[go: up one dir, main page]

CN1040776C - 加工性优良的冷轧钢板及其生产方法 - Google Patents

加工性优良的冷轧钢板及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1040776C
CN1040776C CN94190795A CN94190795A CN1040776C CN 1040776 C CN1040776 C CN 1040776C CN 94190795 A CN94190795 A CN 94190795A CN 94190795 A CN94190795 A CN 94190795A CN 1040776 C CN1040776 C CN 1040776C
Authority
CN
China
Prior art keywords
cold
tin
rolled steel
steel sheet
hot
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 - Lifetime
Application number
CN94190795A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1115991A (zh
Inventor
矢头久齐
山下康彦
原渕孝司
矢野清之助
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Japan Casting and Forging Corp
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Japan Casting and Forging Corp, Nippon Steel Corp filed Critical Japan Casting and Forging Corp
Publication of CN1115991A publication Critical patent/CN1115991A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1040776C publication Critical patent/CN1040776C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/041—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明旨在获得尽管N含量高但仍有优良加工性的冷轧钢板，得到的钢板含不大于0.1%(重量)C、60-150ppmN、不大于0.4%(重量)，满足关系式Mn/S≥7的Mn、不大于0.030%的S、不大于0.1%的Al及不大于0.08%，满足关系式N(%)-Ti/3.42(%)≤0.007的Ti，其中重量至少为TiN总重1/2的TiN的尺寸为0.05-10μm。当用连续退火进行生产，加Ti以便满足关系式N(%-)Ti/3.42(%)≤0.004%，此外在热轧时进行高温卷取或加B。

Description

加工性优良的冷轧钢板及其生产方法
本发明的目标是用电炉等设备重熔废料以便重新利用废钢，近年来这些来自汽车废钢场等处的废钢正大量增加。更具体的是，本发明涉及一种尽管N含量高，但冷加工性却优良的冷轧钢板，并涉及生产这类冷轧钢板的方法。
近来，冷轧钢板的成型质量及其生产技术取得了明显的进步，代表冷深冲性的塑性变化比(Rankford-兰克福德，下文称为“r”值)已高达1.7或更高。
作为获得这类高性能的技术，日本专利公告No.44-18066公开了一种技术，它通过向含0.001-0.02％的C和不大于0.015％的O的钢中添加0.02-0.5％的Ti来固定和稳定C。
日本专利公告No.3-54186公开了一种方法，该法将C和N降低至最多为0.005％，并添加Ti和Nb，而日本专利公告No.53-12899则公开了一种技术，它尽量降低C和N，并加Ti、Nb以将其固定。
这些现有技术均基于尽可能降低C和N含量的常规技术概念，并获得了无时效性和冷加工性优良的冷轧钢板。
现在各处大量产生的废钢的再利用已成为非常重要的问题。为再利用废钢，通常以电炉等设备以电弧熔炼此废钢。在此情况下由于空气中所含的N进入钢中，所以该钢中的N含量达到60ppm或更高的高水平。
当N含量很大时，加工性明显下降。特别是在N含量为60ppm或更高的高氮情况下，与大变形，如深冲有关的成形变复几乎不可能。为降低N含量必须采用诸如真空脱气等方法、于是生产成本则不可避免地要增加。
日本专利申请公开No.57-26124可作为现有技术参考文献的例证，它公开了有高N含量的冷轧钢板的生产技术。该技术将有特定C、Mn及Al含量并含30-60ppm的N的冷轧钢板在预定温度下连续退火，从而得到烘烤硬化性  良好的冷轧钢板。由于这种冷轧钢板含大量的N，所以游离N(此余量是通过从总N含量中减去与Ti、Nb等结合的N而得到的)可以是被保证的。这种游离N表示其烘烤硬化性。该参考文献还公开了当使这种钢板含P、Si及Ti时，其强度也可改善。尽管如此，但日本专利申请公开No.57-26124却一点也没有公开保证高N钢的加工性的技术。
作为解决这一问题的办法，本发明的发明人发明了，并在日本专利申请No.4-292352中申请了一种有效强度和高加工性的高氮含量的热轧钢板及其生产技术。这份参考文献使高N(50-150ppm)钢含C至C当量为0.1-0.45％，确保至少5％的珠光体面积百分比，从而保证冷加工后的均匀的延伸，及尺寸为1μm或更大的，其重量比为0.0008-0.015％的TiN的分布。结果获得抗拉强度为333Mpa的热轧钢板。
然而，这份参考文献一点也没有暗示高N冷轧钢板的加工性。
当再利用废钢并因此而采用电炉时，本发明提供一种尽管其N含量很高但仍有优良加工性的冷轧钢板，以及无需真空脱气等处理的方法。
本发明人已检验过该钢板在冷轧和退火后的钢的成份、结晶组织、析出物的形态(种类、数量、分布状况)及力学性能。
首先解释导致本发明完成的实验结果。
用电炉生产一种Al镇静钢。因为事先可能预料N含量变高，所以加了Ti以便将之固定并使之无害。包中的钢成份为C302ppm、Si 0.009％、Mn 0.163％、P 0.005％、S 0.0118％、Al 0.0319％、N 122ppm、Ti 0.029％(当加了Ti，游离N为37ppm)、Cr 0.015％、Cu 0.016％及Ni 0.026％。
此钢在各种条件下经浇铸、热轧、冷轧和退火，然后检测其各种性能(屈服点、抗拉强度、延伸率及r值)。
更具体地是，可获得到变化范围很宽的性能，如屈服点157-176MPa，抗拉强度294-314MPa、延伸率44-46％、r值1.7-1.8的加工性优良的钢或屈服点176-245MPa、抗拉强度363-382MPa，延伸率36-38％，r值1.4-1.5的加工性差的钢。
在假定这些性能的变化主要与主要由TiN构成的析出物的量及其形态(尺寸、分散状况)相关的情况下，本发明的发明人改变了铸造时的冷却速率(10℃/分-82℃/分之间的各种数值)并检验了该钢板在退火后的机械性能及TiN的数量和形态。此外，用同样的工艺处理有相同的组分但有26ppm的低N含量的材料(下文称之为“对应材料”)并进行类似的检验。
顺便说一下，钢坯的加热温度为1200℃、热轧温度为880℃、热轧板的厚度为3.5mm，冷轧板的厚度为0.8mm(压下率为88％)，连续退火的条件为820℃1分钟。
用电子显微镜对每个试样观察12个视场以检查如TiN等夹杂物，然后在前面的基础上确定TiN的尺寸分布和重量分布。图1(A)、1(B)、1(C)和1(D)示出了铸造时冷却速度和TiN的形成(横坐标)与所得到的材料的性能(纵坐标)之间的关系。
由于TiN析出的形状基本上是方的，故用其一个边长d来代表TiN的尺寸、而且将TiN的这种尺寸分成小于0.05μm的组(下文称之为“A级”)、0.05-10μm的组(下文称之为“B级”)及超过10μm的组(下文称之为“C级”)，然后用％(重量)表示各级的比例。
在拉拔时，若铸造时的冷却速度大(82℃/分)屈服点和抗拉强度就都变大，而r值极小，于是冷加工就极困难。此时的TiN均为A级。当铸造时的冷却速率减小(38℃/分)，屈服点及抗拉强度就逐渐下降而延伸率和r值上升，结果冷加工性被改善。当铸造时的冷却速率进一步下降时(7℃/分)，屈服点稍有上升而抗拉强度稍下降，而且延伸率及r值下降。与TiN的尺寸分布有关，当A级尺寸的或C级尺寸的TiN的过多时则得不到良好的加工性，而当B级尺寸的TiN至少为50％时则可得到相当于对应材料的加工性。
此原因假设如下。当铸造过程中的冷却速率很高，尺寸小于0.05μm的TiN很细地析出，在退火时阻碍晶粒生长并起到沉淀硬化的作用。结果，延伸率或r值明显变差。当另一方面，当铸造过程中的冷却速率很低时，析出大量的超10μm的TiN而且因铸品中的这类大夹杂物而出现裂纹。
因而，主要是恶化了延伸率。图2示出了用电子显微镜所测的TiN的示意图。述于图2中的(1)项示出了尺寸d约为1μm的例子，图2中所示的(2)项是尺寸d约为3μm的例子，而示于图2中的(3)项则示出了当尺寸d为约6-约7μm时的例子。
换言之，为从高N含量的起始材料获得高加工性的冷轧钢板，本发明通过加Ti而形成TiN，通过限制游离N的量而使N无害，通过将TiN的尺寸限定于预定范围中而明显地改善诸如屈服点、抗拉强度、r值等机械性能。
因而，本发明的产品是C不大于0.1％、N 0.0060-0.0150％、Mn不大于0.4％，而且在还满足Mn/S≥7的关系式、S不大于0.030％、Al不大于0.1％，Ti不大于0.08％，而且还满足Ti：N(％)-Ti/3.42(％)≤0.0070的关系式(以上用重量百分比％(重量)表示)及余量为Fe和不可避免的杂质的冷轧钢板，其中该冷轧钢板具有这样的组织：其中的尺寸为0.05-10μm(用电子显微镜测出)的TiN至少为析出TiN总重量的1/2。
为得到这样的冷轧钢板，在凝固点至600℃的温度范围内以10-50℃/分的速度将化学成分如上的钢水冷却而生产出钢坯，在加热此钢坯后将其热轧。然后将所得的热轧板以不低于700℃的温度打卷，再将其冷轧。此后，进行连续退火。顺便提到，当进行该冷轧板的箱式退火时，将此钢坯在不低于1130℃的温度下加热，热轧后，在不高于650℃的温度下将此钢板打卷。
当进行连续退火时，以使钢坯中的游离N的量不低于0.0040％来加Ti，而进行箱式退火时，则游离N落在0.0020-0.0070％的范围内。为固定N，只要需要就可加B。
图1(A)、1(B)、1(C)和1(D)是展示分级尺寸的TiN的重量百分比与材料性能间的关系的曲线。
图2是展示测出的TiN尺寸的例子的曲线。
下文将详述实施本发明的最佳实施方案。
首先解释限定本发明中化学成分的理由。
由于C改善钢的强度但降低其冷加工性(延伸率，可深冲性)，所以将其上限定为0.1％，最好其上限不大于0.05％。
为使S无害，按满足Mn/S≥7的关系的量加Mn。然而，当过量加Mn时，它恶化加工性(延伸率、深冲性)，因而其上限定为0.4％。
S引起热轧时的热脆并引起裂纹的产生。因此将其上限定为0.03％。
Al是为脱氧及固定未被Ti固定并因而尚未变得无害的N而加的元素。然而，大量加Al则降低延伸率，因此将其上限定为0.1％而下限定为0.005％。当该量小于这一下限值，则完不成上述目的。
N是对加工性有害的元素，但又不需用Ti将其全部的量固定而使之无害。然而未被Ti固定的游离N的量必需被限定。
换言之，式N(％)-Ti/3.42(％)必须不大于0.0070％。当此值大于0.0070％时，用于固定过量游离N的AlN析出量变大，而且在退火过程中晶粒的长大受到阻碍。因而，延伸率及r值下降。
如上所述，加Ti是为了固定N并使之无害，但其量至少要满足N(％)-Ti/3.42(％)≤0.0070％的关系式。然而Ti的添加量过大，则过量的Ti与C结合并析出TiC。在此情况下，延伸率及r值变差。因而，将Ti的上限定为0.08％。
B与N结合并形成BN，而且产生防止AlN析出的效果。在采用连续退火的该生产方法中，AlN析出状态对热轧时温度历史的影响是敏感的，从而导致性能的改变。为避免此问题，最好在热轧时进行高温卷取、加B可解决此难题，而且可通过连续退火而不进行高温卷取生产出深冲性优良的冷轧钢板。
在此情况下B按式1.0≤1.3×B(％)/(N(％)-Ti(％)/3.42)≤1.5加入。换言之，关系式1.3×B(％)/(N(％)-Ti(％)/3.42)表示B与游离N的原子比，而当此值大于1.0时则可省去高温卷取。当B以超过游离N量的1.5倍的量加入时，则延伸率及r值下降。因此，应将该量限于不大于1.5倍。
按照本发明，该钢除上述元素外基本上所含的是Fe，而且此钢可含自熔融原料，如废钢混入的不可避免的元素。
下面叙述生产条件。
将含有上述成分的钢水注入铸造机，如连铸机中，然后将之冷却而产生钢坯。在此情况下，在凝固点-600℃的温度范围内以10-50℃/分的冷却速度冷却。通过这种冷却使占总重量至少1/2的TiN的尺寸为0.05-10μm。
接着在常规的温度范围内加热之后热轧此钢坯。对热轧条件不特别限定，但为了以连续退火工艺生产而具有高深冲性的冷轧钢板，卷取温度在不低于700℃的范围内。在此情况下，游离N(N(％)-Ti/3.42(％))不大于0.0040％。因为，当N低于0.0040％时，N以AlN的形式固定而且变为无害。
为特别保证用连续退火工艺生产的该钢板的深冲性，最好将游离N的量限于很低的水平(因AlN的形成时间很短)并通过高温卷取使N先以AlN析出。进而通过高温卷取使碳化物的聚集和团聚同时进行。
顺便说一下，当如上述那样加B时，AlN的析出是不必要的，而且可省去热轧板的高温卷取。
为用箱式退火工艺获取有高的深冲性能的冷轧钢板，钢坯的加热温度定为至少1130℃，卷取温度定为不超过650℃。在此情况下，N(％)-Ti/3.42(％)必须为0.0020-0.0070％。换言之，为确保用箱式退火工艺生产的轧制板的深冲性，与用连续退火法生产轧制板的情况不同，可保留最小的0.0020％的游离N，允许AlN在退火过程中析出，以使用这种AlN来改善组织结构。因而该钢坯以至少为1130℃的温度加热，从而完成AlN的固溶，然后进行此热轧板的低温卷取以使AlN在退火步骤前析出。
冷轧条件不作特殊限定，进行常规的轧制以得到所要求的钢板厚度。
虽然本发明是在冷轧钢板的基础上完成的，但这种技术还可应用于容器、建筑和汽车用的经表面处理钢板上，这些将以下列实施例表述。实施例1
以表2所列条件将成份如表1所列的钢热轧，冷轧和退火。在该例中所得的性能也列于表2。
No 6实验表示游离N超过权利要求1上限而且延伸率差的情况。No.9和10实验表示TiN尺寸过大而延伸率也差的情况。No 11和12实验表示TiN尺寸过小，从而使屈服强度过高延伸率低的情况。
No 1、2 3、4、5、7和8是本发明的有优良性能(屈服强度、抗拉强度、延伸率、r值)的钢。
表1
  NO  C ppm  Si×10-3％ Mn×10-3％ P×10-3％   S ppm  Al×10-3％    N ppm  Ti×10-3％ 游离 N* ppm  TiN**形态    附注
  123456789101112   302413501355401415310310410410330330     9251610889913131515     163210222188155170165165199199188188     586856666677     118161144142149135121121142142151151     325560543570353544444646     1221028214012290118118109109139139     2932202549-292927273737     3782467-2190333330303131     aaaaa-aabbcc   本发明本发明本发明本发明本发明对比例本发明本发明对比例对比例对比例对比例
*游离N：总N-Ti/3.42
**TiN形态(a)0.05μm≤TiN尺寸≤10μm者至少为总量的50％。(b)TiN尺寸＞10μm者至少为总量的50％。(c)TiN尺寸＜0.05μm者至少为总量的50％
下面加横线代表落在本发明范围外的部分
表2
                                                     加工条件                   性能     本发明或对比例
  NO                 热轧条件     冷轧条件     退火条件 精轧％ 屈服强度MPa 抗拉强度MPa 延伸率％ r值
钢坯加热温度℃ 卷取温度℃ 热轧板厚度mm  压下率％ 冷轧板厚度mm 系统     周期
  123456789101112     125011501250125011501250125011501250115012501150   550750550550750550550750550750550750     3.03.53.03.03.53.03.03.53.03.53.03.5     737773737773737773777377     0.80.80.80.80.80.80.80.80.80.80.80.8 Box.Con.Box.Box.Con.Box.Box.Con.Box.Con.Box.Con. 680℃×14小时820℃×1分680℃×14小时680℃×14小时820℃×1分680℃×14小时680℃×14小时820℃×1分680℃×14小时820℃×1分680℃×14小时820℃×1分     1.21.01.21.21.01.21.21.01.21.01.21.0     168177169180185193170172172174246249     304309302313318327304301292296369372     464546434238464641403635  1.811.781.831.711.671.521.791.811 661.701.391.42     本发明本发明本发明本发明本发明对比例本发明本发明对比例对比例对比例对比例
退火系统  Con：连续退火  Box：箱式退火   r值＝(rL+rC+2rD)/4实施例2
以表4所示条件将有表3所列的较高Ti含量的钢热轧、冷轧和退火。所得钢板的性能也列于表4。
在No 14实验中，Ti是超过权利要求书中规定的上限，而其它成份及生产条件与No.13实验相同。与Ti量在本发明范围内的No.13实验相比，其延伸率及r值均较低。
表3
  NO.    Cppm  Si×10-3％  Mn×10-3％ P×10-3％ S ppm  Al×10-3％    N ppm Ti×10-3％ 游离N* ppm TiN**形态    附注
  13   318     9     203     5  240     44     148     74     -68     a   本发明
  14   318     9     203     5  240     44     148     92     -121     a   本发明
*游离N：总N-Ti/3.42**TiN形态：(a)0.05μm≤TiN 尺寸≤10μm者至少为总量的50％
       (b)10μm＜TiN尺寸者至少为总量的50％
       (c)TiN尺寸＜0.05μm者至少为总量的50％下面加横线代表落在本发明范围外的部分。
表4
                                                         加工条件                      性能     本发明或对比例
  NO               热轧条件        冷轧条件          退火条件  精轧％  屈服强度MPa  抗拉强度MPa  延伸率％ r值
钢坯加热温度℃ 卷取温度℃ 热轧板厚度mm 压下率％ 冷轧板厚度mm  系统    周期
  1314     11501150     750750     3.53.5   7777     0.80.8  Con.Con. 820℃×1分820℃×1分   1.01.0     220267     335378     3935     1.651.48     本发明对比例
退火系统 Con：连续退火 Box：箱式退火  r值＝(rL+rC+2rD)/4实施例3
将成份如表5所示的含B钢以表6所列条件热轧、冷轧和退火。此时所得的性能也列于表6。
全部的钢均在本发明的范围内，并显出优越的性能。然而，No.17实验中热轧钢板的卷取温度低于权利要求5的下限，该下限是为经连续退火而获取深冲性能优良的钢板而设定的，其屈服点稍高而r值比满足权利要求5的条件的No.16稍低。
在加B的No.15实验中，即使以低于权利要求5的下限的卷取温度将该热轧板打卷时，仍可获得与No.16实验性能相当的性能。换言之，它与权利要求6的相符，而且通过加B可以连续退火而不限制该热轧板的卷取温度来获取深冲性能优良的钢板。
表5
 NO.  C ppm  Si×10-3％ Mn×10-3％ P×10-3％    S ppm  Al×10-3％ N ppm  Ti×10-3％   B ppm   游离N*ppm  TiN**形态     附注
  15   432     9     237     19     125     35 111     31     17     20     a   本发明加B
  16   432     9     237     19     125     35 111     31     17     20     a   本发明加B
  17   302     9     163     5     118     32 122     29     -     37     a  本发明不加B
*游离N＝总N-Ti/3.42**TiN形态：(a)0.05μm≤TiN尺寸≤10μm者至少为总量的50％
       (b)10μm＜TiN尺寸者至少为总量的50％
       (c)TiN尺寸＜0.05μm者至少为总量的50％下面加横线代表落在本发明范围外的部分。
表6
                                                        加工条件                 性能   本发明或对比例
  NO              热轧条件     冷轧条件     退火条件 精轧％ 屈服强度MPa 抗拉强度MPa 延伸率％ r值
钢坯加热温度℃ 卷取温度℃ 热轧板厚度mm 压下率％ 冷轧板厚度mm 系统     周期
  151617     115011501150   630750630     3.53.53.5     777777     0.80.80.8 Con.Con.Con. 820℃×1分820℃×1分820℃×1分     1.01.01.0     174171198     320317322     454642   1.681.701.51   本发明本发明本发明
退火系统 Con：连续退火 Box：箱式退火   r值＝(rL+rC+2rD)/4实施例4
以表8所列条件将成份如表7所列的钢热轧、冷轧和退火，然后作表面处理。此时所获的性能也列于表8。
本发明的钢即使在表面处理后仍显示出良好的加工性。
顺便说一下，电镀锌时一个表面的镀覆量为20/m2，镀铅时一个表面的镀覆量为50g/m2，而带有机涂层的电镀锌时一个表面的镀覆量为20g/m2，在此情况下，将厚0.8μm的有机涂层施于此镀层之上。
表7
  NO.    Cppm   Si×10-3％   Mn×10-3％   P×10-3％   S ppm   Al×10-3％   N ppm   Ti×10-3％   B ppm   游离N*ppm  TiN**形态     附注
  18   302     9     163     5     118     32     122     29     -     37     a     本发明
  19   302     9     163     5     118     32     122     29     -     37     a     本发明
  20   302     9     163     5     118     32     122     29     -     37     a     本发明
  21   432     9     237     19     125     35     111     31     17     20     a     本发明
  22   302     9     163     5     118     32     122     29     -     37     a     本发明
  23   302     9     163     5     118     32     122     29     -     37     a     本发明
*游离N：总N-Ti/3.42**TiN形态：(a)0.05μm≤TiN尺寸≤10μm者至少为总量的50％
       (b)10μm＜TiN尺寸者至少为总量的50％
       (c)TiN尺寸＜0.05μm者至少为总量的50％下面加横线代表落在本发明范围外的部分。
表8
                                                   加工条件                         性能   本发明或对比例
  NO.            热轧条件   冷轧条件     退火条件    精轧％ 表面处理 屈服强度MPa 抗拉强度MPa  延伸率％ r值
 钢坯加热温度℃ 卷取温度℃ 热轧板厚度mm 压下率％ 冷轧板厚度mm 系统     周期
  181920212223     125011501250115012501150   550750550750550750     3.03.53.03.53.03.5     737773777377     0.80.80.80.80.80.8 Box.Con.Box.Con.Box.Con. 680℃×14小时810℃×1分680℃×14小时810℃×1分680℃×14小时820℃×1分     1.21.01.21.01.21.0  EGEGTCTCWUWU     169179177181168172     291306305312295300     464546454645     1.821.731.791.751.761.73     本发明本发明本发明本发明本发明本发明
退火系统  Con：连续退火  Box：箱式退火表面处理  EG：电镀锌  TC：铅镀覆  WU：带有机涂层的电镀锌实施例5
以表10所列条件将成份如表9所示的钢热轧、冷轧和退火，然后进行熔锌镀覆。此时所得的性能也列于表10。
即使在熔锌镀覆处理后本发明的钢仍有优良的性能。顺便说一下，每个表面的熔锌镀覆的镀覆量为100g/m2。
表9
 NO.  C ppm  Si×10-3％ Mn×10-3％ P×10-3％ S ppm  Al×10-3％    N ppm Ti×10-3％   B ppm 游离N*ppm  TiN**形态     附注
  24   501     12     222     6   144     60     82     24     -   12     a   本发明
  25   432     9     237     19   125     35     111     31     17   20     a   本发明
*游离N：总N-Ti/3.42**TiN形态：(a)0.05μm≤TiN尺寸≤10μm者至少为总量的50％
       (b)10μm＜TiN尺寸者至少为总量的50％
       (c)TiN尺寸＜0.05μm者至少为总量的50％下面加横线代表落在本发明范围外的部分
表10
                                                   加工条件                   性能 本发明或对比例
  NO.          热轧条件   冷轧条件     退火条件 精轧％ 表面处理 屈服强度MPa 抗拉强度MPa 延伸率％ r值
钢坯加热温度℃ 卷取温度℃ 热轧板厚度mm 压下率％ 冷轧板厚度mm 系统     周期
  2425     11501150   750750     3.53.5   7777     0.80.8  Con.Con. 810℃×1分810℃×1分     1.01.0     GIGI     239245     334340     4138   1.691.66 本发明本发明
退火系统 con：连续退火 BOX：箱式退火表面处理 GI：熔锌镀覆实施例6
以表12所列条件将成份如表11所示的钢热轧、冷轧和退火，然后电镀锡。此时所获得性能亦列于表12。
本发明的钢板作为镀锡钢板也显示优良的性能。
表11
  NO.    Cppm  Si×10-3％ Mn×10-3％  P×10-3％     S ppm  Al×10-3％     N ppm  Ti×10-3％   游离N*ppm   TiN**形态     附注
  26   488     10     258     17     110     52     117     28     35     a   本发明
  27   488     10     258     17     110     52     117     -     117     a   对比例
  28   488     10     258     17     110     52     117     23     50     a   本发明
  29   488     10     258     17     110     52     117     -     117     a   对比例
*游离N：总N-Ti/3.42**TiN形态：(a)0.05μm≤TiN尺寸≤10μm者至少为总量的50％
       (b)10μm＜TiN尺寸者至少为总量的50％
       (c)TiN尺寸＜0.05μm者至少为总量的50％下面加横线代表落在本发明范围外的部分
表12
                                                  加工条件     性能    本发明或对比例
   No.          热轧条件       冷轧条件          退火条件   精轧％ 表面处理   硬度 回火度
钢坯加热温度℃ 卷取温度℃ 热轧板厚度mm 压下率％ 冷轧板厚度mm  系统     周期
    26272829     1235123512351235     550550550550     3.03.03.03.0     90909090     0.30.30.30.3  BoxBoxCon.Con.   650℃×8小时650℃×8小时650℃×20秒650℃×20秒     1.31.31.31.3     ETETETET     49566168     T-1T-1T-4T-4     本发明对比例本发明对比例
*精轧：压下率1.3％**硬度：洛氏硬度(HR30T)实施例7
以表14所列条件将成分如表13所示的钢热轧、冷轧及退火。此时所获的性能也列于表14。
即使那些不可避免地含于废钢中的元素，如Sn、Cr、Ni等也含于此钢中时，本发明的结果丝毫未被恶化。换言之，当基本成分、TiN的量及其形态落在本发明的范围中时可获得优良的加工性。
表13
No.    C ppm Si×10-3％ Mn×10-3％ P×10-3％   S ppm Al×10-3％  N ppm Ti×10-3％ Bppm  *游离Nppm **TiN形态 Cu％ Ni％    Cr％  As％ Sn％ Mo％   附注
30     302     9     163     5   118     32   122     29  -     37     a 0.016 0.026   0.015   -   -   -   本发明
31     415     8     170     6   135     70   90     0  -     90     a - -   -   -   -   -   对比例
32     432     9     237     19   125     35   111     31  -     20     a 0.10 0.04   0.08   0.04   0.04   0.05   本发明
33     302     9     163     5   118     35   122     29  -     37     a 0.09 0.19   0.19   0.05   0.04   0.06   本发明
34     401     9     165     6   121     35   118     29  -     37     b 0.015 0.024   0.024   -   -   -   对比例
35     415     9     165     6   121     32   118     29  -     33     c 0.015 0.024   0.024   -   -   -   对比例
*游离N：总N-Ti/3.42**TiN形态：(a)0.05μm≤TiN尺寸≤10μm者至少为总量的50％
       (b)10μm＜TiN尺寸者至少为总量的50％
       (c)TiN尺寸＜0.05μm者至少为总量的50％下面加横线代表落在本发明范围外的部分
表14
                                          加工条件                     性能   本发明或对比例
 NO.  热轧条件   冷轧条件   退火条件  精轧％ 表面处理 屈服强度MPa 抗拉强度MPa 延伸率％ r值
钢坯加热温度℃ 卷取温度℃ 热轧板厚度mm 压下率％ 冷轧板厚度mm 系统   周期
  303132333435     125012501150125012501250   550550750550550550     3.03.03.53.03.03.0     737377737373     0.80.80.80.80.80.8  BoxBoxCon.BoxBoxBox 680℃×14小时680℃×14小时810℃×1分680℃×14小时680℃×14小时680℃×14小时     1.21.21.01.21.21.2   ------     168193177174172249   304327321318321318   463844444236   1.811.521.681.701.661.39   本发明对比例本发明本发明对比例对比例
退火系统  Con：连续退火  Box：箱式退火
在废钢被再利用时，本发明可使不可避免地达到了高含量的N无害，而且可以不受高的N含量的影响仍能获得加工性优良的冷轧钢板。
本发明的冷轧钢板不仅可作为冷轧钢板使用，而且还可作为表面处理钢板的原料板用，如用作熔锌镀覆钢板，电镀锌钢板，电镀锡钢板等的原料板。因而本发明有极大的工业用途。

Claims (7)

1.一种加工性优良的冷轧钢板，其特征在于，以重量百分比计，它含不大于0.1％C、0.0060-0.0150％N、不大于0.4％Mn，不大于0.030％S、0.005-0.1％Al、不大于0.08％Ti，其中该范围满足Mn/S≥7以及N％-Ti％/3.42≤0.0070重量％的关系式，及余量的Fe及不可避免的杂质，其中尺寸为0.05-10μm的TiN至少为TiN析出总重量的1/2。
2.权利要求1的冷轧钢板，其中以重量百分比计的Ti含量在满足N％-Ti％/3.42≤0.0040重量％关系式的范围内。
3.权利要求1的冷轧钢板，其中以重量百分比计的Ti含量在满足0.0020重量％≤N％-Ti％/3.42≤0.0070重量％关系式的范围内。
4.权利要求2的冷轧钢板，它还含有满足1.0≤1.3×B重量％/(N％-Ti％/3.42)≤1.5的关系式的量的B。
5.一种加工性能优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，该方法包括：浇铸以重量百分比计含不大于0.1％C、0.0060-0.0150％N、不大于0.4％Mn、不大于0.03％的S、0.0050-0.1％Al、不大于0.08％Ti，其中该范围满足Mn/S≥7以及N％-Ti％/3.42≤0.0070重量％的关系式，及余量的Fe及不可避免的杂质的钢水生产钢坯，
在凝固点-600℃的温度范围内以10-50℃/分的冷却速率冷却所得的钢坯，以便析出尺寸为0.05-10μm，其量至少为该所得的钢坯中TiN总重量的1/2的TiN；
加热此钢坯；
热轧此钢坯；
以至少为700℃的温度卷取所得的热轧钢带，
冷轧此热轧过的钢带；及
进行连续退火。
6.一种加工性能优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，该方法包括：浇铸以重量百分比计含不大于0.1％C、0.0060-0.0150％N、不大于0.4％Mn、不大于0.03％的S、0.005-0.1％Al、不大于0.08％Ti，其中该范围满足Mn/S≥7以及N％-Ti％/3.42≤0.0040重量％的关系式，以及其量满足关系式1.0≤1.3×B％/(N％-Ti％/3.42)≤1.5的B，及余量的Fe及不可避免的杂质的钢水生产钢坯；
在凝固点-600℃的温度范围内以10-50℃/分的冷却速率冷却所得的钢坯，以便析出尺寸为0.05-10μm，其量为该所得钢坯中TiN总重量至少1/2的TiN；
加热此钢坏；
热轧此钢坏；
卷取所得的热轧钢带；
冷轧此热轧钢带；
然后进行连续退火。
7.一种加工性能优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，该方法包括：浇铸以重量百分比计含不大于0.1％C、0.0060-0.0150％N、不大于0.4％Mn、不大于0.03％S、0.005-0.1％Al、不大于0.08％Ti、其中该范围满足Mn/S≥7以及0.0020重量％≤N％-Ti％/3.42≤0.0070重量％的关系式，及余量的Fe及不可避免的杂质的钢水生产钢坯，
在凝固点-600℃的温度范围内以10-50℃/分的冷却速度冷却所得的钢坯，以使尺寸为0.05-10μm的TiN占所得钢坯中析出TiN总量的至少1/2；
将该钢坯加热到不低于1130℃的温度；
热轧此钢坯；
在不高于650℃的温度范围内卷取所得的热轧钢带；
冷轧此热轧钢带；及
进行箱式退火。
CN94190795A 1993-10-18 1994-10-18 加工性优良的冷轧钢板及其生产方法 Expired - Lifetime CN1040776C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP260247/93 1993-10-18
JP26024793A JP3314833B2 (ja) 1993-10-18 1993-10-18 加工性の優れた冷延鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1115991A CN1115991A (zh) 1996-01-31
CN1040776C true CN1040776C (zh) 1998-11-18

Family

ID=17345402

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN94190795A Expired - Lifetime CN1040776C (zh) 1993-10-18 1994-10-18 加工性优良的冷轧钢板及其生产方法

Country Status (10)

Country Link
US (1) US5558726A (zh)
JP (1) JP3314833B2 (zh)
KR (1) KR0173499B1 (zh)
CN (1) CN1040776C (zh)
CA (1) CA2151951C (zh)
DE (2) DE4497994T1 (zh)
GB (1) GB2289057B (zh)
MY (1) MY112255A (zh)
TW (1) TW310345B (zh)
WO (1) WO1995011320A1 (zh)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1995026424A1 (fr) * 1994-03-29 1995-10-05 Nippon Steel Corporation Tole grosse d'acier presentant d'excellentes caracteristiques sur le plan de la prevention de la propagation des criques et de la durete a basse temperature et procede d'elaboration de cette tole
US5928442A (en) * 1997-08-22 1999-07-27 Snap-On Technologies, Inc. Medium/high carbon low alloy steel for warm/cold forming
US6200395B1 (en) 1997-11-17 2001-03-13 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Free-machining steels containing tin antimony and/or arsenic
US5961747A (en) * 1997-11-17 1999-10-05 University Of Pittsburgh Tin-bearing free-machining steel
JP3793351B2 (ja) * 1998-06-30 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 焼付硬化性に優れた冷延鋼板
DE19834361A1 (de) * 1998-07-30 2000-02-03 Schaeffler Waelzlager Ohg Bauteil, insbesondere Wälzlager- und Motorenbauteil
AUPP811399A0 (en) * 1999-01-12 1999-02-04 Bhp Steel (Jla) Pty Limited Cold rolled steel
US6206983B1 (en) 1999-05-26 2001-03-27 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Medium carbon steels and low alloy steels with enhanced machinability
CN1232672C (zh) * 2001-02-07 2005-12-21 杰富意钢铁株式会社 薄钢板及其制造方法
US6840434B2 (en) 2002-04-09 2005-01-11 Ford Motor Company Tin-and zinc-based solder fillers for aluminum body parts and methods of applying the same
KR20180018804A (ko) * 2015-07-10 2018-02-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연강판 및 그 제조 방법
CN111118387B (zh) * 2019-12-13 2021-07-23 河钢乐亭钢铁有限公司 一种提高含硼钢连铸板坯表面质量的方法
CN111647821B (zh) * 2020-07-08 2021-10-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度550MPa级热镀锌钢板及其生产方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6345322A (ja) * 1986-08-09 1988-02-26 Sumitomo Metal Ind Ltd ホ−ロ−用鋼板の製造方法
JPH03267321A (ja) * 1990-03-16 1991-11-28 Nippon Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3625780A (en) * 1968-04-29 1971-12-07 Youngstown Sheet And Tube Co Process for preparation of high-strength alloy of titanium and ferritic structure
JPS5312899B2 (zh) * 1971-10-26 1978-05-06
JPS5726124A (en) * 1980-07-19 1982-02-12 Nippon Steel Corp Production of cold rolled steel plate of excellent sand burning hardenability
JPS5967322A (ja) * 1982-10-08 1984-04-17 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法
US5123969A (en) * 1991-02-01 1992-06-23 China Steel Corp. Ltd. Bake-hardening cold-rolled steel sheet having dual-phase structure and process for manufacturing it
JPH04292352A (ja) * 1991-03-18 1992-10-16 Olympus Optical Co Ltd カード搬送装置
JPH0791618B2 (ja) * 1992-09-14 1995-10-04 日本鋳鍛鋼株式会社 冷間加工後の一様伸びの優れている引張強度３４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6345322A (ja) * 1986-08-09 1988-02-26 Sumitomo Metal Ind Ltd ホ−ロ−用鋼板の製造方法
JPH03267321A (ja) * 1990-03-16 1991-11-28 Nippon Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
GB2289057A (en) 1995-11-08
JP3314833B2 (ja) 2002-08-19
WO1995011320A1 (fr) 1995-04-27
GB9512305D0 (en) 1995-09-06
DE4497994T1 (de) 1995-12-21
MY112255A (en) 2001-05-31
CA2151951A1 (en) 1995-04-27
CN1115991A (zh) 1996-01-31
CA2151951C (en) 1999-09-07
KR0173499B1 (ko) 1999-02-18
JPH07118795A (ja) 1995-05-09
US5558726A (en) 1996-09-24
GB2289057B (en) 1997-04-09
DE4497994C2 (de) 2001-03-01
KR950704531A (ko) 1995-11-20
TW310345B (zh) 1997-07-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1040669C (zh) 具有优良冲压成型性和热加工性的奥氏体不锈钢及其制法
CN1109118C (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
CN1143903C (zh) 抗应变时效脆裂和抗纵向裂纹的高强度钢丝及其制作方法
CN1157491C (zh) 高碳钢板及其制造方法
CN100343409C (zh) 冷加工钢和冷加工工具
CN1648277A (zh) 高强度薄钢板及其制造方法
CN1040776C (zh) 加工性优良的冷轧钢板及其生产方法
CN1316018A (zh) 可冷加工钢棒或钢丝及其生产工艺
CN1829813A (zh) 热成形法与热成形构件
CN1078627C (zh) 深冲性和耐时效性良好的冷轧钢板及其制造方法
CN1788099A (zh) 成形性优良的高强度钢板及其制造方法
CN1791697A (zh) 抗拉强度为780MPa或更高且具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加的冷轧薄钢板
CN1144895C (zh) 材质各向异性小且强度、韧性和被切削性优良的非调质钢及其制造方法
CN1358878A (zh) 超低碳钢板及其制造方法
CN1806061A (zh) 机械构造用钢部件、其所用原料及其制造方法
JP4666271B2 (ja) チタン板
CN1780928A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN1436875A (zh) 低碳易切钢
CN1436873A (zh) 在制备尿素的设备中使用的二相不锈钢
CN1745188A (zh) 轴承零件用钢管、其制造方法及切削方法
CN1273632C (zh) 极易成形的高强度钢板及其制造方法
CN1298869C (zh) 用于制造从冷轧马氏体时效钢的钢带中切出的带材或工件的方法
CN1237189C (zh) 耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板及其制造方法
CN1717503A (zh) 塑料成形膜具用钢
CN1661127A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: NIPPON STEEL CORP.

Free format text: FORMER OWNER: NIPPON STEEL CORP.; JAPAN HAMMERED AND CASTED STEEL CO., LTD.

Effective date: 20011112

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20011112

Patentee after: Nippon Steel Corporation

Patentee before: Nippon Steel Corporation

Patentee before: Japan Casting & Forging Corporation

C17 Cessation of patent right
CX01 Expiry of patent term

Expiration termination date: 20141018

Granted publication date: 19981118