JPS6145687B2 - - Google Patents
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- JPS6145687B2 JPS6145687B2 JP12165581A JP12165581A JPS6145687B2 JP S6145687 B2 JPS6145687 B2 JP S6145687B2 JP 12165581 A JP12165581 A JP 12165581A JP 12165581 A JP12165581 A JP 12165581A JP S6145687 B2 JPS6145687 B2 JP S6145687B2
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- cooling rate
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-
- 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
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は延性および耐２次加工脆性の良好な低
降伏比高張力鋼板の製造方法に係り、特に引張強
さ50Kg／mm以上の高張力鋼板のコストが低廉な製
造方法に関する。 近年、自動車の安全性や軽量化の観点からバン
パーやドアーガードバーなどの強度部材に引張強
さ50Kg／mm２以上の高張力薄鋼板が多用されつつ
ある。このような用途に適用される材料の特性と
して引張強さが高いと同時に延性が良好で更に車
体の組立時あるいは組立後にはスポツト溶接性お
よび耐２次加工脆性が良好であることが要求され
る。最近フエライトとマルテンサイトを主とする
低温変態生成物から成る混合組織鋼板がこのよう
な要求を満足する鋼板として多く使用されてい
る。しかし従来の混合組織鋼板で強度を高めるに
はMn、Si、Nb、Tiなどの元素を多量添加する必
要があり、その結果コストの上昇をもたらし、ま
たMnやSiなどの多量添加は連続焼鈍中に表面酸
化を起こし易くスポツト溶接性や耐２次加工性を
劣化させる問題があつた。したがつて従来は延
性、スポツト溶接性、耐２次加工脆性がすぐれた
高張力鋼板を低いコストで製造することは困難で
あつた。 本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解消
し、製造コストが低廉な延性および耐２次加工脆
性の良好な低降伏比高張力鋼板の製造方法を提供
することにある。 本発明のこの目的は次の４発明によつて達成さ
れる。 第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にて、Ｃ：0.02〜0.15％、
Mn：1.5〜3.5％、Ｐ：0.03〜0.15％、Al：0.10％
以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よ
り成る鋼を熱延後600℃以下で低温巻取する工程
と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜950℃の
温度範囲に10秒から10分間加熱する工程と、前記
加熱工程終了後600℃を越える高温域を20℃／sec
以下の冷却速度で徐冷する工程と、前記徐冷工程
終了後600〜300℃間の平均冷却速度が下記(1)式で
求まる臨界冷却速度CR℃／sec以上であり、かつ
15〜200℃／secの範囲となる如く急速ドライ冷却
する工程と、を有して成ることを特徴とする延性
および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄
鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％） ＋3.5P（％）〕＋3.95 …(1) 第２発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一の基本組成のほか
に、更にSi：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：
0.1〜1.0％Ｂ：５〜100ppmより成るＡ群のうち
から選ばれた１種または２種以上を含み、かつ Mn％＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％＋2.67Mo％
≧0.64％を満足し、残部がFeおよび不可避的不
純物より成る鋼を熱延後600℃以下で低温巻取す
る工程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜
950℃の温度範囲に10秒から10分間加熱する工程
と、前記加熱工程終了後600℃を越える高温域を
20℃／sec以下の冷却速度で徐冷する工程と、前
記徐冷工程終了後600〜300℃間の平均冷却速度が
下記(2)式で求まる臨界冷却速度CR℃／sec以上で
あり、かつ15〜200℃／secの範囲内となる如く急
速ドライ冷却する工程と、を有して成ることを特
徴とする延性および耐２次加工脆性の良好な低降
伏比高張力薄鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn％ ＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％ ＋２−67Mo％〕＋3.95 …(2) 第３発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一の基本組成のほか
に、更にNb：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、
Ｖ：0.01〜0.2％より成るＢ群のうちから選ばれ
た１種または２種以上を含み、残部がFeおよび
不可避的不純物より成る鋼を熱延後600℃以下で
低温巻取する工程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1
変態点〜950℃の温度範囲に10秒から10分間加熱
する工程と、前記加熱工程終了後600℃を越える
高温域を20℃／sec以下の冷却速度で徐冷する工
程と、前記徐冷工程終了後600〜300℃間の平均冷
却速度が下記(1)式で求まる臨界冷却速度CR℃／
sec以上であり、かつ15〜200℃／secの範囲内と
なる如く急速ドライ冷却する工程と、を有して成
ることを特徴とする延性および耐２次加工脆性の
良好な低降伏比高張力鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％） ＋3.5P（％）〕＋3.95 …(1) 第４発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一の基本組成のほか
に更にSi：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：
0.1〜1.0％、Ｂ：５〜100ppmより成るＡ群、
Nb：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、Ｖ：0.01〜
0.2％より成るＢ群のそれぞれの群のうちから選
ばれた１種または２種以上を同時に含み、かつ Mn％＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％＋2.67Mo％≧
0.64％を満足し、残部がFeおよび不可避的不純
物より成る鋼を熱延後600℃以下で低温巻取する
工程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜950
℃の温度範囲に10秒から10分間加熱する工程と、
前記加熱工程終了後600℃を越える高温域を20
℃／sec以下の冷却速度で徐冷する工程と、前記
徐冷工程終了後600〜300℃間の平均冷却速度が下
記(2)式で求まる臨界冷却速度CR℃／sec以上であ
り、かつ15〜200℃／secの範囲内となる如く急速
ドライ冷却する工程と、を有して成ることを特徴
とする延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏
比高張力薄鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn％ ＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％ ＋2.67Mo％〕＋3.95 …(2) （但Ｂ添加の場合は上記3.95は3.40に変更） すなわち本発明は安価なＰを強化元素として積
極的に添加し、冷延後Ac1〜950℃の温度範囲に
加熱し、次いで冷却条件を制御することによつて
Ｐによる耐２次加工脆性の劣化を抑制しかつ延性
の良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法に関す
るものである。 なおＰを用いた高張力冷延鋼板の製造方法に関
する技術として特開昭50−23316と特開昭50−
60419がある。特開昭50−23316は高降伏点鋼板を
連続焼鈍、過時効処理で製造する方法で得られる
鋼はフエライト、カーバイドから成る固溶強化鋼
であり、連続焼鈍後過時効処理を行なわない本発
明とは異なる。 また特開昭50−60419は製造条件、特に連続焼
鈍時の冷却速度が小さく、得られる組織はα相と
その周囲を均一にとりまく可視な炭化物を多く含
むフエライト相との複合組織であり、本願技術の
フエライト相と、マルテンサイト相を主体とする
低温変態生成物および残留オーステナイト相から
成る混合組織鋼とは全く異なる。 先づ本発明を得た基本実験結果について説明す
る。
降伏比高張力鋼板の製造方法に係り、特に引張強
さ50Kg／mm以上の高張力鋼板のコストが低廉な製
造方法に関する。 近年、自動車の安全性や軽量化の観点からバン
パーやドアーガードバーなどの強度部材に引張強
さ50Kg／mm２以上の高張力薄鋼板が多用されつつ
ある。このような用途に適用される材料の特性と
して引張強さが高いと同時に延性が良好で更に車
体の組立時あるいは組立後にはスポツト溶接性お
よび耐２次加工脆性が良好であることが要求され
る。最近フエライトとマルテンサイトを主とする
低温変態生成物から成る混合組織鋼板がこのよう
な要求を満足する鋼板として多く使用されてい
る。しかし従来の混合組織鋼板で強度を高めるに
はMn、Si、Nb、Tiなどの元素を多量添加する必
要があり、その結果コストの上昇をもたらし、ま
たMnやSiなどの多量添加は連続焼鈍中に表面酸
化を起こし易くスポツト溶接性や耐２次加工性を
劣化させる問題があつた。したがつて従来は延
性、スポツト溶接性、耐２次加工脆性がすぐれた
高張力鋼板を低いコストで製造することは困難で
あつた。 本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解消
し、製造コストが低廉な延性および耐２次加工脆
性の良好な低降伏比高張力鋼板の製造方法を提供
することにある。 本発明のこの目的は次の４発明によつて達成さ
れる。 第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にて、Ｃ：0.02〜0.15％、
Mn：1.5〜3.5％、Ｐ：0.03〜0.15％、Al：0.10％
以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よ
り成る鋼を熱延後600℃以下で低温巻取する工程
と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜950℃の
温度範囲に10秒から10分間加熱する工程と、前記
加熱工程終了後600℃を越える高温域を20℃／sec
以下の冷却速度で徐冷する工程と、前記徐冷工程
終了後600〜300℃間の平均冷却速度が下記(1)式で
求まる臨界冷却速度CR℃／sec以上であり、かつ
15〜200℃／secの範囲となる如く急速ドライ冷却
する工程と、を有して成ることを特徴とする延性
および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄
鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％） ＋3.5P（％）〕＋3.95 …(1) 第２発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一の基本組成のほか
に、更にSi：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：
0.1〜1.0％Ｂ：５〜100ppmより成るＡ群のうち
から選ばれた１種または２種以上を含み、かつ Mn％＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％＋2.67Mo％
≧0.64％を満足し、残部がFeおよび不可避的不
純物より成る鋼を熱延後600℃以下で低温巻取す
る工程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜
950℃の温度範囲に10秒から10分間加熱する工程
と、前記加熱工程終了後600℃を越える高温域を
20℃／sec以下の冷却速度で徐冷する工程と、前
記徐冷工程終了後600〜300℃間の平均冷却速度が
下記(2)式で求まる臨界冷却速度CR℃／sec以上で
あり、かつ15〜200℃／secの範囲内となる如く急
速ドライ冷却する工程と、を有して成ることを特
徴とする延性および耐２次加工脆性の良好な低降
伏比高張力薄鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn％ ＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％ ＋２−67Mo％〕＋3.95 …(2) 第３発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一の基本組成のほか
に、更にNb：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、
Ｖ：0.01〜0.2％より成るＢ群のうちから選ばれ
た１種または２種以上を含み、残部がFeおよび
不可避的不純物より成る鋼を熱延後600℃以下で
低温巻取する工程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1
変態点〜950℃の温度範囲に10秒から10分間加熱
する工程と、前記加熱工程終了後600℃を越える
高温域を20℃／sec以下の冷却速度で徐冷する工
程と、前記徐冷工程終了後600〜300℃間の平均冷
却速度が下記(1)式で求まる臨界冷却速度CR℃／
sec以上であり、かつ15〜200℃／secの範囲内と
なる如く急速ドライ冷却する工程と、を有して成
ることを特徴とする延性および耐２次加工脆性の
良好な低降伏比高張力鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％） ＋3.5P（％）〕＋3.95 …(1) 第４発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、第１発明と同一の基本組成のほか
に更にSi：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：
0.1〜1.0％、Ｂ：５〜100ppmより成るＡ群、
Nb：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、Ｖ：0.01〜
0.2％より成るＢ群のそれぞれの群のうちから選
ばれた１種または２種以上を同時に含み、かつ Mn％＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％＋2.67Mo％≧
0.64％を満足し、残部がFeおよび不可避的不純
物より成る鋼を熱延後600℃以下で低温巻取する
工程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜950
℃の温度範囲に10秒から10分間加熱する工程と、
前記加熱工程終了後600℃を越える高温域を20
℃／sec以下の冷却速度で徐冷する工程と、前記
徐冷工程終了後600〜300℃間の平均冷却速度が下
記(2)式で求まる臨界冷却速度CR℃／sec以上であ
り、かつ15〜200℃／secの範囲内となる如く急速
ドライ冷却する工程と、を有して成ることを特徴
とする延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏
比高張力薄鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn％ ＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％ ＋2.67Mo％〕＋3.95 …(2) （但Ｂ添加の場合は上記3.95は3.40に変更） すなわち本発明は安価なＰを強化元素として積
極的に添加し、冷延後Ac1〜950℃の温度範囲に
加熱し、次いで冷却条件を制御することによつて
Ｐによる耐２次加工脆性の劣化を抑制しかつ延性
の良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法に関す
るものである。 なおＰを用いた高張力冷延鋼板の製造方法に関
する技術として特開昭50−23316と特開昭50−
60419がある。特開昭50−23316は高降伏点鋼板を
連続焼鈍、過時効処理で製造する方法で得られる
鋼はフエライト、カーバイドから成る固溶強化鋼
であり、連続焼鈍後過時効処理を行なわない本発
明とは異なる。 また特開昭50−60419は製造条件、特に連続焼
鈍時の冷却速度が小さく、得られる組織はα相と
その周囲を均一にとりまく可視な炭化物を多く含
むフエライト相との複合組織であり、本願技術の
フエライト相と、マルテンサイト相を主体とする
低温変態生成物および残留オーステナイト相から
成る混合組織鋼とは全く異なる。 先づ本発明を得た基本実験結果について説明す
る。
【表】
第１表に示す化学組成であつてＰ含有量を変化
させた0.8mm厚の冷延鋼板を670℃×10時間の従来
の箱焼鈍、および本発明による770℃×60secの加
熱後600〜300℃間の平均冷却速度が40〜60℃／
secのガスジエツト冷却、更に冷却速度が約2000
℃／secの水冷による比較法の３種の焼鈍を行つ
た。これらの鋼板のカツプの静的破壊荷重で示さ
れる耐２次加工脆性、溶接部の強度、延性比で示
されるスポツト溶接性、および引張強さ・伸びの
関係をそれぞれ第１図、第２図、および第３図に
示した。 第１図において、耐２次加工脆性はいずれの焼
鈍条件においてもＰ量の増加に伴ない劣化する
が、ガスジエツト冷却の本発明法による連続焼鈍
材は劣化の程度が少なく、Ｐ量が0.15％以下にお
いては、カツプの静的破壊荷重は800Kg以上であ
つて実用に十分耐えうる耐２次加工脆性である。
またスポツト溶接性および引張強さ・伸び関係と
も本発明法によるものは良好な結果を示してい
る。 本発明における鋼板の冷却方式は、従来の水冷
のような大きな冷却速度では鋼板の耐２次加工脆
性が劣化するので、高速気体を吹付けるガスジエ
ツト冷却あるいは伝熱抜熱を行うロール冷却もし
くはこれらの組合せ冷却等の急速ドライ冷却を採
用する。本発明の急速ドライ冷却では、水冷ある
いは気水冷却等の如く鋼板表面に酸化物が発生し
ない。従つて次工程の酸洗処理を必要とせず、酸
洗の設備費およびランニングコストが不要となり
コスト面で非常に有利である。 次に本発明の成分限定理由について説明する。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素であ
る。特に本発明の場合にはα−γ域に加熱した時
のγ相の体積率は主に鋼中Ｃ量とその加熱温度に
より決まり更に冷却後のマルテンサイト量にも影
響するため重要である。Ｃ量に上下限を設定した
理由は、0.02％未満でも基本的に本発明の目的と
する混合組織は得られるが、Ac1点が急激に上昇
しα−γ２相になる温度領域が狭くなり、その結
果焼鈍時の温度制御が非常に困難になるため下限
を0.02％とした。一方Ｃ量の増加は強度を増加さ
せ、耐２次加工脆性を改善するため好ましいが、
0.15％を越えるとスポツト溶接性が急激に劣化す
るため上限を0.15％とした。 Mn： Mnは固溶体強化元素であり、強度を確保する
ために必要であるが、本発明においてはＰととも
に低温変態生成物形成のためにも特に重要な元素
である。Mnの下限は（α−γ）の混合組織を形
成し、かつ耐２次加工脆性を良好ならしめる条件
として決まる。すなわち、後記第４図の説明より
明らかな如く、目的とする混合組織が得られても
冷却速度が15℃／sec未満では耐２次加工脆性が
劣化する。従つて耐２次加工脆性の良好な混合組
織を得るには、(1)式で示されるCRが15℃／sec以
上であることが必要である。本願発明の基本組成
としてはＰの下限を0.03％と限定したので(1)式か
らMnの下限は1.5％となる。 一方Mn量の増加に応じてCRは減少し比較的小
さな冷却速度でも目的とする混合組織鋼が得られ
るがMn量が3.5％を越えるとＣと同様にスポツト
溶接性の劣化をもたらすため上限を3.5％に限定
した。 Ｐ： Ｐは安価で固溶強化能の大きいフエライト形成
元素であるが、脆化を促進する欠点があるため従
来その使用は限定されていた。本発明者らは詳細
な実験にもとずき従来とは異なる知見を得た。 すなわちＰの添加量増加に伴ない(1)，(2)式に示
す如く混合組織の得られる下限の冷却速度すなわ
ち臨界冷却速度CRは減少し、ＰはMnと同様のγ
安定元素としての効果を有している。また第１図
に示す如く特定の熱処理条件に限定した場合にＰ
が0.15％以下の範囲において耐２次加工脆性を表
わす成形カツプの液体N2温度における静的破壊
荷重の劣化程度が少ない。また第２図に示す如く
スポツト溶接性を表わす溶接部の強度・延性比も
Ｐが0.15％までの範囲においては劣化が少なく、
0.15％を越すと急激に劣化する。上記の結果から
Ｐの上限を0.15％とした。また混合組織形成に最
低0.03％必要なのでＰの下限を0.03％に限定し
た。 Al： Alは脱酸元素として必要であるが過剰のAlは
アルミナクラスターを形成し、表面性状を劣化さ
せ、また熱間割れの危険が高くなるので上限を
0.10％に限定した。 上記Ｃ、Mn、Ｐ、Alの各限定量をもつて本発
明の高張力鋼板の基本成分とするが、更にＡ群と
してSi、Cr、Mo、Ｂの各元素、Ｂ群としてNb、
Ti、Ｖの各元素を下記限定量において１種また
は２種以上を同時に含有する高張力鋼板において
も本発明の目的をより有効に達成することができ
る。これらの限定理由は次の如くである。 Ａ群Si、Cr、Mo、Ｂ： Ａ群の元素は(2)式から明らかな如くいずれも混
合組織形成に必要な臨界冷却速度を下げると同時
に低温変態生成物の量を増しその結果強度増加の
効果がある。その効果が発揮するにはSi、Cr、
Moの各元素は0.1％以上、Ｂは５mm以上が必要で
あり、また過剰の添加は効果が飽和しコストも上
昇するので上限をSiは1.5％以下、Cr、Moは1.0
％以下、Ｂは100ppm以下に限定した。また前記
の理由で下記限定式の条件を満足する必要があ
る。 Mn％＋0.26Si＋3.5P＋1.3Cr＋2.67Mo％≧0.64％ Ｂ群Nb、Ti、Ｖ： Nb、Ti、Ｖの各元素は炭窒化物形成元素であ
り細粒化、析出物あるいはフエライト相の再結晶
抑制による強度増加の効果がある。しかし各元素
とも0.01％未満では上記の効果が十分あがらない
ので下限を0.01％に限定した。また過剰の添加は
効果が飽和しコストも上昇するので、Nbは0.1％
以下、Ti、Ｖは0.2％以下に限定した。 なお上記Ａ群、Ｂ群の各元素は単独に使用して
それぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそれ
ぞれの効果が相殺されることはない。 上記の如く成分組成を限定した鋼を下記の如く
熱処理条件を限定管理することによつて延性およ
び耐２次加工脆性がともに良好な混合組織低降伏
比高張力薄鋼板を低廉なコストで製造できる。 本発明鋼は熱延、酸洗、冷延後連続焼鈍され
る。熱延条件は通常の条件で行なわれるが、高強
度を得るためには600℃以下の低温巻取とする必
要がある。 次に本発明による熱処理方法の限定理由につい
て説明する。 焼鈍条件は本発明のもつとも重要な要件であ
り、まず加熱温度は低温変態生成相の母相である
オーステナイト相を得るためAc1点以上としなけ
ればならない。またAc1点以上においては温度の
増加に伴ないγ相の量が増加し、その結果冷却後
の低温変態生成物の量が増し、より高強度が得ら
れるため高温焼鈍が好ましいが、950℃以上にお
いては強度増加が飽和すると同時にテンパーカラ
ーやピツクアツプが発生するため上限を950℃と
した。ピツクアツプとは連続焼鈍ライン等で先行
の鋼帯から落下した酸化スケールが後行の鋼帯に
付着する現象をいう。一方Nb、Ti、Ｖなどの元
素を含む場合にはα−γ域の低温側で高強度が得
られるため、α−γ域の低温焼鈍が好ましい。 加熱時間は所定量のγ相を現出させるため10秒
以上の保持が必要であり、また10分以上保持する
ことは焼鈍炉の均熱帯を長くするかあるいは通板
速度を低下させる必要があり、いずれもコスト増
加をもたらすため上限を10分とした。 加熱温度からの冷却は耐２次加工脆性に大きな
影響を与えるためもつとも重要である。本発明に
よつて製造される鋼の延性、スポツト溶接性、特
に耐２次加工脆性が従来の常識に反して良好な理
由は明らかでないが、高強度と上記３特性を良好
ならしめる条件として冷却速度範囲が決定され
る。まず第３図において示される如く(1)，(2)式か
ら計算されるCR以上の速度で冷却された混合組
織鋼板は強度と延性の関係が良好である。また第
１図から明らかなように耐２次加工脆性は箱焼鈍
すなわち冷却速度の小さいフエライトカーバイド
鋼では著しく劣化し、冷却速度がCR以上の混合
組織鋼板においては良好である。 さらに第１表のＣ鋼に対する耐２次加工脆性に
およぼす冷却速度の関係を第４図に示したが、Ｃ
鋼のCRは約５℃／secであり、冷却速度８℃／
secの空冷でも混合組織は得られるが耐２次加工
脆性すなわちカツプの静的破壊荷重は実用上の限
界値800Kgに達しない。すなわち冷却速度が15
℃／sec未満では混合組織が得られても、耐２次
加工脆性が向上しない。さらに混合組織鋼板の引
張強さは冷却速度が大きいほど高くなり、同一組
成でより高強度を得るためには高冷却速度が好ま
しい。以上の理由から冷却速度は(1)式または(2)式
から計算されるCR以上としかつ15℃／sec以上の
範囲に限定した。 冷却速度がCR以上であればいずれの速度でも
混合組織は得られるが著しく大きな冷却速度、例
えば水冷の場合は第１図に示す如く耐２次加工脆
性が劣化する。従つて冷却速度の上限をガスジエ
ツト冷却の上限の冷却速度200℃／secに設定し
た。なお上記の冷却速度はいずれも600〜300℃間
の平均速度であるが、延性向上あるいは低降伏応
力を得るためにはフエライト中の固溶Ｃ量を低減
する必要があり、そのためには600℃以上の高温
域を20℃／sec以下の速度で徐冷する必要があ
る。 上記の如く本発明法は安価なＰを使用し、焼鈍
条件を限定することにより混合組織とし、強度、
延性、および耐２次加工脆性ともに良好な自動車
高張力鋼板の製造が可能となつた。 実施例 １ 第１表に示す組成の鋼を仕上圧延温度830〜870
℃巻取温度500〜550℃にて熱延し、つづいて冷延
にて0.8mm厚の冷延鋼板とし、670℃×10時間の箱
焼鈍と770℃×60秒間の加熱後600〜300℃間の平
均冷却速度が40〜60℃／secのガスジエツト冷却
および冷却速度が約2000℃／secの水冷と３種の
焼鈍を行つた。これらの鋼板について引張特性、
スポツト溶接性、耐２次加工脆性を調査した。ス
ポツト溶接性は加圧力300Kg、通電時間８Hzの条
件において溶接電流を変えチリ発生限界電流を求
め、それより500A低い電流で溶接し、剪断引張
および十字引張試験を行つた。また耐２次加工脆
性は33mmφのカツプを絞り比2.06において成形
後、耳を切削しカツプ高さを26mmとし液体N2中
で円錐台形状のポンチで圧縮し破壊荷重を求め
た。 第１図に耐２次加工脆性におよぼすＰ量と焼結
条件との関係を示したが前記の如く、Ｐが0.15％
以下の本発明法においては40〜60℃／sec冷却の
場合は静的破壊強度は800Kg以上あつてすぐれた
結果を示している。第２図にスポツト溶接性にお
よぼすＰ量と焼鈍条件を示したが、Ｐが0.15％以
下の40〜60℃／secの連続焼鈍の本発明法の場合
は、比較法である箱焼鈍および水冷の連続焼鈍の
場合に比較して、十字引張および剪断引張試験値
および延性比が平均して良好な値を示している。
第３図に引張強さ・伸び関係におよぼすＰ量と焼
鈍条件の影響を示したが、Ａ鋼およびＥ鋼はＰが
本発明の限定外であり、Ｂ、Ｃ、Ｄ鋼は本発明の
限定内の組成である。冷却速度がCR〜200℃／
secのＢ、Ｃ、Ｄ鋼が本発明法の場合であるが、
他の場合に比較して引張強さ・伸び関係が調和し
てすぐれた値を示している。冷却速度がCR以下
すなわちフエライトパーライト鋼の性質も比較の
ため示した。第４図に第１表のＣ鋼の冷延鋼板を
770℃×60秒の加熱後冷却速度を大幅に変化させ
焼鈍を行いカツプの静的破壊荷重との関係を示し
た。その結果は前記の如く、冷却速度が15〜200
℃／secの本発明法の範囲内においては800Kg以上
のすぐれた静的破壊強度を示している。 実施例 ２ 第２表に示す化学組成および熱延条件の鋼板を
つづいて冷延し、第３表に示す条件で連続焼鈍を
行いその機械的性質を同表に示した。 鋼種No.２の冷却条件２℃／secは本発明法の限
定外であるが、その他は本発明法の範囲内であ
り、本発明法の場合はすぐれた強度および延性を
示している。 上記の実施例からも明らかな如く、本発明法は
Ｐを積極的に添加し、焼鈍条件を限定することに
させた0.8mm厚の冷延鋼板を670℃×10時間の従来
の箱焼鈍、および本発明による770℃×60secの加
熱後600〜300℃間の平均冷却速度が40〜60℃／
secのガスジエツト冷却、更に冷却速度が約2000
℃／secの水冷による比較法の３種の焼鈍を行つ
た。これらの鋼板のカツプの静的破壊荷重で示さ
れる耐２次加工脆性、溶接部の強度、延性比で示
されるスポツト溶接性、および引張強さ・伸びの
関係をそれぞれ第１図、第２図、および第３図に
示した。 第１図において、耐２次加工脆性はいずれの焼
鈍条件においてもＰ量の増加に伴ない劣化する
が、ガスジエツト冷却の本発明法による連続焼鈍
材は劣化の程度が少なく、Ｐ量が0.15％以下にお
いては、カツプの静的破壊荷重は800Kg以上であ
つて実用に十分耐えうる耐２次加工脆性である。
またスポツト溶接性および引張強さ・伸び関係と
も本発明法によるものは良好な結果を示してい
る。 本発明における鋼板の冷却方式は、従来の水冷
のような大きな冷却速度では鋼板の耐２次加工脆
性が劣化するので、高速気体を吹付けるガスジエ
ツト冷却あるいは伝熱抜熱を行うロール冷却もし
くはこれらの組合せ冷却等の急速ドライ冷却を採
用する。本発明の急速ドライ冷却では、水冷ある
いは気水冷却等の如く鋼板表面に酸化物が発生し
ない。従つて次工程の酸洗処理を必要とせず、酸
洗の設備費およびランニングコストが不要となり
コスト面で非常に有利である。 次に本発明の成分限定理由について説明する。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素であ
る。特に本発明の場合にはα−γ域に加熱した時
のγ相の体積率は主に鋼中Ｃ量とその加熱温度に
より決まり更に冷却後のマルテンサイト量にも影
響するため重要である。Ｃ量に上下限を設定した
理由は、0.02％未満でも基本的に本発明の目的と
する混合組織は得られるが、Ac1点が急激に上昇
しα−γ２相になる温度領域が狭くなり、その結
果焼鈍時の温度制御が非常に困難になるため下限
を0.02％とした。一方Ｃ量の増加は強度を増加さ
せ、耐２次加工脆性を改善するため好ましいが、
0.15％を越えるとスポツト溶接性が急激に劣化す
るため上限を0.15％とした。 Mn： Mnは固溶体強化元素であり、強度を確保する
ために必要であるが、本発明においてはＰととも
に低温変態生成物形成のためにも特に重要な元素
である。Mnの下限は（α−γ）の混合組織を形
成し、かつ耐２次加工脆性を良好ならしめる条件
として決まる。すなわち、後記第４図の説明より
明らかな如く、目的とする混合組織が得られても
冷却速度が15℃／sec未満では耐２次加工脆性が
劣化する。従つて耐２次加工脆性の良好な混合組
織を得るには、(1)式で示されるCRが15℃／sec以
上であることが必要である。本願発明の基本組成
としてはＰの下限を0.03％と限定したので(1)式か
らMnの下限は1.5％となる。 一方Mn量の増加に応じてCRは減少し比較的小
さな冷却速度でも目的とする混合組織鋼が得られ
るがMn量が3.5％を越えるとＣと同様にスポツト
溶接性の劣化をもたらすため上限を3.5％に限定
した。 Ｐ： Ｐは安価で固溶強化能の大きいフエライト形成
元素であるが、脆化を促進する欠点があるため従
来その使用は限定されていた。本発明者らは詳細
な実験にもとずき従来とは異なる知見を得た。 すなわちＰの添加量増加に伴ない(1)，(2)式に示
す如く混合組織の得られる下限の冷却速度すなわ
ち臨界冷却速度CRは減少し、ＰはMnと同様のγ
安定元素としての効果を有している。また第１図
に示す如く特定の熱処理条件に限定した場合にＰ
が0.15％以下の範囲において耐２次加工脆性を表
わす成形カツプの液体N2温度における静的破壊
荷重の劣化程度が少ない。また第２図に示す如く
スポツト溶接性を表わす溶接部の強度・延性比も
Ｐが0.15％までの範囲においては劣化が少なく、
0.15％を越すと急激に劣化する。上記の結果から
Ｐの上限を0.15％とした。また混合組織形成に最
低0.03％必要なのでＰの下限を0.03％に限定し
た。 Al： Alは脱酸元素として必要であるが過剰のAlは
アルミナクラスターを形成し、表面性状を劣化さ
せ、また熱間割れの危険が高くなるので上限を
0.10％に限定した。 上記Ｃ、Mn、Ｐ、Alの各限定量をもつて本発
明の高張力鋼板の基本成分とするが、更にＡ群と
してSi、Cr、Mo、Ｂの各元素、Ｂ群としてNb、
Ti、Ｖの各元素を下記限定量において１種また
は２種以上を同時に含有する高張力鋼板において
も本発明の目的をより有効に達成することができ
る。これらの限定理由は次の如くである。 Ａ群Si、Cr、Mo、Ｂ： Ａ群の元素は(2)式から明らかな如くいずれも混
合組織形成に必要な臨界冷却速度を下げると同時
に低温変態生成物の量を増しその結果強度増加の
効果がある。その効果が発揮するにはSi、Cr、
Moの各元素は0.1％以上、Ｂは５mm以上が必要で
あり、また過剰の添加は効果が飽和しコストも上
昇するので上限をSiは1.5％以下、Cr、Moは1.0
％以下、Ｂは100ppm以下に限定した。また前記
の理由で下記限定式の条件を満足する必要があ
る。 Mn％＋0.26Si＋3.5P＋1.3Cr＋2.67Mo％≧0.64％ Ｂ群Nb、Ti、Ｖ： Nb、Ti、Ｖの各元素は炭窒化物形成元素であ
り細粒化、析出物あるいはフエライト相の再結晶
抑制による強度増加の効果がある。しかし各元素
とも0.01％未満では上記の効果が十分あがらない
ので下限を0.01％に限定した。また過剰の添加は
効果が飽和しコストも上昇するので、Nbは0.1％
以下、Ti、Ｖは0.2％以下に限定した。 なお上記Ａ群、Ｂ群の各元素は単独に使用して
それぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそれ
ぞれの効果が相殺されることはない。 上記の如く成分組成を限定した鋼を下記の如く
熱処理条件を限定管理することによつて延性およ
び耐２次加工脆性がともに良好な混合組織低降伏
比高張力薄鋼板を低廉なコストで製造できる。 本発明鋼は熱延、酸洗、冷延後連続焼鈍され
る。熱延条件は通常の条件で行なわれるが、高強
度を得るためには600℃以下の低温巻取とする必
要がある。 次に本発明による熱処理方法の限定理由につい
て説明する。 焼鈍条件は本発明のもつとも重要な要件であ
り、まず加熱温度は低温変態生成相の母相である
オーステナイト相を得るためAc1点以上としなけ
ればならない。またAc1点以上においては温度の
増加に伴ないγ相の量が増加し、その結果冷却後
の低温変態生成物の量が増し、より高強度が得ら
れるため高温焼鈍が好ましいが、950℃以上にお
いては強度増加が飽和すると同時にテンパーカラ
ーやピツクアツプが発生するため上限を950℃と
した。ピツクアツプとは連続焼鈍ライン等で先行
の鋼帯から落下した酸化スケールが後行の鋼帯に
付着する現象をいう。一方Nb、Ti、Ｖなどの元
素を含む場合にはα−γ域の低温側で高強度が得
られるため、α−γ域の低温焼鈍が好ましい。 加熱時間は所定量のγ相を現出させるため10秒
以上の保持が必要であり、また10分以上保持する
ことは焼鈍炉の均熱帯を長くするかあるいは通板
速度を低下させる必要があり、いずれもコスト増
加をもたらすため上限を10分とした。 加熱温度からの冷却は耐２次加工脆性に大きな
影響を与えるためもつとも重要である。本発明に
よつて製造される鋼の延性、スポツト溶接性、特
に耐２次加工脆性が従来の常識に反して良好な理
由は明らかでないが、高強度と上記３特性を良好
ならしめる条件として冷却速度範囲が決定され
る。まず第３図において示される如く(1)，(2)式か
ら計算されるCR以上の速度で冷却された混合組
織鋼板は強度と延性の関係が良好である。また第
１図から明らかなように耐２次加工脆性は箱焼鈍
すなわち冷却速度の小さいフエライトカーバイド
鋼では著しく劣化し、冷却速度がCR以上の混合
組織鋼板においては良好である。 さらに第１表のＣ鋼に対する耐２次加工脆性に
およぼす冷却速度の関係を第４図に示したが、Ｃ
鋼のCRは約５℃／secであり、冷却速度８℃／
secの空冷でも混合組織は得られるが耐２次加工
脆性すなわちカツプの静的破壊荷重は実用上の限
界値800Kgに達しない。すなわち冷却速度が15
℃／sec未満では混合組織が得られても、耐２次
加工脆性が向上しない。さらに混合組織鋼板の引
張強さは冷却速度が大きいほど高くなり、同一組
成でより高強度を得るためには高冷却速度が好ま
しい。以上の理由から冷却速度は(1)式または(2)式
から計算されるCR以上としかつ15℃／sec以上の
範囲に限定した。 冷却速度がCR以上であればいずれの速度でも
混合組織は得られるが著しく大きな冷却速度、例
えば水冷の場合は第１図に示す如く耐２次加工脆
性が劣化する。従つて冷却速度の上限をガスジエ
ツト冷却の上限の冷却速度200℃／secに設定し
た。なお上記の冷却速度はいずれも600〜300℃間
の平均速度であるが、延性向上あるいは低降伏応
力を得るためにはフエライト中の固溶Ｃ量を低減
する必要があり、そのためには600℃以上の高温
域を20℃／sec以下の速度で徐冷する必要があ
る。 上記の如く本発明法は安価なＰを使用し、焼鈍
条件を限定することにより混合組織とし、強度、
延性、および耐２次加工脆性ともに良好な自動車
高張力鋼板の製造が可能となつた。 実施例 １ 第１表に示す組成の鋼を仕上圧延温度830〜870
℃巻取温度500〜550℃にて熱延し、つづいて冷延
にて0.8mm厚の冷延鋼板とし、670℃×10時間の箱
焼鈍と770℃×60秒間の加熱後600〜300℃間の平
均冷却速度が40〜60℃／secのガスジエツト冷却
および冷却速度が約2000℃／secの水冷と３種の
焼鈍を行つた。これらの鋼板について引張特性、
スポツト溶接性、耐２次加工脆性を調査した。ス
ポツト溶接性は加圧力300Kg、通電時間８Hzの条
件において溶接電流を変えチリ発生限界電流を求
め、それより500A低い電流で溶接し、剪断引張
および十字引張試験を行つた。また耐２次加工脆
性は33mmφのカツプを絞り比2.06において成形
後、耳を切削しカツプ高さを26mmとし液体N2中
で円錐台形状のポンチで圧縮し破壊荷重を求め
た。 第１図に耐２次加工脆性におよぼすＰ量と焼結
条件との関係を示したが前記の如く、Ｐが0.15％
以下の本発明法においては40〜60℃／sec冷却の
場合は静的破壊強度は800Kg以上あつてすぐれた
結果を示している。第２図にスポツト溶接性にお
よぼすＰ量と焼鈍条件を示したが、Ｐが0.15％以
下の40〜60℃／secの連続焼鈍の本発明法の場合
は、比較法である箱焼鈍および水冷の連続焼鈍の
場合に比較して、十字引張および剪断引張試験値
および延性比が平均して良好な値を示している。
第３図に引張強さ・伸び関係におよぼすＰ量と焼
鈍条件の影響を示したが、Ａ鋼およびＥ鋼はＰが
本発明の限定外であり、Ｂ、Ｃ、Ｄ鋼は本発明の
限定内の組成である。冷却速度がCR〜200℃／
secのＢ、Ｃ、Ｄ鋼が本発明法の場合であるが、
他の場合に比較して引張強さ・伸び関係が調和し
てすぐれた値を示している。冷却速度がCR以下
すなわちフエライトパーライト鋼の性質も比較の
ため示した。第４図に第１表のＣ鋼の冷延鋼板を
770℃×60秒の加熱後冷却速度を大幅に変化させ
焼鈍を行いカツプの静的破壊荷重との関係を示し
た。その結果は前記の如く、冷却速度が15〜200
℃／secの本発明法の範囲内においては800Kg以上
のすぐれた静的破壊強度を示している。 実施例 ２ 第２表に示す化学組成および熱延条件の鋼板を
つづいて冷延し、第３表に示す条件で連続焼鈍を
行いその機械的性質を同表に示した。 鋼種No.２の冷却条件２℃／secは本発明法の限
定外であるが、その他は本発明法の範囲内であ
り、本発明法の場合はすぐれた強度および延性を
示している。 上記の実施例からも明らかな如く、本発明法は
Ｐを積極的に添加し、焼鈍条件を限定することに
【表】
【表】
【表】
より、延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏
比高張力鋼板を低廉なコストで製造することがで
きた。
比高張力鋼板を低廉なコストで製造することがで
きた。
第１図は耐２次加工脆性におよぼすＰ量と焼鈍
条件の影響を示す相関図、第２図はスポツト溶接
性におよぼすＰ量と焼鈍条件の影響を示す相関
図、第３図は引張強さ・伸び関係におよぼすＰ量
と焼鈍条件の影響を示す相関図、第４図は耐２次
加工脆性と焼鈍冷却速度との関係を示す相関図で
ある。
条件の影響を示す相関図、第２図はスポツト溶接
性におよぼすＰ量と焼鈍条件の影響を示す相関
図、第３図は引張強さ・伸び関係におよぼすＰ量
と焼鈍条件の影響を示す相関図、第４図は耐２次
加工脆性と焼鈍冷却速度との関係を示す相関図で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にて、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：1.5〜
3.5％、Ｐ：0.03〜0.15％、Al：0.10％以下を含
み、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼
を熱延後600℃以下で低温巻取する工程と、前記
熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜950℃の温度範囲
に10秒から10分間加熱する工程と、前記加熱工程
終了後600℃を越える高温域を20℃／sec以下の冷
却速度で徐冷する工程と、前記徐冷工程終了後
600〜300℃間の平均冷却速度が下記(1)式で求まる
臨界冷却速度CR℃／sec以上であり、かつ15〜
200℃／secの範囲内となる如く急速ドライ冷却す
る工程と、を有して成ることを特徴とする延性お
よび耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄鋼
板の製造方法。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％） ＋3.5P（％）〕＋3.95 …(1) ２ 重量比にて、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：1.5〜
3.5％、Ｐ：0.03〜0.15％、Al：0.10％以下を含
み、更にSi：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：
0.1〜1.0％、Ｂ：５〜100ppmより成るＡ群のう
ちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつ Mn％＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％＋2.67Mo％
≧0.64％を満足し残部がFeおよび不可避的不純
物より成る鋼を熱延後600℃以下で低温巻取する
工程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜950
℃の温度範囲に10秒から10分間加熱する工程と、
前記加熱工程終了後600℃を越える高温域を20
℃／sec以下の冷却速度で徐冷する工程と、前記
徐冷工程終了後600〜300℃間の平均冷却速度が下
記(2)式で求まる臨界冷却速度CR℃／sec以上であ
り、かつ15〜200℃／secの範囲内となる如く急速
ドライ冷却する工程と、を有して成ることを特徴
とする延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏
比高張力薄鋼板の製造方法。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn％ ＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％ ＋2.67Mo％〕＋3.95 …(2) （但Ｂ添加の場合は上記3.95は3.40に変更） ３ 重量比にて、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：1.5〜
3.5％、Ｐ：0.03〜0.15％、Al：0.10％以下を含
み、更にNb：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、
Ｖ：0.01〜0.2％より成るＢ群のうちから選ばれ
た１種または２種以上を含み、残部がFeおよび
不可避的不純物より成る鋼を熱延後600℃以下で
低温巻取する工程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1
変態点〜950℃の温度範囲に10秒から10分間加熱
する工程と、前記加熱工程終了後600℃を越える
高温域を20℃／sec以下の冷却速度で徐冷する工
程と、前記徐冷工程終了後600〜300℃間の平均冷
却速度が下記(1)式で求まる臨界冷却速度CR℃／
sec以上であり、かつ15〜200℃／secの範囲内と
なる如く急速ドライ冷却する工程と、を有して成
ることを特徴とする延性および耐２次加工脆性の
良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％） ＋3.5P（％）〕＋3.95 …(1) ４ 重量比にて、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：1.5〜
3.5％、Ｐ：0.03〜0.15％、Al：0.10％以下を含
み、更にSi：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：
0.1〜1.0％、Ｂ：５〜100ppmより成るＡ群、
Nb：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、Ｖ：0.01〜
0.2％より成るＢ群のそれぞれの群のうちから１
種または２種以上を同時に含み、かつ Mn％＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％＋2.67Mo％≧
0.64％を満足し残部がFeおよび不可避的不純物
より成る鋼を熱延後600℃以下で低温巻取する工
程と、前記熱延鋼板の冷延後Ac1変態点〜950℃
の温度範囲に10秒から10分間加熱する工程と、前
記加熱工程終了後600℃を越える高温域を20℃／
sec以下の冷却速度で徐冷する工程と、前記徐冷
工程終了後600〜300℃間の平均冷却速度が下記(2)
式で求まる臨界冷却速度CR℃／sec以上であり、
かつ15〜200℃／secの範囲内となる如く急速ドラ
イ冷却する工程と、を有して成ることを特徴とす
る延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高
張力薄鋼板の製造方法。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn％ ＋0.26Si％＋3.5P％＋1.3Cr％ ＋2.67Mo％〕＋3.95 …(2) （但Ｂ添加の場合は上記3.95は3.40に変更）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12165581A JPS5822332A (ja) | 1981-08-03 | 1981-08-03 | 延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12165581A JPS5822332A (ja) | 1981-08-03 | 1981-08-03 | 延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5822332A JPS5822332A (ja) | 1983-02-09 |
| JPS6145687B2 true JPS6145687B2 (ja) | 1986-10-09 |
Family
ID=14816620
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12165581A Granted JPS5822332A (ja) | 1981-08-03 | 1981-08-03 | 延性および耐２次加工脆性の良好な低降伏比高張力薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5822332A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0341290U (ja) * | 1989-08-31 | 1991-04-19 |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6052528A (ja) * | 1983-09-02 | 1985-03-25 | Kawasaki Steel Corp | 延性およびスポツト溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法 |
| US4770719A (en) * | 1984-04-12 | 1988-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing a low yield ratio high-strength steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement |
| CN116694988A (zh) | 2016-03-31 | 2023-09-05 | 杰富意钢铁株式会社 | 薄钢板和镀覆钢板、以及薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法 |
| KR102157430B1 (ko) | 2016-03-31 | 2020-09-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 |
| KR102165051B1 (ko) | 2016-03-31 | 2020-10-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 도금 강판, 그리고, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 |
-
1981
- 1981-08-03 JP JP12165581A patent/JPS5822332A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0341290U (ja) * | 1989-08-31 | 1991-04-19 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5822332A (ja) | 1983-02-09 |
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