JPS6119687B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6119687B2 JPS6119687B2 JP55181336A JP18133680A JPS6119687B2 JP S6119687 B2 JPS6119687 B2 JP S6119687B2 JP 55181336 A JP55181336 A JP 55181336A JP 18133680 A JP18133680 A JP 18133680A JP S6119687 B2 JPS6119687 B2 JP S6119687B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- rolling
- stainless steel
- workability
- steel
- 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
Links
Classifications
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は高強度ステンレス鋼板の製造方法に関
するものである。 近年、省エネルギーの観点から、自動車、電車
等の輸送機関の軽量化が進められてきている。特
に、車輛においては、冷房設備、相互乗入れによ
る器材の増加等により車重増加の傾向にあり、車
体の重量軽減は重要な問題になつている。 材料の高強度化、高耐食性化による板厚減少は
輸送機関の軽量化の有力な手段である。これらの
材料は車体製造時に複雑な加工や溶接が施される
ため、高強度、高耐食性と同時に加工性、溶接性
（溶接部の強度、腐食特性等を含む。）も要求され
ることになる。特に、材料を高強度化した場合、
加工性の劣化が顕著になるが、このような現象は
一般に避けられない問題である。このため、その
用途別に、強度を重視した材料と加工性を重視し
た材料とを使いわける事が必要である。常温で加
工した際に加工誘起マルテンサイトを生じ、高強
度化する不安定オーステナイト系ステンレス鋼
は、その加工率を変える事により生成するマルテ
ンサイトの量を変化させ、強度水準を容易に変え
る事ができる。さらに、ステンレス鋼の本来所有
する高耐食性を考慮した場合、上記の要求に最も
適した材料といえる。 従来工業的にオーステナイト系ステンレス鋼を
用いて高強度ステンレス鋼板を製造する際には、
固溶化熱処理後、調質圧延を行なつていた。すな
わち、調質圧延時の圧下率を変化させる事により
任意の高強度を有する材料の製造が可能である。
しかし、単に調質圧延の圧下率の最適条件を選定
しただけでは、望ましい強度は得られても加工性
や耐食性が劣る等の問題があつた。特に、高強度
でかつ加工性が要求される場合には降伏比（σ0.
２／σB）が低く破断伸び（El）の高い材料が要求
され、従来の製造法ではこのような材料を安定し
て製造することができなかつた。 本発明は調質圧延後の強度、延性のバランス、
さらに粒界腐食等を考慮し、オーステナイト系ス
テンレス鋼の成分範囲として、Ｃ；0.04〜0.07
％、Ｎ；0.05〜0.15％、Si；1.0％以下、Mn；0.3
〜2.0％、Ni；6.0〜8.0％、Cr；16.0〜20.0％を含
有し、残部はFeおよび製鋼上不可避の元素から
なるステンレス鋼を用い、固溶化熱処理し、900
〜500℃の間を10℃/sec以上100℃/sec以下の平均
冷却速度で冷却した後、ロールギヤツプにおける
材料温度を30〜50℃に保持し調質圧延時の圧下率
を下記表に示すような値に選定する事により、
0.2％耐力が50Kg／mm2級、60Kg／mm2級、80Kg／mm2
級の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板の製造
を可能にしたものである。
するものである。 近年、省エネルギーの観点から、自動車、電車
等の輸送機関の軽量化が進められてきている。特
に、車輛においては、冷房設備、相互乗入れによ
る器材の増加等により車重増加の傾向にあり、車
体の重量軽減は重要な問題になつている。 材料の高強度化、高耐食性化による板厚減少は
輸送機関の軽量化の有力な手段である。これらの
材料は車体製造時に複雑な加工や溶接が施される
ため、高強度、高耐食性と同時に加工性、溶接性
（溶接部の強度、腐食特性等を含む。）も要求され
ることになる。特に、材料を高強度化した場合、
加工性の劣化が顕著になるが、このような現象は
一般に避けられない問題である。このため、その
用途別に、強度を重視した材料と加工性を重視し
た材料とを使いわける事が必要である。常温で加
工した際に加工誘起マルテンサイトを生じ、高強
度化する不安定オーステナイト系ステンレス鋼
は、その加工率を変える事により生成するマルテ
ンサイトの量を変化させ、強度水準を容易に変え
る事ができる。さらに、ステンレス鋼の本来所有
する高耐食性を考慮した場合、上記の要求に最も
適した材料といえる。 従来工業的にオーステナイト系ステンレス鋼を
用いて高強度ステンレス鋼板を製造する際には、
固溶化熱処理後、調質圧延を行なつていた。すな
わち、調質圧延時の圧下率を変化させる事により
任意の高強度を有する材料の製造が可能である。
しかし、単に調質圧延の圧下率の最適条件を選定
しただけでは、望ましい強度は得られても加工性
や耐食性が劣る等の問題があつた。特に、高強度
でかつ加工性が要求される場合には降伏比（σ0.
２／σB）が低く破断伸び（El）の高い材料が要求
され、従来の製造法ではこのような材料を安定し
て製造することができなかつた。 本発明は調質圧延後の強度、延性のバランス、
さらに粒界腐食等を考慮し、オーステナイト系ス
テンレス鋼の成分範囲として、Ｃ；0.04〜0.07
％、Ｎ；0.05〜0.15％、Si；1.0％以下、Mn；0.3
〜2.0％、Ni；6.0〜8.0％、Cr；16.0〜20.0％を含
有し、残部はFeおよび製鋼上不可避の元素から
なるステンレス鋼を用い、固溶化熱処理し、900
〜500℃の間を10℃/sec以上100℃/sec以下の平均
冷却速度で冷却した後、ロールギヤツプにおける
材料温度を30〜50℃に保持し調質圧延時の圧下率
を下記表に示すような値に選定する事により、
0.2％耐力が50Kg／mm2級、60Kg／mm2級、80Kg／mm2
級の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板の製造
を可能にしたものである。
【表】
初めに機械的性質に対する一般的な成分の影響
を示し、それから各成分の限定理由を説明する。
第１図は強度に対する成分の影響を示したもので
45Kg鋼塊から公知の冷延、焼鈍により1.1〜0.8mm
厚の鋼板とした後、0.8mm厚まで調質圧延機にて
調質圧延した材料について測定したものである。
同図のように、Ｃは0.2％耐力を増加させ、低強
度側で引張強さを減少させる。しかし、高強度側
ではＣが低いほど引張強さは減少し、Ｃが0.04％
未満では特に顕著である。ＮはＣと同様、0.2％
耐力を増加させ、引張強さを減少させる。その効
果はＣより大きい。Niは0.2％耐力に影響を示さ
ないが、引張強さを顕著に減少させる。 Cr、MnはNiと同様の傾向を示すが、その効果
はNiの半分である。第２図は破断伸びに対する
成分の影響を総合的にまとめたもので製造工程は
第１図の場合と同様で、C0.02〜0.15％、Mn1〜
２％、Ni6〜９％、Cr15〜18％、N0.02〜0.2％の
ものについて測定を行なつた。図に示すように1/
２Mn＋Ni−1/12（20−Cr）2＋15（Ｃ＋Ｎ）（％）
が大きくなるにしたがい伸びは増加する。以上の
ように、各成分とも伸びを増大させ、Ｃ、Ｎ以外
の合金元素は引張強さを顕著に減少させる。その
結果降伏比の増大をまねく。強度、延性のバラン
スを最良にするにはＣ、Ｎおよびその他の合金元
素の割合を十分コントロールする事が肝要であ
る。 以上の事実をもとに各種成分の限定理由を説明
する。 Ｃはオーステナイト相を安定化し、加工誘起マ
ルテンサイト相の生成を抑制する一方、オーステ
ナイト相及び生成したマルテンサイト相を固溶強
化する働きがあり、強度的には多い方が有利であ
る。Ｃが0.04％未満になると、マルテンサイト相
を過剰に生成させないと高強度が得られなくなり
延性の劣化をきたす。一方、Ｃ量の上限は粒界腐
食感受性から規制した。即ち第３図はＣ量の異な
る材料について900℃から500℃の間の冷却速度を
変化させ、10％蓚酸電解エツチテストを行つた結
果である。同図に示すようにＣが0.07％を越える
と粒界腐食感受性が敏感になることがわかる。こ
のためＣの範囲を0.04〜0.07％とした。 ＮはＣと同様の働きがあり、強度的には多い方
が有利であるが、0.15％を越えるとブローホール
の発生原因となり、0.05％未満ではオーステナイ
ト相が不安定になりすぎる。このためＮの範囲を
0.05〜0.15％とした。 Siは脱酸剤として製鋼上必要であるが、1.0％
を越えるとフエライト形成能が強くなり、熱間加
工性を劣化させるため1.0％を上限とした。 Mnはオーステナイト相を安定にする元素であ
り、0.3％に未満にするとオーステナイト安定度
を著しく不安定にする。また、2.0％を越えると
スケール性から鋼板表面性状に悪影響を与える。
このためMnの範囲を0.3〜2.0％とした。 Niはオーステナイト相を安定化する元素であ
り、その効果はMnの２倍である。8.0％を越える
とオーステナイト相が安定になり過ぎ、降伏比を
大きくし、加工性を劣化させる。6.0％未満では
オーステナイト相が不安定になり過ぎ、延性が劣
化する。従つてNiの範囲を6.0〜8.0％とした。 Crは耐食性およびフエライト形成には大きな
効果を有する。16.0％未満では耐食性が劣化し、
20％を越えるとフエライト量が増加し熱間加工性
が劣化する。このためCrの範囲を16.0〜20.0％に
限定した。なお、Crは加工誘起マルテンサイト
の生成を抑制する元素であるといわれているが20
％以下ではその影響が小さい。 このような成分のオーステナイト系ステンレス
鋼を固溶化熱処理し、900℃〜500℃の間を10℃/s
ｅｃ以上100℃/sec以下の平均冷却速度で冷却す
る。固溶化熱処理温度から冷却する際、900℃〜
500℃の間の平均冷却速度が10℃/secより遅いと
製品の粒界腐食感受性が敏感となる。また、この
間を100℃/secを越える平均冷却速度で冷却する
ことは実用上有益ではない。 次いで、調質圧延時の圧下率の限定理由につい
て述べる。第４図は0.06C−0.6Si−1.3Mn−7.3Ni
−17.3Cr−0.08N鋼について、試験圧延機により
調質圧延を行い、0.2％耐力と圧下率の関係を調
べたものである。第４図に示すように圧下率を増
すと0.2％耐力は増加し、圧下率が約５、10、20
％の時に0.2％耐力が50、60、80Kg/Hzになる。本
発明の成分範囲ではSi、Mn、Ni、Crを変化させ
ても目標の強度を得る圧下率はほとんど変化しな
い。しかし、Ｃ、Ｎが増すと同一圧下率での0.2
％耐力は増加し、目標の強度を得る圧下率は減少
する。この傾向は高強度側で顕著になる。このた
め調質圧延時の圧下率の範囲を50Kg／mm2級では３
〜７％、60Kg／mm2級では７〜13％、80Kg／mm2級で
は18〜26％とした。また、ロールギヤツプでの温
度を30〜50℃に限定したのは、30℃未満の低温に
なると圧下率の変動に対する0.2％耐力の変動が
大きくなり、調質圧延後の材質のバラツキを大き
くするからである。又、50℃を越えると加工誘起
マルテンサイトの生成が少くなり高強度が得にく
くなる。 以下に実施例をあげて本発明を説明する。表１
は実機設備にて製造試験を行つた結果である。本
発明成分に比較しNi、Crが高い鋼は伸びが低
く、降伏比が高い。このため加工性が劣る。また
Ｃを高め、Ｎを低めた材料は本発明鋼（本発明に
より製造した鋼）とほぼ同等の伸び、降伏比を有
するが、固溶化熱処理後の冷却速度が15℃/secで
は混合組織となつており本発明成分に比べ耐食性
が劣る。又、冷却速度が遅くなる厚手材において
は溶接部の粒界腐食は避けられず、溶接部の耐食
性、強度特性が劣化する。 以上実施例に見られるように、本発明鋼は加工
性および耐食性に優れ、特に、60Kg／mm2級以下の
クラスは加工性に優れており、複雑な形状に加工
する事が可能である。また80Kg／mm2級の鋼でも単
純な加工については問題ない。このような高強
度、高加工性、高耐食性を有する材料を用いれ
ば、車輛等の輸送機関の軽量化を容易に行う事が
でき、省エネルギー時代の到来を考えた場合その
利点は多大である。
を示し、それから各成分の限定理由を説明する。
第１図は強度に対する成分の影響を示したもので
45Kg鋼塊から公知の冷延、焼鈍により1.1〜0.8mm
厚の鋼板とした後、0.8mm厚まで調質圧延機にて
調質圧延した材料について測定したものである。
同図のように、Ｃは0.2％耐力を増加させ、低強
度側で引張強さを減少させる。しかし、高強度側
ではＣが低いほど引張強さは減少し、Ｃが0.04％
未満では特に顕著である。ＮはＣと同様、0.2％
耐力を増加させ、引張強さを減少させる。その効
果はＣより大きい。Niは0.2％耐力に影響を示さ
ないが、引張強さを顕著に減少させる。 Cr、MnはNiと同様の傾向を示すが、その効果
はNiの半分である。第２図は破断伸びに対する
成分の影響を総合的にまとめたもので製造工程は
第１図の場合と同様で、C0.02〜0.15％、Mn1〜
２％、Ni6〜９％、Cr15〜18％、N0.02〜0.2％の
ものについて測定を行なつた。図に示すように1/
２Mn＋Ni−1/12（20−Cr）2＋15（Ｃ＋Ｎ）（％）
が大きくなるにしたがい伸びは増加する。以上の
ように、各成分とも伸びを増大させ、Ｃ、Ｎ以外
の合金元素は引張強さを顕著に減少させる。その
結果降伏比の増大をまねく。強度、延性のバラン
スを最良にするにはＣ、Ｎおよびその他の合金元
素の割合を十分コントロールする事が肝要であ
る。 以上の事実をもとに各種成分の限定理由を説明
する。 Ｃはオーステナイト相を安定化し、加工誘起マ
ルテンサイト相の生成を抑制する一方、オーステ
ナイト相及び生成したマルテンサイト相を固溶強
化する働きがあり、強度的には多い方が有利であ
る。Ｃが0.04％未満になると、マルテンサイト相
を過剰に生成させないと高強度が得られなくなり
延性の劣化をきたす。一方、Ｃ量の上限は粒界腐
食感受性から規制した。即ち第３図はＣ量の異な
る材料について900℃から500℃の間の冷却速度を
変化させ、10％蓚酸電解エツチテストを行つた結
果である。同図に示すようにＣが0.07％を越える
と粒界腐食感受性が敏感になることがわかる。こ
のためＣの範囲を0.04〜0.07％とした。 ＮはＣと同様の働きがあり、強度的には多い方
が有利であるが、0.15％を越えるとブローホール
の発生原因となり、0.05％未満ではオーステナイ
ト相が不安定になりすぎる。このためＮの範囲を
0.05〜0.15％とした。 Siは脱酸剤として製鋼上必要であるが、1.0％
を越えるとフエライト形成能が強くなり、熱間加
工性を劣化させるため1.0％を上限とした。 Mnはオーステナイト相を安定にする元素であ
り、0.3％に未満にするとオーステナイト安定度
を著しく不安定にする。また、2.0％を越えると
スケール性から鋼板表面性状に悪影響を与える。
このためMnの範囲を0.3〜2.0％とした。 Niはオーステナイト相を安定化する元素であ
り、その効果はMnの２倍である。8.0％を越える
とオーステナイト相が安定になり過ぎ、降伏比を
大きくし、加工性を劣化させる。6.0％未満では
オーステナイト相が不安定になり過ぎ、延性が劣
化する。従つてNiの範囲を6.0〜8.0％とした。 Crは耐食性およびフエライト形成には大きな
効果を有する。16.0％未満では耐食性が劣化し、
20％を越えるとフエライト量が増加し熱間加工性
が劣化する。このためCrの範囲を16.0〜20.0％に
限定した。なお、Crは加工誘起マルテンサイト
の生成を抑制する元素であるといわれているが20
％以下ではその影響が小さい。 このような成分のオーステナイト系ステンレス
鋼を固溶化熱処理し、900℃〜500℃の間を10℃/s
ｅｃ以上100℃/sec以下の平均冷却速度で冷却す
る。固溶化熱処理温度から冷却する際、900℃〜
500℃の間の平均冷却速度が10℃/secより遅いと
製品の粒界腐食感受性が敏感となる。また、この
間を100℃/secを越える平均冷却速度で冷却する
ことは実用上有益ではない。 次いで、調質圧延時の圧下率の限定理由につい
て述べる。第４図は0.06C−0.6Si−1.3Mn−7.3Ni
−17.3Cr−0.08N鋼について、試験圧延機により
調質圧延を行い、0.2％耐力と圧下率の関係を調
べたものである。第４図に示すように圧下率を増
すと0.2％耐力は増加し、圧下率が約５、10、20
％の時に0.2％耐力が50、60、80Kg/Hzになる。本
発明の成分範囲ではSi、Mn、Ni、Crを変化させ
ても目標の強度を得る圧下率はほとんど変化しな
い。しかし、Ｃ、Ｎが増すと同一圧下率での0.2
％耐力は増加し、目標の強度を得る圧下率は減少
する。この傾向は高強度側で顕著になる。このた
め調質圧延時の圧下率の範囲を50Kg／mm2級では３
〜７％、60Kg／mm2級では７〜13％、80Kg／mm2級で
は18〜26％とした。また、ロールギヤツプでの温
度を30〜50℃に限定したのは、30℃未満の低温に
なると圧下率の変動に対する0.2％耐力の変動が
大きくなり、調質圧延後の材質のバラツキを大き
くするからである。又、50℃を越えると加工誘起
マルテンサイトの生成が少くなり高強度が得にく
くなる。 以下に実施例をあげて本発明を説明する。表１
は実機設備にて製造試験を行つた結果である。本
発明成分に比較しNi、Crが高い鋼は伸びが低
く、降伏比が高い。このため加工性が劣る。また
Ｃを高め、Ｎを低めた材料は本発明鋼（本発明に
より製造した鋼）とほぼ同等の伸び、降伏比を有
するが、固溶化熱処理後の冷却速度が15℃/secで
は混合組織となつており本発明成分に比べ耐食性
が劣る。又、冷却速度が遅くなる厚手材において
は溶接部の粒界腐食は避けられず、溶接部の耐食
性、強度特性が劣化する。 以上実施例に見られるように、本発明鋼は加工
性および耐食性に優れ、特に、60Kg／mm2級以下の
クラスは加工性に優れており、複雑な形状に加工
する事が可能である。また80Kg／mm2級の鋼でも単
純な加工については問題ない。このような高強
度、高加工性、高耐食性を有する材料を用いれ
ば、車輛等の輸送機関の軽量化を容易に行う事が
でき、省エネルギー時代の到来を考えた場合その
利点は多大である。
【表】
第１図は強度に対する成分の影響を示す図、第
２図は破断伸びに対する成分の影響を示した図、
第３図は17Cr−7Ni系を基本組成としてＣを変化
させた材料について、固溶化処理後900℃から500
℃の間の冷却速度を変化させて冷却した後、10％
蓚酸電解エツチテストを行つた結果を示す図（図
中の○は段状組織、●は混合組織又はみぞ状組織
を意味する。）、第４図は0.06C−0.6Si−1.3Mn−
7.3Ni−17.3Cr−0.08N鋼について、実験室的に調
質圧延を行い、0.2％耐力と調質圧延時の圧下率
との関係を示す図である。
２図は破断伸びに対する成分の影響を示した図、
第３図は17Cr−7Ni系を基本組成としてＣを変化
させた材料について、固溶化処理後900℃から500
℃の間の冷却速度を変化させて冷却した後、10％
蓚酸電解エツチテストを行つた結果を示す図（図
中の○は段状組織、●は混合組織又はみぞ状組織
を意味する。）、第４図は0.06C−0.6Si−1.3Mn−
7.3Ni−17.3Cr−0.08N鋼について、実験室的に調
質圧延を行い、0.2％耐力と調質圧延時の圧下率
との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量百分率でＣ：0.04〜0.07％、Ｎ；0.05〜
0.15％、Si；1.0以下、Mn；0.3〜2.0％、Ni；6.0
〜8.0％、Cr；16.0〜20.0％を含有し、残部はFe
および製鋼上不可避の元素からなるオーステナイ
ト系ステンレス鋼を固溶化熱処理し、900〜500℃
の間を10℃/sec以上100℃/sec以下の平均冷却速
度で冷却し、次いでロールギヤツプにおける材料
温度を30〜50℃に保持し、製品に要求される強度
に応じて下記条件による冷間調質圧延を行うこと
を特徴とする高強度ステンレス鋼板の製造方法。 【表】
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55181336A JPS57104628A (en) | 1980-12-23 | 1980-12-23 | Production of high-strength stainless steel plate |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55181336A JPS57104628A (en) | 1980-12-23 | 1980-12-23 | Production of high-strength stainless steel plate |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57104628A JPS57104628A (en) | 1982-06-29 |
| JPS6119687B2 true JPS6119687B2 (ja) | 1986-05-19 |
Family
ID=16098908
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55181336A Granted JPS57104628A (en) | 1980-12-23 | 1980-12-23 | Production of high-strength stainless steel plate |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57104628A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6026619A (ja) * | 1983-07-22 | 1985-02-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 |
| FR2777811B1 (fr) * | 1998-04-23 | 2000-05-19 | Usinor | Tole d'acier inoxydable austenitique utilisable dans le domaine de la cuverie et notamment dans le domaine de la cuverie vinicole |
| DE19940795A1 (de) * | 1999-08-27 | 2001-03-01 | Lohmann Therapie Syst Lts | Schnellzerfallende Pellets auf der Basis von Chitosan |
| CN102601282B (zh) * | 2012-03-08 | 2013-12-25 | 无锡市法兰锻造有限公司 | 一种z2cnd18-12n控氮不锈钢锻造工艺 |
| CN103266286A (zh) * | 2013-06-14 | 2013-08-28 | 兰州理工大学 | 高铝316l不锈钢及其制备方法 |
-
1980
- 1980-12-23 JP JP55181336A patent/JPS57104628A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57104628A (en) | 1982-06-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6537394B1 (en) | Method for producing hot-dip galvanized steel sheet having high strength and also being excellent in formability and galvanizing property | |
| CN100537813C (zh) | 用于制备冷轧多相钢产品的钢组合物 | |
| US4830686A (en) | Low yield ratio high-strength annealed steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement | |
| US4256486A (en) | Martensitic stainless steel having excellent weldability and workability for structural use | |
| JP3498504B2 (ja) | 高延性型高張力冷延鋼板と亜鉛メッキ鋼板 | |
| JP3347151B2 (ja) | 耐食性に優れた低降伏比冷延高張力鋼板の製造方法 | |
| US4770719A (en) | Method of manufacturing a low yield ratio high-strength steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement | |
| JP3037767B2 (ja) | 低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| US6475308B1 (en) | Process for the production of a strip of hot rolled steel of very high strength, usable for shaping and particularly for stamping | |
| JP2002012948A (ja) | 加工性及びめっき密着性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JPS625216B2 (ja) | ||
| JPS648685B2 (ja) | ||
| US20180251871A1 (en) | Hot-rolled steel with very high strength and method for production | |
| JPH0225968B2 (ja) | ||
| JP2860438B2 (ja) | 加工性の極めて優れた高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JP2004323966A (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002294400A (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0557332B2 (ja) | ||
| JPS6152317A (ja) | 低温靭性にすぐれた熱延鋼板の製造方法 | |
| JPS589962A (ja) | 粒界腐食割れ特性および加工性にすぐれた高強度ステンレス鋼 | |
| JPS60181229A (ja) | 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 | |
| JP3023014B2 (ja) | 超深絞り用冷延極軟鋼板 | |
| JP3144572B2 (ja) | 耐食性に優れた低降伏比高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH0247525B2 (ja) | ||
| JPH05179402A (ja) | 加工性及び材質安定性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼材およびその製造方法 |