JPS62192539A - 高f値熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
高f値熱延鋼板の製造方法Info
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- JPS62192539A JPS62192539A JP61033646A JP3364686A JPS62192539A JP S62192539 A JPS62192539 A JP S62192539A JP 61033646 A JP61033646 A JP 61033646A JP 3364686 A JP3364686 A JP 3364686A JP S62192539 A JPS62192539 A JP S62192539A
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Classifications
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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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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-
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- 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
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
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、特定の成分からなり、熱延ままで高いr下値
を有する熱延鋼板の製造方法に関するものである。
を有する熱延鋼板の製造方法に関するものである。
(従来の技術)
薄板の加工のうち、深絞りは基本的な加工であり、薄板
の加工性のなかで論ぜられる深絞り性は極めて重要な因
子である。周知のごとく深絞り性の支配因子は下値であ
り、例えば冷延、焼鈍を施し集合組織を制御することに
よりF値を高める努力がなされている。ここで、下値と
はり、 C。
の加工性のなかで論ぜられる深絞り性は極めて重要な因
子である。周知のごとく深絞り性の支配因子は下値であ
り、例えば冷延、焼鈍を施し集合組織を制御することに
よりF値を高める努力がなされている。ここで、下値と
はり、 C。
D(45度)方向のランクフォード値の平均値のことで
あり、それぞれのランクフォード値を’L+rC+ r
oとして F= (rt、 +r、 +2 ro ) /4により
算出されている。
あり、それぞれのランクフォード値を’L+rC+ r
oとして F= (rt、 +r、 +2 ro ) /4により
算出されている。
従来、熱延鋼板、では下値の低いこと(〜0.9)が常
識とされている。これは、熱間圧延ままでは結晶方位が
ランダムであり、下値に有利な集合組織が得られないか
らである。従って、下値の高い鋼板を得るためには、冷
延、焼鈍する必要があり、逆に冷延、焼鈍することがr
下値を確保する唯一の方法と考えられている。
識とされている。これは、熱間圧延ままでは結晶方位が
ランダムであり、下値に有利な集合組織が得られないか
らである。従って、下値の高い鋼板を得るためには、冷
延、焼鈍する必要があり、逆に冷延、焼鈍することがr
下値を確保する唯一の方法と考えられている。
一方、最近の、熱延鋼板の加工性に対するユーザーの要
求は、高くなる一方であり、従来の製造方法のみでは限
界近くまでに及んでいる。従って、従来にはない、まっ
たく新しい性質を有する鋼板の開発が必要とされてきた
。
求は、高くなる一方であり、従来の製造方法のみでは限
界近くまでに及んでいる。従って、従来にはない、まっ
たく新しい性質を有する鋼板の開発が必要とされてきた
。
従来技術において、高加工性という観点で、時効性に有
害な固溶(C)、 (N)を真空脱ガス法、もしくは
Ti 、Nb 、B、A1などで固定することによりI
F(インタースティシアルフリーInterstiti
al Free)化し、加工性に有害なp、 sなど
を極力下げた鋼を、適当な熱延条件で圧延することによ
る、低YP、高伸びでかつ伸びフランジ性、張出し性に
優れた熱延鋼板製造技術(例えば特開昭55−1077
32号公報、特開昭54−86421号公報等)は多く
見受けられる。しかしこれらはいずれも高々0.90程
度で高いT値を付与させた熱延鋼板製造技術ではない。
害な固溶(C)、 (N)を真空脱ガス法、もしくは
Ti 、Nb 、B、A1などで固定することによりI
F(インタースティシアルフリーInterstiti
al Free)化し、加工性に有害なp、 sなど
を極力下げた鋼を、適当な熱延条件で圧延することによ
る、低YP、高伸びでかつ伸びフランジ性、張出し性に
優れた熱延鋼板製造技術(例えば特開昭55−1077
32号公報、特開昭54−86421号公報等)は多く
見受けられる。しかしこれらはいずれも高々0.90程
度で高いT値を付与させた熱延鋼板製造技術ではない。
一方、熱延鋼板で高いr下値を付与させた製造技術とし
ては、IF化させた鋼を仕上圧延段階で温間(十油潤滑
)圧延する技術(例えば、特開昭59−226149号
公報、特願昭59−124751号など)がある。しか
しこれらは、いずれも焼鈍が必須であり圧延方法そのも
のが非常に難しい技術である。
ては、IF化させた鋼を仕上圧延段階で温間(十油潤滑
)圧延する技術(例えば、特開昭59−226149号
公報、特願昭59−124751号など)がある。しか
しこれらは、いずれも焼鈍が必須であり圧延方法そのも
のが非常に難しい技術である。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明者らは、上述した先行技術とは全く違った観点か
ら新しい性質を有する高加工性熱延鋼板を得るべく鋭意
研究検討を重ねた。その結果として新しい性質とは高い
r値を得ることであることを見出した。
ら新しい性質を有する高加工性熱延鋼板を得るべく鋭意
研究検討を重ねた。その結果として新しい性質とは高い
r値を得ることであることを見出した。
(問題点を解決するための手段)
本発明者らは、高いr下値を得るためには、特定成分で
オーステナイト圧延を制御すれば良いことを見出した。
オーステナイト圧延を制御すれば良いことを見出した。
すなわち本発明はC0,015wt%以下、 Mn 1
.0〜2.5wt%、 AfO,005〜0.10−t
%、NbO,01〜0.06wt%、TiO,01〜0
.1wt%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる鋼を熱片のまま、または、加熱炉に装入し115
0℃以上に加熱したのち、粗圧延において980〜11
00℃の温度範囲で1バス、20%以上の大圧下を少な
くとも1回以上加え、仕上圧延をAr3〜930℃で終
了し、仕上圧延におけるAr、+ 150℃以下での全
圧下量を90%以上とし、600〜800℃で巻取るこ
とを特徴とする高下値熱延鋼板の製造方法を要旨とする
もので、高Mnで固溶(C,N)のないIF鋼をγ域に
おける特定温度範囲で大圧下をとり、その後冷却し特定
の温度で巻取る技術である。
.0〜2.5wt%、 AfO,005〜0.10−t
%、NbO,01〜0.06wt%、TiO,01〜0
.1wt%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる鋼を熱片のまま、または、加熱炉に装入し115
0℃以上に加熱したのち、粗圧延において980〜11
00℃の温度範囲で1バス、20%以上の大圧下を少な
くとも1回以上加え、仕上圧延をAr3〜930℃で終
了し、仕上圧延におけるAr、+ 150℃以下での全
圧下量を90%以上とし、600〜800℃で巻取るこ
とを特徴とする高下値熱延鋼板の製造方法を要旨とする
もので、高Mnで固溶(C,N)のないIF鋼をγ域に
おける特定温度範囲で大圧下をとり、その後冷却し特定
の温度で巻取る技術である。
以下、本発明の成分および熱延条件の限定理由について
詳述する。
詳述する。
Cは、IF化を計るためには、極力低い方が良い。本発
明鋼はMnの高いことが一つの特徴であるが、製鋼での
溶製上Mn添加によりCピックアンプが生じ、どうして
もC量が増加してしまう場合も考慮に入れ、Cの上限を
0.015wt%とした。
明鋼はMnの高いことが一つの特徴であるが、製鋼での
溶製上Mn添加によりCピックアンプが生じ、どうして
もC量が増加してしまう場合も考慮に入れ、Cの上限を
0.015wt%とした。
好ましい範囲は、0.003〜0.008wt%である
。
。
Mnは、本発明にとって重要な元素である。周知のごと
<Mnは鋼の強度を上げる元素であり、従来の高加工性
熱延鋼板製造技術では、極力下げた方が良いと判断され
ていた。しかしながら、本発明者らがその常識を省みず
、敢えて添加するように至った理由は次のとおりである
。すなわち、Mnは、C以外には鋼の材質をあまり劣化
させること無く変態点を下げる唯一の元素である。従っ
て、仕上圧延段階でオーステナイトを未再結晶圧延させ
るためには非常に有効な元素である。そのためには少な
くとも1.0wt%は必要である。製鋼での溶製上、特
別な配慮を必要としない範囲として、上限を 2.5w
t%とした。好ましい範囲は、1.0〜2.0wt%で
ある。
<Mnは鋼の強度を上げる元素であり、従来の高加工性
熱延鋼板製造技術では、極力下げた方が良いと判断され
ていた。しかしながら、本発明者らがその常識を省みず
、敢えて添加するように至った理由は次のとおりである
。すなわち、Mnは、C以外には鋼の材質をあまり劣化
させること無く変態点を下げる唯一の元素である。従っ
て、仕上圧延段階でオーステナイトを未再結晶圧延させ
るためには非常に有効な元素である。そのためには少な
くとも1.0wt%は必要である。製鋼での溶製上、特
別な配慮を必要としない範囲として、上限を 2.5w
t%とした。好ましい範囲は、1.0〜2.0wt%で
ある。
A1は、脱酸剤として必要であり、0.005wt%未
満であるとその効果は無くなる。上限は0.10wtχ
とした。脱酸剤としての効果はこの量で十分である。
満であるとその効果は無くなる。上限は0.10wtχ
とした。脱酸剤としての効果はこの量で十分である。
Nbは、Mnと同様に本発明にとって重要な元素である
。従来の高加工性熱延鋼板製造技術では、NbはTi
と同様、唯単に時効性に有害な固溶(C)、 (N)
を固定するためにのみ添加されていた。従って、熱延加
熱温度を低(するのが、従来の製造技術である。本発明
は、それとは別の理由でNbを添加する。すなわち、N
bがオーステナイトの再結晶温度を上げる元素であるこ
とを積極的に利用する。そのために熱延加熱温度、もし
くはスラブの圧延工程に至る時の温度が重要であること
は当然である。そのための゛、必要最低Nb量は、0.
01wt%である。また、上限としては、0.06wt
%で充分である。好ましい範囲は、0.02〜0.05
wt%である。
。従来の高加工性熱延鋼板製造技術では、NbはTi
と同様、唯単に時効性に有害な固溶(C)、 (N)
を固定するためにのみ添加されていた。従って、熱延加
熱温度を低(するのが、従来の製造技術である。本発明
は、それとは別の理由でNbを添加する。すなわち、N
bがオーステナイトの再結晶温度を上げる元素であるこ
とを積極的に利用する。そのために熱延加熱温度、もし
くはスラブの圧延工程に至る時の温度が重要であること
は当然である。そのための゛、必要最低Nb量は、0.
01wt%である。また、上限としては、0.06wt
%で充分である。好ましい範囲は、0.02〜0.05
wt%である。
Tiは、Cおよび不可避的不純物としてのN。
Sを固定するために添加する。その量としては0.01
wt%は必要である。製鋼での溶製の観点より、その上
限を0.01〜0.1wt%とした。
wt%は必要である。製鋼での溶製の観点より、その上
限を0.01〜0.1wt%とした。
更に、より高度のr下値、加工”性を要求される場合を
考慮し、P、 Sは極力下げた方が良い。特にPはA
r3変態点を極端に上げるため低い方が良く、好ましい
範囲として0.01wt%未満、Sは加工性向上の観点
から0.006wt%未満を好ましい範囲とする。
考慮し、P、 Sは極力下げた方が良い。特にPはA
r3変態点を極端に上げるため低い方が良く、好ましい
範囲として0.01wt%未満、Sは加工性向上の観点
から0.006wt%未満を好ましい範囲とする。
また、Stは、圧延鋼の変態点(特に Ar5)上げる
元素であるため、少なくて良(、極力下げた方が良い。
元素であるため、少なくて良(、極力下げた方が良い。
好ましい範囲は0.051wt%以下である。
次に、熱延条件の限定理由について詳述する。
鋳片又は鋼片などのスラブは、熱片のまま圧延工程に装
入しても良い。但し、それは粗圧延が980〜1100
”cの温度範囲で1パス、20%以上の大圧下を少なく
とも1回以上加えることのできるスラブ装入温度である
必要がある。加熱炉に装入する場合は、Nbを固溶させ
る意味から抽出温度で1150℃以上確保する必要があ
る。好ましくは、1200〜1250℃である。
入しても良い。但し、それは粗圧延が980〜1100
”cの温度範囲で1パス、20%以上の大圧下を少なく
とも1回以上加えることのできるスラブ装入温度である
必要がある。加熱炉に装入する場合は、Nbを固溶させ
る意味から抽出温度で1150℃以上確保する必要があ
る。好ましくは、1200〜1250℃である。
粗圧延は、980〜1100℃の温度範囲で1パス、2
0%以上の大圧下を少なくとも1回以上加えなければな
らない。本発明の場合、粗圧延は、オーステナイトの再
結晶域で圧延し、γ粒を小さくすることに意味がある。
0%以上の大圧下を少なくとも1回以上加えなければな
らない。本発明の場合、粗圧延は、オーステナイトの再
結晶域で圧延し、γ粒を小さくすることに意味がある。
従って、980℃以上必要であり、これを下まわると再
結晶域圧延とはならない。逆に、1100℃を超えた温
度で該圧延を終了してしまうと、オーステナイト粒径は
大きくなるばかりである。また、該温度範囲で1パス、
20%以上の大圧下を少なくとも1回以上行わないこと
には、所望の集合組織が得られない。
結晶域圧延とはならない。逆に、1100℃を超えた温
度で該圧延を終了してしまうと、オーステナイト粒径は
大きくなるばかりである。また、該温度範囲で1パス、
20%以上の大圧下を少なくとも1回以上行わないこと
には、所望の集合組織が得られない。
仕上圧延は、Ar、〜930℃で終了しなければならな
い。(ここでAr3は、仕上圧延温度測定点に相当する
銅帯の組織写真において、α域圧延による組織(加工フ
ェライトなど)が出なくなった温度とする。)Nb、M
nを添加しても仕上圧延温度を上記範囲に規定しなけれ
ば、高いF値は得られない。これは該温度範囲がオース
テナイトの未再結晶温度範囲であり、この未再結晶温度
範囲を拡げるためにNbとMnを添加している。従って
、最も好ましい温度は、Ar、直上である。該温度範囲
を上まわっても下まわってもr下値は出な(なる。
い。(ここでAr3は、仕上圧延温度測定点に相当する
銅帯の組織写真において、α域圧延による組織(加工フ
ェライトなど)が出なくなった温度とする。)Nb、M
nを添加しても仕上圧延温度を上記範囲に規定しなけれ
ば、高いF値は得られない。これは該温度範囲がオース
テナイトの未再結晶温度範囲であり、この未再結晶温度
範囲を拡げるためにNbとMnを添加している。従って
、最も好ましい温度は、Ar、直上である。該温度範囲
を上まわっても下まわってもr下値は出な(なる。
また、仕上圧延の圧下量は高くなければならず、Ar、
+ 150℃以下での温度範囲での全圧下量か量が90
%未満であれば所望のT値は得られない。
+ 150℃以下での温度範囲での全圧下量か量が90
%未満であれば所望のT値は得られない。
すなわち、該温度範囲がオーステナイトの未再結晶温度
域であり、その温度範囲での圧下率を高めることにより
オーステナイトにおける強い集合組織を得ることができ
る。Ar、+ 150℃なる温度を定めた理由は、本来
この温度は再結晶域からはずれていること、安定した操
業を行うにあたってはこの程度の範囲が必要であるため
である。従って、仕上圧延ではAr=直上における等温
圧延が最も好ましい圧延方法である。
域であり、その温度範囲での圧下率を高めることにより
オーステナイトにおける強い集合組織を得ることができ
る。Ar、+ 150℃なる温度を定めた理由は、本来
この温度は再結晶域からはずれていること、安定した操
業を行うにあたってはこの程度の範囲が必要であるため
である。従って、仕上圧延ではAr=直上における等温
圧延が最も好ましい圧延方法である。
巻取温度は、600℃以上である必要がある。
すなわち、高温巻取とすることによりコイル段階におけ
る自己焼鈍を活用し、r下値を高める。その効果が出て
くる最低温度が、600℃であり、好ましくは700〜
800℃とする。また、高温巻取により延性も高くなる
ため、この観点からも好ましい。また、800℃以上の
高温巻取は操業上非常に困難であるため、上限は800
℃也した。
る自己焼鈍を活用し、r下値を高める。その効果が出て
くる最低温度が、600℃であり、好ましくは700〜
800℃とする。また、高温巻取により延性も高くなる
ため、この観点からも好ましい。また、800℃以上の
高温巻取は操業上非常に困難であるため、上限は800
℃也した。
ランアウトテーブルでの冷却条件は通常の方法で良いが
、好ましくは仕上圧延終了後2秒以内に30℃/sec
以上の急冷を施した方がαの集合組織形成に有利である
。
、好ましくは仕上圧延終了後2秒以内に30℃/sec
以上の急冷を施した方がαの集合組織形成に有利である
。
以上で、構成要件の数値的限定理由について述べた。但
し、巻取温度は自己焼鈍を活用し、r下値および伸びを
改善するため高目としたが、仮に操業上のトラブルによ
り巻取温度が低くなり、所望のr下値が得られなかった
場合や、より高度の加工性を得るために、バッチ焼鈍を
行っても良い。また、熱延コイルとなった後の精整工程
は通常の方法でよく、スキンパス、レベラーなども通常
の方法で良い。
し、巻取温度は自己焼鈍を活用し、r下値および伸びを
改善するため高目としたが、仮に操業上のトラブルによ
り巻取温度が低くなり、所望のr下値が得られなかった
場合や、より高度の加工性を得るために、バッチ焼鈍を
行っても良い。また、熱延コイルとなった後の精整工程
は通常の方法でよく、スキンパス、レベラーなども通常
の方法で良い。
(実施例)
第1表に示す成分を有する鋼を、実験室にて溶製し、型
抜き後圧延実験に供した。但し、この実験室圧延は、実
機を高精度で再現できる設備により行った。第1表のう
ち本発明鋼はI’kl、 2であり、磁3はMn、t
lh4はNb、11h5はTi、m6はCが発明範囲外
である。
抜き後圧延実験に供した。但し、この実験室圧延は、実
機を高精度で再現できる設備により行った。第1表のう
ち本発明鋼はI’kl、 2であり、磁3はMn、t
lh4はNb、11h5はTi、m6はCが発明範囲外
である。
ン
第2表は、6鋼を用い加熱温度1200°C(炉り 、
950−1100℃における粗圧延を3パl (20−
25−25%)Ar3〜Ar3+150℃ごの全圧下率
を92%とし各々のFT、CTをと、たときの機械的性
質である。鋼1,2は、熱延ヒま普通鋼ではこれまで得
られなかったF値を示また。ここで、板隠は数字で示し
た鋼を用いアル2アベツトで区別する。FTは仕上圧延
終了温度ト、CTは巻取温度を示す。
950−1100℃における粗圧延を3パl (20−
25−25%)Ar3〜Ar3+150℃ごの全圧下率
を92%とし各々のFT、CTをと、たときの機械的性
質である。鋼1,2は、熱延ヒま普通鋼ではこれまで得
られなかったF値を示また。ここで、板隠は数字で示し
た鋼を用いアル2アベツトで区別する。FTは仕上圧延
終了温度ト、CTは巻取温度を示す。
第3表は、鋼1,2を用い、仕上圧延温度が機戎的性質
に及ぼす影響をみたものである。(仕上E延温度、巻取
温度以外は第2表の方法と同様)本発明の仕上圧延温度
範囲を定めたのは、上記の結果が参考になったことは言
うまでもない。
に及ぼす影響をみたものである。(仕上E延温度、巻取
温度以外は第2表の方法と同様)本発明の仕上圧延温度
範囲を定めたのは、上記の結果が参考になったことは言
うまでもない。
第4表は、粗圧延率、仕上圧延率が機械的性質に及ぼす
影響をみたものである。なお、表中“粗”は、980〜
1100℃の温度範囲における各パスの圧延率を示し、
“仕上”は、Arz+150℃以下での全圧下率を示す
。(FT850℃、 07710℃) 以上のように、各工程における圧延率が本発明の構成上
の重要因子であることは明らかである。
影響をみたものである。なお、表中“粗”は、980〜
1100℃の温度範囲における各パスの圧延率を示し、
“仕上”は、Arz+150℃以下での全圧下率を示す
。(FT850℃、 07710℃) 以上のように、各工程における圧延率が本発明の構成上
の重要因子であることは明らかである。
(発明の効果)
本発明によれば、対象がIF鋼であるため、非時効、高
延性でありかつ40kgf/n+”以上の高強度を有す
る鋼が製造されうる。又本発明によって得られた鋼は4
5度方向のr値も高いことが特徴であり、例えば角筒絞
りなどの成形に適する。
延性でありかつ40kgf/n+”以上の高強度を有す
る鋼が製造されうる。又本発明によって得られた鋼は4
5度方向のr値も高いことが特徴であり、例えば角筒絞
りなどの成形に適する。
従って、本発明による綱は革新的な良加工性熱延薄板と
しての使用用途が広く、産業上稗益するところが橿めて
大である。
しての使用用途が広く、産業上稗益するところが橿めて
大である。
Claims (1)
- C0.015wt%以下、Mn1.0〜2.5wt%、
Al0.005〜0.10wt%、Nb0.01〜0.
06wt%、Ti0.01〜0.1wt%を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を熱片のまま、
または、加熱炉に装入し1150℃以上に加熱したのち
、粗圧延において980〜1100℃の温度範囲で1パ
ス、20%以上の大圧下を少なくとも1回以上加え、仕
上圧延をAr_3〜930℃で終了し、仕上圧延におけ
るAr_3+150℃以下での全圧下量を90%以上と
し、600〜800℃で巻取ることを特徴とする高@r
@下値熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61033646A JPS62192539A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高f値熱延鋼板の製造方法 |
GB8702389A GB2187475B (en) | 1986-02-18 | 1987-02-03 | Process for producing hot-rolled steel sheet having high r value |
US07/011,824 US4769088A (en) | 1986-02-18 | 1987-02-06 | Process for producing hot-rolled steel sheet having high r value |
DE19873704828 DE3704828A1 (de) | 1986-02-18 | 1987-02-16 | Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlbandes mit einem hohen r-wert |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61033646A JPS62192539A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高f値熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62192539A true JPS62192539A (ja) | 1987-08-24 |
JPH0141689B2 JPH0141689B2 (ja) | 1989-09-07 |
Family
ID=12392206
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61033646A Granted JPS62192539A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高f値熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4769088A (ja) |
JP (1) | JPS62192539A (ja) |
DE (1) | DE3704828A1 (ja) |
GB (1) | GB2187475B (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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DE19725434C2 (de) * | 1997-06-16 | 1999-08-19 | Schloemann Siemag Ag | Verfahren zum Walzen von Warmbreitband in einer CSP-Anlage |
DE19814223A1 (de) * | 1998-03-31 | 1999-10-07 | Schloemann Siemag Ag | Verfahren zur Herstellung von mikrolegierten Baustählen |
DE10247998B4 (de) * | 2002-10-15 | 2004-07-15 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen eines besonders gut verformbaren kaltgewalzten Stahlbands oder -blechs |
CN103459648B (zh) * | 2011-04-13 | 2015-08-12 | 新日铁住金株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
CA2832890C (en) | 2011-04-13 | 2016-03-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet for gas nitrocarburizing and manufacturing method thereof |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5597431A (en) * | 1979-01-20 | 1980-07-24 | Nippon Steel Corp | Preparation of hot rolling steel plate with good processability |
Family Cites Families (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3849209A (en) * | 1972-02-01 | 1974-11-19 | Nippon Steel Corp | Manufacturing method of high tension, high toughness steel |
JPS59226149A (ja) * | 1983-06-03 | 1984-12-19 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板及びその製造方法 |
-
1986
- 1986-02-18 JP JP61033646A patent/JPS62192539A/ja active Granted
-
1987
- 1987-02-03 GB GB8702389A patent/GB2187475B/en not_active Expired
- 1987-02-06 US US07/011,824 patent/US4769088A/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-02-16 DE DE19873704828 patent/DE3704828A1/de active Granted
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5597431A (en) * | 1979-01-20 | 1980-07-24 | Nippon Steel Corp | Preparation of hot rolling steel plate with good processability |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
GB2187475B (en) | 1989-11-08 |
JPH0141689B2 (ja) | 1989-09-07 |
DE3704828C2 (ja) | 1990-03-22 |
GB2187475A (en) | 1987-09-09 |
GB8702389D0 (en) | 1987-03-11 |
DE3704828A1 (de) | 1987-08-20 |
US4769088A (en) | 1988-09-06 |
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