JPS62180021A - 加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法Info
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- JPS62180021A JPS62180021A JP2024686A JP2024686A JPS62180021A JP S62180021 A JPS62180021 A JP S62180021A JP 2024686 A JP2024686 A JP 2024686A JP 2024686 A JP2024686 A JP 2024686A JP S62180021 A JPS62180021 A JP S62180021A
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Landscapes
- 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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、自動車の強度部品等に好適な加工性及び焼付
は硬化性に優れた高張力熱延鋼板を極めて低コストで製
造する方法に関するものである。
は硬化性に優れた高張力熱延鋼板を極めて低コストで製
造する方法に関するものである。
高張力熱延鋼板の製造方法としては、Ｍｎ、 Ｓｉ等の
添加による固溶強化法や、Ｎｂ、 Ｔｉ、 Ｖ等を添加
して炭化物又は窒化物を析出せしめる析出強化法が古く
から実用化されてきた。しかし前者では原理上酸る程度
以上の効果は望めないし、後者では合金元素の固溶限の
温度による変化の程度によっては効果が得られないとい
う問題点があった。その後特公昭５８−２７３２８号や
特公昭５ｇ −４８６１６号などにおいて、熱間圧延後
の極低温巻取によってフェライト母相中にマルテンサイ
ト相を分散せしめた熱延２相組織鋼が、強度−延性バラ
ンス〔引張強さくＴＳ）と伸び（ＥＱ）の積ＴＳＸＥＱ
値で示す〕が良好で且つ降伏比（降伏応力÷引張強さ）
がちいさくて加工性に優れた高張力熱延鋼板として注目
された。
添加による固溶強化法や、Ｎｂ、 Ｔｉ、 Ｖ等を添加
して炭化物又は窒化物を析出せしめる析出強化法が古く
から実用化されてきた。しかし前者では原理上酸る程度
以上の効果は望めないし、後者では合金元素の固溶限の
温度による変化の程度によっては効果が得られないとい
う問題点があった。その後特公昭５８−２７３２８号や
特公昭５ｇ −４８６１６号などにおいて、熱間圧延後
の極低温巻取によってフェライト母相中にマルテンサイ
ト相を分散せしめた熱延２相組織鋼が、強度−延性バラ
ンス〔引張強さくＴＳ）と伸び（ＥＱ）の積ＴＳＸＥＱ
値で示す〕が良好で且つ降伏比（降伏応力÷引張強さ）
がちいさくて加工性に優れた高張力熱延鋼板として注目
された。
しかしこのような熱延２相組織鋼の製造においては１巻
取温度を超低温（３５０℃以下）として非常に速い冷却
速度で冷却するために巻取温度むらが大きく、この結果
として製品の材質変動が大きいと言う問題点があった。
取温度を超低温（３５０℃以下）として非常に速い冷却
速度で冷却するために巻取温度むらが大きく、この結果
として製品の材質変動が大きいと言う問題点があった。
又、このような熱延２相組織鋼を製造するにはマルテン
サイト相を生成させるために比較的多くの合金元素を必
要とするので、合金元素の増加による資源消耗及びコス
トアンプの問題点もあった。
サイト相を生成させるために比較的多くの合金元素を必
要とするので、合金元素の増加による資源消耗及びコス
トアンプの問題点もあった。
近年、ノ１（本釣には固溶強化型の成分系の鋼を急速冷
却し、硬質第２相をパーライトでもマルテンサイトでも
ないベイナイト或は擬似パーライトといった低温変態生
成相となして強度向上を図った高張力熱延鋼板の製造方
法が例えば特開昭５９−１２６７１９号で提案された。
却し、硬質第２相をパーライトでもマルテンサイトでも
ないベイナイト或は擬似パーライトといった低温変態生
成相となして強度向上を図った高張力熱延鋼板の製造方
法が例えば特開昭５９−１２６７１９号で提案された。
この製造方法は、硬質第２相をベイナイトとすることに
よってマルテンサイト相を基本とする上記熱延２相組織
鋼の製造方法に比べて合金元素の一部を節減できる省資
源効果があること、コスト面で有利なこと２巻取温度が
３５０℃以上であるので冷却制御が容易なこと等の利点
がある。しかしながらこの従来技術には加工性や焼付は
硬化性（塗装時等における焼付けにより硬度が上昇する
性質）については不充分なものしか得られないという問
題点があった。
よってマルテンサイト相を基本とする上記熱延２相組織
鋼の製造方法に比べて合金元素の一部を節減できる省資
源効果があること、コスト面で有利なこと２巻取温度が
３５０℃以上であるので冷却制御が容易なこと等の利点
がある。しかしながらこの従来技術には加工性や焼付は
硬化性（塗装時等における焼付けにより硬度が上昇する
性質）については不充分なものしか得られないという問
題点があった。
本発明は、上記従来技術の問題点を解決して加工性と焼
付は硬化性に優れた高張力熱延Ｓｒ４板を低コストで製
造する方法を提供することを目的に鋭意研究した結果完
成されたものである。
付は硬化性に優れた高張力熱延Ｓｒ４板を低コストで製
造する方法を提供することを目的に鋭意研究した結果完
成されたものである。
すなわち本発明は、ｃ ： ０．０６〜０．１６％、Ｓ
ｉ：０．３０〜１．００％、 Ｍｎ ： ０．５０〜２
．００％、 Ｓ ： ０．００５％以下、 Ａｌ ：
０．００１〜０．１％、 Ｎ ： ０．００５〜０．０
１５％を含有し残部がＦｅ及び不可避的な不純物元素よ
り成る鋼を、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を終了し、次
いで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０℃を超
え６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする加工
性及び焼付は硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法
に関するものである。
ｉ：０．３０〜１．００％、 Ｍｎ ： ０．５０〜２
．００％、 Ｓ ： ０．００５％以下、 Ａｌ ：
０．００１〜０．１％、 Ｎ ： ０．００５〜０．０
１５％を含有し残部がＦｅ及び不可避的な不純物元素よ
り成る鋼を、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を終了し、次
いで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０℃を超
え６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする加工
性及び焼付は硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法
に関するものである。
本発明方法においては後に説明する特定化学成分の鋼の
連続鋳造スラブ或は分塊スラブを使用する。この鋼とし
てはＭキルド鋼が好ましい。このスラブをホットストリ
ップミルで熱間圧延するに際し、Ａｒ３変態点以上の温
度で熱間圧延を終了させる通常の熱間圧延を行なう。次
いで熱間圧延後のランアウトテーブル上での冷却は、ラ
ミナー及びスプレー水によって２０℃／秒以上の平均冷
却速度で冷却し、続いて３５０℃を超え６００℃以下の
温度で巻き取るのである。本発明方法は上記工程によっ
て硬質第２相として低温変態相であるベイナイト相を生
成せしめ、フェライト−ベイナイト組織によって強度−
延性バランスの良い鋼板を得ようとするものである。
連続鋳造スラブ或は分塊スラブを使用する。この鋼とし
てはＭキルド鋼が好ましい。このスラブをホットストリ
ップミルで熱間圧延するに際し、Ａｒ３変態点以上の温
度で熱間圧延を終了させる通常の熱間圧延を行なう。次
いで熱間圧延後のランアウトテーブル上での冷却は、ラ
ミナー及びスプレー水によって２０℃／秒以上の平均冷
却速度で冷却し、続いて３５０℃を超え６００℃以下の
温度で巻き取るのである。本発明方法は上記工程によっ
て硬質第２相として低温変態相であるベイナイト相を生
成せしめ、フェライト−ベイナイト組織によって強度−
延性バランスの良い鋼板を得ようとするものである。
本発明方法において使用する特定化学成分組成の鋼とは
、Ｃ： ０．０６〜０．１６％（本発明において％はす
べて重量％を指す）、 Ｓｉ ： ０．３０〜１．００
％、 Ｍｎ： ０．５０〜２．００％、 Ｓ ： ０．
００５％以下、１１： ０．００１〜０．１％、 Ｎ
： Ｑ、００５〜０．０１５％を含有し残部がＦｅ及び
不可避的な不純物元素より成る鋼である。
、Ｃ： ０．０６〜０．１６％（本発明において％はす
べて重量％を指す）、 Ｓｉ ： ０．３０〜１．００
％、 Ｍｎ： ０．５０〜２．００％、 Ｓ ： ０．
００５％以下、１１： ０．００１〜０．１％、 Ｎ
： Ｑ、００５〜０．０１５％を含有し残部がＦｅ及び
不可避的な不純物元素より成る鋼である。
このような化学成分組成に限定した理由を以下に示す。
Ｃはベイナイト変態を促進する元素であり、硬質第２相
にベイナイト相を活用しようとする本発明において重要
な元素である。しかし０．１６％を超えるとベイナイト
相が過大となって加工性を害し、また０、０６％未満で
はベイナイト相の生成が少なく。
にベイナイト相を活用しようとする本発明において重要
な元素である。しかし０．１６％を超えるとベイナイト
相が過大となって加工性を害し、また０、０６％未満で
はベイナイト相の生成が少なく。
高張力熱延鋼板としての強度が得られない。
ＳＬは固溶強化元素であると共に、フェライト中のＣを
低減させて延性の良い高張力鋼板を得るための元素でも
ある。しかしＳｉが１．００％を超えると熱延鋼板の表
面性状が劣化するばかりでなく、スラブの連続鋳造が困
難となって経済的な製造方法が採用出来なくなる。また
ＳＬが０．３０％未満では強度−延性バランスの良いフ
ェライト−ベイナイト組織が得難い。
低減させて延性の良い高張力鋼板を得るための元素でも
ある。しかしＳｉが１．００％を超えると熱延鋼板の表
面性状が劣化するばかりでなく、スラブの連続鋳造が困
難となって経済的な製造方法が採用出来なくなる。また
ＳＬが０．３０％未満では強度−延性バランスの良いフ
ェライト−ベイナイト組織が得難い。
Ｍｎは固溶強化元素であると共に、Ｃと同様にベイナイ
ト変態を促進する元素であり、低温変態相の活用によっ
て高張力熱延鋼板を得るための基本的構成元素である。
ト変態を促進する元素であり、低温変態相の活用によっ
て高張力熱延鋼板を得るための基本的構成元素である。
しかし２．００％を超えると熱延鋼板の溶接割れ感受性
が著しく高くなるばかりでなく、縞状組織が形成されて
延性の低下が大きくなり、 Ｏ，ＳＯ５未満ではベイナ
イト相の生成が困難となる。
が著しく高くなるばかりでなく、縞状組織が形成されて
延性の低下が大きくなり、 Ｏ，ＳＯ５未満ではベイナ
イト相の生成が困難となる。
Ｓは硫化物系介在物による冷間加工性の劣化特に打抜き
穴拡げ加工性の劣化を考慮して０．００５％以下とした
。
穴拡げ加工性の劣化を考慮して０．００５％以下とした
。
Ａｌは脱酸材として使用される元素であり、０．００１
％未満では製鋼工程で脱酸不足となり、０．１％を超え
ると鋼板の表面性状の劣化を招く。なお、ＡｌはＮと結
合し易い元素であり１次に示すＮの効果を持たせるため
に遊離Ｎを残すためには含量が低い方が良いので０．０
５％以下が特に好ましい。
％未満では製鋼工程で脱酸不足となり、０．１％を超え
ると鋼板の表面性状の劣化を招く。なお、ＡｌはＮと結
合し易い元素であり１次に示すＮの効果を持たせるため
に遊離Ｎを残すためには含量が低い方が良いので０．０
５％以下が特に好ましい。
Ｎは焼付は硬化性を持たせるための元素であり。
０．０１５％を超えると冷間加工性が損われ、０．００
５％未満では充分な焼付は硬化性がマ：）られない。
５％未満では充分な焼付は硬化性がマ：）られない。
上記の化学成分組織の鋼を熱間圧延終了後の冷却速度を
２０℃／秒以上に速めるのは、オーステナイト結晶粒の
成長を抑制して微細フェライトの生成を促進せしめ、こ
れによって強度−延性バランスの向上を図るためである
。又巻取り温度を６００℃以下の低温とするのは、フェ
ライト結晶の粗大化を防止すること、硬質第２相を確保
すること。
２０℃／秒以上に速めるのは、オーステナイト結晶粒の
成長を抑制して微細フェライトの生成を促進せしめ、こ
れによって強度−延性バランスの向上を図るためである
。又巻取り温度を６００℃以下の低温とするのは、フェ
ライト結晶の粗大化を防止すること、硬質第２相を確保
すること。
フェライト中にＡＩＩＮが析出して焼付は硬化性が低下
するのを防ぐこと、更には速い冷却速度と相俟つて硬質
第２相の強度と体積率との向上によって高強度を得るこ
と、のためである。又巻取り温度を３５０℃を超えるよ
うにするのは、巻取り温度が低過ぎると自己焼なまし効
果がなく、製品の材質変動が大きくなるからである。
するのを防ぐこと、更には速い冷却速度と相俟つて硬質
第２相の強度と体積率との向上によって高強度を得るこ
と、のためである。又巻取り温度を３５０℃を超えるよ
うにするのは、巻取り温度が低過ぎると自己焼なまし効
果がなく、製品の材質変動が大きくなるからである。
このようにして得られる熱延鋼板は、成形加工時におい
て冷延鋼板のようにはストレッチャー・ストレインが問
題となり難いと同時に焼付は硬化性に優れるという特長
を有する。
て冷延鋼板のようにはストレッチャー・ストレインが問
題となり難いと同時に焼付は硬化性に優れるという特長
を有する。
本発明方法においてＮ成分を固定することなく遊離Ｎと
して上記の範囲に確保することは、巻取り温度の制御の
みで容易に出来る。遊離Ｎは焼付は硬化性を持たせ、従
って焼付けによって硬度は著しく上昇するが、それと共
に衝撃遷移温度が若干高温側に推移する。しかしながら
その程度は僅かで工業的に問題とならない。
して上記の範囲に確保することは、巻取り温度の制御の
みで容易に出来る。遊離Ｎは焼付は硬化性を持たせ、従
って焼付けによって硬度は著しく上昇するが、それと共
に衝撃遷移温度が若干高温側に推移する。しかしながら
その程度は僅かで工業的に問題とならない。
以下に実施例、比較例により本発明を更に具体的に説明
する。
する。
実施例１〜１２．比較例１〜１９
第１表に示す化学成分組成を有するＨａ １〜Ｎ（１１
６′の鋼を９０トン転炉で溶製し、分塊圧延又は連続鋳
造で厚さ２５０ ｔｅｎのスラブとし、１２３０℃で加
熱して粗圧延した後に、第２表に示す製造条件でダンデ
ムミルによる熱間仕上圧延と圧延後の巻取りとを行なっ
て、第２表に示す各板厚の熱間圧延鋼板を製造した。
６′の鋼を９０トン転炉で溶製し、分塊圧延又は連続鋳
造で厚さ２５０ ｔｅｎのスラブとし、１２３０℃で加
熱して粗圧延した後に、第２表に示す製造条件でダンデ
ムミルによる熱間仕上圧延と圧延後の巻取りとを行なっ
て、第２表に示す各板厚の熱間圧延鋼板を製造した。
得られた各鋼板について機械的性質を測定した。
すなわち、引張試験によって降伏点、引張強度（ＴＳ）
及び伸び（ＩＪ）を測定し、更に焼付は硬化性の指標と
して、試験片に３％の予歪を与えた後に１７０℃、３０
分間加熱したものについて引張強度の上昇量（これをＢ
Ｈと呼ぶ）を測定した。なお、鋼板の強度−圧延バラン
スを示すＴＳ Ｘ ＥＱ値を併記した。
及び伸び（ＩＪ）を測定し、更に焼付は硬化性の指標と
して、試験片に３％の予歪を与えた後に１７０℃、３０
分間加熱したものについて引張強度の上昇量（これをＢ
Ｈと呼ぶ）を測定した。なお、鋼板の強度−圧延バラン
スを示すＴＳ Ｘ ＥＱ値を併記した。
結果を第２表に示す。
以下余白
第１表
（注）命印：本発明で規定する範囲内の鋼の化学成分峠
印：本発明で規定する範囲外の鋼の化学成分第２表の実
施例１〜１２から、本発明で規定する化学成分組成の鋼
Ｎα１〜Ｎα５を、熱間圧延温度。
印：本発明で規定する範囲外の鋼の化学成分第２表の実
施例１〜１２から、本発明で規定する化学成分組成の鋼
Ｎα１〜Ｎα５を、熱間圧延温度。
冷却速度及び巻取り温度を本発明で規定する範囲内に制
御して得た高張力熱間圧延鋼板は何れも強度−延性バラ
ンスに優れており、更に優れた焼付は硬化性も付与され
ていることが判る。
御して得た高張力熱間圧延鋼板は何れも強度−延性バラ
ンスに優れており、更に優れた焼付は硬化性も付与され
ていることが判る。
一方、比較例１〜４から、鋼の化学成分組成が本発明で
規定するものであっても、製造条件のうちの１以上が本
発明の規定範囲外であれば上記実施例の如き優れた高張
力熱間圧延鋼板は得られないことが判る。例えば、巻取
り温度については、６００℃を超える比較例１では焼付
は硬化性を示す引張強度の上昇量ＢＨが極めて小さくな
っており、３５０℃以下の比較例２では焼付は硬化性は
優れているが、強度−延性バランスが不良となるばかり
でなく、表には表われていないが機械的性質の変動が増
大して商品価値が低下してしまうのである。
規定するものであっても、製造条件のうちの１以上が本
発明の規定範囲外であれば上記実施例の如き優れた高張
力熱間圧延鋼板は得られないことが判る。例えば、巻取
り温度については、６００℃を超える比較例１では焼付
は硬化性を示す引張強度の上昇量ＢＨが極めて小さくな
っており、３５０℃以下の比較例２では焼付は硬化性は
優れているが、強度−延性バランスが不良となるばかり
でなく、表には表われていないが機械的性質の変動が増
大して商品価値が低下してしまうのである。
又、冷却速度が２０℃／秒未満である比較例３及び仕上
圧延温度がＡｒ３変態点未満の温度である比較例４では
、延性は比較的良好であるが、それに相応した強度が得
られないために強度−圧延バランスが劣っている。
圧延温度がＡｒ３変態点未満の温度である比較例４では
、延性は比較的良好であるが、それに相応した強度が得
られないために強度−圧延バランスが劣っている。
又、これらの製造条件がすべて本発明の規定に適合して
いる場合であっても、熱間圧延の対象とする鋼の化学成
分組成が本発明で規定する範囲外であるときは、各実施
例の如き優れた強度−圧延バランスと高い焼付は硬化性
とを備えた高張力熱間圧延鋼板の得られないことが他の
比較例から判る。
いる場合であっても、熱間圧延の対象とする鋼の化学成
分組成が本発明で規定する範囲外であるときは、各実施
例の如き優れた強度−圧延バランスと高い焼付は硬化性
とを備えた高張力熱間圧延鋼板の得られないことが他の
比較例から判る。
実施例１３．比較例２０
第３表に示す化学成分組成の鋼Ｎα１７（実施例１３用
）及び鋼Ｎα１８（比較例２０用）を連続鋳造にて厚さ
２５０ ｔｒｔｎのスラブとし、 １２３０℃に加熱し
て粗圧延を行なった後に８８０℃で熱間仕上圧延を行な
い、冷却速度３０℃／秒で冷却し１次いで巻取り温度５
６０℃で巻き取って、それぞれ板厚４．５ｍの熱間圧延
鋼板を製造した。
）及び鋼Ｎα１８（比較例２０用）を連続鋳造にて厚さ
２５０ ｔｒｔｎのスラブとし、 １２３０℃に加熱し
て粗圧延を行なった後に８８０℃で熱間仕上圧延を行な
い、冷却速度３０℃／秒で冷却し１次いで巻取り温度５
６０℃で巻き取って、それぞれ板厚４．５ｍの熱間圧延
鋼板を製造した。
第３表
このようにして得た各熱間圧延鋼板について各種温度で
衝撃値及び脆性破面率をそれぞれ測定して衝撃遷移温度
を求めたところ、第１図及び第２図に示す結果を得た。
衝撃値及び脆性破面率をそれぞれ測定して衝撃遷移温度
を求めたところ、第１図及び第２図に示す結果を得た。
この第１図及び第２図から、本発明方法によって得られ
る実施例１３とＮ成分含有量の少ない比較例２０との高
張力熱間圧延鋼板の衝撃遷移温度はいずれもほぼ０℃で
あり、本発明方法によるＮ成分含有量の範囲内であれば
充分な靭性を有する鋼板が得られ、冷間加工時の割れ等
の実用上問題がないことが判る。
る実施例１３とＮ成分含有量の少ない比較例２０との高
張力熱間圧延鋼板の衝撃遷移温度はいずれもほぼ０℃で
あり、本発明方法によるＮ成分含有量の範囲内であれば
充分な靭性を有する鋼板が得られ、冷間加工時の割れ等
の実用上問題がないことが判る。
本発明方法によれば、加工性及び焼付は硬化性に優れた
高張力熱延鋼板を容易且つ低コストで製造することが出
来る。板厚が比較的厚くて成形加工に多大のエネルギー
を必要とする高張力熱延鋼板にとって、成形加工時に軟
らかくそして焼付は後の使用の段階で高強度を示す性質
は非常に重要な特性であり、本発明が高張力熱延鋼板を
必要とする広い産業分野で省資源、省エネルギーに貢献
するところ大なるものがある。
高張力熱延鋼板を容易且つ低コストで製造することが出
来る。板厚が比較的厚くて成形加工に多大のエネルギー
を必要とする高張力熱延鋼板にとって、成形加工時に軟
らかくそして焼付は後の使用の段階で高強度を示す性質
は非常に重要な特性であり、本発明が高張力熱延鋼板を
必要とする広い産業分野で省資源、省エネルギーに貢献
するところ大なるものがある。
第１図及び第２図はそれぞれ実施例１３．比較例２０の
衝撃靭性の指標となる衝撃値及び脆性破面率の温度によ
る変化を示すグラフである。
衝撃靭性の指標となる衝撃値及び脆性破面率の温度によ
る変化を示すグラフである。
Claims (1)
- １ Ｃ：０．０６〜０．１６％、Ｓｉ：０．３０〜１．
００％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｓ：０．００５
％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５
〜０．０１５％を含有し残部がＦｅ及び不可避的な不純
物元素より成る鋼を、Ａｒ＿３変態点以上で熱間圧延を
終了し、次いで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３
５０℃を超え６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴
とする加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2024686A JPS62180021A (ja) | 1986-02-03 | 1986-02-03 | 加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2024686A JPS62180021A (ja) | 1986-02-03 | 1986-02-03 | 加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62180021A true JPS62180021A (ja) | 1987-08-07 |
| JPH0555572B2 JPH0555572B2 (ja) | 1993-08-17 |
Family
ID=12021835
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2024686A Granted JPS62180021A (ja) | 1986-02-03 | 1986-02-03 | 加工性及び焼付け硬化性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62180021A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63247314A (ja) * | 1987-04-02 | 1988-10-14 | Kawasaki Steel Corp | 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法 |
| JPH02282420A (ja) * | 1989-04-21 | 1990-11-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工用熱延鋼板の製造方法及び熱延鋼板の加工熱処理法 |
| JPH03219049A (ja) * | 1989-11-30 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | バーリング性と延性の優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP1375694A1 (en) * | 2002-06-19 | 2004-01-02 | Rautaruukki OYJ | Hot-rolled steel strip and method for manufacturing the same |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS586936A (ja) * | 1981-07-06 | 1983-01-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
| JPS59222528A (ja) * | 1983-05-31 | 1984-12-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延高張力鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-02-03 JP JP2024686A patent/JPS62180021A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS586936A (ja) * | 1981-07-06 | 1983-01-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 |
| JPS59222528A (ja) * | 1983-05-31 | 1984-12-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延高張力鋼板の製造方法 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63247314A (ja) * | 1987-04-02 | 1988-10-14 | Kawasaki Steel Corp | 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法 |
| JPH02282420A (ja) * | 1989-04-21 | 1990-11-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工用熱延鋼板の製造方法及び熱延鋼板の加工熱処理法 |
| JPH03219049A (ja) * | 1989-11-30 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | バーリング性と延性の優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP1375694A1 (en) * | 2002-06-19 | 2004-01-02 | Rautaruukki OYJ | Hot-rolled steel strip and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0555572B2 (ja) | 1993-08-17 |
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