JPH0564210B2 - - Google Patents
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- JPH0564210B2 JPH0564210B2 JP60127045A JP12704585A JPH0564210B2 JP H0564210 B2 JPH0564210 B2 JP H0564210B2 JP 60127045 A JP60127045 A JP 60127045A JP 12704585 A JP12704585 A JP 12704585A JP H0564210 B2 JPH0564210 B2 JP H0564210B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- carburizing
- slab
- hardenability
- 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.)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
＜技術分野＞
本発明は浸炭焼入れ性の優れた低炭素熱延鋼板
の製造方法に関する。 ＜従来技術＞ 浸炭焼入れは機械部品等の表面のみを硬くし、
内部の靭性をそのまま保つて、耐摩耗性、耐疲労
性などを向上させる表面処理法として古くから行
なわれている。また、浸炭焼入れ処理は部品に成
形加工された後に施されるので、複雑な形状の部
品の製造の場合は、浸炭焼入れ性とともに加工性
の優れた素材が要求される。 このような事情から、複雑な形状を要する小型
の機械部品の製造材料として、加工性が優れ、か
つ、浸炭焼入れ性のよい低炭素リムド鋼熱延鋼板
が使用されてきた。 近年、省エネルギー、歩留向上などのコスト低
減のために連続鋳造化の促進が重要な課題とな
り、従来、普通造塊によるリムド鋼鋼塊から製造
されていた浸炭用低炭素熱延鋼板についても、連
続鋳造鋳片から製造することが望まれる。しかし
現実には、リムド鋼、なかでもＣ：0.10％以下の
リムド鋼を連続鋳造することは困難である。 そこで、上記目的に、連続鋳造で製造した低炭
素アルミキルド鋼を適用しようとして種々の検討
が行なわれている。しかしながら、アルミキルド
鋼では熱間圧延において鋼板中に多量のAlN（窒
化アルミニウム）が生成し、それによつて浸炭処
理時にオーステナイト粒の成長が阻害され、オー
ステナイト粒が微細化する。一般に鋼の焼入れ性
はオーステナイト粒径が小さくなるほど低下する
傾向にあるので、上述の連鋳アルミキルド鋼熱延
鋼板では表面硬度の不足あるいは表面硬化深さの
不足を生ずるという欠点がある。 この問題は有害なAlNを減少させることによ
つて解決することができる。すなわち、Al含有
量をできるだけ少なくして、AlNの生成量を減
少させることによつて浸炭時のオーステナイト粒
をリムド鋼と同時に成長させることができると考
えられる。 しかしながら、Al含有量が極低濃度レベルに
なると、溶鋼の脱酸が不十分になり、連続鋳片の
表面に気泡を生成し、その結果、熱延鋼板で線状
疵を多発することになる。 このように連続鋳造アルミキルド鋼鋳片から製
造した低炭素鋼熱延鋼板はAlNに起因して焼入
れ性が劣り、他方、極低Al％にすると連続鋳造
が技術的に困難となる。 本発明はこのような従来技術の問題点を解決す
ることを目的として為されたものであり、Al％
を極低とし、かつ、連続鋳造時の鋳片の表面気泡
の発生を抑制する方法を提供するものである。 本発明者らは、連鋳時の鋳片表面に発生する気
泡について詳細に調査し、発生する気泡は溶鋼中
のＣとＯが凝固界面で反応して生成するCOガス
によるものであること、そして、表面気泡の大き
さや、発生頻度は溶鋼中のＣ％とＯ％の積の関数
であることを見出だした。 ＜発明の構成＞ 本発明は、 Ｃ： 0.022％以下 Si： 0.020％以下 Mn： 0.20〜1.00％ Al： 0.005％以下 Ｐ： 0.020％以下 Ｓ： 0.020％以下 Ｎ： 0.003％以下 残部Feよりなり、 Ｃ％×０％値≦150×10-6で、かつ、0.0060％
≦０％≦0.0500％ である鋼を連続鋳造法によつて鋳片とした後、仕
上温度を850〜900℃、巻取温度580〜650℃で熱間
圧延することを特徴とする浸炭焼入れ性の優れた
低炭素熱延鋼板の製造方法 を提供する。 上記組成の限定理由は以下の具体的説明中で明
らかにされる。 ＜発明の具体的記載＞ 図面を参照して本発明を詳細に説明する。 第１図はSi：0.02％以下、Mn：0.20〜1.00％、
Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.0030
％を含む溶鋼についてＣとＯを種々の濃度に変化
させて250mm×1250mmの断面の鋳片に1.4m／min
の引き抜き速度で連続鋳造したときの鋳片の気泡
の発生状況とＣ％とＯ％の値の関係を示す。気泡
はＣ％×Ｏ％値＝150×10-6の双曲線を境として、
該積の値が150×10-6以下では発生しないことが
分る。 一方、第２図は、Ｃ：0.022％以下、Si：0.020
％以下、Mn：0.30〜0.50％、Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.0030％以下で、Al％を
0.001〜0.050に変化させた連続鋳片の熱間圧延に
より製造した2.0mm厚みの熱延鋼板をガス浸炭炉
で、Ｃポテンシヤル0.9％の雰囲気中で930℃×90
分の浸炭処理を行ない、続けて830℃から80℃と
120℃の油中へ焼入れ処理を行なつた試料の有効
硬化層の深さと鋼中Al％の関係を示す。第２図
より明らかなように、鋼中のAl％が0.005％を越
えると、有効硬化層深さは急激に減少し、0.010
％以上では有効硬化層深さは略々一定である。ま
た、この傾向は焼入れ油温度を変化させても同様
である。すなわち、浸炭焼入れ性の劣化を防ぐた
めには鋼中のAl含有量を0.005％以下にすること
が必要である。 第１図と第２図の関係から、鋳片の表面気泡の
発生を抑え、かつ、浸炭焼入れ性を劣化させない
条件は、鋼中のＣとＯの含有量が、Ｃ％×Ｏ％値
≦150×10-6であり、かつ、Al：0.005％以下でな
ければならないことが分る。 周知のように、Alは強力な脱酸剤であるから
Al％が変化すればＯ％もそれにつれて変動する
と考えられる。 第３図は150トン転炉で溶製した特許請求の範
囲内の組成（Alを除く）の溶鋼をAlで脱酸した
後の取鍋における1550〜1600℃の溶鋼中のAl％
とＯ％の関係を示す。第３図より、溶鋼中のAl
が0.005％のときには溶鋼中のＯは0.006％であ
る。Alが0.005％以下であるためにはＯ％は0.006
％以上でなければならない。 これらの事実のより浸炭性の優れた低炭素熱延
鋼板を連続鋳造法によつて製造するためには、溶
鋼中のＯ％を0.0060％以上で、かつ、Ｃ％×Ｏ％
値≦150×10-6であればよいと考えられる。 以下、本発明の構成を詳細に述べる。 本発明方法では、転炉、電気炉などの製鋼炉、
あるいは必要ならば、RH脱ガスなどの真空処理
によりＣ％≦0.022とする。Ｃ％は溶鋼中のＯ％
とのかねあいで決まるが、浸炭焼入れ性の劣化を
防ぐための鋼中のAl上限値0.005％のときのＯ％
は0.0060％である。このＯ％に対して鋳片表面気
泡の抑制限界のＣ％は0.022％であり、Ｃ≦0.022
％の条件が必要である。 Ｏ％は鋳片気泡の発生を抑制するためには、Ｃ
％×Ｏ％の値は150×10-6以下に限定され、かつ、
上述のAl％との関係から、Ｏ％の下限は0.0060％
となる。この条件を満足していれば鋳片表面の気
泡の発生はない。しかし、Ｏ％が0.050％を越え
ると、酸化物系の非金属介在物が粗大化するため
に母材の機械的性質が劣化する。とりわけ、延性
値の低下が著しくなるので、Ｏ％の上限は0.0500
％とされる。 本発明でSiが0.02％以下に限定されているのは
0.02％を越えると珪酸塩系の非金属介在物が多発
し、それらが熱間圧延中に圧延方向に展延したＡ
系非金属介在物となり、その結果、熱延鋼板のＣ
方向の機械的性質が劣化するためである。 Mnは焼入れ性を向上させる元素であり、ある
程度は必要である。ただし、その効果は１％程度
で飽和するので、経済的な観点からその上限は１
％とする。一方、下限は不純物として不可避的に
混入するＳに起因する熱間脆性を防止するために
Ｓ％の少なくとも10倍のMnが必要であるので
0.20％とされる。 Al％は0.005％を越えると浸炭焼入れ性が劣化
するので、Al≦0.005％とする。 ＰとＳとＮは不純物であり、その含有量はでき
るだけ低いことが望ましいが、通常の製錬法で得
られる程度で、かつ、良好な加工性を得るために
は、Ｐ＜0.020％、Ｓ＜0.020％、Ｎ＜0.0030％と
する。 次に熱延条件について述べる。熱延仕上温度は
熱間圧延によるオーステナイトの細粒化を防ぐた
めに、高温仕上が望ましく、850〜900℃が適当で
ある。巻取温度は580℃より低いとAlNの析出が
不十分となり、浸炭時の粒成長を低下させる。ま
た650℃を越える温度で巻取ると表面に厚いスケ
ールが発生し、酸洗性の劣化を招くので、巻取温
度は580〜650℃が適当である。 実施例 第１表に示す成品分析値を有する鋼を150トン
上底吹転炉を用いて下記の条件で溶製した。 溶銑：135トン（Ｃ＝4.3％、Si＝0.5％、Mn＝
0.6％、Ｐ＝0.10％、Ｓ＝0.03％、残部Fe） スクラツプ：15t 生石灰：6.8t
の製造方法に関する。 ＜従来技術＞ 浸炭焼入れは機械部品等の表面のみを硬くし、
内部の靭性をそのまま保つて、耐摩耗性、耐疲労
性などを向上させる表面処理法として古くから行
なわれている。また、浸炭焼入れ処理は部品に成
形加工された後に施されるので、複雑な形状の部
品の製造の場合は、浸炭焼入れ性とともに加工性
の優れた素材が要求される。 このような事情から、複雑な形状を要する小型
の機械部品の製造材料として、加工性が優れ、か
つ、浸炭焼入れ性のよい低炭素リムド鋼熱延鋼板
が使用されてきた。 近年、省エネルギー、歩留向上などのコスト低
減のために連続鋳造化の促進が重要な課題とな
り、従来、普通造塊によるリムド鋼鋼塊から製造
されていた浸炭用低炭素熱延鋼板についても、連
続鋳造鋳片から製造することが望まれる。しかし
現実には、リムド鋼、なかでもＣ：0.10％以下の
リムド鋼を連続鋳造することは困難である。 そこで、上記目的に、連続鋳造で製造した低炭
素アルミキルド鋼を適用しようとして種々の検討
が行なわれている。しかしながら、アルミキルド
鋼では熱間圧延において鋼板中に多量のAlN（窒
化アルミニウム）が生成し、それによつて浸炭処
理時にオーステナイト粒の成長が阻害され、オー
ステナイト粒が微細化する。一般に鋼の焼入れ性
はオーステナイト粒径が小さくなるほど低下する
傾向にあるので、上述の連鋳アルミキルド鋼熱延
鋼板では表面硬度の不足あるいは表面硬化深さの
不足を生ずるという欠点がある。 この問題は有害なAlNを減少させることによ
つて解決することができる。すなわち、Al含有
量をできるだけ少なくして、AlNの生成量を減
少させることによつて浸炭時のオーステナイト粒
をリムド鋼と同時に成長させることができると考
えられる。 しかしながら、Al含有量が極低濃度レベルに
なると、溶鋼の脱酸が不十分になり、連続鋳片の
表面に気泡を生成し、その結果、熱延鋼板で線状
疵を多発することになる。 このように連続鋳造アルミキルド鋼鋳片から製
造した低炭素鋼熱延鋼板はAlNに起因して焼入
れ性が劣り、他方、極低Al％にすると連続鋳造
が技術的に困難となる。 本発明はこのような従来技術の問題点を解決す
ることを目的として為されたものであり、Al％
を極低とし、かつ、連続鋳造時の鋳片の表面気泡
の発生を抑制する方法を提供するものである。 本発明者らは、連鋳時の鋳片表面に発生する気
泡について詳細に調査し、発生する気泡は溶鋼中
のＣとＯが凝固界面で反応して生成するCOガス
によるものであること、そして、表面気泡の大き
さや、発生頻度は溶鋼中のＣ％とＯ％の積の関数
であることを見出だした。 ＜発明の構成＞ 本発明は、 Ｃ： 0.022％以下 Si： 0.020％以下 Mn： 0.20〜1.00％ Al： 0.005％以下 Ｐ： 0.020％以下 Ｓ： 0.020％以下 Ｎ： 0.003％以下 残部Feよりなり、 Ｃ％×０％値≦150×10-6で、かつ、0.0060％
≦０％≦0.0500％ である鋼を連続鋳造法によつて鋳片とした後、仕
上温度を850〜900℃、巻取温度580〜650℃で熱間
圧延することを特徴とする浸炭焼入れ性の優れた
低炭素熱延鋼板の製造方法 を提供する。 上記組成の限定理由は以下の具体的説明中で明
らかにされる。 ＜発明の具体的記載＞ 図面を参照して本発明を詳細に説明する。 第１図はSi：0.02％以下、Mn：0.20〜1.00％、
Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.0030
％を含む溶鋼についてＣとＯを種々の濃度に変化
させて250mm×1250mmの断面の鋳片に1.4m／min
の引き抜き速度で連続鋳造したときの鋳片の気泡
の発生状況とＣ％とＯ％の値の関係を示す。気泡
はＣ％×Ｏ％値＝150×10-6の双曲線を境として、
該積の値が150×10-6以下では発生しないことが
分る。 一方、第２図は、Ｃ：0.022％以下、Si：0.020
％以下、Mn：0.30〜0.50％、Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.0030％以下で、Al％を
0.001〜0.050に変化させた連続鋳片の熱間圧延に
より製造した2.0mm厚みの熱延鋼板をガス浸炭炉
で、Ｃポテンシヤル0.9％の雰囲気中で930℃×90
分の浸炭処理を行ない、続けて830℃から80℃と
120℃の油中へ焼入れ処理を行なつた試料の有効
硬化層の深さと鋼中Al％の関係を示す。第２図
より明らかなように、鋼中のAl％が0.005％を越
えると、有効硬化層深さは急激に減少し、0.010
％以上では有効硬化層深さは略々一定である。ま
た、この傾向は焼入れ油温度を変化させても同様
である。すなわち、浸炭焼入れ性の劣化を防ぐた
めには鋼中のAl含有量を0.005％以下にすること
が必要である。 第１図と第２図の関係から、鋳片の表面気泡の
発生を抑え、かつ、浸炭焼入れ性を劣化させない
条件は、鋼中のＣとＯの含有量が、Ｃ％×Ｏ％値
≦150×10-6であり、かつ、Al：0.005％以下でな
ければならないことが分る。 周知のように、Alは強力な脱酸剤であるから
Al％が変化すればＯ％もそれにつれて変動する
と考えられる。 第３図は150トン転炉で溶製した特許請求の範
囲内の組成（Alを除く）の溶鋼をAlで脱酸した
後の取鍋における1550〜1600℃の溶鋼中のAl％
とＯ％の関係を示す。第３図より、溶鋼中のAl
が0.005％のときには溶鋼中のＯは0.006％であ
る。Alが0.005％以下であるためにはＯ％は0.006
％以上でなければならない。 これらの事実のより浸炭性の優れた低炭素熱延
鋼板を連続鋳造法によつて製造するためには、溶
鋼中のＯ％を0.0060％以上で、かつ、Ｃ％×Ｏ％
値≦150×10-6であればよいと考えられる。 以下、本発明の構成を詳細に述べる。 本発明方法では、転炉、電気炉などの製鋼炉、
あるいは必要ならば、RH脱ガスなどの真空処理
によりＣ％≦0.022とする。Ｃ％は溶鋼中のＯ％
とのかねあいで決まるが、浸炭焼入れ性の劣化を
防ぐための鋼中のAl上限値0.005％のときのＯ％
は0.0060％である。このＯ％に対して鋳片表面気
泡の抑制限界のＣ％は0.022％であり、Ｃ≦0.022
％の条件が必要である。 Ｏ％は鋳片気泡の発生を抑制するためには、Ｃ
％×Ｏ％の値は150×10-6以下に限定され、かつ、
上述のAl％との関係から、Ｏ％の下限は0.0060％
となる。この条件を満足していれば鋳片表面の気
泡の発生はない。しかし、Ｏ％が0.050％を越え
ると、酸化物系の非金属介在物が粗大化するため
に母材の機械的性質が劣化する。とりわけ、延性
値の低下が著しくなるので、Ｏ％の上限は0.0500
％とされる。 本発明でSiが0.02％以下に限定されているのは
0.02％を越えると珪酸塩系の非金属介在物が多発
し、それらが熱間圧延中に圧延方向に展延したＡ
系非金属介在物となり、その結果、熱延鋼板のＣ
方向の機械的性質が劣化するためである。 Mnは焼入れ性を向上させる元素であり、ある
程度は必要である。ただし、その効果は１％程度
で飽和するので、経済的な観点からその上限は１
％とする。一方、下限は不純物として不可避的に
混入するＳに起因する熱間脆性を防止するために
Ｓ％の少なくとも10倍のMnが必要であるので
0.20％とされる。 Al％は0.005％を越えると浸炭焼入れ性が劣化
するので、Al≦0.005％とする。 ＰとＳとＮは不純物であり、その含有量はでき
るだけ低いことが望ましいが、通常の製錬法で得
られる程度で、かつ、良好な加工性を得るために
は、Ｐ＜0.020％、Ｓ＜0.020％、Ｎ＜0.0030％と
する。 次に熱延条件について述べる。熱延仕上温度は
熱間圧延によるオーステナイトの細粒化を防ぐた
めに、高温仕上が望ましく、850〜900℃が適当で
ある。巻取温度は580℃より低いとAlNの析出が
不十分となり、浸炭時の粒成長を低下させる。ま
た650℃を越える温度で巻取ると表面に厚いスケ
ールが発生し、酸洗性の劣化を招くので、巻取温
度は580〜650℃が適当である。 実施例 第１表に示す成品分析値を有する鋼を150トン
上底吹転炉を用いて下記の条件で溶製した。 溶銑：135トン（Ｃ＝4.3％、Si＝0.5％、Mn＝
0.6％、Ｐ＝0.10％、Ｓ＝0.03％、残部Fe） スクラツプ：15t 生石灰：6.8t
【表】
蛍石：1t
酸素吹込量：55t
吹錬時間：18min
酸素吹錬後の溶鋼は、Ｃ：0.03〜0.06％、
Mn：0.07〜0.20％、Ｐ：0.010〜0.020％、Ｓ：
0.010〜0.020％の成分を有していた。 この溶鋼を取鍋に受けた後、RH脱ガスにより
真空度10Torr以下で10min脱ガス処理してから、
Fe−MnによりMn％を調整するとともに、Alに
よりＯ％を調整した。 続いて、この溶鋼を湾曲型連続鋳造機により、
250mm×1250mmの断面の鋳片に鋳造した後に、仕
上温度880〜900℃、巻取温度610〜630℃の熱延条
件で板厚2.0mmの熱延鋼板を製造した。 これらの熱延鋼板の機械的特性および浸炭焼入
れ性の調査結果を第１表に示す。浸炭焼入れ性試
験の方法は、ガス浸炭処理炉で、Ｃポテンシヤル
0.9％の雰囲気中で930℃×90分の浸炭処理を行な
つた後、続けて830℃から120℃の油中に焼入れ
し、有効硬化深さを調べた。 本発明試料No.１〜６では、鋳片表面気泡の発生
がなく、機械的特性も良好であり、特に成形加工
性を示す伸びＥ１の値が高く、また有効硬化層の
深さも優れている。 比較試料No.７〜９はAl％が0.006〜0.030％と高
いため、焼入れ性が劣り、有効浸炭層深さが浅
く、母材特性も劣つている。 比較試料No.10はＯ％が0.0585％と高すぎるた
め、母材特性の伸びが劣つている。No.11と12はＣ
％×Ｏ％の値が176×10-6を越えているために、
鋳片表面疵が発生した。 以上説明したように本発明によつて製造した浸
炭用低炭素熱延鋼板は表面性状が良好で、かつ、
良好な母材特性と浸炭焼入れ性を兼備している。
Mn：0.07〜0.20％、Ｐ：0.010〜0.020％、Ｓ：
0.010〜0.020％の成分を有していた。 この溶鋼を取鍋に受けた後、RH脱ガスにより
真空度10Torr以下で10min脱ガス処理してから、
Fe−MnによりMn％を調整するとともに、Alに
よりＯ％を調整した。 続いて、この溶鋼を湾曲型連続鋳造機により、
250mm×1250mmの断面の鋳片に鋳造した後に、仕
上温度880〜900℃、巻取温度610〜630℃の熱延条
件で板厚2.0mmの熱延鋼板を製造した。 これらの熱延鋼板の機械的特性および浸炭焼入
れ性の調査結果を第１表に示す。浸炭焼入れ性試
験の方法は、ガス浸炭処理炉で、Ｃポテンシヤル
0.9％の雰囲気中で930℃×90分の浸炭処理を行な
つた後、続けて830℃から120℃の油中に焼入れ
し、有効硬化深さを調べた。 本発明試料No.１〜６では、鋳片表面気泡の発生
がなく、機械的特性も良好であり、特に成形加工
性を示す伸びＥ１の値が高く、また有効硬化層の
深さも優れている。 比較試料No.７〜９はAl％が0.006〜0.030％と高
いため、焼入れ性が劣り、有効浸炭層深さが浅
く、母材特性も劣つている。 比較試料No.10はＯ％が0.0585％と高すぎるた
め、母材特性の伸びが劣つている。No.11と12はＣ
％×Ｏ％の値が176×10-6を越えているために、
鋳片表面疵が発生した。 以上説明したように本発明によつて製造した浸
炭用低炭素熱延鋼板は表面性状が良好で、かつ、
良好な母材特性と浸炭焼入れ性を兼備している。
第１図は連続鋳造鋳片の表面気泡の発生におよ
ぼす溶鋼中のＣ％とＯ％の影響を示す図である。
第２図は鋼中のAl％と浸炭焼入れしたときの有
効硬化深さの関係を示す図である。第３図は溶鋼
中のAl％とＯ％の関係を示す図である。
ぼす溶鋼中のＣ％とＯ％の影響を示す図である。
第２図は鋼中のAl％と浸炭焼入れしたときの有
効硬化深さの関係を示す図である。第３図は溶鋼
中のAl％とＯ％の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ： 0.022％以下 Si： 0.020％以下 Mn： 0.20〜1.00％ Al： 0.005％以下 Ｐ： 0.020％以下 Ｓ： 0.020％以下 Ｎ： 0.0030％以下 残部Feよりなり、 Ｃ％×０％値≦150×10-6で、かつ、0.0060％
≦０％≦0.0500％ である鋼を連続鋳造法によつて鋳片とした後、仕
上温度を850〜900℃、巻取温度580〜650℃で熱間
圧延することを特徴とする浸炭焼入れ性の優れた
低炭素熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12704585A JPS61288016A (ja) | 1985-06-13 | 1985-06-13 | 浸炭焼入れ性の優れた低炭素熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12704585A JPS61288016A (ja) | 1985-06-13 | 1985-06-13 | 浸炭焼入れ性の優れた低炭素熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61288016A JPS61288016A (ja) | 1986-12-18 |
| JPH0564210B2 true JPH0564210B2 (ja) | 1993-09-14 |
Family
ID=14950249
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12704585A Granted JPS61288016A (ja) | 1985-06-13 | 1985-06-13 | 浸炭焼入れ性の優れた低炭素熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61288016A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2833970B1 (fr) * | 2001-12-24 | 2004-10-15 | Usinor | Demi-produit siderurgique en acier au carbone et ses procedes de realisation, et produit siderurgique obtenu a partir de ce demi-produit, notamment destine a la galvanisation |
| KR20040017758A (ko) * | 2002-08-23 | 2004-02-27 | 주식회사 포스코 | 미니밀 프로세스에서 질소를 활용한 인장강도41킬로그램급 열연강판의 제조방법 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59162248A (ja) * | 1983-03-08 | 1984-09-13 | Nippon Steel Corp | 加工性、浸炭焼入れ性の優れた熱延鋼板 |
-
1985
- 1985-06-13 JP JP12704585A patent/JPS61288016A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61288016A (ja) | 1986-12-18 |
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