JP2705461B2 - 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法Info
- Publication number
- JP2705461B2 JP2705461B2 JP14814792A JP14814792A JP2705461B2 JP 2705461 B2 JP2705461 B2 JP 2705461B2 JP 14814792 A JP14814792 A JP 14814792A JP 14814792 A JP14814792 A JP 14814792A JP 2705461 B2 JP2705461 B2 JP 2705461B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- annealing
- rolled steel
- steel
- cold
- steel strip
- 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 - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は、強度ならびに延性が
要求されるプロジェクション溶接用細粒鋼、薄物冷延鋼
板等として適した加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法に
関する。
要求されるプロジェクション溶接用細粒鋼、薄物冷延鋼
板等として適した加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法に
関する。
【0002】
【従来の技術】プロジェクション溶接は、母材の片側ま
たは両側に小さな突起(projection)を作っ
てこの部分に大電流と加圧力を集中させ、母材の接触抵
抗と固有抵抗による抵抗発熱を利用し、溶接部を溶融せ
しめ、圧接を行うものである。プロジェクション溶接に
おいては、突起の形状寸法(高さ、先端太さ)によって
溶接部の品質が大きく左右されるので、突起の形状寸法
は通電前の予圧に十分耐えられるだけの剛性があり、か
つ相手の平板との熱平衡を保ちうることが必要である。
このため、ベアリングリテーナー等のプロジェクション
溶接用材料には、十分な突起高さを得るための延性と、
通電前の予圧に十分耐えられるだけの強度が必要であ
る。
たは両側に小さな突起(projection)を作っ
てこの部分に大電流と加圧力を集中させ、母材の接触抵
抗と固有抵抗による抵抗発熱を利用し、溶接部を溶融せ
しめ、圧接を行うものである。プロジェクション溶接に
おいては、突起の形状寸法(高さ、先端太さ)によって
溶接部の品質が大きく左右されるので、突起の形状寸法
は通電前の予圧に十分耐えられるだけの剛性があり、か
つ相手の平板との熱平衡を保ちうることが必要である。
このため、ベアリングリテーナー等のプロジェクション
溶接用材料には、十分な突起高さを得るための延性と、
通電前の予圧に十分耐えられるだけの強度が必要であ
る。
【0003】上記強度ならびに延性が要求される加工性
に優れたベアリングリテーナー用材料、スチールペーパ
ー用材料、深絞り用材料等には、成分、フェライト結晶
粒度および展伸度等を調整した細粒鋼の冷延鋼板が使用
されている。一般的な箱形焼鈍炉による細粒鋼の製造方
法としては、冷間圧延したのち、箱形焼鈍炉でオープン
コイル焼鈍し、コイルの加熱速度を上昇させて急速加熱
を行う方法、熱間圧延時のコイル巻取り温度を680℃
以上の高温とし、高温巻取りを行う方法が知られてい
る。また、連続焼鈍炉による細粒鋼の製造においては、
図4に示すとおり、焼鈍加熱速度が極めて大きくなる
と、鋼中のsol.Al量にかかわらず、等軸細粒組織
が得られる。これはAlNの析出より早期にフェライト
粒の再結晶が起こるためである。
に優れたベアリングリテーナー用材料、スチールペーパ
ー用材料、深絞り用材料等には、成分、フェライト結晶
粒度および展伸度等を調整した細粒鋼の冷延鋼板が使用
されている。一般的な箱形焼鈍炉による細粒鋼の製造方
法としては、冷間圧延したのち、箱形焼鈍炉でオープン
コイル焼鈍し、コイルの加熱速度を上昇させて急速加熱
を行う方法、熱間圧延時のコイル巻取り温度を680℃
以上の高温とし、高温巻取りを行う方法が知られてい
る。また、連続焼鈍炉による細粒鋼の製造においては、
図4に示すとおり、焼鈍加熱速度が極めて大きくなる
と、鋼中のsol.Al量にかかわらず、等軸細粒組織
が得られる。これはAlNの析出より早期にフェライト
粒の再結晶が起こるためである。
【0004】また、他の方法としては、C:0.01〜
0.10%、Mn:0.40%、sol.Al:0.0
80〜0.850%、N:0.0050%以下を含有
し、残部は実質的にFeよりなるアルミキルド鋼を通常
の熱間圧延および冷間圧延後670〜720℃の通常の
焼なましを施しフェライト粒度を9以上の細粒にし、r
値を1.50以上とする鋼板(特開昭54−80225
号公報)、C:0.02〜0.12%、Mn:0.1〜
0.6%、P:0.01〜0.05%、Al:0.08
%以下、残Feおよびその他不純物からなる低炭素鋼板
を連続焼鈍ラインにて再結晶温度以上Ac1変態点以下
に加熱、均熱後、冷却速度を3〜1000℃/sに調整
する熱処理を施し、硬度の異なる鋼板を作り分ける方法
(特開昭57−70227号公報)、C:0.010〜
0.040%、Mn:0.05〜0.25%、S:0.
004〜0.020%、Al:0.010〜0.080
%、N:0.0030%以下を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物よりなる鋼を連続鋳造し、その直後の
鋳片(スラブ)を50℃/min以下の冷却速度で11
00〜1200℃まで冷却したのち、スラブ表面温度が
1000〜1100℃の温度域にあるときに熱延を開始
し、650℃以上の温度域で巻き取ったのち、冷延およ
び連続焼鈍を行う方法(特開平1−208419号公
報)等が提案されている。
0.10%、Mn:0.40%、sol.Al:0.0
80〜0.850%、N:0.0050%以下を含有
し、残部は実質的にFeよりなるアルミキルド鋼を通常
の熱間圧延および冷間圧延後670〜720℃の通常の
焼なましを施しフェライト粒度を9以上の細粒にし、r
値を1.50以上とする鋼板(特開昭54−80225
号公報)、C:0.02〜0.12%、Mn:0.1〜
0.6%、P:0.01〜0.05%、Al:0.08
%以下、残Feおよびその他不純物からなる低炭素鋼板
を連続焼鈍ラインにて再結晶温度以上Ac1変態点以下
に加熱、均熱後、冷却速度を3〜1000℃/sに調整
する熱処理を施し、硬度の異なる鋼板を作り分ける方法
(特開昭57−70227号公報)、C:0.010〜
0.040%、Mn:0.05〜0.25%、S:0.
004〜0.020%、Al:0.010〜0.080
%、N:0.0030%以下を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物よりなる鋼を連続鋳造し、その直後の
鋳片(スラブ)を50℃/min以下の冷却速度で11
00〜1200℃まで冷却したのち、スラブ表面温度が
1000〜1100℃の温度域にあるときに熱延を開始
し、650℃以上の温度域で巻き取ったのち、冷延およ
び連続焼鈍を行う方法(特開平1−208419号公
報)等が提案されている。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】前記プロジェクション
溶接性等の優れた等軸細粒鋼を製造するためには、前記
図4に示すとおり、sol.Al量を低下させ、焼鈍加
熱速度を上昇させてAlNの析出に先立って再結晶さ
せ、なおかつ低い焼鈍温度で焼鈍し、フェライト結晶粒
の細粒化を図る必要がある。しかしながら、前記連続焼
鈍による細粒鋼の製造においては、焼鈍加熱速度が大き
く、等軸細粒鋼となるが、設備制約上焼鈍時間が制限さ
れ、最大2分程度であるため、焼鈍温度を750〜90
0℃と高温にせざるを得ず、フェライト結晶粒が成長
し、フェライト結晶粒度番号は、最大でも10のレベル
である。したがって、等軸細粒組織が得られる加熱速度
で、かつ、焼鈍温度を低くすることが必要である。
溶接性等の優れた等軸細粒鋼を製造するためには、前記
図4に示すとおり、sol.Al量を低下させ、焼鈍加
熱速度を上昇させてAlNの析出に先立って再結晶さ
せ、なおかつ低い焼鈍温度で焼鈍し、フェライト結晶粒
の細粒化を図る必要がある。しかしながら、前記連続焼
鈍による細粒鋼の製造においては、焼鈍加熱速度が大き
く、等軸細粒鋼となるが、設備制約上焼鈍時間が制限さ
れ、最大2分程度であるため、焼鈍温度を750〜90
0℃と高温にせざるを得ず、フェライト結晶粒が成長
し、フェライト結晶粒度番号は、最大でも10のレベル
である。したがって、等軸細粒組織が得られる加熱速度
で、かつ、焼鈍温度を低くすることが必要である。
【0006】また、箱形焼鈍炉による細粒鋼の製造にお
いては、タイト焼鈍の場合に、窒素50%以上、残部水
素からなる通常の焼鈍雰囲気では、焼鈍加熱速度は15
℃/Hr程度と低く、等軸細粒鋼を得ることができな
い。箱形焼鈍炉でもオープンコイル焼鈍、または水素濃
度90%以上、残部窒素の焼鈍雰囲気で焼鈍すれば、焼
鈍加熱速度を30℃/Hr以上となるが、しかしこれだ
けでは等軸細粒鋼を得ることができない。
いては、タイト焼鈍の場合に、窒素50%以上、残部水
素からなる通常の焼鈍雰囲気では、焼鈍加熱速度は15
℃/Hr程度と低く、等軸細粒鋼を得ることができな
い。箱形焼鈍炉でもオープンコイル焼鈍、または水素濃
度90%以上、残部窒素の焼鈍雰囲気で焼鈍すれば、焼
鈍加熱速度を30℃/Hr以上となるが、しかしこれだ
けでは等軸細粒鋼を得ることができない。
【0007】この発明の目的は、強度ならびに延性に優
れたフェライト結晶粒度番号10以上の等軸微細粒鋼
を、箱形焼鈍炉により得ることことができる加工性に優
れた冷延鋼帯の製造方法を提供することにある。
れたフェライト結晶粒度番号10以上の等軸微細粒鋼
を、箱形焼鈍炉により得ることことができる加工性に優
れた冷延鋼帯の製造方法を提供することにある。
【0008】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく鋭意試験研究を重ねた。その結果、熱延鋼
帯のsol.Al量を0.025%以下とすれば、箱形
焼鈍炉で焼鈍加熱速度30℃/Hrで十分等軸細粒鋼が
得られること、また、焼鈍温度を700℃以下とするこ
とによって、フェライト結晶粒度番号10以上の微細粒
鋼を得ることができること、さらに、sol.Al量を
0.025%以下とすることにより、冷間圧延によって
導入された歪(ミクロ的には転位)が焼鈍によって加え
られる熱エネルギーにより開放(ミクロ的には転位の移
動)され易くなり、低い焼鈍温度でも再結晶し易くなる
ことを究明し、この発明に到達した。
を達成すべく鋭意試験研究を重ねた。その結果、熱延鋼
帯のsol.Al量を0.025%以下とすれば、箱形
焼鈍炉で焼鈍加熱速度30℃/Hrで十分等軸細粒鋼が
得られること、また、焼鈍温度を700℃以下とするこ
とによって、フェライト結晶粒度番号10以上の微細粒
鋼を得ることができること、さらに、sol.Al量を
0.025%以下とすることにより、冷間圧延によって
導入された歪(ミクロ的には転位)が焼鈍によって加え
られる熱エネルギーにより開放(ミクロ的には転位の移
動)され易くなり、低い焼鈍温度でも再結晶し易くなる
ことを究明し、この発明に到達した。
【0009】すなわちこの発明は、C:0.02〜0.
10%、Si:0.05%以下、P:0.050%以
下、S:0.030%以下、Mn:0.10〜0.40
%、sol.Al:0.005〜0.025%を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる熱延鋼帯
を、酸洗、冷間圧延したのち、水素濃度75%以上の還
元性雰囲気ガス中で、加熱速度30℃/Hr以上、焼鈍
温度580〜700℃で箱焼鈍するのである。
10%、Si:0.05%以下、P:0.050%以
下、S:0.030%以下、Mn:0.10〜0.40
%、sol.Al:0.005〜0.025%を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる熱延鋼帯
を、酸洗、冷間圧延したのち、水素濃度75%以上の還
元性雰囲気ガス中で、加熱速度30℃/Hr以上、焼鈍
温度580〜700℃で箱焼鈍するのである。
【0010】
【作用】この発明において、化学成分、還元性雰囲気ガ
ス中の水素濃度、箱焼鈍における加熱速度、焼鈍温度を
限定した理由は次のとおりである。Cは0.02%未満
とするには精錬コストが上昇するので好ましくなく、
0.10%を超えると鋼の硬化を増進させ、延性が劣化
するので加工用途には適さなくなるので、0.02〜
0.10%とした。Siは0.05%を超えると強度が
上昇し、伸びが減少して加工用途には適さなくなるので
0.05%以下とした。Pは0.05%を超えるとSi
と同様強度が上昇し、伸びが減少して加工用途には適さ
なくなるので0.05%以下とした。Sは0.03%を
超えると熱間加工性が低下し、表面疵が発生すると共
に、MnS系介在物が増加し、冷汗加工性が低下するの
で、0.03%以下とした。Mnは0.10%未満では
スラブ加熱中にFeSによる赤熱脆性が発生するため
0.10%以上必要であるが、0.40%を超えるとC
と同様鋼の硬化を増進させ、延性が劣化するので加工用
途には適さなくなるので、0.10〜0.40%とし
た。sol.Alは0.005%未満では脱酸不足とな
ってCOガスによる連続鋳造スラブ表面にピンホール疵
が発生し、0.025%を超えると、焼鈍加熱段階での
AlNの析出に先立つ再結晶が十分でなくなるので、
0.005〜0.025%とした。特に、sol.A
l:0.020%以下では、図2および図3に示すとお
り、再結晶温度が低下して580℃で再結晶が開始さ
れ、フェライト結晶粒度番号11以上の極細粒鋼を得る
ことができ、板厚0.2mmの極薄鋼板をタイト焼鈍し
ても、焼付きが発生することはない。
ス中の水素濃度、箱焼鈍における加熱速度、焼鈍温度を
限定した理由は次のとおりである。Cは0.02%未満
とするには精錬コストが上昇するので好ましくなく、
0.10%を超えると鋼の硬化を増進させ、延性が劣化
するので加工用途には適さなくなるので、0.02〜
0.10%とした。Siは0.05%を超えると強度が
上昇し、伸びが減少して加工用途には適さなくなるので
0.05%以下とした。Pは0.05%を超えるとSi
と同様強度が上昇し、伸びが減少して加工用途には適さ
なくなるので0.05%以下とした。Sは0.03%を
超えると熱間加工性が低下し、表面疵が発生すると共
に、MnS系介在物が増加し、冷汗加工性が低下するの
で、0.03%以下とした。Mnは0.10%未満では
スラブ加熱中にFeSによる赤熱脆性が発生するため
0.10%以上必要であるが、0.40%を超えるとC
と同様鋼の硬化を増進させ、延性が劣化するので加工用
途には適さなくなるので、0.10〜0.40%とし
た。sol.Alは0.005%未満では脱酸不足とな
ってCOガスによる連続鋳造スラブ表面にピンホール疵
が発生し、0.025%を超えると、焼鈍加熱段階での
AlNの析出に先立つ再結晶が十分でなくなるので、
0.005〜0.025%とした。特に、sol.A
l:0.020%以下では、図2および図3に示すとお
り、再結晶温度が低下して580℃で再結晶が開始さ
れ、フェライト結晶粒度番号11以上の極細粒鋼を得る
ことができ、板厚0.2mmの極薄鋼板をタイト焼鈍し
ても、焼付きが発生することはない。
【0011】箱形焼鈍炉における雰囲気ガス中の水素濃
度を75%以上としたのは、水素濃度が75%未満では
焼鈍加熱速度30℃/Hr以上を得ることができず、等
軸細粒鋼を得ることができないからである。焼鈍加熱速
度を30℃/Hr以上としたのは、sol.Al:0.
005〜0.025%において、焼鈍加熱段階でAlN
析出に先立って再結晶させ、等軸細粒鋼を得るには、3
0℃/Hr以上が必要であるからである。焼鈍温度を5
80〜700℃としたのは、580℃は再結晶開始温度
であり、700℃を超えるとフェライト粒が成長して粗
大化し、フェライト粒度番号10以上の等軸細粒鋼を得
ることができないからである。
度を75%以上としたのは、水素濃度が75%未満では
焼鈍加熱速度30℃/Hr以上を得ることができず、等
軸細粒鋼を得ることができないからである。焼鈍加熱速
度を30℃/Hr以上としたのは、sol.Al:0.
005〜0.025%において、焼鈍加熱段階でAlN
析出に先立って再結晶させ、等軸細粒鋼を得るには、3
0℃/Hr以上が必要であるからである。焼鈍温度を5
80〜700℃としたのは、580℃は再結晶開始温度
であり、700℃を超えるとフェライト粒が成長して粗
大化し、フェライト粒度番号10以上の等軸細粒鋼を得
ることができないからである。
【0012】この発明においては、sol.Al:0.
005〜0.025%の熱延鋼帯を、酸洗、冷間圧延し
たのち、水素濃度75%以上の還元性雰囲気ガス中で、
加熱速度30℃/Hr以上、焼鈍温度580〜700℃
で箱焼鈍するすることによって、焼鈍加熱段階でAlN
の析出に先立ってフェライト粒が再結晶し、しかもフェ
ライト粒の粒成長が抑制されて等軸細粒組織となり、フ
ェライト結晶粒度番号10以上の等軸微細粒鋼を得るこ
とができ、加工性に優れた冷延鋼帯を製造することがで
きる。
005〜0.025%の熱延鋼帯を、酸洗、冷間圧延し
たのち、水素濃度75%以上の還元性雰囲気ガス中で、
加熱速度30℃/Hr以上、焼鈍温度580〜700℃
で箱焼鈍するすることによって、焼鈍加熱段階でAlN
の析出に先立ってフェライト粒が再結晶し、しかもフェ
ライト粒の粒成長が抑制されて等軸細粒組織となり、フ
ェライト結晶粒度番号10以上の等軸微細粒鋼を得るこ
とができ、加工性に優れた冷延鋼帯を製造することがで
きる。
【0013】
実施例1 表1に示す化学成分の熱間圧延鋼帯を、酸洗、冷間圧延
したのち、表2に示すとおり、箱型焼鈍炉を用いて表2
に示すとおり、焼鈍加熱速度16〜40℃/Hr、焼鈍
温度585〜690℃、焼鈍均熱時間8〜10時間で焼
鈍した。得られた各鋼帯より試料を採取し、JIS G
0552に規定のフェライト結晶粒度試験方法に準じ
てフェライト結晶粒の展伸度および切断法により粒度番
号を測定した。その結果を表2に併記する。なお、従来
例3のみは、連続焼鈍を実施した。
したのち、表2に示すとおり、箱型焼鈍炉を用いて表2
に示すとおり、焼鈍加熱速度16〜40℃/Hr、焼鈍
温度585〜690℃、焼鈍均熱時間8〜10時間で焼
鈍した。得られた各鋼帯より試料を採取し、JIS G
0552に規定のフェライト結晶粒度試験方法に準じ
てフェライト結晶粒の展伸度および切断法により粒度番
号を測定した。その結果を表2に併記する。なお、従来
例3のみは、連続焼鈍を実施した。
【0014】
【表1】
【0015】
【表2】
【0016】表1および表2に示すとおり、sol.A
l:0.025%以下、焼鈍加熱速度30℃/Hr以
上、焼鈍温度580〜700℃で箱焼鈍した本発明例1
〜4は、いずれもフェライト結晶粒の展伸度0.98〜
1.03、粒度番号10.8〜12.0と等軸微細粒鋼
である。これに対し比較例1〜3は、いずれもフェライ
ト結晶粒の展伸度0.99〜2.30、粒度番号7.6
〜8.5で、フェライト結晶粒の細粒化が不十分であ
る。
l:0.025%以下、焼鈍加熱速度30℃/Hr以
上、焼鈍温度580〜700℃で箱焼鈍した本発明例1
〜4は、いずれもフェライト結晶粒の展伸度0.98〜
1.03、粒度番号10.8〜12.0と等軸微細粒鋼
である。これに対し比較例1〜3は、いずれもフェライ
ト結晶粒の展伸度0.99〜2.30、粒度番号7.6
〜8.5で、フェライト結晶粒の細粒化が不十分であ
る。
【0017】実施例2 表3に示すとおり、sol.Al量以外は同一の成分組
成の熱間圧延鋼帯を酸洗したのち、圧下率75%で冷間
圧延して板厚0.5mmの冷間圧延鋼帯となし、表4に
示す焼鈍条件で焼鈍した。得られた各鋼帯より試料を採
取し、機械的性質の試験を行った。その結果を引張強さ
と伸びとのバランスで図1に示す。
成の熱間圧延鋼帯を酸洗したのち、圧下率75%で冷間
圧延して板厚0.5mmの冷間圧延鋼帯となし、表4に
示す焼鈍条件で焼鈍した。得られた各鋼帯より試料を採
取し、機械的性質の試験を行った。その結果を引張強さ
と伸びとのバランスで図1に示す。
【0018】
【表3】
【0019】
【表4】
【0020】図1に示すとおり、本発明例5の場合は、
従来例4ないし6に比較し、高強度、高延性の加工性に
優れた冷延鋼板を製造することができる。
従来例4ないし6に比較し、高強度、高延性の加工性に
優れた冷延鋼板を製造することができる。
【0021】
【発明の効果】以上述べたとおり、この発明方法によれ
ば、フェライト結晶粒度番号10以上の等軸微細粒鋼を
得ることができ、ベアリングリテーナー用材料あるいは
焼鈍時に焼付きし易い薄物焼鈍冷延鋼板等、強度ならび
に延性双方を要求される加工性に優れた冷延鋼帯を容易
に製造することができる。
ば、フェライト結晶粒度番号10以上の等軸微細粒鋼を
得ることができ、ベアリングリテーナー用材料あるいは
焼鈍時に焼付きし易い薄物焼鈍冷延鋼板等、強度ならび
に延性双方を要求される加工性に優れた冷延鋼帯を容易
に製造することができる。
【図1】実施例2における引張強さと伸びとのバランス
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図2】加熱速度50℃/Hrにおける冷延鋼板中のs
ol.Al含有量と焼鈍温度と硬度(Hv)との関係を
示すグラフである。
ol.Al含有量と焼鈍温度と硬度(Hv)との関係を
示すグラフである。
【図3】sol.Al含有量と加熱速度50℃/Hrに
おける焼鈍温度とフェライト結晶粒度番号との関係を示
すグラフである。
おける焼鈍温度とフェライト結晶粒度番号との関係を示
すグラフである。
【図4】sol.Al量と焼鈍加熱速度とフェライト結
晶粒との関係を示す模式図である。
晶粒との関係を示す模式図である。
Claims (1)
- 【請求項1】 C:0.02〜0.10%、Si:0.
05%以下、P:0.050%以下、S:0.030%
以下、Mn:0.10〜0.40%、sol.Al:
0.005〜0.025%を含有し、残部がFeおよび
不可避的不純物からなる熱延鋼帯を、酸洗、冷間圧延し
たのち、水素濃度75%以上の還元性雰囲気ガス中、加
熱速度30℃/Hr以上、焼鈍温度580〜700℃で
箱焼鈍することを特徴とする加工性に優れた冷延鋼帯の
製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14814792A JP2705461B2 (ja) | 1992-05-13 | 1992-05-13 | 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14814792A JP2705461B2 (ja) | 1992-05-13 | 1992-05-13 | 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH05311247A JPH05311247A (ja) | 1993-11-22 |
JP2705461B2 true JP2705461B2 (ja) | 1998-01-28 |
Family
ID=15446319
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14814792A Expired - Fee Related JP2705461B2 (ja) | 1992-05-13 | 1992-05-13 | 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2705461B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100705957B1 (ko) * | 2005-12-22 | 2007-04-12 | 현대하이스코 주식회사 | 경도보증용 냉연강판의 상자소둔로 소둔열처리 사이클 |
KR100812051B1 (ko) * | 2006-11-08 | 2008-03-10 | 현대하이스코 주식회사 | 고장력 자동차강판의 상자소둔 열처리 방법 |
KR101039984B1 (ko) * | 2008-10-02 | 2011-06-09 | 현대하이스코 주식회사 | 자동차용 고장력 강판의 상자소둔로 열처리방법 |
KR101033339B1 (ko) * | 2011-01-04 | 2011-05-09 | 현대하이스코 주식회사 | 도어 프레임재용 냉연강판의 상자소둔 열처리 방법 |
KR101033412B1 (ko) * | 2011-01-04 | 2011-05-11 | 현대하이스코 주식회사 | 드럼재용 냉연강판의 상자소둔 열처리 방법 |
CN115595503A (zh) * | 2022-10-10 | 2023-01-13 | 本钢板材股份有限公司(Cn) | 一种高硬度轴网用热轧酸洗板及其制备方法 |
-
1992
- 1992-05-13 JP JP14814792A patent/JP2705461B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH05311247A (ja) | 1993-11-22 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US7682559B2 (en) | Cr-bearing heat-resistant steel sheet excellent in workability and method for production thereof | |
US7465361B2 (en) | Method for producing grain oriented magnetic steel sheet and grain oriented magnetic steel sheet | |
US10301700B2 (en) | Method for producing a steel component | |
JP3152576B2 (ja) | Nb含有フェライト鋼板の製造方法 | |
TW202223116A (zh) | 沃斯田鐵系不鏽鋼帶的製造方法 | |
JPS6116323B2 (ja) | ||
JP2705461B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 | |
WO1988010319A1 (en) | High-strength, cold-rolled steel sheet having high gamma value and process for its production | |
JP2009030081A (ja) | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP7052934B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板 | |
JP2514447B2 (ja) | 磁気特性および表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH06179922A (ja) | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 | |
JP2581887B2 (ja) | 冷間加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP3466298B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JP7525081B1 (ja) | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
JP2718369B2 (ja) | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 | |
JPH058256B2 (ja) | ||
JPH10152728A (ja) | 加工性および表面性状に優れる冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0774412B2 (ja) | 加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
JPH0545654B2 (ja) | ||
JPS61124533A (ja) | 連続焼鈍による加工性良好な非時効性冷延鋼板の製造法 | |
JP2024063127A (ja) | 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法 | |
JP2003013176A (ja) | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性冷延鋼板およびその製造方法 | |
JPH02267231A (ja) | 深絞り性と表面性状に優れた面内異方性の少ない冷延鋼板の製造法 | |
JP2821035B2 (ja) | 低密度薄鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |