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切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板的制作方法

文檔序號:11285666閱讀:274來源:國知局

本發(fā)明涉及切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板。作為本發(fā)明的超高強度鋼板的鋼板種類,除了冷軋鋼板之外,也包括熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板等的各種鍍覆鋼板。



背景技術(shù):

近年來,為了使汽車的輕量化和碰撞安全性并立,要求用于骨架零件的鋼材的高強度化。

但是,高強度鋼板在采用中,有延遲斷裂的可能,成為汽車用鋼板的高強度化的障礙。所謂延遲斷裂,就是在負載靜載荷的狀態(tài)下,經(jīng)過一定時間后,鋼發(fā)生脆性斷裂的現(xiàn)象,并認為是因侵入到鋼中的氫引起的。另外,報告在鋼板被導(dǎo)入塑性應(yīng)變時,延遲斷裂促進。薄鋼板的剪切加工形成的切頭被導(dǎo)入巨大的塑性應(yīng)變,因此處于性能劣勢,從而認為薄鋼板容易從切頭發(fā)生延遲斷裂。在實際的使用環(huán)境中,如果在切頭發(fā)生延遲斷裂,生長成巨大的裂縫,則使構(gòu)件強度劣化,有帶來重大事故的可能性。

因此,迫切希望提供高強度且切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的鋼板。具體來說,就是要求一種即使抗拉強度在1470mpa以上,實際環(huán)境下仍具有優(yōu)異的切頭的耐延遲斷裂性能的鋼板。

以前,為了提高高強度鋼板的耐延遲斷裂性能,提出有很多利用氫捕集點的技術(shù)。

例如,在專利文獻1中公開有一種技術(shù),其以改善焊接部的耐延遲斷裂性能為目的,使鋼板表層和鍍覆鋼板的鍍層中分散氧化物,從而提高氫捕集能力。

另外,專利文獻2中公開有一種技術(shù),其以改善成形加工后的耐延遲斷裂性能為目的,作為氫捕集點而活用v系的碳化物等。

但是,鋼板的切頭因為是施加非常大的變形的部分,所以由上述專利文獻1、2所提出的氧化物和碳化物等在與母相的界面捕集氫這樣的捕集點,由于大變形導(dǎo)致界面結(jié)構(gòu)變化,有切斷后不能發(fā)揮充分的氫捕集能力的問題。

另外,在專利文獻3中公開有一種技術(shù),其以改善沖孔加工部的耐延遲斷裂性能為目的,將板條狀的殘余奧氏體作為氫捕集點活用。

殘余奧氏體因為在內(nèi)部捕集氫,所以即使伴隨由于切斷造成的變形帶來界面構(gòu)造發(fā)生變化,也不會因此喪失氫捕集能力。但是,若通常的殘余奧氏體施加巨大變形,則由于應(yīng)變誘導(dǎo)相變而使其相變?yōu)轳R氏體,因此在伴隨巨大變形的切頭中,仍然存在氫捕集能力降低的問題。

【現(xiàn)有技術(shù)文獻】

【專利文獻】

【專利文獻1】日本國特開2007-231373號公報

【專利文獻2】日本國特開2008-56991號公報

【專利文獻3】日本國特開2008-81788號公報



技術(shù)實現(xiàn)要素:

因此,本發(fā)明的目的在于,提供一種抗拉強度為1470mpa以上的超高強度鋼板,其中,切頭也發(fā)揮著優(yōu)異的耐延遲斷裂性能。

本發(fā)明的第一發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板,其特征在于,具有如下成分組成,以質(zhì)量%計分別含有

c:0.15~0.4%、

mn:0.5~3.0%、

al:0.001~0.10%,

余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成,

所述不可避免的雜質(zhì)之中,p、s、n分別限制為

p:0.1%以下、

s:0.01%以下、

n:0.01%以下,

并具有以相對于全部組織的面積率計由

馬氏體:90%以上、

殘余奧氏體:0.5%以上構(gòu)成的組織,

局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.1倍以上的區(qū)域,以面積率計存在2%以上,

抗拉強度為1470mpa以上。

本發(fā)明的第二發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板,在上述第一發(fā)明中,

成分組成中,以質(zhì)量%計還含有

si:0.1~3.0%。

本發(fā)明的第三發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板,在上述第一或第二發(fā)明中,

成分組成中,以質(zhì)量%計還含有

cu:0.05~1.0%、

ni:0.05~1.0%、

b:0.0002~0.0050%中的一種或兩種以上。

本發(fā)明的第四發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板,在上述第一~第三發(fā)明的任一項發(fā)明中,

成分組成中,以質(zhì)量%計還含有

mo:0.01~1.0%、

cr:0.01~1.0%、

nb:0.01~0.3%、

ti:0.01~0.3%、

v:0.01~0.3%中的一種或兩種以上。

本發(fā)明的第五發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板,在上述第一~第四發(fā)明的任一項發(fā)明中,

成分組成中,以質(zhì)量%計還含有

ca:0.0005~0.01%、

mg:0.0005~0.01%中的一種或兩種。

根據(jù)本發(fā)明,使鋼的組織以馬氏體為主要組織,并且在殘余奧氏體中使mn稠化,即使在鋼板的切斷后,仍維持其切斷部的氫捕集能力,由此能夠提供切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板。

附圖說明

圖1是示意性地表示實施例中的剪切的情況的圖。

具體實施方式

以下,更詳細地說明本發(fā)明。

首先,對于賦予本發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板(以下,也稱為“本發(fā)明鋼板”。)以特征的組織進行說明。

〔本發(fā)明鋼板的組織〕

本發(fā)明鋼板其特征如下所述,使母相為馬氏體之后,再以規(guī)定量含有使mn稠化的殘余奧氏體(以下,也將奧氏體表述為γ。)。

<馬氏體:90%以上>

為了實現(xiàn)鋼板的抗拉強度1470mpa以上,需要馬氏體以面積率計為90%以上,優(yōu)選為92%以上,更優(yōu)選為94%以上。還有,在本說明書中,馬氏體在包括未回火的初生馬氏體和經(jīng)受過回火的回火馬氏體這兩者的意思下使用。

還有,殘余奧氏體以外可以全部都是馬氏體,因此基于殘余奧氏體的下限值(0.5%),馬氏體面積率的上限為99.5%,優(yōu)選為99%以下。

<殘余奧氏體:0.5%以上>

為了作為充分的氫捕集點而發(fā)揮功能,需要殘余奧氏體以面積率計為0.5%以上,優(yōu)選為0.6%以上,更優(yōu)選為0.7%以上。

還有,馬氏體以外,可以全部是殘余奧氏體,因此基于馬氏體的下限值(90%),殘余奧氏體面積率的上限為10%,優(yōu)選為5%以下,更優(yōu)選為3%以下,特別優(yōu)選為2%以下。

另外,本發(fā)明鋼板如前述,可以只由馬氏體和殘余奧氏體二相構(gòu)成(二相的合計的面積率為100%),但不可避免地可能產(chǎn)生其他的相(鐵素體、貝氏體、珠光體等)。即使存在這樣的其他相,只要其面積率的合計為9.5%以下即可。其他的相的面積率的合計優(yōu)選為7.5%以下,更優(yōu)選為5.5%以下。

<局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.1倍以上的區(qū)域:以面積率計為2%以上>

如已述,鋼板的切頭是施加非常大的變形的部分。由上述現(xiàn)有技術(shù)提出的氧化物和碳化物等在與母相的界面捕集氫這樣的捕集點,由于巨大變形導(dǎo)致界面構(gòu)造變化,在切斷后不能發(fā)揮充分的氫捕集能力。

相對于此,殘余奧氏體因為在內(nèi)部捕集氫,所以即使伴隨切斷發(fā)生變形而導(dǎo)致界面構(gòu)造變化,也不會由此喪失氫捕集能力。因此,即使施加巨大變形,也會使不因加工誘導(dǎo)相變而相變成馬氏體的極穩(wěn)定的殘余奧氏體分散在母相中,從而能夠提高切頭的耐延遲斷裂性能。

因此,為了提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性,考慮提高殘余奧氏體中的mn濃度,但另一方面,mn使鋼板的焊接性劣化,有著助長鋼中的p偏析的效用,具有使耐延遲斷裂性能劣化的作用,其含量存在上限。

作為其解決辦法,在本發(fā)明鋼板中,使鋼板中形成了mn稠化區(qū)域。即,一邊將母相的mn濃度保持得低,一邊使形成于mn稠化區(qū)域的殘余奧氏體穩(wěn)定化。由此,局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.1倍以上的區(qū)域的一部分,作為殘余奧氏體存在,從而有助于切頭的耐延遲斷裂性能的提高。

還有,本發(fā)明鋼板中所形成的殘余奧氏體非常微細,不能直接測量mn濃度。因此,采用局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.1倍以上的區(qū)域以面積率計存在2%以上(優(yōu)選為2.5%以上,更優(yōu)選為3%以上)的方式,保證mn在殘余奧氏體中充分稠化。

接下來,對于構(gòu)成本發(fā)明鋼板的成分組成進行說明。以下,化學成分的單位全部是質(zhì)量%。

〔本發(fā)明鋼板的成分組成〕

c:0.15~0.4%

c是對鋼板的強度有巨大影響的重要元素。為了確保鋼板的強度,使c含有0.15%以上,優(yōu)選為0.16%以上,更優(yōu)選為0.17%以上。但是,若使c過剩地含有,則焊接性劣化,因此使之為0.4%以下,優(yōu)選為0.35%以下,更優(yōu)選為0.3%以下。

mn:0.5~3.0%

mn也是作為固溶強化元素,有助于鋼板的強度上升的有用的元素。另外,也有提高淬火性,并抑制冷卻時的鐵素體相變的效果。此外,因為具有使奧氏體穩(wěn)定化的效果,所以能夠使穩(wěn)定度高的殘余奧氏體形成。為了有效地發(fā)揮這樣的作用,使mn含有0.5%以上,優(yōu)選為0.7%以上,更優(yōu)選為0.9%以上。但是,若使mn過剩地含有,則助長p向晶界的偏析,使耐延遲斷裂性能顯著劣化,因此為3.0%以下,優(yōu)選為2.5%以下,更優(yōu)選為2.0%以下。

al:0.001~0.10%

al是作為脫氧劑被添加的有用元素,為了得到這樣的作用,使之含有0.001%以上,優(yōu)選為0.01%以上,更優(yōu)選為0.03%以上。但是,若使al過剩地含有,則使鋼的潔凈度惡化,因此為0.10%以下,優(yōu)選為0.08%以下,更優(yōu)選為0.06%以下。

本發(fā)明鋼板含有上述元素作為必須的成分,余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)(p、s、n、o等),但不可避免的雜質(zhì)之中,能夠使p、s、n含有截止到下述這樣的各允許范圍。

p:0.1%以下

p作為雜質(zhì)元素不可避免地存在,通過固溶強化而有助地強度的上升,但其在舊奧氏體晶界偏析,使晶界脆化,從而使加工性劣化,因此p量限制在0.1%以下,優(yōu)選為0.05%以下,更優(yōu)選為0.03%以下。

s:0.01%以下

s也作為雜質(zhì)元素不可避免地存在,形成mns夾雜物,變形時成為龜裂的起點而使加工性降低,因此s量限制在0.01%以下,優(yōu)選為0.005%以下,更優(yōu)選為0.003%以下。

n:0.01%以下

n也作為雜質(zhì)元素不可避免地存在,由于應(yīng)變時效而使鋼板的加工性降低,因此n量限制在0.01%以下,優(yōu)選為0.005%以下,更優(yōu)選為0.003%以下。

此外,在不損害本發(fā)明的作用的范圍,還能夠再含有以下的允許成分。

si:0.1~3.0%

si作為固溶強化元素,是有助于鋼板的強度上升的有用的元素。為了得到這樣的作用,優(yōu)選使si含有0.1%以上,更優(yōu)選為0.3%以上,特別優(yōu)選為0.5%以上。但是,若使si過剩地含有,則焊接性顯著劣化,因此為3.0%以下,優(yōu)選為2.5%以下,更優(yōu)選為2.0%以下。

cu:0.05~1.0%、ni:0.05~1.0%、b:0.0002~0.0050%中的一種或兩種以上

這些元素是具有提高淬火性,抑制來自奧氏體相變這一效果的有用元素。為了得到這樣的作用,各元素均優(yōu)選使之含有上述各自的下限值以上。上述元素可以單獨含有,也可以兩種以上并用。但是,即使這些元素過剩地含有,效果也是飽和,在經(jīng)濟上造成浪費,因此各元素均為上述各自的上限值以下。

mo:0.01~1.0%、cr:0.01~1.0%、nb:0.01~0.3%、ti:0.01~0.3%、v:0.01~0.3%中的一種或兩種以上

這些元素是不會使加工性劣化,而對改善強度有用的元素。為了得到這樣的作用,各元素均優(yōu)選含有上述各自的下限值以上。上述元素可以單獨含有,也可以兩種以上并用。但是,若使這些元素過剩地含有,則粗大的碳化物形成,加工性劣化,因此,各元素均為上述各自的上限值以下。

ca:0.0005~0.01%、mg:0.0005~0.01%中的一種或兩種

這些元素使夾雜物微細化,減少破壞的起點,從而對于提高加工性是有用的元素。為了得到這樣的作用,任意一個元素均優(yōu)選使之含有0.0005%以上。上述元素可以單獨使用,也可以兩種并用。但是,若使之過剩地含有,則夾雜物反而粗大,加工性劣化,因此無論哪個元素均為0.01%以下。

接著,以下說明用于得到上述本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的制造條件。

〔本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的制造方法〕

首先,熔煉具有上述成分組成的鋼,通過鑄錠或連續(xù)鑄造而成為板坯(鋼材)后,以均熱溫度1200℃以下(更優(yōu)選為1150℃以下)、最終溫度900℃以下(更優(yōu)選為880℃以下)的條件進行熱態(tài)軋制(熱軋),從最終溫度冷卻至ac1點以下,成為貝氏體或珠光體單相組織,或含有鐵素體這樣的二相組織。

上述熱軋后,以600℃~ac1點(更優(yōu)選為610℃~[ac1-10℃])保持0.8h以上(更優(yōu)選為1h以上)的條件實施退火處理。通過該退火處理,使碳化物球化且粗大化,并且在該碳化物中使mn稠化而達到mn向鋼板的添加量的1.1倍以上。還有,該退火處理可以在冷卻至ac1點以下后,直接在上述溫度域保持,也可以在該溫度域內(nèi)緩冷,或者也可以在熱軋后,先冷卻至低于600℃后再進行。

還有,ac1點能夠根據(jù)鋼板的化學成分,使用萊斯利著,“鐵鋼材料科學”,幸田成靖譯,丸善株式會社,1985年,p.273所述的下式(1)求得。

ac1(℃)=723-10.7×mn-16.9×ni+29.1×si+16.9×cr…(1)

在此,上述式中的元素符號表示各元素的含量(質(zhì)量%)。

對于上述退火板進行冷態(tài)軋制(冷軋)后,將該冷軋板在奧氏體單相域溫度(ac3點以上)保持52s以上,以此條件進行熱處理(γ化熱處理),由此使碳化物奧氏體化。通過前段的退火處理,碳化物中mn稠化,因此可形成mn濃度高的奧氏體。從該奧氏體單相域溫度,以100℃/s以上的冷卻速度急冷至室溫,由此,mn稠化至向鋼板中添加的mn量的1.1倍以上的殘余奧氏體,能夠在作為母相的馬氏體中形成。

還有,ac3點能夠根據(jù)鋼板的化學成分,使用萊斯利著,“鐵鋼材料科學”,幸田成靖譯,丸善株式會社,1985年,p.273所述的下式(2)求得。

ac3(℃)=910-203×√c-30×mn+44.7×si+700×p+400×al-15.2×ni-11×cr-20×cu+400×ti+31.5×mo+104×v…(2)

在此,上述式中的元素符號表示各元素的含量(質(zhì)量%)。

而后,對于上述熱處理板,以150~300℃保持30~1200s的條件進行回火,由此可形成回火馬氏體,能夠使強度-延伸率平衡提高,能夠得到本發(fā)明鋼板(切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板)。

還有,在本發(fā)明中,“切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異”,如后述實施例所述,根據(jù)ph值=1.0的鹽酸浸漬條件下的延遲斷裂發(fā)生率是否在50%以下進行判斷。該條件假設(shè)的是在實際環(huán)境下也相當嚴格的延遲斷裂環(huán)境,明確這一條件,意味著其具有現(xiàn)有的鋼板以上的、極其優(yōu)異的切頭耐延遲斷裂性能。

以下,列舉實施例更具體地說明本發(fā)明,但本發(fā)明當然不受下述實施例限制,在能夠符合前·后述的宗旨的范圍,當然也可以適當加以變更實施,這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。

【實施例】

〔試驗方法〕

熔煉具有下述表1所示的a0、a~l的各成分組成的鋼,制作厚度120mm的鑄塊,使用該鑄塊進行熱軋,達到厚2.8mm后,以下述表2所示的退火條件實施退火。對于該退火板進行酸洗后,冷軋至厚度達到1.0mm而成為冷軋板,以下述表2所示的各條件對于冷軋板實施γ化熱處理和回火。

【表1】

(下劃線:本發(fā)明的范圍外,*:余量fe和不可避免的雜質(zhì),-:無添加)

【表2】

(下劃線:本發(fā)明的范圍外,影線:條件在本發(fā)明的推薦外)

〔測量方法〕

使用所得到的各鋼板,測量馬氏體和殘余奧氏體的面積率,以及局部的mn濃度。另外,為了評價鋼板的機械的特性,也對于抗拉強度(ts)和切頭的耐延遲斷裂性能進行測量。以下展示其測量方法。

(馬氏體的面積率)

關(guān)于馬氏體的面積率,是對于各鋼板進行鏡面研磨,以3%硝酸乙醇腐蝕液腐蝕其表面而使金屬組織出現(xiàn)后,用sem(掃描型電子顯微鏡;scanningelectronmicroscope),在大約40μm×30μm的區(qū)域、就5個視野,以倍率2000倍觀察板厚1/4部的組織,看起來為灰色的區(qū)域定義為馬氏體,將各個視野中求得的面積率進行算術(shù)平均,作為馬氏體的面積率。

(殘余奧氏體的面積率)

殘余奧氏體的面積率,是對各鋼板沿板厚方向進行磨削·研磨,至板厚的1/4,通過x射線衍射強度測量求得。

(局部的mn濃度)

局部的mn濃度,是在大約20μm×20mm的區(qū)域,就3個視野,使用場發(fā)射電子探針顯微分析儀(fe-epma)進行定量分析,在各個視野中,將測量區(qū)域分割成1μm×1mm的小區(qū)域,將各小區(qū)域內(nèi)的mn濃度進行平均而求得。該平均mn濃度為鋼板的mn含量的1.1倍以上的小區(qū)域的比例,定義為各視野中的mn稠化區(qū)域的面積率并計算,將3個視野的mn稠化區(qū)域的面積率進行算術(shù)平均而進行評價。

(抗拉強度)

使用評價對象的各鋼板,在與軋制方向成直角的方向上取長軸,制作jisz2201所述的5號試驗片,遵循jisz2241進行測量,求得抗拉強度(ts)。

(切頭的耐延遲斷裂性能)

對于厚1.0mm的平板狀的鋼板,實施圖1所示這樣的剪切,制作具有切斷端面的鋼板各3張。還有,使切斷的切斷端面為寬50mm,如此切斷成50mm×30mm×1.0mmt的大小。切斷間隙為板厚的10%。耐延遲斷裂性能的評價在圖1所示的自由端側(cè)切斷端面進行。還有,自由端側(cè)為鋼板的不拘束狀態(tài)下的切斷,因此與固定端側(cè)比較,是更容易發(fā)生延遲斷裂的部位。具體來說,作為鹽酸浸漬試驗,以在ph值為1.0,液溫管理在25℃的鹽酸中,將具有上述切斷端面的鋼板浸漬24小時的條件進行。鹽酸浸漬試驗實施后,為了觀察與鋼板的切斷端面正交的板厚斷面,將各鋼板10等分成5mm×30mm×1.0mmt的大小,分別實施鏡面研磨。對于這30個斷面,使用光學顯微鏡確認有無延遲斷裂,將“確認到延遲斷裂的斷面數(shù)/30×100%”定義為延遲斷裂發(fā)生率。還有,為了區(qū)別因切斷而發(fā)生的微小的裂紋與延遲斷裂形成裂縫,將距切斷端面50μm以上的深度的裂縫定義為延遲斷裂。

〔測量結(jié)果〕

測量結(jié)果顯示在下述表3中。在本實施例中,抗拉強度(ts)在1470mpa以上,并且,延遲斷裂發(fā)生率在50%以下的為○合格,判定為切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板。另一方面,抗拉強度(ts)低于1470mpa,或者,延遲斷裂發(fā)生率高于50%的判定為×不合格。

【表3】

(下劃線:本發(fā)明的范圍外,影線:條件在本發(fā)明的推薦外)

如表3所示,滿足本發(fā)明的要件(上述成分要件和上述組織要件)的發(fā)明鋼(鋼no.01、02、3~5、10~12、15、16、19~24),抗拉強度ts均在1470mpa以上,并且,延遲斷裂發(fā)生率滿足50%以下,能夠得到切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強度鋼板。

相對于此,本發(fā)明的要件(上述成分要件和上述組織要件)之中至少一個欠缺的比較鋼(鋼no.1、2、6~9、13、14、17、18),抗拉強度ts和延遲斷裂發(fā)生率之中至少任意一個特性差。

例如,鋼no.1、8如表2的制造no.1、8分別所示,熱軋后的退火溫度脫離推薦范圍而過低,因此如表3所示,殘余奧氏體中mn未充分稠化,切頭的耐延遲斷裂性能差。

另一方面,鋼no.7、14如表2的制造no.7、14分別所示,熱軋后的退火溫度脫離推薦范圍而過高,因此mn擴散而均質(zhì)化,如表3所示,殘余奧氏體中mn未充分稠化,切頭的耐延遲斷裂性能差。

另外,鋼no.2、9如表2的制造no.2、9分別所示,熱軋后的退火保持時間脫離推薦范圍而過短,因此如表3所示,殘余奧氏體中mn未十分稠化,切頭的耐延遲斷裂性能差。

另外,鋼no.6、13如表2的制造no.6、13所示,γ化熱處理溫度脫離推薦范圍而過低,因此未充分奧氏體化,如表3所示,馬氏體不足,抗拉強度ts差。

另外,鋼no.17如表1的鋼種e所示,因為c含量過低,所以如表3所示,馬氏體和殘余奧氏體均不足,抗拉強度ts差。

另外,鋼no.18如表1的鋼種f所示,因為mn含量過低,所以如表3所示,馬氏體和殘余奧氏體均不足,抗拉強度ts差。

如以上,可確認通過滿足本發(fā)明的要件,能夠得到切頭的耐延遲斷裂特優(yōu)異的超高強度鋼板。

詳細并參照特定的實施方式說明了本發(fā)明,但不脫離本發(fā)明的精神和范圍而能夠加以各種變更和修改,這對從業(yè)者來說很清楚。

本申請基于2015年2月13日申請的日本專利申請(專利申請2015-026735),2015年7月27日申請的日本專利申請(專利申請2015-147463),其內(nèi)容在此作為參照編入。

【產(chǎn)業(yè)上的利用可能性】

本發(fā)明的超高強度鋼板,切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異,作為冷軋鋼板和各種鍍覆鋼板等的汽車用鋼板有用。

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