JP4860784B2 - 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4860784B2 JP4860784B2 JP2011523251A JP2011523251A JP4860784B2 JP 4860784 B2 JP4860784 B2 JP 4860784B2 JP 2011523251 A JP2011523251 A JP 2011523251A JP 2011523251 A JP2011523251 A JP 2011523251A JP 4860784 B2 JP4860784 B2 JP 4860784B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- less
- steel sheet
- cold
- indicates
- 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.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 71
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 71
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 28
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 27
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 claims description 27
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 26
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 21
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 18
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 13
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 11
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 9
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 7
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 7
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 7
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 claims description 6
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 6
- 238000005259 measurement Methods 0.000 claims description 4
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 claims description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 23
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 22
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 19
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 9
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 7
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 7
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 7
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 230000009471 action Effects 0.000 description 5
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 5
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 4
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 4
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 4
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 4
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- 229910019142 PO4 Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-K phosphate Chemical compound [O-]P([O-])([O-])=O NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-K 0.000 description 2
- 239000010452 phosphate Substances 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 2
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 230000003679 aging effect Effects 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 239000003814 drug Substances 0.000 description 1
- 229940079593 drug Drugs 0.000 description 1
- 230000009977 dual effect Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000007710 freezing Methods 0.000 description 1
- 230000008014 freezing Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Images
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
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- 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
-
- 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
-
- 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
- C21D8/0436—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
- C21D8/0447—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 heat treatment
- C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
-
- 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
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-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
-
- 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
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- 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
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- 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
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- 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
- C21D2211/002—Bainite
-
- 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
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
- C21D2211/008—Martensite
-
- 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
-
- 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
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
- Y10T428/12792—Zn-base component
- Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Description
本発明は、車体等に好適な成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。
近年、自動車の燃費の向上のため、車体の軽量化がより一層要求されている。車体の軽量化のためには、強度の高い鋼板を使用すればよいが、強度が高くなるほど、プレス成形が困難となる。これは、一般的に、鋼板の強度が高くなるほど、鋼板の降伏応力が増大し、伸びが低下するからである。また、車体用の高強度鋼板として、溶融亜鉛めっき鋼板等の溶融亜鉛めっき処理又はりん酸塩処理等の化成処理が施されたものが用いられることもある。従って、このような高強度鋼板には、良好な溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性も要求される。
伸びの改善に関し、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用したＴＲＩＰ（transformation induced plasticity）鋼板が特許文献１及び特許文献２に記載されている。しかし、ＴＲＩＰ鋼板には、多量のＣが含有されているため、ナゲット割れ等の溶接上の問題がある。また、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板では、降伏応力が非常に高いため、プレス成形時等における形状凍結性が低いという問題もある。
更に、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度ＴＲＩＰ鋼板には遅れ破壊が発生する懸念がある。ＴＲＩＰ鋼板には残留オーステナイトが多く含まれるため、加工時に誘起変態して生成されたマルテンサイトとその周囲の相との界面に、ボイド及び転位が多く発生しやすい。そして、このような場所に水素が集積し、遅れ破壊が発生するのである。
また、降伏応力の低減に関し、フェライトを含むＤＰ（dual phase）鋼が特許文献３に記載されている。しかし、このＤＰ鋼を製造するためには、再結晶焼鈍後の冷却速度を３０℃／ｓ以上と非常に高くする必要である。従って、一般的な製造ラインを用いた溶融亜鉛めっき鋼板の製造に適用することは困難である。
特許文献３〜６に成形性に関する種々の指標が記載されているが、これらの指標を所定の範囲内に調整するだけでは、自動車用部品の伸びフランジ成形の成形性を十分なものとすることは困難である。
本発明は、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができる成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、降伏応力の低いＤＰ鋼板に関し、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、硬度分布を適当なものとすることにより、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができることを見出した。そして、本発明者らは、以下に示す発明の諸態様に相当した。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５ ・・・（Ａ）
Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ） ・・・（Ｂ）
（［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。）
Ｃ ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５ ・・・（Ａ）
Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ） ・・・（Ｂ）
（［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。）
（２） さらに、質量％で、
Ｂ ：０．００００５％〜０．００５％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．０％、
Ｖ ：０．０１％〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％、及び
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５％
からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする（１）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
Ｂ ：０．００００５％〜０．００５％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．０％、
Ｖ ：０．０１％〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％、及び
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５％
からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする（１）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
（３） 前記高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
（４） 前記高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか１つに記載の成形性に優れた高強度鋼板。
（５） 前記金属組織中のマルテンサイト分率が５％超であることを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか１つに記載の成形性に優れた高強度鋼板。
（６） 熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、
次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて前記熱延鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有し、
前記鋼帯は、質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５ ・・・（Ａ）
５０≦ｒ１0.85×Ｖ≦３００ ・・・（Ｃ）
（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。）
次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて前記熱延鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有し、
前記鋼帯は、質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５ ・・・（Ａ）
５０≦ｒ１0.85×Ｖ≦３００ ・・・（Ｃ）
（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。）
（７） 前記連続焼鈍の後に、
前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有することを特徴とする（６）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有することを特徴とする（６）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（８） 前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を４００℃乃至６５０℃の温度にｔ秒間保持する工程を有し、
式（Ｄ）の関係が成立することを特徴とする（７）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］ ・・・（Ｄ）
（［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。）
式（Ｄ）の関係が成立することを特徴とする（７）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］ ・・・（Ｄ）
（［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。）
本発明によれば、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、硬度分布を適当なものとしているため、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができる。
以下、本発明の実施形態について、添付の図面を参照しながら詳細に説明する。
本発明の実施形態に係る鋼板には、質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及びＡｌ：０．００５％〜１．２％が含有されており、Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
ここで、これらの成分の含有量の限定理由について説明する。
Ｃは、強度を確保し、マルテンサイトを安定化する。Ｃ含有量が０．０３％未満であると、十分な強度を得ることが困難であり、マルテンサイトが形成されにくい。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えていると、強度が高くなりすぎて十分な延性を得にくく、十分な溶接性を得にくい。従って、Ｃ含有量の範囲は、０．０３％〜０．２％である。ここで、Ｃ含有量は０．０６％以上であることが好ましく、０．０７％以上であることがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１５％以下であることが好ましく、０．１２％以下であることがより好ましい。
Ｓｉは、強度及び延性を確保し、脱酸作用を呈し、焼入れ性を向上する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満であると、十分な脱酸作用を得ることが困難であり、十分な焼入れ性を得ることが困難である。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難である。従って、Ｓｉ含有量の範囲は、０．００５％〜１．０％である。ここで、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。また、特に良好な溶融亜鉛めっき処理性が重要とされる場合、Ｓｉ含有量は０．７％以下であることが好ましい。更に、Ｓｉ含有量は０．６％以下であることがより好ましく、０．１％以下であることがより一層好ましい。
Ｍｎは、強度を確保し、炭化物の生成を遅らせ、フェライトの生成に有効である。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、十分な強度を得ることが困難であり、フェライトの生成が不十分となって十分な延性を得にくい。一方、Ｍｎ含有量が３．１％を超えていると、焼入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトが過剰に生成し、強度が高くなり過ぎる。この結果、十分な延性を得にくくなり、特性に大きなばらつきが生じやすくなる。従って、Ｍｎ含有量の範囲は、１．０％〜３．１％である。ここで、Ｍｎ含有量は１．２％以上であることが好ましく、１．５％以上であることがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．８％以下であることが好ましく、２．６％以下であることがより好ましい。
Ａｌは、フェライトの生成を促進し、延性を向上させ、脱酸作用を呈する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると、十分な脱酸作用を得ることが困難である。一方、Ａｌ含有量が１．２％を超えていると、アルミナ等の介在物が増加し、十分な加工性を得にくい。従って、Ａｌ含有量の範囲は、０．００５％〜１．２％である。ここで、Ａｌ含有量は０．０２％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。また、Ａｌ含有量は１．０％以下であることが好ましく、０．８％以下であることがより好ましい。なお、Ａｌが大量に含有されていても、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性は低下しにくい。
Ｐは、強度の向上に寄与するため、必要とされる強度レベルに応じて含有されていてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０６％を超えていると、粒界に偏析して局部延性が低下しやすく、溶接性が低下しやすい。従って、Ｐ含有量は０．０６％以下である。ここで、Ｐ含有量は０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましい。一方、Ｐ含有量を０．００１％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｐ含有量は０％超であり、０．００１％以上であることが好ましい。
Ｓは、ＭｎＳを生成して局部延性及び溶接性を低下させる。特に、Ｓ含有量が０．０１％を超えていると、顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０１％である。ここで、Ｓ含有量は０．００７％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。一方、Ｓ含有量を０．００１％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｓ含有量は０％超であり、０．００１％以上であることが好ましい。
Ｎは、不可避的に含まれ、Ｎ含有量が０．０１％を超えていると、時効性を低下させる。また、ＡｌＮを多量に生成してＡｌの作用が低下してしまう。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下である。ここで、Ｎ含有量は０．００７％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。一方、Ｎ含有量を０．０００５％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｎ含有量は０％超であり、０．０００５％以上であることが好ましい。
なお、本実施形態に係る鋼板に、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、及び希土類金属（ＲＥＭ）からなる群から選択された一種以上が、以下に示す範囲で含有されていてもよい。
Ｂは、焼入れ性の確保に寄与し、ＢＮを生成して有効Ａｌを増大させる。一般的に、フェライト分率が増加すると優れた伸びが確保できるが、層状組織となり局部延性が低下することがある。Ｂは、このような局部延性の低下を抑制する。Ｂ含有量が０．００００５％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量（破断伸び歪みの値）が著しく低下する。従って、Ｂ含有量の範囲は０．００００５％〜０．００５％であることが好ましい。ここで、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより一層好ましい。また、Ｂ含有量は０．００３％以下であることがより好ましく、０．００２％以下であることがより一層好ましい。
Ｍｏは、強度の確保及び焼入れ性の向上に寄与する。Ｍｏ含有量が０．０１％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えていると、フェライトの生成が抑制されて延性が低下する。また、Ｍｏ含有量が０．５％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難となることもある。従って、Ｍｏ含有量の範囲は０．０１％〜０．５％であることが好ましい。ここで、Ｍｏ含有量は０．０３％以上であることがより好ましく、０．０５％以上であることがより一層好ましい。Ｃｒは、強度の確保及び焼入れ性の向上に寄与する。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えていると、フェライトの生成が抑制されて延性が低下する。また、Ｃｒ含有量が１．０％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難となることもある。従って、Ｃｒ含有量の範囲は０．０１％〜１．０％であることが好ましい。ここで、Ｃｒ含有量は０．１％以上であることがより好ましく、０．２％以上であることがより一層好ましい。また、Ｃｒ含有量は０．７％以下であることがより好ましく、０．５％以下であることがより一層好ましい。
Ｖ、Ｔｉ、及びＮｂは、強度の確保に寄与する。Ｖ含有量が０．０１％未満、Ｔｉ含有量が０．０１％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満であると、この作用を得にくい。一方、Ｖ含有量が０．１％を超え、Ｔｉ含有量が０．１％を超え、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量が著しく低下する。従って、Ｖ含有量の範囲は０．０１％〜０．１％であることが好ましく、Ｔｉ含有量の範囲は０．０１％〜０．１％であることが好ましく、Ｎｂ含有量の範囲は０．００５％〜０．０５％であることが好ましい。
Ｃａ及びＲＥＭは、介在物の制御及び穴拡げ性の向上に寄与する。Ｃａ含有量が０．０００５％未満、ＲＥＭ含有量が０．０００５％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｃａ含有量が０．００５％を超え、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量が著しく低下する。従って、Ｃａ含有量の範囲は０．０００５％〜０．００５％であることが好ましく、ＲＥＭ含有量の範囲は０．０００５％〜０．００５％であることが好ましい。
なお、不可避的不純物としてはＳｎ等が挙げられる。これら不可避的不純物の含有量が０．０１％以下の場合、実施形態の効果は損なわれない。
本実施形態に係る鋼板では、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との間に、式（Ａ）の関係が成立する。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５ ・・・（Ａ）
ここで、［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示す。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５ ・・・（Ａ）
ここで、［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示す。
従来の高強度鋼板には多量の元素が添加されており、フェライトの生成が抑制される。このため、組織のフェライト分率が低く、他の相（第２相）の分率が高い。従って、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上のＤＰ鋼において伸びが著しく低下している。これに対し、Ｓｉ含有量を多くしたり、Ｍｎ含有量を低くしたりすることによって伸びを大きくすることは可能である。しかしながら、Ｓｉ含有量を多くすると、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性が低下しやすい。また、Ｍｎ含有量を低くすると、強度の確保が困難となる。
このような状況において、本発明者らは、鋭意検討の結果、上記のＡｌの効果を見出した。更に、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量と、成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性（めっき処理性）及び化成処理性との関係を調査した結果、図１に示す結果が得られた。つまり、「０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］」の値が０．３未満であると、成形性が不十分であった。また、「０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］」の値が１．５を超えていると、良好な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性が得られなかった。この結果から、式（Ａ）の関係が満たされている場合に、めっき処理性及び化成処理性を確保しながら、十分なフェライト分率を確保して優れた伸びを得ることができるといえる。なお、成形性と引張試験の結果との関係について検証したところ、成形性が十分な場合には、引張試験によって得られる伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）に関し、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であり、成形性が不十分な場合には、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満であった。
なお、成形性の評価、並びに化成処理性及び溶融亜鉛めっき性の評価は、例えば、後述の実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２７及び比較例Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．４３における評価と同様にして行うことができる。
また、本実施形態に係る鋼板の金属組織には、フェライト及びマルテンサイトが含まれている。フェライトには、ポリゴナルフェライト及びベイネティックフェライトが含まれる。マルテンサイトには、通常の焼き入れにより得られるマルテンサイト、及び６００℃以下の温度に行われた焼戻しにより得られるマルテンサイトが含まれる。本実施形態では、このような金属組織を有しているため、引張強度及び延性を両立することができる。
フェライト分率及びマルテンサイト分率は特に限定されないが、マルテンサイト分率は５％超とすることが好ましい。これは、マルテンサイト分率が５％以下であると、５００ＭＰａ以上の引張強度を得にくくなるからである。なお、フェライト分率及びマルテンサイト分率のより好ましい範囲は、要求される引張強度及び伸びに応じて異なる。すなわち、フェライト分率を高めれば、伸びを確保することができ、マルテンサイト分率を高めれば、引張強度を確保することができるため、伸び及び引張強度のバランスに基づいてそれぞれの範囲を調整することが好ましい。例えば、引張強度が５００ＭＰａ〜８００ＭＰａの場合、フェライト分率の範囲は５０％〜９０％であることが好ましく、マルテンサイト分率の範囲は１０％〜４０％であることが好ましい。引張強度が８００ＭＰａ〜１１００ＭＰａの場合、フェライト分率の範囲は２０％〜６０％であることが好ましく、マルテンサイト分率の範囲は３０％〜６０％であることが好ましい。引張強度が１１００ＭＰａを超えている場合、フェライト分率は３０％以下であることが好ましく、マルテンサイト分率は４０％以上であることが好ましい。
また、本実施形態に係る鋼板の金属組織には、ベイナイトも含まれることが好ましく、ベイナイト分率の範囲は１０％〜４０％であることが好ましい。しかし、引張強度を確保するためには、ベイナイトの分率を増すよりもマルテンサイト分率を増すことが有効で、マルテンサイトの方が少ない分率で所要とする引張強度を確保できる。そして、その分だけフェライト分率を増し、伸びを高めることが可能となる。従って、マルテンサイト分率がベイナイト分率よりも高いことが好ましい。なお、金属組織中にオーステナイトが残存していると、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。このため、残留オーステナイトが実質的に含まれていないことが好ましいが、不可避的に３％未満の残留オーステナイトが含まれていてもよい。
更に、本実施形態に係る鋼板では、ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上である。
Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ） ・・・（Ｂ）
ここで、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。
Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ） ・・・（Ｂ）
ここで、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。
本発明者らは、車体等に用いられる鋼板の成形性を示す指標として、伸び及び穴拡げ値よりも、サイドベンド試験で計測した伸びひずみ量εの方が優れていることを見出した。また、伸びひずみ量εを大きくするほど、成形性が良好になることも見出した。
更に、本発明者らは、図２に示すように、式（Ｂ）の平均値Ｙａｖｅを大きくするほど、伸びひずみ量ε（％）と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積「ε×ＴＳ」の値が大きくなることも見出した。そして、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、良好な成形性を得ることができた。このことから、平均値Ｙａｖｅが４０以上であれば、良好な成形性を得ることができるといえる。なお、平均値Ｙａｖｅの上限は特に限定されないが、本発明者らが行った試験で得られた平均値Ｙａｖｅの最大値は２５０であった。
また、積「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上である場合に、更に、伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であれば、より好ましく、より成形性に優れていることも分かった。
なお、サイドベンド試験では、切欠きが形成された端面に面内曲げを加え、貫通割れが発生した時の伸びひずみ量を測定する。図３に試験片の形状を示す。伸びフランジ性を評価するために、試験片１には大きな曲率半径の切欠き２が設けられている。また、試験後の伸びひずみ量を測定するために、けがき線が入れられている。試験が開始されると、試験片１は周方向に引張応力を受けながら曲げられ破断する。サイドベンド試験では、板厚方向の貫通割れが発生したときに「破断」が生じたと判定する。つまり、穴拡げ試験と異なり、貫通割れ後の伸びひずみは割れの大きさに影響されない。このため、割れ判定のばらつきは生じない。
本実施形態によれば、式（Ａ）で表わされるＳｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、式（Ｂ）で表わされる硬度分布を適当なものとしているため、成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性を両立することができる。
また、式（Ｂ）で表わされる硬度分布はサイドベンド試験の結果を反映しており、サイドベンド試験の結果は、成形性を示す従来の指標である伸び及び穴拡げ性よりも、自動車部品等の成形性をより高精度で表わすことができる。
なお、本実施形態に係る鋼板の強度は特に限定されないが、組成に応じて、例えば、５９０ＭＰａ〜１５００ＭＰａ程度の引張強度が得られる。成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性の両立の効果は、特に９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板にて著しい。
上述のような本実施形態に係る鋼板を製造するためには、上述の組成の鋼を用いて、例えば、一般的に行われている熱延鋼板の製造方法、冷延鋼板の製造方法、又はめっき鋼板の製造方法と同様の処理を行えばよい。例えば、鋼帯の冷間圧延による冷延鋼帯の取得、及び冷延鋼帯の連続焼鈍を行う。また、鋼の熱間圧延による熱間鋼帯の取得、熱間鋼帯の酸洗、熱間鋼帯の冷間圧延による冷延鋼帯の取得、冷延鋼帯の連続焼鈍、及び冷延鋼帯の調質圧延をこの順で実施してもよい。また、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を実施してもよい。この場合、例えば、調質圧延は溶融亜鉛めっき処理後に行えばよい。
例えば、熱間圧延は一般的な条件下で実施すればよい。但し、フェライト粒にひずみが過度に加わって加工性が低下するのを防ぐために、熱間圧延をＡｒ３点以上の温度で行うことが好ましい。また、９４０℃を超える温度で熱間圧延を行うと、焼鈍後の再結晶粒径が過剰に粗大化することがある。このため、熱間圧延は９４０℃以下で行うことが好ましい。熱間圧延の巻き取り温度が高いほど、再結晶及び粒成長が促進され、加工性が向上する。しかしながら、巻き取り温度が５５０℃を超えていると、熱間圧延時に発生するスケールの生成も促進される。このため、酸洗に要する時間が長くなることがある。また、フェライト及びパーライトが層状に生成してＣが不均一に拡散しやすくなる。従って、巻き取り温度は５５０℃以下であることが好ましい。その一方で、巻き取り温度が４００℃未満であると、鋼板が硬化して冷間圧延時での負荷が高くなる。従って、巻き取り温度は４００℃以上であることが好ましい。
酸洗は一般的な条件下で実施すればよい。
酸洗後の冷間圧延も一般的な条件下で実施すればよい。なお、冷間圧延の圧下率の範囲は３０％〜７０％であることが好ましい。圧下率が３０％未満であると、鋼板の形状の矯正が困難となることがあり、圧下率が７０％を超えていると、鋼板のエッジ部に割れが発生したり、形状の乱れが生じたりするからである。
また、冷間圧延は複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて連続して行い、最初のスタンドにおける冷延率ｒ１（％）、及び連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度Ｖ（℃／ｓｅｃ）は、式（Ｃ）の関係を満たしていることが好ましい。ここで、連続焼鈍設備には、冷延鋼板の製造ラインに設けられた連続焼鈍設備、及び連続溶融亜鉛めっき鋼板の製造ラインに設けられた連続焼鈍設備が含まれる。
５０≦ｒ１０．８５×Ｖ≦３００ ・・・（Ｃ）
５０≦ｒ１０．８５×Ｖ≦３００ ・・・（Ｃ）
本発明者らは、冷延率ｒ１と昇温速度Ｖとの関係を調査した結果、図４に示す結果が得られた。上述のように、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、良好な成形性を得ることができる。そこで、図４には、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上の条件を「○」で示し、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満の条件を「×」で示してある。「ｒ１０．８５×Ｖ」の値が５０未満であると、フェライトが軟らかくなりすぎて、硬質相との硬度差が大きくなる。一方、「ｒ１０．８５×Ｖ」の値が３００を超えていると、未再結晶の割合が高くなり過ぎて成形性が低下する。なお、「ｒ１０．８５×Ｖ」の値は１００以上であることがより好ましく、２５０以下であることがより好ましい。
連続焼鈍は、Ａｃ１点の温度以上、Ａｃ３点の温度＋１００℃以下の範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍をＡｃ１点の温度未満で行うと、組識が不均一となりやすい。一方、連続焼鈍をＡｃ３点の温度＋１００℃を超える温度で行うと、オーステナイトの粗大化によりフェライトの生成が抑制され、伸びが低下する。また、経済的な点から焼鈍温度は９００℃以下であることが望ましい。焼鈍時間に関し、層状の組識を解消するためには３０秒間以上、保持することが好ましい。一方、３０分間以上、保持すると効果が飽和し、生産性が低下する。従って、焼鈍時間の範囲は３０秒間〜３０分間とすることが好ましい。
連続焼鈍の冷却では、終了温度を６００℃以下とすることが好ましい。終了温度が６００℃を超えていると、オーステナイトが残留しやすくなり、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。
なお、連続焼鈍後に、６００℃以下の焼戻し処理を行ってもよい。このような焼戻し処理を行うことにより、例えば、穴拡げ性及び脆性をより良好なものとすることができる。
本発明者らは、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、溶融亜鉛めっき処理後に、冷延鋼帯を４００℃〜６５０℃の温度に、式（Ｄ）の関係を満たす時間（ｔ秒間）保持することが好ましい。
ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］ ・・・（Ｄ）
ここで、［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。
ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］ ・・・（Ｄ）
ここで、［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。
本発明者らは、溶融亜鉛めっき処理後に冷延鋼帯を４００℃〜６５０℃の温度に保持する際の保持時間について調査した結果、図５に示す結果が得られた。図５中の○は十分な引張強度が得られたことを示し、×は引張強度が比較的低かったことを示す。図５に示すように、保持時間ｔ（ｓ）の値が式（Ｄ）の右辺（質量％）の値を超えていると、引張強度が比較的低かった。これは、ベイナイトが過剰に生成し、十分なマルテンサイト分率を確保することが困難になったからである。
次に、本発明者らが行った実験について説明する。
先ず、真空溶解炉を用いて、表１に示す組成を有する実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３４及び比較例Ｎｏ．３５〜Ｎｏ．５２の鋼を作製した。次いで、鋼を冷却し、凝固させた後、１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて熱間圧延の仕上圧延を行った。その後、５００℃まで冷却し、５００℃に１時間保持して熱延板を得た。この５００℃での１時間の保持は、熱間圧延の巻き取り時の熱処理を再現する。続いて、熱延板から酸洗によりスケールを除去し、その後に、表４に示す冷延率ｒで冷間圧延を行って冷延板を得た。次いで、連続焼鈍シミュレータを用いて、表４に示す昇温速度Ｖで冷延板を昇温し、７７０℃で６０秒間の焼鈍を行った。その後、溶融亜鉛めっきを施し、合金化炉で合金化処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
そして、引張試験にて伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を測定し、サイドベンド試験にて伸びひずみ量ε（％）を測定した。引張試験ではＪＩＳ５号片を使用した。サイドベンド試験は、上記の要領で実施した。そして、「ＥＬ×ＴＳ」の値、及び「ε×ＴＳ」の値を求めた。これらの結果を表２に示す。少なくとも「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、引張強度及び延性が両立しているということができ、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であれば、引張強度及び延性がより良好であるということができる。
また、光学顕微鏡を用いて金属組織を観察した。このとき、フェライトはナイタールエッチング後に観察し、マルテンサイトはレペラーエッチング後に観察した。そして、フェライト分率及びマルテンサイト分率を算出した。更に、鋼板の表層から１／４厚まで化学研磨した面をＸ線回折に供して、残留オーステナイト分率を算出した。これらの結果を表２に示す。
また、ナノインデンターを用いて、１試料につき３００点で硬度Ｘ１〜Ｘ３００を測定した。このとき、ナノインデンターとしてＨＹＳＩＴＲＯＮ社の「ＴＲＩＢＯＩＮＤＥＮＴＥＲ」を用い、測定間隔は３μｍとした。そして、硬度Ｘ１〜Ｘ３００から平均値Ｙａｖｅを算出した。この結果を表３に示す。
また、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性の評価も行った。化成処理性の評価では、りん酸塩処理薬剤を用いて標準仕様にて処理した後、化成被膜の性状を目視及び走査型電子顕微鏡にて観察した。そして、鋼板下地を緻密に被覆しているものを良好、そうでないものを不良と判断した。りん酸塩処理薬剤としては、通常の自動車用薬剤である日本パーカーライジング社の「Ｂｔ３０８０」を用いた。溶融亜鉛めっき処理性の評価では、式（Ｃ）が満たされる条件下で焼鈍を行った後に、溶融亜鉛めっきシミュレータを用いて溶融亜鉛めっき処理を行い、目視にて観察した。そして、めっき膜がめっき面の９０％以上の面積で均一に形成されているものを良好、そうでないものを不良とした。そして、化成処理性の評価及び溶融亜鉛めっき処理性の評価の双方で良好なものを、表３中に「○」と示し、少なくとも一方で不良なものを「×」と示した。更に、溶融亜鉛めっき処理後には、表４に示す時間、５００℃に保持した。
表１〜表４に示す結果から認められるように、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３４では、良好な溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が得られ、また、高い引張強度及び良好な成形性が得られた。つまり、強度及び延性が両立していた。特に、式（Ｄ）を満足する実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３２では、実施例Ｎｏ．３３及びＮｏ．３４よりも、「ＥＬ×ＴＳ」の値及び「ε×ＴＳ」の値が高かった。
一方、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３６、及びＮｏ．３９〜Ｎｏ．４３では、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。また、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例Ｎｏ．３７、Ｎｏ．３８、及びＮｏ．４４では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。
式（Ａ）を満足しない比較例Ｎｏ．４５では、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できず、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性も低かった。また、式（Ａ）を満足しない比較例Ｎｏ．４６では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。
式（Ｂ）及び式（Ｃ）を満足しない比較例Ｎｏ．４７及びＮｏ．４８では、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
式（Ｃ）を満足しない比較例Ｎｏ．４９及びＮｏ．５０では、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
式（Ｄ）を満足しない比較例Ｎｏ．５１及びＮｏ．５２では、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
本発明は、例えば、車体に用いられる成形性に優れた高強度鋼板の関連産業において利用することができる。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５ ・・・（Ａ）
Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ−３）−２／ｎ） ・・・（Ｂ）
（［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。） - さらに、質量％で、
Ｂ ：０．００００５％〜０．００５％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．０％、
Ｖ ：０．０１％〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％、及び
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５％
からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。 - 前記高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする請求項１又は２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
- 前記金属組織中のマルテンサイト分率が５％超であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
- 熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、
次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて前記熱延鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有し、
前記鋼帯は、質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｎ：１．０％〜３．１％、及び
Ａｌ：０．００５％〜１．２％を含有し、
Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５ ・・・（Ａ）
５０≦ｒ１0.85×Ｖ≦３００ ・・・（Ｃ）
（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。） - 前記連続焼鈍の後に、
前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、
次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
を有することを特徴とする請求項６に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を４００℃乃至６５０℃の温度にｔ秒間保持する工程を有し、
式（Ｄ）の関係が成立することを特徴とする請求項７に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］ ・・・（Ｄ）
（［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011523251A JP4860784B2 (ja) | 2010-01-13 | 2011-01-13 | 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010004735 | 2010-01-13 | ||
| JP2010004735 | 2010-01-13 | ||
| PCT/JP2011/050440 WO2011087057A1 (ja) | 2010-01-13 | 2011-01-13 | 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP2011523251A JP4860784B2 (ja) | 2010-01-13 | 2011-01-13 | 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP4860784B2 true JP4860784B2 (ja) | 2012-01-25 |
| JPWO2011087057A1 JPWO2011087057A1 (ja) | 2013-05-20 |
Family
ID=44304327
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011523251A Active JP4860784B2 (ja) | 2010-01-13 | 2011-01-13 | 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20120328901A1 (ja) |
| EP (1) | EP2524972B9 (ja) |
| JP (1) | JP4860784B2 (ja) |
| KR (1) | KR101290883B1 (ja) |
| CN (1) | CN102712973B (ja) |
| BR (1) | BRPI1105244B1 (ja) |
| CA (1) | CA2782777C (ja) |
| ES (1) | ES2614806T3 (ja) |
| MX (1) | MX2012004650A (ja) |
| PL (1) | PL2524972T3 (ja) |
| WO (1) | WO2011087057A1 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10047174B1 (en) | 2017-06-28 | 2018-08-14 | Infineum International Limited | Polymerization initiating system and method to produce highly reactive olefin functional polymers |
| US10167352B1 (en) | 2017-06-28 | 2019-01-01 | University Of Massachusetts | Polymerization initiating system and method to produce highly reactive olefin functional polymers |
| US10174138B1 (en) | 2018-01-25 | 2019-01-08 | University Of Massachusetts | Method for forming highly reactive olefin functional polymers |
Families Citing this family (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ES2732799T3 (es) * | 2011-09-30 | 2019-11-26 | Nippon Steel Corp | Chapa de acero galvanizada por inmersión en caliente y método de fabricación de la misma |
| BR112014017020B1 (pt) | 2012-01-13 | 2020-04-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | chapa de aço laminada a frio e método para produzir chapa de aço laminada a frio |
| MX357148B (es) | 2012-01-13 | 2018-06-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Lamina de acero laminada en frio y metodo para la produccion de la misma. |
| RU2581333C2 (ru) * | 2012-01-13 | 2016-04-20 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Горячештампованная сталь и способ ее изготовления |
| JP5648757B2 (ja) | 2012-01-13 | 2015-01-07 | 新日鐵住金株式会社 | ホットスタンプ成形体、及びホットスタンプ成形体の製造方法 |
| JP5590244B2 (ja) | 2012-02-22 | 2014-09-17 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| IN2015DN00521A (ja) | 2012-08-06 | 2015-06-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | |
| CN103060690A (zh) * | 2013-01-22 | 2013-04-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度钢板及其制造方法 |
| KR101505302B1 (ko) * | 2013-06-27 | 2015-03-24 | 현대제철 주식회사 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| DE102014017274A1 (de) * | 2014-11-18 | 2016-05-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl |
| DE102014017273A1 (de) * | 2014-11-18 | 2016-05-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl |
| DE102014017275A1 (de) * | 2014-11-18 | 2016-05-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl |
| KR101620750B1 (ko) | 2014-12-10 | 2016-05-13 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 복합조직강판 및 이의 제조방법 |
| DE102015111177A1 (de) * | 2015-07-10 | 2017-01-12 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus |
| JP6724320B2 (ja) * | 2015-09-10 | 2020-07-15 | 日本製鉄株式会社 | 伸びと穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| CN108367539B (zh) | 2015-12-15 | 2021-06-11 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | 高强度热浸镀锌钢带材 |
| JP6692429B2 (ja) | 2016-03-30 | 2020-05-13 | タタ スチール リミテッド | 引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、かつ全伸びが１６〜１７％である高強度熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ） |
| CN106521339B (zh) * | 2016-12-05 | 2018-04-27 | 武汉钢铁有限公司 | 一种水轮发电机磁轭用高强度高精度热轧钢板及生产方法 |
| WO2019122965A1 (en) * | 2017-12-19 | 2019-06-27 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| CN113322408B (zh) * | 2020-02-28 | 2022-06-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接EH550MPa级调质海工钢板及其制造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003313636A (ja) * | 2002-04-25 | 2003-11-06 | Jfe Steel Kk | 高延性かつ高強度の溶融めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2008056993A (ja) * | 2006-08-31 | 2008-03-13 | Nippon Steel Corp | 伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57155329A (en) | 1981-07-20 | 1982-09-25 | Nippon Steel Corp | Production of high-strength cold-rolled steel sheet excellent in strain age-hardenability |
| JPS61157625A (ja) | 1984-12-29 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 高強度鋼板の製造方法 |
| JP3498504B2 (ja) * | 1996-10-23 | 2004-02-16 | 住友金属工業株式会社 | 高延性型高張力冷延鋼板と亜鉛メッキ鋼板 |
| JP3527092B2 (ja) * | 1998-03-27 | 2004-05-17 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP3945180B2 (ja) | 2000-04-13 | 2007-07-18 | 住友金属工業株式会社 | 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法 |
| WO2003106723A1 (ja) * | 2002-06-14 | 2003-12-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP4655782B2 (ja) * | 2005-06-30 | 2011-03-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高延性で、化成処理性に優れる７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JP4964494B2 (ja) | 2006-05-09 | 2012-06-27 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP4732986B2 (ja) | 2006-09-05 | 2011-07-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板とその製法 |
| JP5223360B2 (ja) * | 2007-03-22 | 2013-06-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5365217B2 (ja) * | 2008-01-31 | 2013-12-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR101090663B1 (ko) * | 2008-03-27 | 2011-12-07 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법 |
| JP5438302B2 (ja) * | 2008-10-30 | 2014-03-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
-
2011
- 2011-01-13 KR KR1020127018137A patent/KR101290883B1/ko active IP Right Grant
- 2011-01-13 EP EP11732927.6A patent/EP2524972B9/en active Active
- 2011-01-13 CN CN201180006036.5A patent/CN102712973B/zh active Active
- 2011-01-13 WO PCT/JP2011/050440 patent/WO2011087057A1/ja active Application Filing
- 2011-01-13 ES ES11732927.6T patent/ES2614806T3/es active Active
- 2011-01-13 CA CA2782777A patent/CA2782777C/en not_active Expired - Fee Related
- 2011-01-13 PL PL11732927T patent/PL2524972T3/pl unknown
- 2011-01-13 BR BRPI1105244A patent/BRPI1105244B1/pt not_active IP Right Cessation
- 2011-01-13 JP JP2011523251A patent/JP4860784B2/ja active Active
- 2011-01-13 MX MX2012004650A patent/MX2012004650A/es active IP Right Grant
- 2011-01-13 US US13/521,090 patent/US20120328901A1/en not_active Abandoned
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003313636A (ja) * | 2002-04-25 | 2003-11-06 | Jfe Steel Kk | 高延性かつ高強度の溶融めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2008056993A (ja) * | 2006-08-31 | 2008-03-13 | Nippon Steel Corp | 伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10047174B1 (en) | 2017-06-28 | 2018-08-14 | Infineum International Limited | Polymerization initiating system and method to produce highly reactive olefin functional polymers |
| US10167352B1 (en) | 2017-06-28 | 2019-01-01 | University Of Massachusetts | Polymerization initiating system and method to produce highly reactive olefin functional polymers |
| US10174138B1 (en) | 2018-01-25 | 2019-01-08 | University Of Massachusetts | Method for forming highly reactive olefin functional polymers |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ES2614806T3 (es) | 2017-06-02 |
| EP2524972A4 (en) | 2014-10-22 |
| KR20120095466A (ko) | 2012-08-28 |
| JPWO2011087057A1 (ja) | 2013-05-20 |
| WO2011087057A1 (ja) | 2011-07-21 |
| EP2524972B9 (en) | 2017-08-30 |
| BRPI1105244A2 (pt) | 2016-05-03 |
| CA2782777C (en) | 2014-11-18 |
| ES2614806T9 (es) | 2018-01-02 |
| KR101290883B1 (ko) | 2013-07-29 |
| CA2782777A1 (en) | 2011-07-21 |
| US20120328901A1 (en) | 2012-12-27 |
| BRPI1105244B1 (pt) | 2018-05-08 |
| PL2524972T3 (pl) | 2017-06-30 |
| EP2524972B1 (en) | 2016-12-28 |
| CN102712973A (zh) | 2012-10-03 |
| EP2524972A1 (en) | 2012-11-21 |
| MX2012004650A (es) | 2012-05-08 |
| CN102712973B (zh) | 2016-06-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4860784B2 (ja) | 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| US10927428B2 (en) | Hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof | |
| US10253389B2 (en) | High-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet and production method therefor | |
| US10711333B2 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| CN107709598B (zh) | 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板 | |
| JP5454746B2 (ja) | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| KR101597473B1 (ko) | 굽힘성이 우수한 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5493986B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| KR101621639B1 (ko) | 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법 | |
| CN112996938B (zh) | 高强度钢板 | |
| US11230744B2 (en) | Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet | |
| CN116837295A (zh) | 耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法 | |
| US11850821B2 (en) | Hot-pressed member, cold-rolled steel sheet for hot-pressed member, and method for producing the same | |
| JP4441417B2 (ja) | 成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
| MX2014009571A (es) | Plancha de acero laminada en frio, plancha de acero chapada y metodo para fabricarla. | |
| JP5151390B2 (ja) | 高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 | |
| JP2013249501A (ja) | 機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7191796B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5988000B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2020003986A1 (ja) | 冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| TW201837197A (zh) | 冷軋鋼板以及熔融鍍鋅冷軋鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20111011 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20111102 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4860784 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20141111 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20141111 Year of fee payment: 3 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20141111 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |