JPH02305925A - 延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH02305925A JPH02305925A JP12736789A JP12736789A JPH02305925A JP H02305925 A JPH02305925 A JP H02305925A JP 12736789 A JP12736789 A JP 12736789A JP 12736789 A JP12736789 A JP 12736789A JP H02305925 A JPH02305925 A JP H02305925A
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Landscapes
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- 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
（産業上の利用分野）
本発明は、特にホイールディスク、各種メンバー類を始
めとする自動車用部材或いは建設用材等に使用され、延
性に優れた６ Ｑ ｋｇｆ ／ ｍｍ”以上の強度を有
する高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
用部材の軽量化のため、高強度で且つ高延性の熱延鋼板
の要求が強いが、従来は、二相（Ｄ ｕａｌ Ｐ ｈａ
ｓｅ）鋼（以下、ｒＤＰ鋼」と称す）、すなわち、フェ
ライト＋マルテンサイト鋼が高強度と高延性を兼備した
鋼として使用されてきた。 しかし、ＤＰｔＲといえども、強度−延性バランスがＴ
ＳＸＥＱ≧２０００を安定して得ることは困難であり、
更なる高強度化、又は複雑な成形を要する部材への適用
が可能な鋼材が求められている。 さて、最近になってγＲのＴＲＩＰ効果を利用した熱延
鋼板がＴＳＸＥＩ２＞２０００を可能にする鋼として注
目されるようになり、多くの提案がなされているが、Ｃ
量が高いため、溶接性に問題があるものが多い。
” すなわち、例えば、特開昭６０−１８４６６４号ではγ
、を残留させる目的からＣが規制されており、Ｃ含有量
は０．１５％超え、０．８％以下とされている。しかし
ながら、実際にはＣ含有量は０．３８％超えであり、多
量のγ、が得られので延性は良好なものの、溶接が困難
であり、自動車用としては問題がある。 本発明は、か）る事情に鑑みてなされたものであって、
強度−延性バランスに優れると共に溶接性の良好な熱延
鋼板を製造し得る方法を提供することを目的とするもの
である。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者らは、強度−延性バ
ランスに優れ、且つ溶接性も良好な熱延鋼板が得られる
方策について鋭意検討した。 その結果、Ｃ量を低く抑え、溶接性に悪影響を及ぼさぬ
程度のＳｉとＭｎを添加して成分調整すると共に、熱延
仕上げ温度を規制し、更に熱延後の冷却過程において、
α＋γ２相域で緩冷却を行うことによりＣ濃度の低い軟
質なαを生成させ、且つ未変態オーステナイト中にＣの
濃化を図ることによってγ□を積極的に生成せしめるこ
とにより、可能であることを知見した。また、更にＮｂ
の添加により組織を微細化し、安定したｙＨを微細に分
散させることにより、強度−延性バランスに優れ、より
高強度の鋼板が得られることも知見し、ここに本発明を
完成するに至ったものである。 すなわち１本発明は、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ
：２．０〜４．０％及びＭｎ：１．０〜２．０％を含有
し、必要に応じて更にＮｂ：０．０１〜０．０７％及び
Ｃａ：０．００５〜０．０１％の１種又は２種を含有し
、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼につき、仕上
げ温度７５０〜９５０℃にて圧延を行った後、冷却速度
２０〜２００℃／ｓｅｃにてＡｒ３〜６００℃まで急冷
し、続いて冷却速度３０℃１５８Ｃ以下にて３〜４Ｑｓ
ａｃの間を緩冷却した後、３００℃〜４５０℃までを冷
却速度２０℃／ｓｅｃ以上で冷却して巻取ることにより
、ＹＲ（残留オーステナイト）を面積率で５〜２０％有
する組織を得ることを特徴とする延性の優れた高強度熱
延鋼板の製造方法を要旨とするものである。 以下、本発明について更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。 Ｃ： Ｃは鋼の強化及びＹＲの安定化に不可欠な元素である。 しかし、０．１５％未満では充分なγ、が得られず、ま
た０、２５％を超えると溶接性が劣化するので、Ｃ量は
０．１５〜０．２５％の範囲とする。 Ｓｉ： Ｓｉは少ないＣｆで充分なγ、量を得るために非常に重
要な元素である。すなわち、γ→α（フェライト）変態
を促進し、且つα中のＣ′ａ度を低下することによりα
の延性を向上させると共にγ中のＣ濃度を高めて安定化
し、ＹＲを得やすくする効果がある。所要の効果を得る
ためには２．０％以上が必要であるが、４．０％を超え
て含有させてもそれ以上効果が上がらないだけでなく、
溶接性を劣化させるので、Ｓｉ量は２６０〜４．０％の
範囲とする。 Ｍｎ： Ｍｎは固溶強化元素として強度（ＴＳ）上昇に効果があ
るだけでなく、γを安定化し、独を得るのに重要な元素
である。所要の効果を得るためには１．０％以上が必要
であるが、２．０％を超えて含有させるとバンド状組織
を生成し、加工性が劣化する。したがって、Ｍ ｎ ｆ
ｉは１．０〜２．０％の範囲とする。 本発明ではに記の元素を必須成分とするが、必要に応じ
て以下の元素Ｎｂ、Ｃａの１種又は２種を適量で添加す
ることができる。 Ｎｂ： Ｎｂは、変態前のγを細粒化するため、熱延板組織を微
細化すると共に、仕上げ圧延後の冷却時に残留するオー
ステナイト中へのＣの濃化を促進するので、ＹＲの生成
を助長する効果がある。また、γ、を微細に分散せしめ
ることにより、強度−延性バランスを向上させるのに重
要な元素である。このような所要の効果を得るには０．
０１％以上が必要であるが、０．０７％を超えて添加し
てもそれ以上効果は上がらないだけでなく、延性（ＥＱ
）の劣化が著しいので、Ｎｂ量は０．０１〜０゜０７％
の範囲とする。 Ｃａ： Ｃａは加工性の改善、特に局部延性の改善に有効である
。しかし、０．０００５％未満では所要の効果が得られ
ず、また０、０１％を超えて加えてもそれ以上の効果が
なく、逆に介在物となり、加工性を劣化させるので、Ｃ
ａ量は０．０００５〜０．０１％の範囲とする。 次に１本発明により得られる熱延鋼板の組織について述
べる。 本発明で得られる鋼は、加工時のγ２の加工誘起マルテ
ンサイト変態を利用した高強度高延性型鋼板であり、第
１図にγＲ面積率と強度−延性バランス（ＴＳＸＥＱ）
の関係を示すように、所要の特性を得るには、５％以上
のＹＲが必要である。 しかし、本成分系においては、２０％以上のＹＲを得る
のは困難であり、２０％以上のＹＲを得るべく更に合金
を添加すると、伸びフランジ性及び溶接性が劣化する。 したがって、ＹＲの面積率を５〜２０％とする。 か）る組織を有する熱延鋼板を得るための製造条件（熱
延、冷却条件）は以下のとおりである。 仕上げ温度は、γを微細化することによりα変態の促進
及び微細化を図り、強度−延性バランスを向上すると共
に、未変態γを微細１分散させて安定化するために規制
する必要がある。そのためには、第２図に示すように、
９５０℃以下とする必要がある。しかし、仕上げ温度が
７５０℃未満では、加工αが混入するため、強度−延性
バランスが劣化する。したがって、仕上げ温度は７５０
〜９５０℃の範囲とする。 なお、他の熱間圧延条件は特に制限する必要はない。 次に、熱延後の冷却条件の第１として、仕上げ後Ａｒ３
〜６００℃まで（望ましくはフェライト変態ノーズ近傍
まで）を冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上にて急冷し、続い
て冷却速度３０℃／ｓｅｃ以下にて３〜４０ｓｅｃの間
緩冷却を行うことにより、α（フェライト）の生成を助
長すると共に、未変態γ中にＣを濃縮させ、安定化を図
る。 ここで、急冷速さが２０℃／ｓｅｃ未満では粗大αの生
成を招くため、強度−延性バランスが劣化するので好ま
しくない。また、冷却速度の上限を２００℃／ｓｅｃと
定めたのは設備上の制約によるものである。 また、上記緩冷却域を３０℃／ｓｅｃを超える冷却速度
又は３ ｓｅｃ未満の冷却時間とすると、αの充分な生
成並びにαからのＣの拡散と未変態γ中へのＣの濃縮が
充分行われないため、強度−延性バランスが劣化するの
で好ましくない。更に、緩冷却時間が４０ｓｅｃを超え
ると、パーライトの生成により未変態γ中の固溶Ｃが消
費され、γ、量が減少するので好ましくない。 緩冷却の後、３００〜４５０℃までを冷却速度２０℃／
ｓｅｃ以上で冷却して巻き取るのは、パーライトの生成
を抑制し、５％以上のＹＲを得るためである。 しかし、冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満ではパーライト
の生成によりＹＲ量が減少する。 また、巻取り温度とＹＲ量の関係は、第３図に示すよう
に、３００°Ｃ未満又は４Ｅ）０℃より高温域ではＹＲ
が所要の５％を得ることができない。 すなわち、３００℃未満では、未変態γがマルテンサイ
トに変態するため、所要のＹＲ量が得られず、また、４
５０°Ｃより高温域では、パーライト、ベイナイト変態
が必要以上に進むため、所要のγ、量が得られない。 以下に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する供試鋼に対し、第２表に
示す条件で熱間圧延を行い、冷却して巻取った。なお、
第２表中の各条件記号Ｔ工〜、Ｔ３、ＪＩ、Ｃ工〜Ｃ１
は第４図に示す温度ヒストグラムでの記号に対応してい
る。 得られた熱延鋼板の特性を第２表に併記する。 第２表より明らかなように、本発明例のＮα１〜Ｎα４
は、いずれも適正なγＲ量を有し、良好な強度−延性バ
ランス（ＴＳＸＥＱ）を示している。勿論、Ｃ量が少な
いので溶接性（穴拡げ率）は良好である。 一方、Ｎα５〜Ｎα１１は比較例で、Ｎα５〜Ｎα７は
化学成分範囲が本発明範囲外の例、Ｎα８〜Ｎα１１は
冷却条件が本発明範囲外の例であり、いずれも強度−延
性バランスがＴＳｘＥＱ＜２０００と劣っている。
めとする自動車用部材或いは建設用材等に使用され、延
性に優れた６ Ｑ ｋｇｆ ／ ｍｍ”以上の強度を有
する高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
用部材の軽量化のため、高強度で且つ高延性の熱延鋼板
の要求が強いが、従来は、二相（Ｄ ｕａｌ Ｐ ｈａ
ｓｅ）鋼（以下、ｒＤＰ鋼」と称す）、すなわち、フェ
ライト＋マルテンサイト鋼が高強度と高延性を兼備した
鋼として使用されてきた。 しかし、ＤＰｔＲといえども、強度−延性バランスがＴ
ＳＸＥＱ≧２０００を安定して得ることは困難であり、
更なる高強度化、又は複雑な成形を要する部材への適用
が可能な鋼材が求められている。 さて、最近になってγＲのＴＲＩＰ効果を利用した熱延
鋼板がＴＳＸＥＩ２＞２０００を可能にする鋼として注
目されるようになり、多くの提案がなされているが、Ｃ
量が高いため、溶接性に問題があるものが多い。
” すなわち、例えば、特開昭６０−１８４６６４号ではγ
、を残留させる目的からＣが規制されており、Ｃ含有量
は０．１５％超え、０．８％以下とされている。しかし
ながら、実際にはＣ含有量は０．３８％超えであり、多
量のγ、が得られので延性は良好なものの、溶接が困難
であり、自動車用としては問題がある。 本発明は、か）る事情に鑑みてなされたものであって、
強度−延性バランスに優れると共に溶接性の良好な熱延
鋼板を製造し得る方法を提供することを目的とするもの
である。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者らは、強度−延性バ
ランスに優れ、且つ溶接性も良好な熱延鋼板が得られる
方策について鋭意検討した。 その結果、Ｃ量を低く抑え、溶接性に悪影響を及ぼさぬ
程度のＳｉとＭｎを添加して成分調整すると共に、熱延
仕上げ温度を規制し、更に熱延後の冷却過程において、
α＋γ２相域で緩冷却を行うことによりＣ濃度の低い軟
質なαを生成させ、且つ未変態オーステナイト中にＣの
濃化を図ることによってγ□を積極的に生成せしめるこ
とにより、可能であることを知見した。また、更にＮｂ
の添加により組織を微細化し、安定したｙＨを微細に分
散させることにより、強度−延性バランスに優れ、より
高強度の鋼板が得られることも知見し、ここに本発明を
完成するに至ったものである。 すなわち１本発明は、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ
：２．０〜４．０％及びＭｎ：１．０〜２．０％を含有
し、必要に応じて更にＮｂ：０．０１〜０．０７％及び
Ｃａ：０．００５〜０．０１％の１種又は２種を含有し
、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼につき、仕上
げ温度７５０〜９５０℃にて圧延を行った後、冷却速度
２０〜２００℃／ｓｅｃにてＡｒ３〜６００℃まで急冷
し、続いて冷却速度３０℃１５８Ｃ以下にて３〜４Ｑｓ
ａｃの間を緩冷却した後、３００℃〜４５０℃までを冷
却速度２０℃／ｓｅｃ以上で冷却して巻取ることにより
、ＹＲ（残留オーステナイト）を面積率で５〜２０％有
する組織を得ることを特徴とする延性の優れた高強度熱
延鋼板の製造方法を要旨とするものである。 以下、本発明について更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。 Ｃ： Ｃは鋼の強化及びＹＲの安定化に不可欠な元素である。 しかし、０．１５％未満では充分なγ、が得られず、ま
た０、２５％を超えると溶接性が劣化するので、Ｃ量は
０．１５〜０．２５％の範囲とする。 Ｓｉ： Ｓｉは少ないＣｆで充分なγ、量を得るために非常に重
要な元素である。すなわち、γ→α（フェライト）変態
を促進し、且つα中のＣ′ａ度を低下することによりα
の延性を向上させると共にγ中のＣ濃度を高めて安定化
し、ＹＲを得やすくする効果がある。所要の効果を得る
ためには２．０％以上が必要であるが、４．０％を超え
て含有させてもそれ以上効果が上がらないだけでなく、
溶接性を劣化させるので、Ｓｉ量は２６０〜４．０％の
範囲とする。 Ｍｎ： Ｍｎは固溶強化元素として強度（ＴＳ）上昇に効果があ
るだけでなく、γを安定化し、独を得るのに重要な元素
である。所要の効果を得るためには１．０％以上が必要
であるが、２．０％を超えて含有させるとバンド状組織
を生成し、加工性が劣化する。したがって、Ｍ ｎ ｆ
ｉは１．０〜２．０％の範囲とする。 本発明ではに記の元素を必須成分とするが、必要に応じ
て以下の元素Ｎｂ、Ｃａの１種又は２種を適量で添加す
ることができる。 Ｎｂ： Ｎｂは、変態前のγを細粒化するため、熱延板組織を微
細化すると共に、仕上げ圧延後の冷却時に残留するオー
ステナイト中へのＣの濃化を促進するので、ＹＲの生成
を助長する効果がある。また、γ、を微細に分散せしめ
ることにより、強度−延性バランスを向上させるのに重
要な元素である。このような所要の効果を得るには０．
０１％以上が必要であるが、０．０７％を超えて添加し
てもそれ以上効果は上がらないだけでなく、延性（ＥＱ
）の劣化が著しいので、Ｎｂ量は０．０１〜０゜０７％
の範囲とする。 Ｃａ： Ｃａは加工性の改善、特に局部延性の改善に有効である
。しかし、０．０００５％未満では所要の効果が得られ
ず、また０、０１％を超えて加えてもそれ以上の効果が
なく、逆に介在物となり、加工性を劣化させるので、Ｃ
ａ量は０．０００５〜０．０１％の範囲とする。 次に１本発明により得られる熱延鋼板の組織について述
べる。 本発明で得られる鋼は、加工時のγ２の加工誘起マルテ
ンサイト変態を利用した高強度高延性型鋼板であり、第
１図にγＲ面積率と強度−延性バランス（ＴＳＸＥＱ）
の関係を示すように、所要の特性を得るには、５％以上
のＹＲが必要である。 しかし、本成分系においては、２０％以上のＹＲを得る
のは困難であり、２０％以上のＹＲを得るべく更に合金
を添加すると、伸びフランジ性及び溶接性が劣化する。 したがって、ＹＲの面積率を５〜２０％とする。 か）る組織を有する熱延鋼板を得るための製造条件（熱
延、冷却条件）は以下のとおりである。 仕上げ温度は、γを微細化することによりα変態の促進
及び微細化を図り、強度−延性バランスを向上すると共
に、未変態γを微細１分散させて安定化するために規制
する必要がある。そのためには、第２図に示すように、
９５０℃以下とする必要がある。しかし、仕上げ温度が
７５０℃未満では、加工αが混入するため、強度−延性
バランスが劣化する。したがって、仕上げ温度は７５０
〜９５０℃の範囲とする。 なお、他の熱間圧延条件は特に制限する必要はない。 次に、熱延後の冷却条件の第１として、仕上げ後Ａｒ３
〜６００℃まで（望ましくはフェライト変態ノーズ近傍
まで）を冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上にて急冷し、続い
て冷却速度３０℃／ｓｅｃ以下にて３〜４０ｓｅｃの間
緩冷却を行うことにより、α（フェライト）の生成を助
長すると共に、未変態γ中にＣを濃縮させ、安定化を図
る。 ここで、急冷速さが２０℃／ｓｅｃ未満では粗大αの生
成を招くため、強度−延性バランスが劣化するので好ま
しくない。また、冷却速度の上限を２００℃／ｓｅｃと
定めたのは設備上の制約によるものである。 また、上記緩冷却域を３０℃／ｓｅｃを超える冷却速度
又は３ ｓｅｃ未満の冷却時間とすると、αの充分な生
成並びにαからのＣの拡散と未変態γ中へのＣの濃縮が
充分行われないため、強度−延性バランスが劣化するの
で好ましくない。更に、緩冷却時間が４０ｓｅｃを超え
ると、パーライトの生成により未変態γ中の固溶Ｃが消
費され、γ、量が減少するので好ましくない。 緩冷却の後、３００〜４５０℃までを冷却速度２０℃／
ｓｅｃ以上で冷却して巻き取るのは、パーライトの生成
を抑制し、５％以上のＹＲを得るためである。 しかし、冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満ではパーライト
の生成によりＹＲ量が減少する。 また、巻取り温度とＹＲ量の関係は、第３図に示すよう
に、３００°Ｃ未満又は４Ｅ）０℃より高温域ではＹＲ
が所要の５％を得ることができない。 すなわち、３００℃未満では、未変態γがマルテンサイ
トに変態するため、所要のＹＲ量が得られず、また、４
５０°Ｃより高温域では、パーライト、ベイナイト変態
が必要以上に進むため、所要のγ、量が得られない。 以下に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する供試鋼に対し、第２表に
示す条件で熱間圧延を行い、冷却して巻取った。なお、
第２表中の各条件記号Ｔ工〜、Ｔ３、ＪＩ、Ｃ工〜Ｃ１
は第４図に示す温度ヒストグラムでの記号に対応してい
る。 得られた熱延鋼板の特性を第２表に併記する。 第２表より明らかなように、本発明例のＮα１〜Ｎα４
は、いずれも適正なγＲ量を有し、良好な強度−延性バ
ランス（ＴＳＸＥＱ）を示している。勿論、Ｃ量が少な
いので溶接性（穴拡げ率）は良好である。 一方、Ｎα５〜Ｎα１１は比較例で、Ｎα５〜Ｎα７は
化学成分範囲が本発明範囲外の例、Ｎα８〜Ｎα１１は
冷却条件が本発明範囲外の例であり、いずれも強度−延
性バランスがＴＳｘＥＱ＜２０００と劣っている。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、特に低いＣ含有
量により、γＲを多量に生成させることができるため１
強度−延性バランス（ＴＳＸＥＩ２）が優れていると共
に、溶接性も良好な熱延鋼板を容易に得ることができる
。
量により、γＲを多量に生成させることができるため１
強度−延性バランス（ＴＳＸＥＩ２）が優れていると共
に、溶接性も良好な熱延鋼板を容易に得ることができる
。
第１図はγＲ面積率と強度−延性バランス（ＴＳＸＥｎ
）の関係を示す図。 第２図は強度−延性バランス（ＴＳＸＥｎ）に及ぼす仕
上げ温度の影響を示す図、 第３図は７８面積率に及ぼす巻取り温度の影響を示す図
。 第４図は熱間圧延における温度ヒストグラムを示す図で
ある。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第１図 第２図
）の関係を示す図。 第２図は強度−延性バランス（ＴＳＸＥｎ）に及ぼす仕
上げ温度の影響を示す図、 第３図は７８面積率に及ぼす巻取り温度の影響を示す図
。 第４図は熱間圧延における温度ヒストグラムを示す図で
ある。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第１図 第２図
Claims (3)
- （１）重量％（以下、同じ）で、Ｃ：０．１５〜０．２
５％、Ｓｉ：２．０〜４．０％及びＭｎ：１．０〜２．
０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼
につき、仕上げ温度７５０〜９５０℃にて圧延を行った
後、冷却速度２０〜２００℃／ｓｅｃにてＡｒ＿３〜６
００℃まで急冷し、続いて冷却速度３０℃／ｓｅｃ以下
にて３〜４０ｓｅｃの間を緩冷却した後、３００℃〜４
５０℃までを冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上で冷却して巻
取ることにより、γ＿Ｒ（残留オーステナイト）を面積
率で５〜２０％有する組織を得ることを特徴とする延性
の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - （２）前記鋼が更にＮｂ：０．０１〜０．０７％を含有
するものである請求項１に記載の方法。 - （３）前記鋼が更にＣａ：０．００５〜０．０１％を含
有するものである請求項１又は２に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1127367A JP2559272B2 (ja) | 1989-05-20 | 1989-05-20 | 延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1127367A JP2559272B2 (ja) | 1989-05-20 | 1989-05-20 | 延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02305925A true JPH02305925A (ja) | 1990-12-19 |
| JP2559272B2 JP2559272B2 (ja) | 1996-12-04 |
Family
ID=14958214
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1127367A Expired - Fee Related JP2559272B2 (ja) | 1989-05-20 | 1989-05-20 | 延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2559272B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04341523A (ja) * | 1991-05-17 | 1992-11-27 | Kobe Steel Ltd | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| KR100450613B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-09-30 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 후판용접용 선재의 제조방법 |
| KR100711476B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6479345A (en) * | 1987-06-03 | 1989-03-24 | Nippon Steel Corp | High-strength hot rolled steel plate excellent in workability and its production |
-
1989
- 1989-05-20 JP JP1127367A patent/JP2559272B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6479345A (en) * | 1987-06-03 | 1989-03-24 | Nippon Steel Corp | High-strength hot rolled steel plate excellent in workability and its production |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04341523A (ja) * | 1991-05-17 | 1992-11-27 | Kobe Steel Ltd | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| KR100450613B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-09-30 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 후판용접용 선재의 제조방법 |
| KR100711476B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2559272B2 (ja) | 1996-12-04 |
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