JPH02267222A - 低降状比複合組織型高張力厚肉熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
低降状比複合組織型高張力厚肉熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH02267222A JPH02267222A JP8795989A JP8795989A JPH02267222A JP H02267222 A JPH02267222 A JP H02267222A JP 8795989 A JP8795989 A JP 8795989A JP 8795989 A JP8795989 A JP 8795989A JP H02267222 A JPH02267222 A JP H02267222A
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- Heat Treatment Of 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)
この発明は、低降伏比(以下低YRと称す)複合組織型
高張力厚肉熱延鋼板を、高能率にて低コストで製造する
方法に関するものである。
高張力厚肉熱延鋼板を、高能率にて低コストで製造する
方法に関するものである。
(従来の技術)
この複合組織型高張力熱延鋼板は、マルテンサイト相お
よびベーナイト相のいずれか、または両方よりなる低温
変態生成物と、フェライト相との混合組織を有し、前記
低温変態生成物が鋼の強化に関与し、フェライト相が鋼
に延性を与える役割を果たすものである。
よびベーナイト相のいずれか、または両方よりなる低温
変態生成物と、フェライト相との混合組織を有し、前記
低温変態生成物が鋼の強化に関与し、フェライト相が鋼
に延性を与える役割を果たすものである。
従来、上記の複合組織型熱延鋼板の製造には、幾多の方
法が提案されている。それらは例えば特公昭56−13
6929号公報などにその代表例がみられるごとく、A
r3変態点以上の最終仕上げ圧延温度を終了した鋼板を
、直ちに10℃/sec以上の冷却速度でAr’変態点
以下の温度まで急冷し、300〜150℃の範囲で捲き
取る方法が知られている。
法が提案されている。それらは例えば特公昭56−13
6929号公報などにその代表例がみられるごとく、A
r3変態点以上の最終仕上げ圧延温度を終了した鋼板を
、直ちに10℃/sec以上の冷却速度でAr’変態点
以下の温度まで急冷し、300〜150℃の範囲で捲き
取る方法が知られている。
上記公報に見られる低YRw4板は、自動車部品等にプ
レス加工される薄肉材(t =2.0mm)に関するも
ので、引張り強さ60〜75kg/−でYRが58〜B
3%という特性を持っている。
レス加工される薄肉材(t =2.0mm)に関するも
ので、引張り強さ60〜75kg/−でYRが58〜B
3%という特性を持っている。
市場の鋼材に対する特性要求は、年々厳格化の傾向にあ
るが、この中には要求特性はそのままで特性そのものが
厳しくなるものに加えて、新しい特性を持った品種を要
求される場合がある。
るが、この中には要求特性はそのままで特性そのものが
厳しくなるものに加えて、新しい特性を持った品種を要
求される場合がある。
後者の1例として、引張り強さ65 kg /−以上で
かつ低YRで板厚6mm以上の厚肉電縫鋼管がある。
かつ低YRで板厚6mm以上の厚肉電縫鋼管がある。
これは、建築用として使用されるもので、耐震構造上低
YRが必要となる。電縫n4管の製造を考えた時、素材
ホットコイルからパイプに成形する際の加工硬化により
、当然のごと<YRが上昇する。
YRが必要となる。電縫n4管の製造を考えた時、素材
ホットコイルからパイプに成形する際の加工硬化により
、当然のごと<YRが上昇する。
さらに実際の使用が角管であり、丸管からさらに角管に
成形されることを考えると、成形でのYRの上昇はある
程度必須と考えられる。成形に関しては、現在までに加
工硬化を最小限に押える、電縫鋼管の成形が種々検討さ
れているものの、最大のポイントは素材・ホットコイル
の極限までの低YR化と、成形歪の極小化の組合せであ
る。
成形されることを考えると、成形でのYRの上昇はある
程度必須と考えられる。成形に関しては、現在までに加
工硬化を最小限に押える、電縫鋼管の成形が種々検討さ
れているものの、最大のポイントは素材・ホットコイル
の極限までの低YR化と、成形歪の極小化の組合せであ
る。
成形歪を同一にすれば、素材の低YR化はそのまま製品
の低YR化につながると考えられ、そのためにも現状の
ホットコイルのYRをさらに低下させる必要が出てきて
いる。そのため、現状で60%のYRを55%に、さら
に50%に低下させる必要がある。
の低YR化につながると考えられ、そのためにも現状の
ホットコイルのYRをさらに低下させる必要が出てきて
いる。そのため、現状で60%のYRを55%に、さら
に50%に低下させる必要がある。
(発明が解決しようとする課題)
しかして、このような要望を満足する熱延鋼板の製造手
段がなく早急な確立が望まれており、本発明はこの要望
を達成する安価な製造方法を提供するものである。
段がなく早急な確立が望まれており、本発明はこの要望
を達成する安価な製造方法を提供するものである。
(課題を解決するための手段)
本発明は重量%にて、C: 0.05〜0.20%、S
i10,10〜0.5Q%、Mn:Q、50〜2.00
%、Mo:Q、03〜0.50%、TI:0.005〜
0.030%、Ag:0.O05〜o、ogo%、N
: 0.0080%以下を基本成分として含有し、さら
E Ca:o、0010〜0.0080%、希土類元素
:0.0010〜0.0080%からなる介在物形態制
御元素群並びにCu:0.10〜0.50%、Nl:0
.10〜3.00%、Cr:0.10〜3.00%から
なる強度改善元素群のいずれかの元素群のうち1種また
は2種以上あるいは両光素群からそれぞれ選んだ2種以
上の元素を含有し、残部Fcおよび不可避不純物からな
る鋼を、最終仕上げ圧延温度がAr3変態点以上の温度
となる条件にて熱間圧延し、圧延後Ar3変態点未満ま
で無注水放冷を行い、その後捲き取りまでの平均冷却速
度15℃/ see以上で冷却し、150℃未満で捲き
取ることを特徴とする低降伏比複合組織型高張力厚肉熱
延鋼板の製造方法である。
i10,10〜0.5Q%、Mn:Q、50〜2.00
%、Mo:Q、03〜0.50%、TI:0.005〜
0.030%、Ag:0.O05〜o、ogo%、N
: 0.0080%以下を基本成分として含有し、さら
E Ca:o、0010〜0.0080%、希土類元素
:0.0010〜0.0080%からなる介在物形態制
御元素群並びにCu:0.10〜0.50%、Nl:0
.10〜3.00%、Cr:0.10〜3.00%から
なる強度改善元素群のいずれかの元素群のうち1種また
は2種以上あるいは両光素群からそれぞれ選んだ2種以
上の元素を含有し、残部Fcおよび不可避不純物からな
る鋼を、最終仕上げ圧延温度がAr3変態点以上の温度
となる条件にて熱間圧延し、圧延後Ar3変態点未満ま
で無注水放冷を行い、その後捲き取りまでの平均冷却速
度15℃/ see以上で冷却し、150℃未満で捲き
取ることを特徴とする低降伏比複合組織型高張力厚肉熱
延鋼板の製造方法である。
(作 用)
従来A「3変態点以上で圧延終了し、10℃/sec以
上の冷却速度でAr’変態点以下まで急冷することによ
って、高強度のわりに高延性でかつ低YR化が図られる
ことが知られているが、この方法で製造されたものは鋼
板中の固溶Cと固溶Nが増加するために、圧延後捲き戻
し、形状矯正等を受けると、歪時効によって延性の劣化
と降伏点の上昇をもたらし、所望の低YRが得られない
ことが知られている。
上の冷却速度でAr’変態点以下まで急冷することによ
って、高強度のわりに高延性でかつ低YR化が図られる
ことが知られているが、この方法で製造されたものは鋼
板中の固溶Cと固溶Nが増加するために、圧延後捲き戻
し、形状矯正等を受けると、歪時効によって延性の劣化
と降伏点の上昇をもたらし、所望の低YRが得られない
ことが知られている。
本発明は、この歪時効による降伏点上昇並びに延性劣化
の少ない、引張り強さ05 kg /−以上の複合組織
型高強度厚肉熱延鋼板を得るため、種々試験の結果、圧
延後の空冷と超低温捲き取りによって達成できることを
見いだしたものである。
の少ない、引張り強さ05 kg /−以上の複合組織
型高強度厚肉熱延鋼板を得るため、種々試験の結果、圧
延後の空冷と超低温捲き取りによって達成できることを
見いだしたものである。
すなわち、A r a変態点以上で熱間圧延を終了し、
引き続いてA r a変態点未満まで無注水放冷した後
、15℃/sec以上の冷却速度で急冷した場合には、
急冷前に一部フエライトが析出し、残部オーステナイト
に炭素を濃化させることが可能となり、その後の冷却時
に生成する第2相の強度が高まること、またこれによっ
て生成するフェライトは急冷時に生成するフェライトに
比較して軟らかくかつその分率も高く、第2相の硬化と
あわせて一段と低YR化が可能であるという知見を得た
。
引き続いてA r a変態点未満まで無注水放冷した後
、15℃/sec以上の冷却速度で急冷した場合には、
急冷前に一部フエライトが析出し、残部オーステナイト
に炭素を濃化させることが可能となり、その後の冷却時
に生成する第2相の強度が高まること、またこれによっ
て生成するフェライトは急冷時に生成するフェライトに
比較して軟らかくかつその分率も高く、第2相の硬化と
あわせて一段と低YR化が可能であるという知見を得た
。
このようにした後コイルに捲き取られるが、捲き取り後
の熱履歴を考えると、捲き取り温度、コイルの大きさに
もよるが、常温まで冷却するのに数十時間を要し、かな
り冷却速度の遅い自己焼鈍になっている。
の熱履歴を考えると、捲き取り温度、コイルの大きさに
もよるが、常温まで冷却するのに数十時間を要し、かな
り冷却速度の遅い自己焼鈍になっている。
つまり、捲き取り温度の上昇は第2相の軟化を招く恐れ
があり、これにつき調査した結果、150℃未満の超低
温まで冷却した後、コイルに捲き取った場合自己焼鈍が
なく、第2相の軟化も発生しないことを知見したのであ
る。
があり、これにつき調査した結果、150℃未満の超低
温まで冷却した後、コイルに捲き取った場合自己焼鈍が
なく、第2相の軟化も発生しないことを知見したのであ
る。
本発明はこのように、圧延、冷却条件の限定を主要な要
素とするが、成分組成の上では、T1を添加して鋼中の
固溶NをTiNとして固溶し歪時効を防止することの他
に、焼入性向上作用のあるMoを添加した鋼を出発材料
とすることにより、延性の劣化や降伏点上昇を抑制、と
同時に第2相の強度を上昇させることが可能で、結果と
してより低YR化が可能であるとの知見を得て、前記の
如き発明を完成させたものである。
素とするが、成分組成の上では、T1を添加して鋼中の
固溶NをTiNとして固溶し歪時効を防止することの他
に、焼入性向上作用のあるMoを添加した鋼を出発材料
とすることにより、延性の劣化や降伏点上昇を抑制、と
同時に第2相の強度を上昇させることが可能で、結果と
してより低YR化が可能であるとの知見を得て、前記の
如き発明を完成させたものである。
つぎに、この発明の方法において鋼の成分組成範囲、熱
間圧延条件および冷却条件を上記の通りに限定した理由
を説明する。
間圧延条件および冷却条件を上記の通りに限定した理由
を説明する。
C成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、鋼板の強度を高める作用があり0.05%以上必
要であるが、0.20%を超えると成形性を損なうため
、0.05〜0.20%とした。
させ、鋼板の強度を高める作用があり0.05%以上必
要であるが、0.20%を超えると成形性を損なうため
、0.05〜0.20%とした。
S1成分には、固溶体強化作用により、鋼板の強度およ
び延性を改善する作用があり、0,10%以上必要であ
るが、0.50%を超えて含有させると、鋼板の靭性が
劣化するようになるため、その含有量を0.10〜0.
50%と定めた。
び延性を改善する作用があり、0,10%以上必要であ
るが、0.50%を超えて含有させると、鋼板の靭性が
劣化するようになるため、その含有量を0.10〜0.
50%と定めた。
Mn成分には、熱間圧延後冷却時の焼入性を向上させて
マルテンサイトおよび下部ベーナイト組織を得やすくす
る作用があるが、その含有量が0.50%未満では前記
作用にその効果が得られず、一方2.0%を超えて含有
させると、製鋼作業が困難となるばかりでなく、経済的
でないことから、その含有量を0.5〜2.0%と定め
た。
マルテンサイトおよび下部ベーナイト組織を得やすくす
る作用があるが、その含有量が0.50%未満では前記
作用にその効果が得られず、一方2.0%を超えて含有
させると、製鋼作業が困難となるばかりでなく、経済的
でないことから、その含有量を0.5〜2.0%と定め
た。
Mo成分にもMnと同様、熱間圧延後冷却時の焼入性を
向上させてマルテンサイトおよび下部ベーナイト組織を
得やすくする作用があるが、その含有量が0.03%未
満ではその効果が得られず、一方0.50%を超えて含
有させると、強度が出すぎることおよび経済的でないこ
とから、その含有量を0.03〜0.50%と定めた。
向上させてマルテンサイトおよび下部ベーナイト組織を
得やすくする作用があるが、その含有量が0.03%未
満ではその効果が得られず、一方0.50%を超えて含
有させると、強度が出すぎることおよび経済的でないこ
とから、その含有量を0.03〜0.50%と定めた。
TI酸成分は、高温度域にて鋼板中の固溶窒素と容易に
結合してTiNを形成し、固溶窒素を減少させる効果が
あるが、その含有量が0.005%未満ではその効果が
なく、また通常この発明の鋼における窒素含有量は0.
0080%以下なので、これに見合うT1含有量として
、その上限値を0.030%と定めた。
結合してTiNを形成し、固溶窒素を減少させる効果が
あるが、その含有量が0.005%未満ではその効果が
なく、また通常この発明の鋼における窒素含有量は0.
0080%以下なので、これに見合うT1含有量として
、その上限値を0.030%と定めた。
AfI成分は、製鋼段階の脱酸のために必要であり、下
限を0.005%とした。また、0.0080%を超え
て含有されると介在物の量が増加して鋼の清浄性が失わ
れること、および製鋼作業に支障をきたすこと等から、
その範囲を0.005〜0.080%とした。
限を0.005%とした。また、0.0080%を超え
て含有されると介在物の量が増加して鋼の清浄性が失わ
れること、および製鋼作業に支障をきたすこと等から、
その範囲を0.005〜0.080%とした。
Ca、希土類元素は、鋼中の介在物の形態を制御して、
素材の靭性を改善する効果があり、そのためにCa、希
土類0元素とも0.0010%以上添加される場合があ
る。ただし、0.0080%を超えて添加されると、鋼
の清浄性そのものが劣化するので、その範囲を0.00
10〜o、oogo%とした。
素材の靭性を改善する効果があり、そのためにCa、希
土類0元素とも0.0010%以上添加される場合があ
る。ただし、0.0080%を超えて添加されると、鋼
の清浄性そのものが劣化するので、その範囲を0.00
10〜o、oogo%とした。
Cu、Nl 、Crはいずれも、鋼の強度向上のために
添加される元素である。Cuは0.10%未満では効果
がなく、0.50%を超えると熱間加工性に悪影響を及
ぼすので、0.10〜0.50%の範囲に限定する。N
1は0.105未満では効果がなく、3.00%を超え
るとコストが高くなるので、o、io〜3.00%の範
囲に限定する。Crは0.10%未満では効果がなく、
3.0%を超えると鋼の靭性を劣化させるので、0.1
0〜3.00%の範囲に限定する。
添加される元素である。Cuは0.10%未満では効果
がなく、0.50%を超えると熱間加工性に悪影響を及
ぼすので、0.10〜0.50%の範囲に限定する。N
1は0.105未満では効果がなく、3.00%を超え
るとコストが高くなるので、o、io〜3.00%の範
囲に限定する。Crは0.10%未満では効果がなく、
3.0%を超えると鋼の靭性を劣化させるので、0.1
0〜3.00%の範囲に限定する。
以上の成分を基本成分とする鋼の溶製は、転炉、平炉、
電気炉のいずれでもよく、さらに鋼片の製造は造塊十分
塊+圧延、あるいは連続鋳造+圧延のいずれによっても
よい。
電気炉のいずれでもよく、さらに鋼片の製造は造塊十分
塊+圧延、あるいは連続鋳造+圧延のいずれによっても
よい。
熱間圧延に際しては、圧延開始温度に特に制限はないが
、最終仕上げ圧延温度がA r a変態点より低い温度
で圧延を行なうと、この圧延はフェライト域での圧延を
含み、初析フェライトが加工された組織が存在するよう
になり、鋼に延性を与えるべきフェライト相が硬化し、
最終的に低YRを得られないことから、熱間圧延におけ
る最終仕上げ圧延温度をA r a変態点以上と定めた
。
、最終仕上げ圧延温度がA r a変態点より低い温度
で圧延を行なうと、この圧延はフェライト域での圧延を
含み、初析フェライトが加工された組織が存在するよう
になり、鋼に延性を与えるべきフェライト相が硬化し、
最終的に低YRを得られないことから、熱間圧延におけ
る最終仕上げ圧延温度をA r a変態点以上と定めた
。
最終仕上げ圧延直後に空冷を取入れ、A r a変態点
未満まで冷却しその後急冷することにより、冷却前にす
でに一部フエライトを析出させ、残部オーステナイトに
炭素を濃化させ、その後の急冷時に生成する第2相の強
度を高めることができる。
未満まで冷却しその後急冷することにより、冷却前にす
でに一部フエライトを析出させ、残部オーステナイトに
炭素を濃化させ、その後の急冷時に生成する第2相の強
度を高めることができる。
しかもこれにより生成するフェライトは、冷却時に生成
するフェライトに比較して軟らかく、またその分率も高
く、第2相の硬化とあわせて、より低YR化することが
できる。
するフェライトに比較して軟らかく、またその分率も高
く、第2相の硬化とあわせて、より低YR化することが
できる。
この放冷は、A「 変態点以上からA r 3変態点を
通過するまで放冷すればよく、通過後は生産性を損なわ
ない範囲で水冷に移行すればよい。
通過するまで放冷すればよく、通過後は生産性を損なわ
ない範囲で水冷に移行すればよい。
A r s変態点以上の温度より15℃/sec未満の
冷却速度で冷却すると、フェライト・パーライト変態が
起こり、所望のマルテンサイト相およびベーナイト相の
いずれか、または両方より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。
冷却速度で冷却すると、フェライト・パーライト変態が
起こり、所望のマルテンサイト相およびベーナイト相の
いずれか、または両方より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。
捲き取り温度に関しては、150℃以上で捲き取ると、
急冷により強化された低温変態生成物が、捲き取り後の
自己焼鈍で軟化し、引張り強さが低ドして結果的に低Y
Rを得ることができなくなるため、150℃未満で捲き
取る必要がある。
急冷により強化された低温変態生成物が、捲き取り後の
自己焼鈍で軟化し、引張り強さが低ドして結果的に低Y
Rを得ることができなくなるため、150℃未満で捲き
取る必要がある。
(実 施 例)
それぞれ第1表に示される成分組成を持った鋼を転炉で
溶製した後、連続鋳造にてスラブとし、ついで第1表に
示される熱延条件および冷却条件にて圧延を施すことに
より、比較鋼板1〜3と本発明鋼板4〜13をそれぞれ
製造した。
溶製した後、連続鋳造にてスラブとし、ついで第1表に
示される熱延条件および冷却条件にて圧延を施すことに
より、比較鋼板1〜3と本発明鋼板4〜13をそれぞれ
製造した。
なお、比較鋼板1はMo、Tiを含有しないもの、比較
鋼ト2は捲き取り温度が150℃以上のもの、比較鋼板
3は仕上げ圧延後の冷却速度がIO’C/seeに満た
ないものである。
鋼ト2は捲き取り温度が150℃以上のもの、比較鋼板
3は仕上げ圧延後の冷却速度がIO’C/seeに満た
ないものである。
ついで、この結果得られた比較鋼板1〜3、本発明鋼板
4〜13についての引張り試験結果を第1表にあわせて
示した。
4〜13についての引張り試験結果を第1表にあわせて
示した。
第1表に示されるように、比較鋼板1〜3においては、
YR70%前後と高くなっている。これに対して、本発
明鋼板4〜13は、いずれも低YRを有し、同時に良好
な延性を持っている。
YR70%前後と高くなっている。これに対して、本発
明鋼板4〜13は、いずれも低YRを有し、同時に良好
な延性を持っている。
上述のように、この発明によれば、高延性と低YRを有
する複合組織型高張力厚肉熱延鋼板を効率よく、低コス
トで製造することができるのである。
する複合組織型高張力厚肉熱延鋼板を効率よく、低コス
トで製造することができるのである。
(発明の効果)
上述のように、本発明により、高延性と低YRを有する
複合組織型高張力厚肉熱延鋼板を効率よく、低コストで
製造することを可能にしたものであり、産業の発展に貢
献するところ極めて大なるものである。
複合組織型高張力厚肉熱延鋼板を効率よく、低コストで
製造することを可能にしたものであり、産業の発展に貢
献するところ極めて大なるものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量%にて、 C:0.05〜0.20%、 Si:0.10〜0.50%、 Mn:0.50〜2.00%、 Mo:0.03〜0.50%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.005〜0.080%、 N:0.0080%以下 残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、最終仕上
げ圧延温度がAr_3変態点以上の温度となる条件にて
熱間圧延し、圧延後Ar_3変態点未満までの無注水放
冷を行い、その後捲き取りまでの平均冷却速度を15℃
/sec以上で冷却し、150℃未満で捲き取ることを
特徴とする低降伏比複合組織型高張力厚肉熱延鋼板の製
造方法。 2、重量%にて、 Ca:0.0010〜0.0080%と希土類元素:0
.0010〜0.0080%からなる介在物形態制御元
素群のうちの1種または2種以上を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる鋼である請求項1記載の低
降伏比複合組織型高張力厚肉熱延鋼板の製造方法。 3、重量%にて、 Cu:0.10〜0.50%、 Ni:0.10〜3.00%、 Cr:0.10〜3.00% からなる強度改善元素群のうちの1種または2種以上を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼であ
る請求項1記載の低降伏比複合組織型高張力厚肉熱延鋼
板の製造方法。 4、重量%にて、 Ca:0.0010〜0.0080%と希土類元素:0
.0010〜0.0080%からなる介在物形態制御元
素群のうちの1種または2種以上を含有し、さらにCu
:0.10〜0.50%、Ni:0.10〜3.00%
、Cr:0.10〜3.00%からなる強度改善元素群
のうちの1種または2種以上を含有し、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼である請求項1記載の低降伏
比複合組織型厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8795989A JPH02267222A (ja) | 1989-04-10 | 1989-04-10 | 低降状比複合組織型高張力厚肉熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8795989A JPH02267222A (ja) | 1989-04-10 | 1989-04-10 | 低降状比複合組織型高張力厚肉熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02267222A true JPH02267222A (ja) | 1990-11-01 |
Family
ID=13929406
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8795989A Pending JPH02267222A (ja) | 1989-04-10 | 1989-04-10 | 低降状比複合組織型高張力厚肉熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02267222A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1994010355A1 (en) * | 1992-10-30 | 1994-05-11 | Japan Casting & Forging Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
CN1037700C (zh) * | 1994-02-25 | 1998-03-11 | 日本铸锻钢株式会社 | 在冷加工后具有优越均匀延伸率的热轧钢板及其生产工艺 |
-
1989
- 1989-04-10 JP JP8795989A patent/JPH02267222A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5509977A (en) * | 1992-01-30 | 1996-04-23 | Japan Casting & Forging Corporation | High strength hot rolled steel plates and sheets excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
WO1994010355A1 (en) * | 1992-10-30 | 1994-05-11 | Japan Casting & Forging Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
CN1037700C (zh) * | 1994-02-25 | 1998-03-11 | 日本铸锻钢株式会社 | 在冷加工后具有优越均匀延伸率的热轧钢板及其生产工艺 |
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