定した。
Ｍｎ ：
Ｍｎは強度の増加に必要であるが、１．０％未満では強
化作用が少く２．０％を越すと溶接性を阻害するので１
．０〜２．０％の範囲に限定した。
化作用が少く２．０％を越すと溶接性を阻害するので１
．０〜２．０％の範囲に限定した。
Ａク：Ａれま強力な脱酸剤として作用するが０．０１％
未満ではその効果がなく、０．１０％を越すと轍性を阻
害するので０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。
未満ではその効果がなく、０．１０％を越すと轍性を阻
害するので０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。
次に本発明における制御圧延の限定理由について説明す
る。本発明はまずオーステナィト温度に加熱することが
以下に説明する要件を満足するために必要である。
る。本発明はまずオーステナィト温度に加熱することが
以下に説明する要件を満足するために必要である。
末再結晶ｙ城の圧下条件はフェライトの紬粒化に密接に
関連し、未再結晶ｙ城に蓄えられたひずみがフェライト
の核発生サィトの増加をもたらすためには、変態直前に
必要量以上にひずみが蓄えられていなければならない。
関連し、未再結晶ｙ城に蓄えられたひずみがフェライト
の核発生サィトの増加をもたらすためには、変態直前に
必要量以上にひずみが蓄えられていなければならない。
（Ａｒ３変態点＋１００℃）〜Ａｒ３変態点間の全圧下
率を３０％以上とし、かつ前記第１工程の最終パスとＡ
ｒ３変態点以下の（Ｑ＋ｙ）２相城の第１パス開始まで
の保持時間を１９秒以内とすることが、上記の蓄積ひず
みによる細粒化効果を発揮するうえで欠くべからざる要
件であることを見出した。さきに本発明者らは第１工程
の最終パス終了から第２工程の第１パス開始までの時間
すなわち変態点直上における保持時間を限定することの
重要性を特顔昭５５一５９９１１に開示した。すなわち
前記保持時間とフェライト粒径の関係を第１図に示す。
第１図において第１工程すなわちｙ城での圧下率は丸印
が３０％以上、ばつ印は３０％未満であり、第２工程す
なわち（Ｑ＋ｙ）２相域圧延前後の板厚比は１〜３の範
囲である。第１図から前記保持時間が短いとフェライト
粒径が小さくなることが明らかであり、前記保持時間が
フェライト細粒化に大きな影響のあることを示している
。しかしながら、引張強さ５０ｋｇ／側２以上の高張力
鋼に限っていえば、上記の保持時間のみの要件では不十
分であって、さらに付加的な強化作用をもたらす条件設
置が安定して製造するためには必要である。
率を３０％以上とし、かつ前記第１工程の最終パスとＡ
ｒ３変態点以下の（Ｑ＋ｙ）２相城の第１パス開始まで
の保持時間を１９秒以内とすることが、上記の蓄積ひず
みによる細粒化効果を発揮するうえで欠くべからざる要
件であることを見出した。さきに本発明者らは第１工程
の最終パス終了から第２工程の第１パス開始までの時間
すなわち変態点直上における保持時間を限定することの
重要性を特顔昭５５一５９９１１に開示した。すなわち
前記保持時間とフェライト粒径の関係を第１図に示す。
第１図において第１工程すなわちｙ城での圧下率は丸印
が３０％以上、ばつ印は３０％未満であり、第２工程す
なわち（Ｑ＋ｙ）２相域圧延前後の板厚比は１〜３の範
囲である。第１図から前記保持時間が短いとフェライト
粒径が小さくなることが明らかであり、前記保持時間が
フェライト細粒化に大きな影響のあることを示している
。しかしながら、引張強さ５０ｋｇ／側２以上の高張力
鋼に限っていえば、上記の保持時間のみの要件では不十
分であって、さらに付加的な強化作用をもたらす条件設
置が安定して製造するためには必要である。
本発明者らはこの点に関し、Ｓｉ−Ｍｎ鋼のＡｒ３変態
以下すなわち（Ｑ＋ｙ）２相域圧延の組織変化を調査、
研究した結果、（Ｑ＋ｙ）２相城圧延が圧延前の板厚と
圧延後の板厚の比Ｒが２以下の場合すなわち圧下率が５
０％以下の場合はフェライトマトリックス中に多くの転
位が残存し材料の強化に寄与し、圧延前後の板厚比Ｒが
２を越す場合すなわち圧下率が５０％を越えて圧延する
と回復の進行が促進され転位は著しく減少することを見
出した。第２図Ａ，Ｂはそれぞれ（Ｑ十ｙ）２相城圧延
の圧延前後の板厚比が２以下と２を越えた場合の鋼板の
透過電子顕微鏡写真であって、本発明法の範囲内の第２
図Ａが第２図Ｂに比して多くの転移の残留が認められる
。ただし（Ｑ＋ｙ）２相城での１パス当りの圧下率が５
％未満では転移はほとんど残留しなかった。以上に説明
した理由から第１工程のｙ域の圧下率を３０％以上に限
定し、第２工程の（Ｑ＋ｙ）２相域圧延の圧下率は１パ
ス当り５％以上であり、該圧延前後の板厚比を２以下と
し、さらに第１工程終了から第２工程開始までの保持時
間を１９砂以内に限定した。本発明法は上記の如き制御
圧延により特殊元素を顔含まないＳｉ−Ｍｎ鋼を用いて
非鯛質すなわち熱処理を実施することないこ高張力高轍
性鋼板の製造を可能とした。
以下すなわち（Ｑ＋ｙ）２相域圧延の組織変化を調査、
研究した結果、（Ｑ＋ｙ）２相城圧延が圧延前の板厚と
圧延後の板厚の比Ｒが２以下の場合すなわち圧下率が５
０％以下の場合はフェライトマトリックス中に多くの転
位が残存し材料の強化に寄与し、圧延前後の板厚比Ｒが
２を越す場合すなわち圧下率が５０％を越えて圧延する
と回復の進行が促進され転位は著しく減少することを見
出した。第２図Ａ，Ｂはそれぞれ（Ｑ十ｙ）２相城圧延
の圧延前後の板厚比が２以下と２を越えた場合の鋼板の
透過電子顕微鏡写真であって、本発明法の範囲内の第２
図Ａが第２図Ｂに比して多くの転移の残留が認められる
。ただし（Ｑ＋ｙ）２相城での１パス当りの圧下率が５
％未満では転移はほとんど残留しなかった。以上に説明
した理由から第１工程のｙ域の圧下率を３０％以上に限
定し、第２工程の（Ｑ＋ｙ）２相域圧延の圧下率は１パ
ス当り５％以上であり、該圧延前後の板厚比を２以下と
し、さらに第１工程終了から第２工程開始までの保持時
間を１９砂以内に限定した。本発明法は上記の如き制御
圧延により特殊元素を顔含まないＳｉ−Ｍｎ鋼を用いて
非鯛質すなわち熱処理を実施することないこ高張力高轍
性鋼板の製造を可能とした。
実施例 ．第１表に本発明法による圧延を行
った鋼板と、従来の焼きならしを実施した鋼板の化学成
分、炭素当量Ｃｅｇおよび溶接割れ感受性性組成Ｐｃｍ
を示した。
った鋼板と、従来の焼きならしを実施した鋼板の化学成
分、炭素当量Ｃｅｇおよび溶接割れ感受性性組成Ｐｃｍ
を示した。
ただしＣｅｇおゆびＰｃｍは次式に示すとおりである。
Ｃｅｇ＝Ｃ＋Ｍｎ／６十（Ｃｒ＋Ｍｏ十Ｖ）／５十（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ））／１５（％）ＰｃｍＦＣ十Ｓｉ／３０十Ｍ
ｎ／２０十Ｃｕ／２０十Ｎｉ／６０十Ｃｒ／２０十Ｍｏ
／１５十Ｖ／１０十斑％第２表に第１表の鋼板の圧延条
件と引張特性および衝撃特性を示した。
Ｃｅｇ＝Ｃ＋Ｍｎ／６十（Ｃｒ＋Ｍｏ十Ｖ）／５十（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ））／１５（％）ＰｃｍＦＣ十Ｓｉ／３０十Ｍ
ｎ／２０十Ｃｕ／２０十Ｎｉ／６０十Ｃｒ／２０十Ｍｏ
／１５十Ｖ／１０十斑％第２表に第１表の鋼板の圧延条
件と引張特性および衝撃特性を示した。
ただし圧延条件中のｙ，ｒおよびＲは次のとおりである
。ｙ：（Ａｒ３変態点＋１００ｑ０）〜Ａｒ３変態点の
温度範囲の圧延の最終パス終了からＡｒ３変態点以下の
圧延の第１パス開始までの保持時聞くＳｅｃ） ｙ：（Ａｒ３変態点十１０び○）−Ａｒ３変態点の温度
範囲の全圧下率 （％）Ｒ：Ａｒ３
変態点温度以下の圧延の第１パス入側板厚と最終仕上板
厚の比第２表から本発明法で圧延された材料の強度は従
釆法の暁ならし材に匹敵し、一４び０におけるシヤルピ
−吸収エネルギーＥ‐４。
。ｙ：（Ａｒ３変態点＋１００ｑ０）〜Ａｒ３変態点の
温度範囲の圧延の最終パス終了からＡｒ３変態点以下の
圧延の第１パス開始までの保持時聞くＳｅｃ） ｙ：（Ａｒ３変態点十１０び○）−Ａｒ３変態点の温度
範囲の全圧下率 （％）Ｒ：Ａｒ３
変態点温度以下の圧延の第１パス入側板厚と最終仕上板
厚の比第２表から本発明法で圧延された材料の強度は従
釆法の暁ならし材に匹敵し、一４び０におけるシヤルピ
−吸収エネルギーＥ‐４。
および薮面遷移温度ｖＴｒｓは大中に本発明法がすぐれ
ていることが明らかである。さらにこのようにすぐれた
特性をうろことができた鋼板の炭素当量Ｃｅｇおよび溶
接割れ感受性組成Ｐｃｍ‘ま第１表から明らかなように
本発明法は従来法よりも著しく低値であり溶接性のすぐ
れていることを示している。第３図は第１表に示したＣ
鋼のｙ域圧延と（Ｑ＋ｙ）２相城圧延との間の保持時間
ｙと破面遷移温度ｖＴｒｓとの関係を示したもので、図
中の白丸印はｙ域での圧下率が３０％以上、黒丸印は３
０％未満であり、第２工程なわち（Ｑ＋ｙ）２相城圧延
前後第 １ 表 第 ２ 表 の板厚比は１〜３の範囲である。
ていることが明らかである。さらにこのようにすぐれた
特性をうろことができた鋼板の炭素当量Ｃｅｇおよび溶
接割れ感受性組成Ｐｃｍ‘ま第１表から明らかなように
本発明法は従来法よりも著しく低値であり溶接性のすぐ
れていることを示している。第３図は第１表に示したＣ
鋼のｙ域圧延と（Ｑ＋ｙ）２相城圧延との間の保持時間
ｙと破面遷移温度ｖＴｒｓとの関係を示したもので、図
中の白丸印はｙ域での圧下率が３０％以上、黒丸印は３
０％未満であり、第２工程なわち（Ｑ＋ｙ）２相城圧延
前後第 １ 表 第 ２ 表 の板厚比は１〜３の範囲である。
第３図から明らかな如く、破面遷移温度ｖＴｒｓが−８
０ｑｏの高鞠性が安定してえられるのは７＝≦１＄ｅｃ
、ｙ城での圧下率が３０％以上の領域である。第４図は
Ａｒ３変態点以下すなわち（Ｑ＋ｙ）２相城圧延の第１
パス入側板厚と最終仕上厚の比Ｒおよび１パス当りの圧
下率の最大値％と引張強さとの相関関係を示したもので
ある。
０ｑｏの高鞠性が安定してえられるのは７＝≦１＄ｅｃ
、ｙ城での圧下率が３０％以上の領域である。第４図は
Ａｒ３変態点以下すなわち（Ｑ＋ｙ）２相城圧延の第１
パス入側板厚と最終仕上厚の比Ｒおよび１パス当りの圧
下率の最大値％と引張強さとの相関関係を示したもので
ある。
第１表に示すＡ鋼およびＢ鋼をそれぞれ白丸印および黒
丸印で示したが、いずれもｙ域圧延は圧下率３０％以上
を実施した。なお図中の数字は（Ｑ＋ｙ）２相城圧延の
１パス当りの圧下率の最大値％を示したものである。第
４図からＲ≦２で１パス当りの圧下率が５％以上の場合
は引張強さ５０ｋｇ／脚２以上が安定してえられること
が明らかである。本発明は特殊元素を含有しないＳｉ−
Ｍｎ系炭素鋼を用いｙ城および（Ｑ＋ｙ）２相域の圧延
条件を制限することによって熱処理なしで高張力高靭性
鋼板の製造が可能となり、しかもその鋼材の溶接性がす
ぐれており実用的効果は大きい。
丸印で示したが、いずれもｙ域圧延は圧下率３０％以上
を実施した。なお図中の数字は（Ｑ＋ｙ）２相城圧延の
１パス当りの圧下率の最大値％を示したものである。第
４図からＲ≦２で１パス当りの圧下率が５％以上の場合
は引張強さ５０ｋｇ／脚２以上が安定してえられること
が明らかである。本発明は特殊元素を含有しないＳｉ−
Ｍｎ系炭素鋼を用いｙ城および（Ｑ＋ｙ）２相域の圧延
条件を制限することによって熱処理なしで高張力高靭性
鋼板の製造が可能となり、しかもその鋼材の溶接性がす
ぐれており実用的効果は大きい。
なおこのｙ域および（Ｑ＋ｙ）２相城の制御圧延により
強度上昇を図った本発明法は厚鋼板に限らず綾鋼、形鋼
についても広く応用すすることができる。
強度上昇を図った本発明法は厚鋼板に限らず綾鋼、形鋼
についても広く応用すすることができる。
第１図はｙ城圧延の最終パス終了から（Ｑ＋ｙ）２相圧
延の第１パス開始までのパス間保持時間７とフェライト
粒径の関係を示す相関図、第２図Ａ，Ｂはいずれも鋼板
の透過電子顕微鏡写真であって、第２図Ａは（Ｑ十ｙ）
２相城圧延前後の板厚比が２以下の場合、第２図Ｂは前
記板厚比が２を越える場合であり、第３図はｙ城圧延の
最終パス終了から（Ｑ＋ッ）２相域圧延の第１パス開始
までのパス間保持時間７と被面遷移温度ＶＴＭとの関係
を示す相関図、第４図は（Ｑ＋ｙ）２相城圧延前後の板
厚比Ｒおよび該圧延の１パス当りの最大圧下率と引張強
さとの関係を示す相関図である。 第１図 第２図 第３図 第４図
延の第１パス開始までのパス間保持時間７とフェライト
粒径の関係を示す相関図、第２図Ａ，Ｂはいずれも鋼板
の透過電子顕微鏡写真であって、第２図Ａは（Ｑ十ｙ）
２相城圧延前後の板厚比が２以下の場合、第２図Ｂは前
記板厚比が２を越える場合であり、第３図はｙ城圧延の
最終パス終了から（Ｑ＋ッ）２相域圧延の第１パス開始
までのパス間保持時間７と被面遷移温度ＶＴＭとの関係
を示す相関図、第４図は（Ｑ＋ｙ）２相城圧延前後の板
厚比Ｒおよび該圧延の１パス当りの最大圧下率と引張強
さとの関係を示す相関図である。 第１図 第２図 第３図 第４図
Claims (1)
- １ 重量比にてＣ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０２〜０．６０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０
．０１〜０．１０％を含有し残部がＦｅおよび不可避的
不純物より成る鋼スラブを制御圧延する工程を有して成
る高張力高靭性鋼板の製造方法において、前記スラブを
オーステナイト温度に加熱し（Ａｒ３変態点＋１００℃
）からＡｒ３変態点までの温度範囲で全圧下率３０％以
上にて圧下する第１工程とＡｒ３変態点以下の温度にお
いて１パス当りの圧下率が５％以上の圧延をする第２工
程から成り、前記第２工程の第１パスを前記第１工程の
最終パス後１５秒以内に開始し、前記記第１工程の最終
パス出側板厚と前記第２工程の最終板厚の比を２以下と
することを特徴とする非調質高張力高靭性鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2189781A JPS604887B2 (ja) | 1981-02-17 | 1981-02-17 | 非調質高張力高靭性鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2189781A JPS604887B2 (ja) | 1981-02-17 | 1981-02-17 | 非調質高張力高靭性鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57137422A JPS57137422A (en) | 1982-08-25 |
| JPS604887B2 true JPS604887B2 (ja) | 1985-02-07 |
Family
ID=12067895
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2189781A Expired JPS604887B2 (ja) | 1981-02-17 | 1981-02-17 | 非調質高張力高靭性鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS604887B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2770682B2 (ja) * | 1992-08-06 | 1998-07-02 | ヤマハ株式会社 | 球体の飛翔計測装置 |
| JP2541428B2 (ja) * | 1992-08-06 | 1996-10-09 | ヤマハ株式会社 | 飛翔球体計測装置 |
-
1981
- 1981-02-17 JP JP2189781A patent/JPS604887B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57137422A (en) | 1982-08-25 |
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